DE10058320A1 - Silicium-Waffer und Herstellungsverfahren für diesen - Google Patents

Silicium-Waffer und Herstellungsverfahren für diesen

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Abstract

Ein erster Silicium-Wafer der Erfindung besteht aus einer perfekten Domäne, in welcher, wenn man annimmt, daß die untere Nachweisgrenze von Agglomeraten von Zwischengitter-Silicium-Punktdefekten oder Agglomeraten von Leerstellen-Punktdefekten 1 x 10·3· Agglomerate/cm·3· beträgt, die Konzentration der Punktdefekt-Agglomerate nicht über der unteren Nachweisgrenze liegt, und in diesem ersten Silicium-Wafer ist die Konzentration von Eisen-Verunreinigungen nicht größer als 2 x 10·9· Atome/cm·3·. Dieser Wafer besitzt hervorragende elektrische Eigenschaften. DOLLAR A Bei einem zweiten Silicium-Wafer liegt die Konzentration der Punktdefekt-Agglomerate nicht über der unteren Nachweisgrenze, und dieser Wafer ist vom P-Leitungstyp und sein spezifischer elektrischer Widerstand ist auf einen Bereich von 1 bis 15 OMEGAcm angepaßt. Dieser Wafer weist, mittels einer Wärmebehandlung in einem Bauteil-Herstellungsverfahren, einen einheitlichen Getter-Effekt auf der Wafer-Oberfläche auf, besitzt wenige Punktdefekt-Agglomerate, selbst wenn er aus einem mit vergleichsweise hoher Ziehgeschwindigkeit gezogenen Ingot hergestellt wurde, und macht es möglich, eine integrierte Halbleiterschaltung mit hoher Ausbeute zu fertigen. Der spezifische elektrische Widerstand des Wafers kann auf einen gewünschten Wert angepaßt werden. DOLLAR A Ein dritter Silicium-Wafer ist ein Silicium-Wafer, der aus einem Ingot geschnitten wurde, welcher aus einer perfekten Domäne (P) besteht, in welcher die Konzentration der ...

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG 1. Gebiet der Erfindung
Die Erfindung betrifft einen Silicium-Wafer, der aus einem Einkristall-Silicium- Ingot hergestellt wird, welcher mittels des Czochralski-Verfahrens (im folgenden "CZ-Verfahren" genannt) hergestellt wird, und ein Herstellungsverfahren für diesen Wafer. Sie betrifft insbesondere einen Silicium-Wafer, der zur Herstellung eines Halbleiter-Bauteils, etwa einem LSI oder dergleichen, zu verwenden ist.
2. Beschreibung des technischen Hintergrundes
Ein Halbleiter-Bauteil, etwa ein LSI oder dergleichen, muß solche hervorragenden elektrischen Eigenschaften aufweisen, daß der Leckstrom in einem PN-Übergang klein ist und ein MOS-Transistor in einem Gate-Oxidfilm hohe Zuverlässigkeit be­ sitzt. Kristalldefekte in einem als Substrat dienenden Silicium-Wafer und eine durch ein metallisches Element im Wafer verursachte Verunreinigung werden als Gründe angeführt, welche diese Eigenschaften beeinträchtigen.
Von allen metallischen Elementen in einem Einkristall-Silicium ist besonders der schlechte Einfluß des Eisenelementes hervorzuheben, und dieses Eisenelement wird durch eine von der Umgebung oder einer Vorrichtung stammenden Verunreinigung eingebracht.
Als Verfahren zum Einfangen eines metallischen Elements, etwa eines Eisenele­ ments, von einer Funktions-Domäne eines Silicium-Wafers, sind bisher ein intrinsisches Getter-Verfahren (IG-Verfahren) und ein extrinsisches Getter-Verfahren (EG- Verfahren) bekannt, welche dem Wafer selber eine Getter-Fähigkeit verleihen, um ein metallisches Element einzufangen. Und als Verfahren zum Entfernen von Metall von der Oberfläche eines Wafers, die eine Funktions-Domäne werden soll, ist ein RCA-Reinigungsverfahren bekannt, welches einen Silicium-Wafer mit einer aus Wasserstoffperoxid und Ammoniumhydroxid bestehenden SC-1-Lösung und dann mit einer aus Wasserstoffperoxid und verdünnter Salzsäure bestehenden SC-2- Lösung reinigt.
Falls eine große Menge des metallischen Elements in einen mittels des CZ- Verfahrens hergestellten Einkristall-Silicium-Ingots eingemischt ist, ist es jedoch erforderlich, ein immer komplizierteres oder fortschrittlicheres Verfahren zum Ent­ fernen des metallischen Elements von einem Silicium-Wafer zu verwenden.
Andererseits werden, als Grund zur Verminderung der Ausbeute bei einem Verfah­ ren zur Herstellung einer integrierten Halbleiterschaltung in den vergangenen Jahren, genannt: die Existenz von Mikrodefekten durch Sauerstoffabscheidungen, die zu einem Kern von oxidationsbedingten Stapelfehlern (im folgenden "OSF" genannt) werden, oder eines Teilchens kristallinen Ursprungs (im folgenden "COP" genannt) oder großen zwischengitterartigen Versetzungen (im folgenden "L/D" genannt). Die OSFs entstehen aufgrund der Tatsache, daß ein Mikrodefekt, der als Kern eines Kri­ stalles dienen soll, beim Züchten des Kristalls eingebracht wird und bei einem ther­ mischen Oxidationsverfahren und dergleichen bei der Herstellung eines Halbleiter- Bauteils wirksam werden, und einen Fehler, wie etwa das Ansteigen des Leckstroms in einem fertigen Bauteil bewirken. Und wenn ein hochglanzpolierter Silicium- Wafer mit einem Lösungsgemisch aus Ammoniak und Wasserstoffperoxid gereinigt wird, werden Grübchen auf der Wafer-Oberfläche erzeugt, und wenn der Wafer mit­ tels eines Teilchenzählers gemessen wird, werden solche Grübchen als reelle Teil­ chen nachgewiesen. Solche Grübchen sind durch Kristalle bedingt und werden zu ihrer Unterscheidung von reellen Teilchen COPs genannt. COPs, die Grübchen auf einer Wafer-Oberfläche darstellen, führen zu einer Verschlechterung der elektrischen Eigenschaften, etwa des zeitabhängigen dielektrischen Durchschlags (TDDB), des elektrischen Durchschlags zum Zeitpunkt Null (TZDB) und dergleichen eines Oxid­ films. Außerdem ist die Existenz von COPs in einer Wafer-Oberfläche der Grund für Stufen bei einem Verdrahtungsvorgang eines Bauteils und kann einen Drahtbruch verursachen. Und es kann ein Leck und dergleichen in einem Isolationsteil eines Bauteils verursachen und die Ausbeute eines Produktes vermindern. Außerdem wird ein L/D als Versetzungs-Cluster oder auch als Versetzungs-Grübchen bezeichnet, da sich ein Grübchen bildet, wenn ein Silicium-Wafer mit diesem Defekt in eine selek­ tive Ätzlösung, die Fluorwasserstoffsäure als Hauptbestandteil enthält, eingetaucht wird. Das L/D bewirkt auch eine Verschlechterung der elektrischen Eigenschaften, wie etwa der Leckstromeigenschaft, der Isoliereigenschaft und dergleichen.
Aufgrund der obigen Umstände ist eine Verminderung von OSFs, COPs und L/Ds in einem zur Herstellung einer integrierten Halbleiterschaltung verwendeten Silicium- Wafer erforderlich.
Ein defektfreier Silicium-Wafer, der frei ist von OSFs, COPs und L/Ds, ist in der offengelegten japanischen Patentanmeldung Nr. Hei 11-1393 offenbart. Wenn man annimmt, daß eine perfekte Domäne in einem Einkristall-Silicium-Ingot, in welcher es keine Agglomerate von Leerstellen-Punktdefekten oder Agglomerate von Zwi­ schengitter-Silicium-Punktdefekten gibt, [P] ist, handelt es sich bei diesem defekt­ freien Silicium-Wafer um einen Silicium-Wafer, der aus einem aus einer perfekten Domäne [P] bestehenden Ingot geschnitten wurde. Eine perfekte Domäne [P] ist vorhanden zwischen einer Domäne [I], in welcher Zwischengitter-Silicium- Punktdefekte vorherrschen, und einer Domäne [V], in welcher Leerstellen- Punktdefekte in einem Einkristall-Silicium-Ingot vorherrschen. Wenn man annimmt, daß die Ziehgeschwindigkeit des Ingot V mm/min und der Temperaturgradient an der Grenzfläche zwischen Siliciumschmelze und Ingot in vertikaler Richtung G °C/mm beträgt, wird ein aus einer solchen perfekten Domäne [P] bestehender Silici­ um-Wafer dadurch hergestellt, daß der Wert von V/G mm2/ /min °C) so bestimmt wird, daß OSFs, die während einer thermischen Oxidationsbehandlung in Ringform erzeugt werden, im Zentrum des Wafers verschwinden.
Andererseits darf ein Silicium-Wafer keine OSFs, COPs oder L/Ds aufweisen und sein spezifischer elektrischer Widerstand muß 1 bis 15 Ωcm betragen, so daß er mit einem bestehende Bauteil-Herstellungsverfahren kompatibel ist. Und einige Halb­ leiter-Hersteller fordern Silicium-Wafer, welche die Fähigkeit besitzen, bei einem Bauteil-Herstellungsverfahren auftretende metallische Verunreinigungen zu gettern. Wenn ein Wafer mit unzureichendem Getter-Vermögen in einem Bauteil- Herstellungsverfahren durch Metall verunreinigt wird, bedingt diese metallische Verunreinigung Fehlfunktionen des Bauteils aufgrund undichter Übergänge oder eines "gefangenen" Zustands, und dadurch wird die Produktausbeute vermindert.
Ein Silicium-Wafer, der aus einem aus dieser perfekten Domäne [P] bestehenden Ingot ausgeschnitten wurde, besitzt für gewöhnlich einen spezifischen elektrischen Widerstand von 1 bis 15 Ωcm und ist frei von OSFs, COPs und L/Ds. Jedoch treten bei diesen aus der perfekten Domäne [P] bestehenden Silicium-Wafern, in einem Wafer, welcher eine vergleichsweise geringe Leerstellen-Punktdefekt-Konzentration aufweist, bei einem Bauteil-Herstellungsverfahren Sauerstoffabscheidungen im Wa­ fer bei der Wärmebehandlung nicht immer gleichmäßig auf, und daher kann der Wa­ fer manchmal keinen ausreichenden Getter-Effekt erzielen.
Und im Fall, daß der Temperaturgradient konstant ist, ist der Wert von V/G zur Her­ stellung eines aus einer perfekten Domäne [P] bestehenden Silicium-Wafers propor­ tional zur Ziehgeschwindigkeit V eines Ingots, und es ist erforderlich, den Ingot mit einer in einem engen Bereich gesteuerten, vergleichsweise geringen Geschwindig­ keit zu ziehen, jedoch ist es nicht immer technisch leicht, die Anforderung sicher zu erfüllen und die Produktivität eines solchen Ingot ist ebenfalls nicht hoch.
INHALT DER ERFINDUNG
Ein erstes Ziel der Erfindung besteht darin, einen Silicium-Wafer bereitzustellen, welcher keine kristallbedingten Defekte aufweist, einen geringen Grad an Verunrei­ nigungen durch Metalle wie etwa Eisen, sowie hervorragende elektrische Eigen­ schaften aufweist, und ein Verfahren zur Herstellung von diesem bereitzustellen.
Ein zweites Ziel der Erfindung besteht darin, einen Silicium-Wafer bereitzustellen, welcher geringe Agglomerate von Punktdefekten aufweist, sogar wenn ein Ingot mit einer vergleichsweise hohen Geschwindigkeit und mit einem innerhalb eines weiten Bereiches liegenden V/G-Wertes gezogen wird, was es möglich macht, eine inte­ grierte Halbleiterschaltung mit hoher Ausbeute zu fertigen, welche Dank ihres spezi­ fischen elektrischen Widerstandes von 1 bis 15 Ωcm kompatibel mit bestehenden Bauteil-Herstellungsprozessen ist, und ein Verfahren zur Herstellung von diesem bereitzustellen.
Ein drittes Ziel der Erfindung besteht darin, einen Silicium-Wafer bereitzustellen, welcher so angepaßt werden kann, daß er einen gewünschten spezifischen elektri­ schen Widerstand aufweist, sowie ein Verfahren zur Herstellung von diesem.
Ein viertes Ziel der Erfindung besteht darin, einen Silicium-Wafer bereitzustellen, welcher aus einem aus einer perfekten Domäne [P] bestehenden Ingot geschnitten wird und durch eine Wärmebehandlung bei einem Bauteil-Herstellungsverfahren einen einheitlichen Getter-Effekt über die gesamte Wafer-Oberfläche erzielen kann, sowie ein Verfahren zur Herstellung von diesem.
Ein erster Aspekt der Erfindung betrifft einen Silicium-Wafer, welcher aus einer per­ fekten Domäne besteht, in welcher, wenn man annimmt, daß die untere Erfassungs­ grenze für Agglomerate von Zwischengitter-Silicium-Punktdefekten oder Agglome­ rate von Leerstellen-Punktdefekten 1 × 103 Agglomerate/cm3 beträgt, die Konzen­ tration der Punktdefekt-Agglomerate nicht über dieser unteren Erfassungsgrenze liegt und die Eisen-Verunreinigungskonzentration nicht größer ist als 2 × 109 Ato­ me/cm3.
Ein Silicium-Wafer gemäß dem ersten Aspekt der Erfindung besitzt keine kristallbe­ dingten Defekte und die Eisen-Verunreinigungskonzentration beträgt lediglich 2 × 109 Atome/cm3 oder weniger, und er weist daher einen geringen Leckstrom in einem PN-Übergang auf und besitzt hervorragende elektrische Eigenschaften, wie etwa eine hohe Zuverlässigkeit bezüglich einem Gate-Oxidfilm eines MOS-Transistors oder dergleichen, wenn ein Halbleiter-Bauteil, etwa ein LSI oder dergleichen, aus dem Wafer hergestellt wird.
Ein zweiter Aspekt der Erfindung betrifft einen Silicium-Wafer, bei welchem, wenn man annimmt, daß die untere Nachweisgrenze für Agglomerate von Zwischengitter- Silicium-Punktdefekten oder Agglomeraten von Leerstellen-Punktdefekten 1 × 103 Agglomerate/cm3 beträgt, die Konzentration von Agglomeraten von Punktdefekten nicht über dieser unteren Nachweisgrenze liegt, der vom P-Leitungstyp ist und des­ sen spezifischer elektrischer Widerstand auf einen Bereich zwischen 1 bis 15 Ωcm angepaßt ist.
Ein Silicium-Wafer gemäß dem zweiten Aspekt der Erfindung weist wenige Agglo­ merate von Punktdefekten auf und macht es daher möglich, eine integrierte Halblei­ terschaltung mit hoher Ausbeute herzustellen. Und da er einen spezifischen elektri­ schen Widerstand von 1 bis 15 Ωcm aufweist, ist er mit bestehenden Bauteil- Herstellungsverfahren kompatibel.
Ein dritter Aspekt der Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Silici­ um-Wafers mit angepaßtem spezifischem elektrischem Widerstand aus einem Ein­ kristall-Silicium-Ingot, wobei dafür gesorgt ist, daß eine durch Schmelzen von Sili­ cium-Rohmaterial erhaltene Siliciumschmelze eine Verunreinigung vom P-Typ und eine Verunreinigung vom N-Typ enthält, so daß im Einkristall-Silicium-Ingot die Verunreinigung vom P-Typ eine erste spezifizierte Konzentration (C1) und die Ver­ unreinigung vom N-Typ eine zweite spezifizierte Konzentration (C2) aufweist, die niedriger ist als die erste Konzentration, und der Ingot aus der Siliciumschmelze gezogen wird.
Gemäß dem Herstellungsverfahren des dritten Aspekts der Erfindung ist es, da die zweite Konzentration C2 einer Verunreinigung vom N-Typ kleiner ist als die erste Konzentration C1 einer Verunreinigung vom P-Typ, möglich, einen Silicium-Wafer vom P-Leitungstyp und angepaßtem spezifischen elektrischen Widerstand herzu­ stellen.
Ein vierter Aspekt der Erfindung betrifft einen Silicium-Wafer, der aus einem aus einer perfekten Domäne [P] bestehenden Ingot ausgeschnitten wurde, bei welchem, wenn man annimmt, daß die untere Nachweisgrenze von Agglomeraten von Zwi­ schengitter-Silicium-Punktdefekten oder Agglomeraten von Leerstellen- Punktdefekten 1 × 103 Agglomerate/cm3 beträgt, die Konzentration der Agglomerate von Punktdefekten nicht oberhalb dieser unteren Nachweisgrenze liegt, wobei der Silicium-Wafer aus einer Domäne [PI] oder beiden Domänen [PV] und [PI] besteht, wobei das Flächenverhältnis von Domäne [PV]/Domäne [PI] weniger als 9 beträgt. Dieser Silicium-Wafer besitzt eine Kohlenstoffkonzentration von 1 × 1015 bis 5 × 1015 Atome/cm3 und besitzt eine auf der Wafer-Rückseite ausgebildete Polysilicium­ schicht von 0,1 bis 1,6 µm Dicke.
Ein Silicium-Wafer gemäß dem vierten Aspekt der Erfindung kann einen einheitli­ chen Getter-Effekt ohne Änderung zwischen Rand und Mitte des Wafers bereitstel­ len, Dank der Tatsache, daß eine Sauerstoffabscheidung gleichmäßig über die ge­ samte Wafer-Oberfläche erfolgt, sogar wenn der Wafer einen Überschuß von Domä­ ne [PI], das bedeutet mehr Zwischengitter-Silicium-Punktdefekte als Leerstellen- Punktdefekte aufweist, dadurch daß der Wafer in diesem Bereich eine höhere Koh­ lenstoffkonzentration als ein gewöhnlicher CZ-Wafer aufweist oder eine Polysilici­ umschicht auf der Wafer-Rückseite ausgebildet ist, oder dieser Wafer einer Wärme­ behandlung, beispielsweise für 4 Stunden bei 800°C und dann für 16 Stunden bei 1000°C, unterzogen wurde.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
Fig. 1 zeigt die Beziehung zwischen dem V/G-Verhältnis und der Konzentra­ tion von Leerstellen-Punktdefekten oder der Konzentration von Zwi­ schengitter-Silicium-Punktdefekten gemäß einer ersten Ausführungs­ form der Erfindung auf der Grundlage der Voronkov-Theorie;
Fig. 2 ist ein charakteristisches Diagramm, welches die Änderung der Zieh­ geschwindigkeit zur Bestimmung eines gewünschten Ziehgeschwin­ digkeitsprofils zeigt;
Fig. 3 ist eine Kennlinie, welche das Ziehgeschwindigkeitsprofil zum Züch­ ten eines Wafers zeigt, bei welchem Leerstellen-Punktdefekte vorherr­ schen, und eines perfekten Wafers gemäß der ersten Ausführungsform der Erfindung;
Fig. 4 ist ein schematisches Diagramm eines Röntgen-Tomographiebildes, welches eine Domäne, in welcher Leerstellen-Punktdefekte vorherr­ schen, eine Domäne, in welcher Zwischengitter-Punktdefekte vorherr­ schen, und eine perfekte Domäne eines Referenz-Ingots gemäß der er­ sten und dritten Ausführungsform der Erfindung zeigt;
Fig. 5 ist eine Zeichnung, welche einen Ingot und einen Wafer erläutert, in welchen es keine Agglomerate von Leerstellen-Punktdefekten oder Agglomerate von Zwischengitter-Silicium-Punktdefekten gibt, gemäß der Erfindung;
Fig. 6 ist eine Draufsicht eines solchen Wafers;
Fig. 7 ist eine Zeichnung, welche einen Ingot und einen Wafer erläutert, wel­ che in ihrem mittleren Teil eine Domäne mit vorherrschenden Leer­ stellen-Punktdefekten und zwischen der Domäne mit vorherrschenden Leerstellen-Punktdefekten und dem Wafer-Rand eine defektfreie Do­ mäne aufweisen;
Fig. 8 ist eine Draufsicht eines solchen Wafers;
Fig. 9A ist ein schematisches Diagramm eines Röntgen-Tomographiebildes, welches einen Einkristall-Silicium-Ingot gemäß der zweiten Ausfüh­ rungsform der Erfindung zeigt, welcher unter Ändern des V/G-Wertes durch Dotieren mit Bor in geringer Konzentration gezogen wurde;
Fig. 9B ist ein schematisches Diagramm eines Röntgen-Tomographiebildes, welches einen Einkristall-Silicium-Ingot zeigt, der unter Ändern des V/G-Wertes durch Eindotieren von Bor in hoher Konzentration gezo­ gen wurde, gemäß derselben Ausführungsform;
Fig. 9C ist ein schematisches Diagramm eines Röntgen-Tomographiebildes, welches einen Einkristall-Silicium-Ingot zeigt, der unter Ändern des V/G-Wertes durch Eindotieren von Bor in hoher Konzentration gezo­ gen wurde, so daß dessen spezifischer elektrischer Widerstand auf 1 bis 15 Ωcm angepaßt ist, gemäß derselben Ausführungsform;
Fig. 10A ist ein schematisches Diagramm eines Röntgen-Tomographiebildes, welches einen Einkristall-Silicium-Ingot gemäß der zweiten Ausfüh­ rungsform der Erfindung zeigt, welcher unter Ändern des V/G-Wertes durch Dotieren mit Bor in geringer Konzentration gezogen wurde;
Fig. 10B ist ein schematisches Diagramm eines Röntgen-Tomographiebildes, welches einen Einkristall-Silicium-Ingot zeigt, der unter Ändern des V/G-Wertes durch Eindotieren von Bor in hoher Konzentration gezo­ gen wurde, gemäß derselben Ausführungsform;
Fig. 10C ist ein schematisches Diagramm eines Röntgen-Tomographiebildes, welches einen Einkristall-Silicium-Ingot zeigt, der unter Ändern des V/G-Wertes durch Eindotieren von Bor in hoher Konzentration gezo­ gen wurde, so daß dessen spezifischer elektrischer Widerstand auf 1 bis 15 Ωcm angepaßt ist, gemäß derselben Ausführungsform;
Fig. 11 ist eine Draufsicht eines Silicium-Wafers, bei dem OSFs auftreten;
Fig. 12 zeigt, wie sich der Wert von D1/D0 ändert, wenn der V/G-Wert konstant gehalten und die Konzentration von Bor verändert wird;
Fig. 13 zeigt die Relation zwischen dem V/G-Verhältnis und der Konzentrati­ on von Leerstellen-Punktdefekten oder der Konzentration von Zwi­ schengitter-Silicium-Punktdefekten in der dritten Ausführungsform der Erfindung auf Grundlage der Voronkov-Theorie;
Fig. 14 zeigt den Zustand, bei welchem ein OSF-Ring auf einem Silicium- Wafer W1, der Position P1 von Fig. 4 entspricht, auftritt;
Fig. 15 zeigt, wie sich der spezifische elektrische Widerstand gemäß der Länge eines Ingots von Ausführungsbeispiel 2 beim Ziehen des Ingots ändert;
Fig. 16 zeigt, wie sich der spezifische elektrische Widerstand gemäß der Länge eines Ingots von Vergleichsbeispiel 2 beim Ziehen des Ingots ändert.
DETAILLIERTE BESCHREIBUNG DER AUSFÜHRUNGSFORMEN DER ERFINDUNG [A] Erste Ausführungsform der Erfindung
Ein Silicium-Wafer gemäß der ersten bis dritten Ausführungsform der Erfindung wird hergestellt, indem ein Ingot mit einem spezifischen Ziehgeschwindigkeitsprofil basierend auf der Voronkov-Theorie aus einer im Inneren eines Zonenschmelzofens befindlichen Siliciumschmelze mittels des CZ-Verfahrens gezogen wird und dann in Scheiben geschnitten wird.
Es wird ein Verfahren zur Herstellung eines Einkristall-Silicium-Ingot beschrieben, welcher gemäß der ersten Ausführungsform der Erfindung eine geringere Menge eines metallischen Elements enthält und defektfrei ist.
(1) Verfahren zur Herstellung eines Einkristall-Silicium-Ingots, welcher eine gerin­ gere Menge eines metallischen Elements enthält
Ein Herstellungsverfahren für einen Einkristall-Silicium-Ingot gemäß der ersten Ausführungsform der Erfindung, wobei der Ingot eine sehr geringe Menge eines Metalls, insbesondere Eisen, enthält, umfaßt: einen Verfahrensschritt zur Reinigung von blockförmigem oder kornförmigem, als Rohmaterial dienendem polykristallinen Silicium, einen Verfahrensschritt des Ziehens eines Einkristall-Siliciums, bei dem der gereinigte Silicium-Werkstoff geschmolzen wird und ein Einkristall-Silicium- Ingot aus dieser Siliciumschmelze mit einem Verfestigungsverhältnis von 0,9 oder weniger mittels des CZ-Verfahrens hergestellt wird, einen Verfahrensschritt, bei dem dieses gezogene Einkristall-Silicium in blockförmiges oder kornförmiges Einkristall- Silicium übergeführt wird, einen Verfahrensschritt, bei dem das blockförmige oder kornförmige Einkristall-Silicium gereinigt wird, und einen Verfahrensschritt des erneuten Ziehens des Einkristall-Siliciums, bei dem das gereinigte Einkristall- Silicium erneut geschmolzen wird und ein Einkristall-Silicium mit einem Verfesti­ gungsverhältnis von 0,9 oder weniger hergestellt wird. Unter dem Verfestigungsver­ hältnis versteht man hier das Verhältnis in Gewichtsprozent eines gezüchteten Ein­ kristall-Siliciums zum Silicium-Werkstoff von 100%.
Um als Rohmaterial dienendes polykristallines Silicium oder Einkristall-Silicium zu reinigen, wird ein Verfahren verwendet, bei welchem zuerst Silicium-Rohmaterial in Form von Blöcken oder Körnern mit einer wäßrigen Lösung aus gelöstem Ozon gereinigt wird und dann mit Fluorwasserstoffsäure oder Fluorwasserstoffsäure und Salpetersäure (Säuregemisch aus Fluorwasserstoffsäure und Salpetersäure) und dann mit ultrareinem Wasser gereinigt wird. Vorzugsweise wird das Reinigungsverfahren ein- oder mehrmals unter Verwendung von Fluorwasserstoffsäure oder Fluorwasser­ stoffsäure und Salpetersäure wiederholt, oder ein- oder mehrmals ein Reinigungs­ prozeß unter Verwendung einer wäßrigen Lösung aus gelöstem Ozon und ein Reini­ gungsprozeß unter Verwendung von Fluorwasserstoffsäure oder Fluorwasserstoff- und Salpetersäure wiederholt.
Da ein solches Silicium-Rohmaterial wie polykristallines Silicium oder Einkristall- Silicium aktive Eigenschafbesitzt, ist es in einem Plastikbeutel eingeschweißt, bis es in einen Quarz-Schmelztiegel eingelegt wird. Vor dem dichten Verschließen oder nach dem Öffnen des Beutels ist es jedoch wahrscheinlich, daß die Oberfläche des Silicium-Rohmaterials mit in der Luft befindlichem Sauerstoff reagiert und einen Oxidfilm bildet. Dieser Oxidfilm enthält an der Oberfläche des Silicium- Rohmaterials haftende metallische Verunreinigungen und dergleichen, oder metalli­ sche Verunreinigungen heften sich an die Oberfläche eines Oxidfilms nach der Bil­ dung des Oxidfilms.
Im oben erwähnten Verfahren wird ein Oxidfilm auf der gesamten Oberfläche des Siliciums gebildet, aufgrund der Tatsache, daß die Oberfläche des Siliciums durch Reinigung mit einer wäßrigen Lösung aus gelöstem Ozon zwangsweise oxidiert wird, und dann wird dieser Oxidfilm durch Reinigen mit Fluorwasserstoffsäure oder Fluorwasserstoff und Salpetersäure entfernt. Als Ergebnis werden im Oxidfilm ent­ haltene metallische Verunreinigungen und dergleichen zusammen mit dem Oxidfilm entfernt. Der Entfernungseffekt wird verbessert, indem ein Reinigungsverfahrensschritt unter Verwendung von Fluorwasserstoffsäure oder Fluorwasserstoff und Sal­ petersäure ein- oder mehrmals wiederholt wird.
Das durch das oben erwähnte Reinigen erhaltene Silicium-Rohmaterial wird basie­ rend auf dem CZ-Verfahren in einem Ofen geschmolzen und wird zu Silicium­ schmelze. Dabei wird das Verfestigungsverhältnis beim ersten Ziehvorgang auf 0,9 oder weniger festgelegt, und das Verfestigungsverhältnis bei einem Ziehvorgang nach dem erneuten Schmelzen wird auf 0,9 oder weniger festgelegt, bzw. vorzugs­ weise auf 0,8 oder weniger.
Der Grund dafür, daß das Verfestigungsverhältnis auf diesen Wert oder einen gerin­ geren festgelegt wird, ist wie folgt. Bei einem Abschnitt, der gezüchtet oder gezogen wird, wenn das Verfestigungsverhältnis gering ist und eine große Menge an Silici­ umschmelze in einem Quarz-Schmelztiegel übrig ist, d. h. bei einem Abschnitt in der Nähe der Spitze eines Ingots, ist eine geringe, in die Siliciumschmelze eingemischte Menge eines metallischen Elements oder dergleichen vorhanden. Andererseits steigt, mit Abnahme der verbleibenden Siliciumschmelze und größer werdendem Verfesti­ gungsverhältnis, die Konzentration des metallischen Elements in der Restschmelze an und eine größere Menge des metallischen Elements wird in den Ingot einge­ mischt. Ein Reinigen und erneutes Einschmelzen des Rohmaterial-Silicium mit ei­ nem spezifizierten oder geringeren Verfestigungsverhältnis bringen die Konzentrati­ on des verunreinigenden Eisens in einem Einkristall-Silicium auf einen Wert von 2 × 109 Atomen/cm3 oder weniger.
(2) Verfahren zur Herstellung eines defektfreien Einkristall-Siliciums
Als nächstes wird ein Verfahren zur Herstellung eines defektfreien Einkristall- Siliciums beschrieben, der keine Agglomerate von Leerstellen-Punktdefekten oder Agglomerate von Zwischengitter-Punktdefekten aufweist. Ein Einkristall-Silicium- Ingot gemäß der ersten Ausführungsform der Erfindung wird mit einem spezifizier­ ten Ziehgeschwindigkeitsprofil auf Basis der Voronkov-Theorie wie oben beschrieben gezogen. Und dann wird ein Silicium-Wafer der ersten Ausführungsform der Erfindung hergestellt, indem man diesen Ingot in Scheiben schneidet.
Für gewöhnlich werden, wenn ein Einkristall-Silicium-Ingot aus einer in einem Zo­ nenschmelzofen befindlichen Siliciumschmelze mittels des CZ-Verfahrens gezogen wird, Punktdefekte und Agglomerate von Punktdefekten (dreidimensionale Defekte) als Defekte in einem Einkristall-Silicium erzeugt. Ein Punktdefekt beinhaltet zwei allgemeine Formen, einen Leerstellen-Punktdefekt und einen Zwischengitter- Silicium-Punktdefekt. Ein Leerstellen-Punktdefekt ist ein Defekt, bei welchem sich ein Siliciumatom aus einer normalen Position in einem Silicium-Kristallgitter ver­ schoben hat. Ein derartiges Loch wird zu einem Leerstellen-Punktdefekt. Anderer­ seits wird ein Atom, welches bei einer anderen Position (Zwischengitter-Stelle) als bei Gitterpunkten eines Siliciumkristalls gefunden wird, zu einem Zwischengitter- Silicium-Punktdefekt.
Ein Punktdefekt entsteht im allgemeinen an der Grenzfläche zwischen Silicium­ schmelze (geschmolzenes Silicium) und Ingot (festes Silicium). Jedoch beginnt ein Abschnitt, welcher die Grenzfläche gebildet hat, beim Ziehen abzukühlen. Während des Abkühlens werden Leerstellen-Punktdefekte oder Zwischengitter-Silicium- Punktdefekte bedingt durch Diffusion zusammengebracht, und Agglomerate von Leerstellen-Punktdefekten oder Agglomerate von Zwischengitter-Silicium- Punktdefekten entstehen. Mit anderen Worten haben Agglomerate eine dreidimen­ sionale Struktur, die eine Vereinigung von Punktdefekten verursacht wird.
Leerstellen-Punktdefekt-Agglomerate umfassen Defekte, die "LSTD" (Laser Scatte­ ring Tomography Defects) oder "FPD" (Flow Pattern Defects) genannt werden, zu­ sätzlich zu den vorgenannten COPs, hingegen beinhalten Agglomerate von Zwi­ schengitter-Silicium-Punktdefekten Defekte, die "L/D" genannt werden, wie zuvor erwähnt. FPDs sind Quellen von Spuren, die ein eigenartiges Muster aufweisen, welches auftritt, wenn ein Silicium-Wafer, der durch In-Scheiben-Schneiden eines Ingot hergestellt wurde, 30 Minuten lang ohne Rühren mit einer Secco-Ätzlösung (Lösungsgemisch aus K2Cr2O7 : 50% HF : reines Wasser = 44 g : 2000 ccm : 1000 ccm) angeätzt wird, und LSTD weist einen von Silicium verschiedenen Brechungs­ index auf und ist eine Quelle für Streulicht, wenn ein Einkristall-Silicium mit infra­ roten Strahlen bestrahlt wird.
Wenn man annimmt, daß die Ziehgeschwindigkeit eines Ingot V mm/min beträgt und der Temperaturgradient an der Grenzfläche zwischen Ingot und Siliciumschmel­ ze in einer Zonenschmelzofen G °C/mm beträgt, besagt die Voronkov-Theorie, daß das V/G-Verhältnis (mm2/min °C) gesteuert wird, um einen hochreinen Ingot mit einer geringen Anzahl von Defekten zu züchten. Konkret handelt es sich bei G um den Temperaturgradienten in vertikaler Richtung in einem Ingot von einer Tempe­ ratur von 1412 bis 1300°C, in der Nähe der Grenzfläche zwischen Ingot und Silici­ umschmelze. Wie in Fig. 1 dargestellt, repräsentiert diese Theorie diagrammartig die Konzentration der Leerstellen und die Konzentration des Zwischengitter-Siliciums als Funktion von V/G, und erläutert, daß die Grenze zwischen einer Leerstellen- Domäne und einer Zwischengitter-Silicium-Domäne in einem Wafer durch V/G be­ stimmt ist. Genauer gesagt wird ein Ingot, in welchem Leerstellen-Punktdefekte vor­ herrschen, gebildet, wenn das Verhältnis von V/G nicht unter dem kritischen Punkt liegt, hingegen wird ein Ingot gebildet, in welchem Zwischengitter-Punktdefekte vorherrschen, wenn das Verhältnis von V/G unterhalb des kritischen Punktes liegt.
Ein spezifiziertes Ziehgeschwindigkeitsprofil der ersten Ausführungsform der Erfin­ dung wird so bestimmt, daß, beim Ziehen eines Ingots aus einer in einem Zonen­ schmelzofen befindlichen Siliciumschmelze, das Verhältnis von Ziehgeschwindig­ keit zu Temperaturgradient (V/G) oberhalb des ersten kritischen Verhältnisses (V/G)1 gehalten wird, um ein Auftreten von Agglomeraten von Zwischengitter-Silicium- Punktdefekten zu vermeiden, und unterhalb eines zweiten kritischen Verhältnisses (V/G)2, um Agglomerate von Leerstellen-Punktdefekten in einer in der Mitte des Ingot befindlichen Domäne zu begrenzen, in welcher Leerstellen-Punktdefekte vor­ herrschen.
Das Ziehgeschwindigkeitsprofil wird auf Basis der oben erwähnten Voronkov- Theorie bestimmt, und zwar durch eine Simulation, bei welcher ein Referenz-Ingot experimentell in axialer Richtung zerschnitten wird und ein Referenz-Ingot experi­ mentell zu Wafern zerschnitten wird, oder durch Kombination dieser Verfahren. Und zwar wird diese Bestimmung durchgeführt, indem ein Ingot nach der Simulation in axialer Richtung zerschnitten wird und ein abgeschnittener Wafer überprüft wird, und die Simulation weiter wiederholt wird. Zum Zweck der Simulation werden eine Mehrzahl von Ziehgeschwindigkeiten innerhalb eines spezifizierten Bereichs be­ stimmt, und eine Mehrzahl von Ingots werden gezüchtet. Das Ziehgeschwindig­ keitsprofil wird von einer höheren Ziehgeschwindigkeit, etwa 1,2 mm/min wie dar­ gestellt in Fig. 2(a), über eine geringere Ziehgeschwindigkeit, etwa 0,5 mm/min wie in Fig. 2(c) gezeigt, auf eine Ziehgeschwindigkeit wie gezeigt in Fig. 2(d) eingestellt. Die oben erwähnte geringe Ziehgeschwindigkeit kann 0,4 mm/min oder weniger betragen, und vorzugsweise erfolgt die Änderung der Ziehgeschwindigkeiten (b) und (d) linear.
Mehrere, bei unterschiedlichen Geschwindigkeiten gezogene Ingots werden jeweils in axialer Richtung in Scheiben geschnitten. Ein optimales V/G-Verhältnis wird aus der Korrelation zwischen den in axialer Richtung geschnittenen Scheiben, einer Überprüfung der Wafer und dem Simulationsergebnis bestimmt, und demzufolge wird das optimale Ziehgeschwindigkeitsprofil bestimmt und ein Ingot mittels dieses Profils hergestellt. Das tatsächliche Ziehgeschwindigkeitsprofil hängt von verschie­ denen Parametern ab, wie Durchmesser eines gewünschten Ingot, dem speziell ver­ wendeten Zonenschmelzofen und der Qualität der Siliciumschmelze, ist jedoch nicht auf diese beschränkt.
Fig. 3 zeigt ein Ziehgeschwindigkeitsprofil für das Züchten eines Ingot von 100 cm Länge und 200 mm Durchmesser, welches unter Verwendung einer Kombination aus simuliertem und experimentellem Verfahren bestimmt wurde. Dabei wurde ein Zo­ nenschmelzofen des Modells Q41, der auf dem CZ-Verfahren basiert und von Ikuno Plant of Mitsubishi Material Silicon Corporation gefertigt wird.
Fig. 4 versteht sich so, daß eine Schnittansicht eines Ingot dargestellt ist, der bei allmählicher Verringerung der Ziehgeschwindigkeit und kontinuierlicher Verringe­ rung des V/G-Verhältnisses hergestellt wird. Fig. 4 zeigt als [V] eine Domäne, in welcher im Ingot Leerstellen-Punktdefekte vorherrschen, als [I] eine Domäne, in welcher Zwischengitter-Silicium-Punktdefekte vorherrschen, und als [P] eine per­ fekte Domäne, in welcher es keine Agglomerate von Leerstellen-Punktdefekten und keine Agglomerate von Zwischengitter-Silicium-Punktdefekten gibt. Wie in Fig. 4 dargestellt, enthält Position P1 in axialer Richtung des Ingot im mittleren Teil eine Domäne, in welcher Leerstellen-Punktdefekte vorherrschen. Position P3 beinhaltet eine ringförmige Domäne, in welcher Zwischengitter-Silicium-Punktdefekte vor­ herrschen, sowie eine perfekte Domäne in der Mitte. Und da Position P2 in der Mitte keine Agglomerate von Leerstellen-Punktdefekten und am Rand keine Agglomerate von Zwischengitter-Silicium-Punktdefekten aufweist, handelt es sich, mit Bezug auf die erste Ausführungsform der Erfindung, vollständig um eine perfekte Domäne.
Wie offensichtlich aus Fig. 4 zu ersehen, enthält ein Wafer W1, entsprechend Positi­ on P1, im Mittelteil eine Domäne, in welcher Leerstellen-Punktdefekte vorherrschen. Ein Wafer W3, entsprechend Position P3, beinhaltet eine ringförmige Domäne, in welcher Zwischengitter-Silicium-Punktdefekte vorherrschen, sowie eine in der Mitte befindliche perfekte Domäne. Und da ein Wafer W2, entsprechend einer Position P2, weder Agglomerate von Leerstellen-Punktdefekten im mittleren Teil noch Agglome­ rate von Zwischengitter-Silicium-Punktdefekten im Umgebungsteil aufweist, handelt es sich vollständig um eine perfekte Domäne. Ein Wafer W2 wird hergestellt, indem ein Ingot, der mit einem Ziehgeschwindigkeitsprofil gezüchtet wurde, das so gewählt und bestimmt wurde, daß eine vollständig perfekte Domäne erzeugt wird, in Schei­ ben geschnitten wird, wie in Fig. 5 dargestellt. Fig. 6 ist eine Draufsicht von diesem. Zum Vergleich ist ein Wafer W1, der durch In-Scheiben-Schneiden eines mit einem anderen Ziehgeschwindigkeitsprofil gezüchteten Ingot hergestellt wurde, in Fig. 7 gezeigt. Fig. 8 ist eine Draufsicht von diesem.
Ein Silicium-Wafer der ersten Ausführungsform der Erfindung ist ein Wafer W2, wie oben beschrieben, welcher durch Lappen, Abfasen und Hochglanzpolieren dieses Wafers erzeugt wird. Dieser Silicium-Wafer besitzt keine kristallbedingten Defekte, weist einen geringen Verunreinigungsgrad an metallischen Elementen wie Eisen, Chrom und Nickel auf, und besitzt hervorragende elektrische Eigenschaften. Demzu­ folge weist ein Halbleiter-Bauteil, wie etwa ein LSI und dergleichen, das aus einem solchen Wafer hergestellt wird, niedrigen Leckstrom in einem PN-Übergang auf, sowie hohe Zuverlässigkeit bezüglich einem Gate-Oxidfilm eines MOS-Transistors.
[B] Zweite Ausführungsform der Erfindung
Ein Silicium-Wafer einer zweiten Ausführungsform der Erfindung wird hergestellt, indem ein Ingot unter festgelegten Konditionen aus einer in einem Zonenschmelz­ ofen befindlichen Siliciumschmelze mittels eines CZ-Verfahren in gleicher Weise wie in der ersten Ausführungsform gezogen wird und dann dieser Ingot in Scheiben geschnitten wird.
Wie oben beschrieben weist dieser CZ-Silicium-Wafer manchmal OSFs in Form eines Rings auf, wenn er einer thermischen Oxidationsbehandlung unterzogen wird. Dieser OSF-Ring dehnt sich mit zunehmendem V/G-Wert in Richtung Rand aus, und mit abnehmendem V/G-Wert nimmt der Durchmesser des Ringes ab, wird in der Mitte des Wafers scheibenförmig und verschwindet dann.
Diese Tatsache ist mit Bezug auf Fig. 9A beschrieben. Fig. 9A zeigt einen Vertikal­ schnitt eines Ingot, der durch allmähliches Vermindern der Ziehgeschwindigkeit und kontinuierliche Abnahme des Wertes von V/G erzielt wird. Dieser Ingot wurde mit einer Dotierung mit Bor in einer Konzentration von 1 × 1015 Atomen/cm3 gezogen, so daß er vom P-leitenden Typ ist und sein spezifischer elektrischer Widerstand 1 bis 15 Ωcm beträgt. In gleicher Weise wie in der oben genannten Fig. 4 zeigt Fig. 9A eine Domäne [V], in welcher Leerstellen-Punktdefekte vorherrschen, eine Domäne [I], in welcher Zwischengitter-Silicium-Punktdefekte vorherrschen, und eine perfekte Domäne [P], in welcher es weder Agglomerate von Leerstellen-Punktdefekten noch Agglomerate von Zwischengitter-Silicium-Punktdefekten im Ingot gibt.
Die Positionen P1, P2 und P3 in axialer Richtung sind die gleichen wie bei der ersten Ausführungsform. Und Wafer W1, W2 und W3, die jeweils den Positionen P1, P2 und P3 entsprechen, sind auch die gleichen wie bei der ersten Ausführungsform. Bei ei­ ner kleinen (Teil)-Domäne einer Domäne, in welcher Leerstellen-Punktdefekte vor­ herrschen, wobei diese kleine Domäne benachbart einer perfekten Domäne liegt, handelt es sich um eine Domäne, in welcher es auf der Waferfläche im wesentlichen keine COPs oder L/Ds gibt.
Wenn jedoch dieser Silicium-Wafer W1 in einer Sauerstoffatmosphäre bei einer Temperatur von 1000°C + 30°C 2 bis 5 Stunden lang wärmebehandelt wird und anschließend bei einer Temperatur von 1130°C ± 30°C 1 bis 16 Stunden lang wär­ mebehandelt wird, treten OSFs auf. Diese Wärmebehandlung wird als OSF- erzeugende Wärmebehandlung bezeichnet. Wie in Fig. 11 dargestellt, tritt ein OSF- Ring in der Nähe des halben Waferradius im Wafer W1 auf. COPs treten in der Do­ mäne [V] auf, welche von diesem OSF-Ring umgeben ist und in welcher Leerstel­ len-Punktdefekte vorherrschen.
Andererseits ändert sich, selbst wenn der V/G-Wert konstant gehalten wird, der Durchmesser dieser OSF-Rings gemäß der Menge des eindotierten Bors (B), bei dem es sich um eine Verunreinigung vom P-Typ handelt. Nimmt man an, daß der Ringdurchmesser von OSF D1 ist und der Durchmesser eines Wafers D0, wie in Fig. 11 gezeigt, ist das Verhältnis zwischen D1/D0 und die Konzentration von Bor zu die­ sem Zeitpunkt in Fig. 12 dargestellt. Wie aus Fig. 12 offensichtlich zu ersehen, lie­ gen die OSFs bei einer Bor-Konzentration von 2 × 1017 Atomen/cm3 oder weniger in Form eines Ringes vor, nehmen bei einer Bor-Konzentration von ca. 6 × 1017 Ato­ men/cm3 Scheibenform an, und verschwinden bei einer Bor-Konzentration von 9 × 1017 Atomen/cm3 oder mehr.
Fig. 9B und 9C zeigen jeweils vertikale Abschnitte von Ingots bei der gleichen Axialposition wie Fig. 9A, wenn der V/G-Wert kontinuierlich vermindert wird. Fig. 9B zeigt einen Ingot, welcher dotiert mit Bor in einer Konzentration von 1 × 1018 Atomen/cm3 gezogen wurde, so daß er vom P-leitenden Typ ist und sein spezifischer elektrischer Widerstand 0,04 Ωcm oder weniger beträgt. Und Fig. 9C zeigt einen Ingot, welcher dotiert mit Bor in einer Konzentration von 1 × 1018 Atomen/cm3 und mit Phosphor in einer Konzentration von 0,999 × 1018 bis 0,985 × 1018 Atomen/cm3 gezogen wurde, so daß er vom P-leitenden Typ ist und sein spezifischer elektrischer Widerstand in einem Bereich von 1 bis 15 Ωcm liegt.
In den Fig. 9B und 9C wird ein Wafer erzielt, in welchem OSF, welches bei der thermischen Oxidation des Wafers in Ringform bei der gleichen Position P1 wie in Fig. 9A auftritt, in der Mitte des Wafers verschwunden ist. Bei einem an Position P1 in den Fig. 9B und 9C dargestellten Wafer handelt es sich um einen Wafer entspre­ chend Position P2 in Fig. 9A, wobei der Wafer in der Mitte im wesentlichen keine Agglomerate von Leerstellen-Punktdefekten und am Rand keine Agglomerate von Zwischengitter-Silicium-Punktdefekten aufweist, und daher ein vollständig aus einer perfekten Domäne aufgebauter Wafer ist. Jedoch weist ein bei Position P1 in Fig. 9B dargestellter Wafer einen spezifischen elektrischen Widerstand von 0,04 Ωcm oder weniger auf, und daher ist dieser Wafer, auch wenn er für ein Substrat für einen epi­ taktischen Wafer geeignet ist, der eine auf die Wafer-Oberfläche aufgesetzte epitakti­ sche Schicht von ca. 10 Ωcm aufweist, nicht mit einem bestehenden Bauteil- Herstellungsverfahren kompatibel, falls sein spezifischer elektrischer Widerstand in einem Bereich von 0,04 Ωcm oder weniger bleibt. Andererseits handelt es sich bei einem bei Position P1 in Fig. 9C dargestellten Wafer um einen Wafer, dessen spezifi­ scher elektrischer Widerstand 1 bis 15 Ωcm beträgt und der mit einem bestehenden Bauteil-Herstellungsverfahren kompatibel ist, und seine Konzentration von Punktde­ fekt-Agglomeraten, etwa COP oder L/D, liegt nicht über der unteren Nachweisgren­ ze.
Da die Nachweisempfindlichkeit und die untere Nachweisgrenze von Punktdefekt- Agglomeraten wie COP oder L/D in Abhängigkeit vom Nachweisverfahren unter­ schiedlich sein kann, ist in dieser Beschreibung als untere Nachweisgrenze (1 × 103 Agglomerate/cm3) das Verhältnis der Anzahl der Agglomerate zum überprüften Volumen bestimmt, und für den Fall, daß ein hochglanzpoliertes Einkristall-Silicium ohne Rühren geätzt und dann durch ein optisches Mikroskop betrachtet wird, wobei das Produkt aus Betrachtungsfläche und Ätzabtrag als überprüftes Volumen gilt, wurde ein einziges Flußmuster (Leerstellendefekt-Agglomerat) oder ein einziger Versetzungs-Cluster (Zwischengitter-Silicium-Punktdefekt-Agglomerat) in einem überprüften Volumen von 1 × 10-3 cm3 nachgewiesen.
Fig. 10A bis 10C zeigen Vertikalschnitte von Ingots, die denen der Fig. 9A bis 9C im wesentlichen äquivalent sind. Fig. 10A, 10B und 10C entsprechen jeweils den Fig. 9A, 9B und 9C. In den Fig. 10A bis 10C sind die Bereiche von V/G miteinander verglichen und dargestellt, in welchen eine vollständig perfekte Domäne [P], welche im wesentlichen weder Leerstellen-Punktdefekt-Agglomerate noch Zwischengitter- Silicium-Punktdefekt-Agglomerate aufweist, gefertigt werden kann. Wie offensicht­ lich aus den Fig. 10A bis 10C zu ersehen, ist der Bereich von V/Q in welchem eine perfekte Domäne [P] gefertigt werden kann, der kleine Bereich Ra in Fig. 10A, die­ ser wird jedoch in den Fig. 10B bzw. 10C zu einem Bereich Rb und Rc, die größer sind als Ra, in welchen ein Einkristall-Silicium, welches über seine gesamte Länge aus einer perfekten Domäne besteht, ohne Durchführung einer genauen Ziehsteue­ rung des V/G-Wertes leicht hergestellt werden kann.
Als nächstes wird ein Verfahren zur Herstellung eines Silicium-Wafers erläutert, welcher bei Position P1 von Fig. 9C dargestellt ist.
Phosphor, Antimon und Arsen sind als zur Dotierung verwendete Verunreinigungen vom N-Typ zu erwähnen, um den spezifischen elektrischen Widerstand eines Silici­ um-Wafers, dessen spezifischer elektrischer Widerstand durch eine Dotierung in hoher Konzentration mit Bor, bei dem es sich um eine Verunreinigung vom P-Typ handelt, zu kompensieren. Von diesen ist Phosphor stärker zu bevorzugen, da er von seinem kovalenten Bindungsradius her einem Silicium-Atom am nächsten kommt. Nimmt man an, daß die Konzentration von Bor, bei dem es sich um eine Verunreini­ gung vom P-Typ handelt, eine erste Konzentration C1 ist, muß die Konzentration C1 innerhalb eines Bereiches von 1 × 1017 bis 1 × 1020 Atomen/cm3 liegen, um einen Wafer zu erzielen, in welchem OSF, welches bei der thermischen Oxidation des Wa­ fers in Ringform auftritt, in der Mitte des Wafers verschwunden ist. Die Konzentrati­ on C1 liegt vorzugsweise in einem Bereich von 1 × 1018 bis 1 × 1019 Atomen/cm3. Und wenn man annimmt, daß die Konzentration von Phospor, bei dem es sich um eine Verunreinigung vom N-Typ handelt, die zweite Konzentration C2 ist, muß die Konzentration C2 in einem Bereich von 0,90C1 bis 0,999C1 Atome/cm3 liegen, somit geringer sein als Konzentration C1. Der Grund dafür liegt darin, daß der spezifische elektrische Widerstand eines Wafers vom P-Typ kompensiert wird, so daß er 1 bis 15 Ωcm beträgt. Diese Konzentration C2 liegt vorzugsweise in einem Bereich von 0,95C1 bis 0,995C1 Atomen/cm3.
Daher der Segregationskoeffizient einer Verunreinigung vom P-Typ und der Segre­ gationskoeffizient einer Verunreinigung vom N-Typ sich voneinander unterscheiden, unterscheidet sich der spezifische elektrische Widerstand mit zunehmender Länge eines Ingot in der Spitze und dem Boden eines Ingot stark. Zum Ziehen eines Einkri­ stall-Siliciums (Ingot) ist daher ein kontinuierlich chargiertes CZ-Verfahren (CCZ- Verfahren) zu bevorzugen, welches eine zusätzliche Zufuhr eines Dotiermittels möglich macht, da mit diesem einem Ingot über seine gesamte Länge ein gleichblei­ bender spezifischer elektrischer Widerstand verliehen werden kann.
Da Punktdefekt-Agglomerate in einem Wafer der zweiten Ausführungsform der Er­ findung kaum vorkommen, wird es möglich, eine integrierte Halbleiterschaltung mit hoher Ausbeute herzustellen. Und da dessen spezifischer elektrischer Widerstand 1 bis 15 Ωcm beträgt, ist er mit bestehenden Bauteil-Herstellungsverfahren kompatibel. Und da beim Ziehen eines Einkristall-Siliciums sowohl eine Verunreinigung vom P- Typ als auch eine Verunreinigung vom N-Typ, in geringerer Menge als die Verunreinigung vom P-Typ, eindotiert werden, kann ein Silicium-Wafer vom P-Typ, dessen spezifischer elektrischer Widerstand auf einen gewünschten Wert angepaßt wurde, erzielt werden.
Außerdem wird, dadurch daß man einen Ingot zieht, indem man die erste Konzen­ tration C1 von Bor, welche eine Verunreinigung vom P-Typ ist, auf einen Wert von 1 × 1017 Atome/cm3 oder mehr bringt, unterhalb des Wertes von V/G, so daß OSFs, welche bei der thermischen Oxidation eines Wafers in Form eines Rings auftreten, in der Mitte des Wafers verschwinden, als erstes eine Sauerstoffabscheidung durch eine Wärmebehandlung auf der gesamten Oberfläche eines aus diesem Ingot erzeugten Silicium-Wafers in gleichmäßiger und dichter Weise erzeugt. Diese Sauerstoffab­ scheidung wird im folgenden "BMD" (Bulk Micro-Defect) genannt. Dieser BMD sorgt für einen sogenannten intrinsischen Getter-Effekt (im folgenden IG-Effekt ge­ nannt), der eine sehr geringe Menge einer metallischen Verunreinigung einfängt, welche während eines Bauteil-Herstellungsverfahrens eingebracht wird. Als zweites nimmt man an, daß, da konzentriert dotierte Bor-Atome wechselseitig sowohl auf Zwischengitter-Silicium als auch Leerstellen einwirken und dadurch den Grad der Übersättigung des Zwischengitter-Siliciums absenken, angenommen, eine Bildung von Zwischengitter-Punktdefekt-Agglomeraten unterdrückt wird und L/Ds im Silici­ um-Wafer überhaupt nicht auftreten. Als drittes wird, da eine Ziehgeschwindigkeit V, wenn OSFs in der Mitte eines Wafers verschwinden, im Vergleich zur herkömm­ lichen Geschwindigkeit, bei welcher ein Bor dotierter Ingot von einem spezifischen elektrischen Widerstand von 10 Ωcm erzielt wird, höher ist, die Produktivität von Ingots verbessert. Und als viertes wird weiter, wenn die Konzentration C1 von Bor auf einen Wert von 1 × 1018 Atomen/cm3 oder mehr gebracht wird, der Wert des spe­ zifischen elektrischen Widerstands eines Silicium-Wafers naturgemäß zu 0,04 Ωcm oder weniger, jedoch wird der spezifische elektrische Widerstand des Silicium- Wafers durch Eindotieren einer Verunreinigung vom N-Typ wie etwa Phosphor, An­ timon oder Arsen in einer Konzentration C2 von 0,90C1 bis 0,999C1 Atome/cm3 auf 1 bis 15 Ωcm angepaßt oder kompensiert.
[C] Dritte Ausführungsform der Erfindung
Ein Silicium-Wafer einer dritten Ausführungsform der Erfindung wird hergestellt, indem ein Ingot unter spezifischen Bedingungen aus einer in einem Zonenschmelz­ ofen befindlichen Siliciumschmelze mittels des CZ-Verfahrens in gleicher Weise wie in der ersten Ausführungsform gezogen wird und dann dieser Ingot in Scheiben ge­ schnitten wird.
Fig. 13 ist ein charakteristisches Diagramm, welches Fig. 1 der ersten Ausführungsform entspricht. In diesem wird beschrieben, daß es eine Domäne ((V/G)2 bis (V/G)3) gibt, bei welcher ein OSF-Kern in einer zur Domäne [P] benachbarten Do­ mäne [V] erzeugt wird, und daß eine perfekte Domäne [P] in eine Domäne [PI] und eine Domäne [PV] weiter unterteilt ist. Bei dieser Domäne ((V/G)2 bis (V/G)3) han­ delt es sich um eine kleine (Teil)-Domäne einer Domäne, in welcher Leerstellen- Punktdefekte vorherrschen, wobei diese kleine Domäne zu einer perfekten Domäne benachbart liegt und es sich um eine Domäne handelt, in welcher kein COP oder L/D im Wafer erzeugt ist. Bei Domäne [PI] handelt es sich um eine Domäne, in wel­ cher das Verhältnis von V/G in einem Bereich des Werts (V/G)1 bis zum kritischen Punkt liegt, und bei Domäne [PV] handelt es sich um eine Domäne, in welcher das Verhältnis von V/G in einem Bereich vom kritischen Punkt bis zum Wert (V/G)2 liegt. Und zwar handelt es sich bei Domäne [PI] um eine Domäne, welche benach­ bart zu Domäne [I] liegt und zur perfekten Domäne [P] gehört, und die Konzentrati­ on der Zwischengitter-Punktdefekte liegt bei ihr unter der minimalen Konzentration von Zwischengitter-Silicium-Punktdefekten, welche große Versetzungen vom Zwi­ schengitter-Typ erzeugen können, und bei Domäne [PV] handelt es sich um eine Domäne, welche benachbart zu Domäne [V] liegt und zu einer perfekten Domäne [P] gehört, und bei der die Konzentration der Leerstellen-Punktdefekte unterhalb der Minimalkonzentration von Leerstellen-Punktdefekten liegt, welche zur Bildung von OSFs in der Lage sind.
Ein spezielles Ziehgeschwindigkeitsprofil der dritten Ausführungsform der Erfin­ dung wird in gleicher Weise wie bei der ersten Ausführungsform so bestimmt, daß beim Ziehen eines Ingots aus einer in einem Zonenschmelzofen befindlichen Silici­ umschmelze das Verhältnis von Ziehgeschwindigkeit zum Temperaturgradienten (V/G) auf einem Wert oberhalb des ersten kritischen Verhältnisses (V/G)1 und unter­ halb des zweiten kritischen Verhältnisses (V/G)2 gehalten wird.
Eine Schnittansicht eines Ingot, der durch allmähliches Vermindern der Ziehge­ schwindigkeit und kontinuierliche Abnahme des V/G-Wertes erzielt wird, ist in der in der ersten Ausführungsform beschriebenen Fig. 4 dargestellt. Wenn ein her­ kömmliches OSF-erzeugendes Wärmebehandlungsverfahren mit einem in Fig. 4 dargestellten Silicium-Wafer W1 durchgeführt wird, werden, wie oben beschrieben, OSFs erzeugt. Wie in Fig. 14 dargestellt, tritt ein OSF-Ring in der Nähe des halben Radius des Wafers W1 auf. COPs haben die Tendenz, in einer von diesem OSF-Ring umgebenen Domäne aufzutreten, und in dieser Domäne herrschen Leerstellen- Punktdefekte vor.
Falls ein Silicium-Wafer der dritten Ausführungsform der Erfindung wie oben be­ schrieben aus Domäne [PI] besteht oder das Flächenverhältnis von [PV]/[PI] weniger als 9 beträgt, wird da die Leerstellen-Punktdefektkonzentration gering ist, erstens die Kohlenstoffkonzentration im Wafer auf einen Wert von 1 × 1015 bis 5 × 1015 Ato­ me/cm3 eingestellt, oder zweitens eine Polysiliciumschicht von 0,1 bis 1,6 µm Dicke auf der Rückseite des Wafers erzeugt, oder drittens, beide durchgeführt. Durch das Durchführen der eisten bis dritten Steuerung oder Verarbeitung wird, selbst wenn die Leerstellen-Punktdefektkonzentration gering ist, ein BMD durch eine spezielle Wärmebehandlung erzeugt und ein gleichbleibender IG-Effekt über die gesamte Wafer-Oberfläche erzielt. Diese spezielle Wärmebehandlung beinhaltet eine Wafer- Wärmebehandlung und dergleichen in einem Bauteil-Herstellungsverfahren. Bei­ spielsweise wird in einer ersten Stufe der Wärmebehandlung ein Wafer bei einer Temperatur von 600 bis 800°C 1 bis 24 Stunden lang in einer Stickstoff- oder Sau­ erstoff-Atmosphäre wärmebehandelt und dann in einer zweiten Stufe der Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 1000 bis 1150°C 1 bis 16 Stunden lang in einer Stickstoff oder Sauerstoff-Atmosphäre wärmebehandelt. Vorzugsweise wird er bei 800°C 4 Stunden lang wärmebehandelt und dann bei 1000°C 16 Stunden lang wärmebehandelt.
Die erste Steuerung der Kohlenstoffkonzentration in einem Wafer wird so durchge­ führt, daß sich eine Kohlenstoffkonzentration [Cs] in einem Ingot von 1 × 1015 bis 5 × 1015 Atome/cm3 einstellt, indem beim Schmelzen von polykristallinem Silicium auf Basis des CZ-Verfahrens reiner Kohlenstoff zugesetzt wird. Wenn die Konzen­ tration des Kohlenstoffs weniger als 1 × 1015 Atome/cm3 beträgt, kann kein ausrei­ chender IG-Effekt erzielt werden, und wenn die Kohlenstoffkonzentration mehr als 5 × 1015 Atome/cm3 beträgt, tritt bei einer speziellen Wärmebehandlung eine exzessive Abscheidung von Sauerstoffabscheidungskernen auf, und es besteht der Nachteil, daß ein Übermaß von BMDs erzeugt wird.
Und bei der als zweites durchgeführten Erzeugung einer Polysiliciumschicht auf der Rückseite des Wafers wird eine Polysiliciumschicht von 0,1 bis 1,6 µm, vorzugswei­ se 0,5 bis 1,0 µm Dicke bei einer Temperatur von 650°C ± 30°C beispielsweise unter Verwendung von SiH4 mittels eines CVD-Verfahrens (Chemical-Vapor- Deposition-Verfahren) auf der Rückseite eines Wafers erzeugt, der durch In- Scheiben-Schneiden eines unter diesen Konditionen gezogenen Ingot hergestellt wurde. Eine Polysiliciumschicht von weniger als 0,1 µm Dicke kann keinen ausrei­ chenden I/G-Effekt liefern und eine Polysiliciumschicht von mehr als 1,6 µm Dicke hat den Nachteil, daß sie die Produktivität senkt. Die Sauerstoffkonzentration in ei­ nem Silicium-Wafer der dritten Ausführungsform beträgt 1 × 1018 bis 1,45 × 1018 Atome/cm3 (alte ASTM).
Wie oben beschrieben kann gemäß der dritten Ausführungsform, selbst wenn die Konzentration von Leerstellen-Punktdefekten gering ist, BMD durch eine spezielle Wärmebehandlung erzeugt werden und ein IG-Effekt kann erzielt werden.
Ausführungsbeispiele
Als nächstes werden Ausführungsbeispiele der Erfindung zusammen mit Ver­ gleichsbeispielen erläutert.
Ausführungsbeispiel 1
Die Konzentration von Eisen in als Rohmaterial dienendem polykristallinen Silicium wurde durch ein induktiv gekoppeltes Plasma-Massenspektrometer (ICP- Massenspektrometer) gemessen, und es wurde gefunden, daß es durchschnittlich 2 Gew.-ppb betrug. "Die Konzentration von Eisen beträgt 2 Gew.-ppb" bedeutet, daß "Eisen in einem Verhältnis von 2 ppb in Silicium von 1 Gramm enthalten ist".
Im allgemeinen ist die Konzentration einer Verunreinigung in einem Einkristall- Silicium bedingt durch Segregation sehr gering, und eine direkte Analyse ist oft schwierig. Daher wird ein Verfahren verwendet, bei welchem ein Einkristall mittels des CZ-Verfahrens gezüchtet wird und dann in einem Schmelztiegel verbliebenes geschmolzenes Silicium (im folgenden "Silicium-Restschmelze genannt) analysiert und die Konzentration der Verunreinigung im Kristall aus dem Segregationskoeffizi­ enten von jedem Verunreinigungs-Element berechnet wird. Diese Analyse erfolgt für gewöhnlich, indem ein Teil der Silicium-Restschmelze als Probe entnommen und verfestigt wird und dann die Gesamtmenge dieser Probe in einem Säuregemisch aus Fluorwasserstoffsäure und Salpetersäure hoher Reinheit gelöst wird und mittels eines ICP-Massenspektrometers analysiert wird.
In diesem Ausführungsbeispiel wurden vorab eine Analyse einer Silicium- Restschmelze einer durch Schmelzen von polykristallinem Silicium erhaltenen Sili­ ciumschmelze und ein Wieder-Einschmelzungstest eines Einkristall-Siliciums durchgeführt, und hinsichtlich metallischer Verunreinigungen wurde die Konzentra­ tion von Eisen, Chrom und Nickel untersucht. Und zwar wurde ein Einkristall bis zu einer Länge von 220 mm aus einer durch Schmelzen des polykristallinen Siliciums erhaltenen Siliciumschmelze gezogen. Aus der Silicium-Restschmelze wurde mit einem Verfestigungsverhältnis von 0,626 eine Probe entnommen und verfestigt, und die Konzentrationen von Eisen, Chrom und Nickel wurden gemessen. Ebenfalls wurden die Konzentrationen von Eisen, Chrom und Nickel im oberen Abschnitt des Einkristalls gemessen. Als nächstes wurde das gezüchtete Einkristall-Silicium erneut geschmolzen (wieder eingeschmolzen), und aus dieser Siliciumschmelze wurde ebenfalls ein Einkristall auf eine Länge von 220 mm gezogen. Aus der Silicium- Restschmelze wurde mit einem Verfestigungsverhältnis von 0,681 eine Probe ent­ nommen und verfestigt, und die Konzentrationen von Eisen, Chrom und Nickel wurden gemessen. Ebenfalls wurden die Konzentrationen von Eisen, Chrom und Nickel im oberen Abschnitt des Einkristalls gemessen.
Die Konzentrationen der Verunreinigungen in den oberen Abschnitten der jeweiligen aus der ersten Siliciumschmelze und der wieder eingeschmolzenen Siliciumschmel­ ze gezogenen Einkristalle wurden unter Verwendung des folgenden Ausdrucks (1) berechnet, unter der Annahme, daß alle Verunreinigungen vor dem Züchten der Kri­ stalle in die Siliciumschmelzen eingemischt waren.
CT = k0CZ/((1 - L)(k0-1) (1)
Dabei bezeichnet CT die Konzentration einer Verunreinigung im oberen Abschnitt, k0 ist ein Segregationskoeffizient, CZ ist die Konzentration einer Verunreinigung in der Silicium-Restschmelze, und L ist das Verfestigungsverhältnis zum Zeitpunkt der Analyse der Silicium-Restschmelze. Eisen weist einen Segregationskoeffizienten von 8 × 10-6 auf, Chrom einen Segregationskoeffizienten von 2,8 × 10-5, und Nickel einen Segregationskoeffizienten von 3 × 10-5.
Die Konzentrationen der Verunreinigungen in der Silicium-Restschmelze, die Kon­ zentrationen der Verunreinigungen im oberen Abschnitt und dergleichen sind in Ta­ belle 1 gezeigt.
Tabelle 1
Wie einer Vorabbetrachtung der Tabelle 1 offensichtlich zu entnehmen ist, wurde gefunden, daß die Konzentration von Eisen, Chrom und Nickel jeweils durch das Wiedereinschmelzen reduziert wurde.
In der Vorabbetrachtung verwendetes blockförmiges polykristallines Silicium wurde in einen aus Polyethylen bestehenden Korb eingelegt und dieser Korb in eine erste Wanne gestellt, und eine wäßrige Lösung aus gelöstem Ozon mit einer Ozonkon­ zentration von 20 ppm wurde auf das polykristalline Silicium aus einer Spritzdüse mit einem Durchsatz von 5000 ccm/min 3 Minuten lang aufgespritzt. Als nächstes wurde der das der Spritzbehandlung unterzogene polykristalline Silicium in einer in einer zweiten Wanne untergebrachten wäßrigen Lösung von gelöstem Ozon von 20 ppm Ozonkonzentration 5 Minuten lang eingetaucht. Als nächstes wurde dieser Korb aus der zweiten Wanne herausgezogen und 5 Minuten lang in Fluorwasser­ stoffsäure von einer Konzentration von 0,5 Gew.-% eingetaucht, die in einer dritten Wanne untergebracht war. Als nächstes wurde dieser Korb aus der dritten Wanne herausgezogen und in eine vierte Wanne eingebracht, und eine wäßrige Lösung aus gelöstem Ozon von 20 ppm Ozonkonzentration aus einer Spritzdüse mit einem Durchsatz von 5000 ccm/min 3 Minuten lang auf das polykristalline Silicium aufge­ spritzt. Dann wurde dieser Korb aus der vierten Wanne herausgezogen und 5 Minu­ ten lang in in einer fünften Wanne befindliche Fluorwasserstoffsäure von 0,5 Gew.- % Konzentration eingetaucht. Als nächstes wurde dieser Korb aus der fünften Wan­ ne herausgezogen und 15 Minuten lang in in einer sechsten Wanne untergebrachtes ultrareines Wasser eingetaucht. Danach wurde dieser Korb aus der sechsten Wanne herausgezogen und in einen Heißlufttrockner eingebracht, und das polykristalline Silicium wurde getrocknet und dann das getrocknete polykristalline Silicium aus dem Korb entnommen.
Die Eisenkonzentration in diesem polykristallinen Silicium nach dem Reinigen wur­ de mit einem ICP-Massenspektrometer gemessen, und es wurde gefunden, daß sie durchschnittlich 1 Gew.-ppb betrug.
Das gereinigte polykristalline Silicium von 150 kg wurde in einen Schmelztiegel eingelegt und mit einer Kohlenstoff-Heizeinrichtung geschmolzen, um eine Silici­ umschmelze zu bilden. Ein Kristallkeim wurde in Kontakt mit der Siliciumschmelze gebracht und zu einem Einkristall-Silicium-Ingot gezüchtet. Der gezogene Ingot wurde gemessen und es wurde gefunden, daß dessen Gewicht 110 kg betrug (bei einem Verfestigungsverhältnis von 0,73) und dessen gezogene Länge 1500 mm be­ trug.
Der gezogene Ingot wurde in einem Brechwerk in Blöcke zerkleinert. Das Einkri­ stall-Silicium in Blockform wurde in einen aus Polyethlyen bestehenden Korb eingelegt und dieser Korb für 30 Minuten in in einer siebten Wanne befindliches Aceton eingetaucht. Dann wurde der Korb aus der siebten Wanne herausgezogen und für 5 Minuten in ein in einer achten Wanne befindliches Lösungsgemisch aus Fluorwas­ serstoffsäure einer Konzentration von 50 Gew.-% und Salpetersäure von 70 Gew.-% eingetaucht. Als nächstes wurde dieser Korb aus der achten Wanne gezogen und für 15 Minuten in in einer neunten Wanne untergebrachtes ultrareines Wasser einge­ taucht. Dann wurde dieser Korb aus der neunten Wanne gezogen und in die achte Wanne eingetaucht (Säuregemisch, 5 Minuten), anschließend die neunte Wanne (ul­ trareines Wasser, 15 Minuten), die achte Wanne (Säuregemisch, 5 Minuten) und die neunte Wanne (ultrareines Wasser, 15 Minuten). Der Korb wurde aus der neunten Wanne herausgezogen und in einen Heißlufttrockner eingesetzt, und das Einkristall- Silicium wurde getrocknet und dann das getrocknete Einkristall-Silicium aus dem Korb entnommen.
Die Eisenkonzentration im Einkristall-Silicium nach dem Reinigen wurde durch ein ICP-Massenspektrometer gemessen und es wurde gefunden, daß sie 0,05 Gew.-ppb oder weniger betrug.
Das gereinigte Einkristall-Silicium von 110 kg wurde in einen Schmelztiegel einge­ bracht und mittels einer Kohlenstoffheizung erneut geschmolzen (wieder einge­ schmolzen), um eine Siliciumschmelze zu erzeugen. Ein Kristallkeim wurde in Kontakt mit der Siliciumschmelze gebracht und zu einem Einkristall-Silicium-Ingot gezüchtet. Dabei wurde der Ingot unter Verwendung eines V/G-Wertes gezogen, der so festgelegt war, daß eine Domäne entsprechend der in Fig. 4 dargestellten Position P2 über die gesamte Länge des Ingot hergestellt wurde. Der gezogene Ingot wurde gemessen und es wurde gefunden, daß sein Gewicht 80 kg (bei einem Verfesti­ gungsverhältnis von 0,73) und seine gezogene Länge 1100 mm betrug.
Man erhielt einen Silicium-Wafer, indem ein aus dem auf diese Weise gezogenen Ingot abgeschnittener Silicium-Wafer geläppt und abgefast, und dann hochglanzpo­ liert wurde. Die Eisenkonzentration des erhaltenen Silicium-Wafers wurde durch ein SPV-Verfahren (Surface-Photo-Voltage-Verfahren) gemessen und es wurde gefun­ den, daß sie durchschnittlich ca. 1 × 109 Atome/cm3 betrug.
Die Kristalldefekte darstellenden COPs, OSFs und L/Ds im Silicium-Wafer wurden gemessen. Zur Messung der COPs wurde der Silicium-Wafer mit einem Lösungs­ gemisch aus Ammoniak und Wasserstoffperoxid gereinigt und dann wurden COPs von 0,12 µm oder größer auf der Oberfläche dieses Wafers unter Verwendung eines Laser-Teilchenzählers (SFS6200, hergestellt von KLA-Tencor, Inc.) untersucht. Zur Messung der OSFs wurde der Silicium-Wafer bei einer Temperatur von 1000°C 4 Stunden lang wärmebehandelt und anschließend bei einer Temperatur von 1130°C 3 Stunden lang wärmebehandelt (pyrogenes Oxidationsverfahren), und es wurde mit bloßem Auge untersucht, ob OSFs erzeugt wurden oder nicht. Weiter wurden zur Messung von L/Ds die Oberfläche des Silicium-Wafers durch eine Secco-Ätzlösung 30 Minuten lang chemisch angeätzt. Als nächstes wurden dadurch erzeugte eigen­ tümliche Spuren mittels eines optischen Mikroskops betrachtet und das Vorhanden­ sein von übertragenen Spuren von L/Ds auf dem als Substrat dienenden Silicium- Wafer untersucht.
Als Ergebnis betrug die Anzahl der COPs mit einer Größe von 0,12 µm oder mehr über den gesamten Wafer Null. Und es traten auf der gesamten Wafer-Oberfläche keine OSFs oder L/Ds auf.
Ausführungsbeispiel 2
Ein Einkristall-Silicium-Ingot wurde mittels des CCZ-Verfahrens gezogen, mit der Absicht, einen Wafer mit einem spezifischen elektrischen Widerstand von 10 Ωcm, 1,00 × 1018 Atomen/cm3 Bor-Konzentration und 0,99 × 1018 Atomen/cm3 Phospor- Konzentration zu erzeugen. Hochreines polykristallines Silicium von 20 kg wurde als Ausgangs-Rohmaterial verwendet, und 1,26 g metallisches Bor, 14,7 g mit Phos­ phor dotierter Silicium-Dotierstoff und 20 kg mit Phosphor dotierte rechargierte Ein­ kristall-Silicium-Blöcke wurden zusammen mit diesem Rohrmaterial in einen Quarz-Schmelztiegel eingesetzt und dieser Quarz-Schmelztiegel erhitzt, um das Rohmaterial und das Dotiermittel zu schmelzen. Und metallisches Bor enthaltendes polykristallines Silicium in körniger Form wurde der Siliciumschmelze während des Ziehvorgangs nach und nach zugeführt. Die Menge des zugeführten Materials betrug insgesamt 32 kg. Ein Ingot, dessen gerader Körperabschnitt einen Durchmesser von 6 Inch und eine Länge von 900 mm aufweist, wurde erzielt, indem er bei den fol­ genden Konditionen gezogen wurde: Ziehgeschwindigkeit V = 0,8 mm/min. wie in Ausführungsbeispiel 1, Temperaturgradient G = 3, 4°C/mm in der Mitte des Ingot, und V/G = 0,23 mm2/min °C. Wie oben beschrieben wies, auch wenn die jeweiligen Segregationskoeffizienten von Bor und Phosphor sich voneinander unterscheiden, durch ein Kompensieren durch zusätzliches Zuführen Bor-Dotierstoffs, selbst wenn ein Ingot großer Länge gezogen wurde und das Verfestigungsverhältnis nahe 1 war, wie in Fig. 15 dargestellt, der spezifische elektrische Widerstand gegenüber der Ziehbeginn eine geringere Schwankung auf.
Vergleichsbeispiel 1
Ein Ingot wurde unter den gleichen Bedingungen wie in Ausführungsbeispiel 2 ge­ zogen, außer daß die Ziehgeschwindigkeit V auf 0,9 mm/min eingestellt wurde.
Vergleichsbeispiel 2
Mit dem gleichen Ziel wie in Ausführungsbeispiel 2 wurde 2,20 g metallisches Bor, 25,6 g Silicium-Dotierstoff dotiert mit Phosphor und 35 kg mit Phosphor dotierte rechargierte Einkristall-Silicium-Blöcke in einen Quarz-Schmelztiegel eingelegt und dieser Quarz-Schmelztiegel erwärmt, um das Rohmaterial und den Dotierstoff zu schmelzen. Ein Einkristall-Silicium-Ingot wurde mittels des CZ-Verfahrens unter folgenden Konditionen gezogen: Ziehgeschwindigkeit V = 0,8 mm/min. Tempera­ turgradient G = 3,4°C/Min in der Mitte des Ingot, und V/G = 0,23 mm2/min °C. Diese Ziehbedingungen entsprechen fast einem Zustand, bei welchem D1/D0, darge­ stellt in Fig. 11, ohne Zusetzen von Dotierstoff 0,9 beträgt. Der gerade Körperabschnitt des gezogenen Ingot wies einen Durchmesser von 6 Inch und eine Länge von 600 mm auf.
Da der Segregationskoeffizient von Bor 0,8 beträgt und der Segregationskoeffizient von Phosphor 0,35 beträgt, ändert sich, mit zunehmender Länge des Ingot und zu­ nehmender Annäherung des Verfestigungsverhältnisses an 1, der spezifische elektri­ sche Widerstand, wie dargestellt in Fig. 16, und der Leitertyp des Ingot ändert sich vom P-Typ zum N-Typ.
Vergleichsbeispiel 3
Ein Ingot wurde unter den gleichen Bedingungen wie in Vergleichsbeispiel 2 gezo­ gen, außer daß die Ziehgeschwindigkeit V auf 0,9 mm/min eingestellt wurde.
Vergleichsbeispiel 4
Mit dem Ziel der Herstellung eines Wafers mit einem spezifischen elektrischen Wi­ derstand von 10 Qcm und einer Borkonzentration von 1,00 × 1015 Atomen/cm3 wur­ den 1,78 g mit Bor dotierter Silicium-Dotierstoff zusammen mit 35 kg hochreinem polykristallinen Silicium in einen Quarz-Schmelztiegel eingelegt und dieser Quarz- Schmelztiegel erwärmt, um das Rohmaterial zu schmelzen. Ein Ingot, dessen gera­ der Körperabschnitt einen Durchmesser von 6 Inch und eine Länge von 600 mm aufwies, wurde erzielt, indem er mittels des CZ-Verfahrens unter folgenden Bedin­ gungen gezogen wurde: Ziehgeschwindigkeit V = 0,8 min/mm, gleich groß wie bei Ausführungsbeispiel 2, Temperaturgradient G = 3,4°C/mm in der Mitte des Ingot, und V/G = 0,23 mm2/min °C.
Vergleichsbeispiel 5
Ein Ingot wurde unter den gleichen Konditionen wie in Vergleichsbeispiel 4 gezo­ gen, außer daß die Ziehgeschwindigkeit V auf 0,9 mm/min eingestellt war.
Vergleichsbeispiel 6
Mit dem Ziel der Herstellung eines Wafers mit einem spezifischen elektrischen Wi­ derstand von 0,02 Ωcm und einer Borkonzentration von 1,00 × 1018 Atomen/cm3 wurden 2,2 g metallisches Bor zusammen mit 35 kg hochreinem polykristallinen Silicium in einen Quarz-Schmelztiegel eingelegt und dieser Quarz-Schmelztiegel erwärmt, um das Rohmaterial zu schmelzen. Ein Ingot, dessen gerader Körperab­ schnitt einen Durchmesser von 6 Inch und eine Länge von 600 mm aufwies, wurde erzielt, indem er mittels des CZ-Verfahrens unter folgenden Bedingungen gezogen wurde: Ziehgeschwindigkeit V = 0,8 mm/min. gleich groß wie bei Ausführungsbei­ spiel 2, Temperaturgradient G = 3,4°C/mm in der Mitte des Ingot, und V/G = 0,23 mm2/min °C.
Vergleichsbeispiel 7
Ein Ingot wurde unter den gleichen Konditionen wie in Vergleichsbeispiel 6 gezo­ gen, außer daß die Ziehgeschwindigkeit V auf 0,9 mm/min eingestellt war.
Vergleichsauswertung 1
Ein Silicium-Wafer, der jeweils aus den Ingots von Ausführungsbeispiel 2 und den Vergleichsbeispielen 1 bis 7 geschnitten wurde, wurde geläppt und abgefast und dann hochglanzpoliert.
Jeder der auf diese Weise erzielten Silicium-Wafer wurde in einer Sauerstoffatmo­ sphäre bei einer Temperatur von 1100°C eine Stunde lang wärmebehandelt, und es wurde untersucht, ob OSFs erzeugt wurden oder nicht. Und nachdem jeder Wafer einer Wärmebehandlung zur Beseitigung von Donatoren unterzogen worden war, wurde der spezifische elektrische Widerstand eines jeden Silicium-Wafers mittels eines Vierpunkt-Widerstandsmeßverfahrens gemessen.
Daraufhin wurde die Anzahl der COPs von einer Größe von nicht weniger als 0,11 µm und nicht mehr als 10 µm in einem Kreis von 144 mm Durchmesser auf der Oberfläche jedes der Silicium-Wafer von Ausführungsbeispiel 2 und den Ver­ gleichsbeispielen 1 bis 7 mittels einer Laser-Teilchenzählers (SFS6200, hergestellt von KLA-Tencor, Inc.) untersucht. Und jeder der Silicium-Wafer von Ausführungs­ beispiel 2 und der Vergleichsbeispiele 1 bis 7 wurde in eine Secco-Ätzlösung 30 Minuten lang ohne Rühren eingetaucht und das Vorhandensein von dadurch erzeug­ ten eigentümlichen Fließmustern wurde überprüft und dann das Vorhandensein von FDPs und L/Ds untersucht, indem das Vorhandensein von durch Ätzen hervorgeru­ fenen Grübchen mittels eines optischen Mikroskops untersucht wurde.
Weiter wurden in ähnlicher Weise wie bei einem Halbleiter-Bauteil- Herstellungsverfahren, diese Silicium-Wafer bei 800°C 4 Stunden lang wärmebe­ handelt und nachfolgend bei 1000°C 16 Stunden lang wärmbebehandelt. Nach der Wärmebehandlung wurde jeder Wafer gespaltet und die Wafer-Oberfläche durch eine Wright-Ätzlösung 3 Minuten lang selektiv geätzt, und BMDs wurden von der Mitte zum Rand des Wafers in einer Tiefe von 300 µm von der Wafer-Oberfläche durch Betrachtung durch ein optisches Mikroskop gemessen und die Konzentration der BMDs berechnet. Das Ergebnis davon ist in Tabelle 2 gezeigt.
Tabelle 2
Wie offensichtlich aus Tabelle 2 zu ersehen, traten in einem Wafer von Ausfüh­ rungsbeispiel 2, der mit Bor und Phosphor dotiert war und mit einer Ziehgeschwin­ digkeit von 0,8 mm/min gezogen wurde, keine OSFs auf, und die Konzentration von COPs, FPDs und L/Ds betrug im wesentlichen jeweils Null. Weiter hatte dieser eine BMD-Konzentration von 1 × 1010 bis 1 × 1011 BMDs/cm3 und es wurde gefunden, daß er einen I/G-Effekt aufwies. Andererseits änderte sich in den Vergleichsbeispie­ len 2 und 3, wenn das Verfestigungsverhältnis (Länge des ingot) ca. 0,3 überstieg, der Leitungstyp vom P-Typ zum N-Typ. Und auf Wafern der Vergleichsbeispiele 4 und 5 trat unter einer Wärmebehandlung in oxidierender Atmosphäre ein OSF-Ring auf, und auf Wafern der Vergleichsbeispiele 1, 3 und 7 traten OSFs in Scheibenform auf. Im Hinblick darauf betrug bei den Vergleichsbeispielen 1, 3, 4, 5 und 7, außer den Vergleichsbeispielen 2 und 6, die Konzentration der COPs vergleichsweise mehr als beim Ausführungsbeispiel 2, und insbesondere wurde gefunden, daß in Wafern der Vergleichsbeispiele 4 und 5 die Konzentration von BMDs innerhalb und außer­ halb eines OSF-Ringes sich nach der Wärmebehandlung stark voneinander unter­ schied, und ein gleichbleibender IG-Effekt konnte nicht über die gesamte Wafer- Oberfläche erzielt werden. Weiter betrug in den Vergleichsbeispielen 6 und 7 der spezifische elektrische Widerstand 0,03 Ωcm, was jedoch nicht dem gewünschten spezifischen elektrischen Widerstand von 1 bis 15 Ωcm entsprach.
Ausführungsbeispiel 3
Als Rohmaterial dienendes polykristallines Silicium, welchem reiner Kohlenstoff zugesetzt war, wurde geschmolzen und aus dieser Siliciumschmelze wurde ein Ingot gezogen. Dieser Ziehvorgang wurde so durchgeführt, daß eine Domäne, welcher der in Fig. 4 dargestellten Position P2 entspricht, sich über die gesamte Länge des Ingot erstreckt, der in Fig. 13 dargestellte V/G-Wert nicht kleiner war als (V/G)1 und nicht größer als (V/G)2, und das Flächenverhältnis von Domäne [PV]/Domäne [PI] unge­ fähr 1 beträgt. Ein von dem Ingot abgeschnittener Silicium-Wafer wurde geläppt und abgefast und dann wurden Beschädigungen der Wafer-Oberfläche durch ein chemi­ sches Ätzverfahren beseitigt und dadurch ein hochglanzpolierter Silicium-Wafer erhalten. Die Kohlenstoffkonzentration des Wafers betrug 1 × 1015 Atome/cm3.
Ausführungsbeispiel 4
Ein hochglanzpolierter Wafer wurde in gleicher Weise wie in Ausführungsbeispiel 3 erhalten, außer daß die Menge des reinen Kohlenstoffs, die dem als Rohmaterial dienenden polykristallinen Silicium zugesetzt war, größer war als in Ausführungs­ beispiel 3. Die Kohlenstoffkonzentration des Wafers betrug 5 × 1015 Atome/cm3.
Ausführungsbeispiel 5
Nachdem die Menge an reinem Kohlenstoff, die dem als Rohmaterial dienenden polykristallinen Silicium zugesetzt war, niedriger gewählt wurde als in Ausfüh­ rungsbeispiel 3, wurde ein Ingot so gezogen, daß eine Domäne, welche der in Fig. 4 dargestellten Position P2 entspricht, sich über die Gesamtlänge des Ingot erstreckt und der in Fig. 13 dargestellte V/G-Wert nicht kleiner ist als (V/G)1 und nicht größer ist als (V/G)2, und das Flächenverhältnis von Domäne [PV]/Domäne [PI] ungefähr 1 beträgt. Der gezogene Ingot wurde in gleicher Weise wie in Ausführungsbeispiel 3 verarbeitet und dann wurde bei 650°C unter Verwendung von SiH4 mittels des CVD-Verfahrens eine Polysiliciumschicht von 0,5 µm Dicke auf der Wafer- Rückseite ausgebildet. Danach wurde ein Silicium-Wafer durch Hochglanzpolieren erhalten. Die Kohlenstoffkonzentration des Wafers betrug 5 × 1014 Atome/cm3.
Ausführungsbeispiel 6
Ein hochglanzpolierter Wafer wurde in gleicher Weise wie in Ausführungsbeispiel 5 erhalten, außer daß eine Polysiliciumschicht auf der Wafer-Rückseite in 1,0 µm Dic­ ke erzeugt wurde. Die Kohlenstoffkonzentration des Wafers betrug 5 × 1014 Ato­ me/cm3.
Auführungsbeispiel 7
Ein hochglanzpolierter Wafer wurde in gleicher Weise wie in Ausführungsbeispiel 5 erhalten, außer daß eine Polysiliciumschicht auf der Wafer-Rückseite in 1,5 µm Dic­ ke erzeugt wurde. Die Kohlenstoffkonzentration des Wafers betrug 5 × 1014 Ato­ me/cm3.
Ausführungsbeispiel 8
Die gleiche Menge an reinem Kohlenstoff wie in Ausführungsbeispiel 3 wurde ei­ nem als Rohmaterial dienenden polykristallinen Silicium zugesetzt, dieses ge­ schmolzen und ein Ingot so gezogen, daß eine Domäne, welche der in Fig. 4 dargestellten Position P2 entspricht, sich über die gesamte Länge des Ingot erstreckt, der in Fig. 13 dargestellte V/G-Wert nicht kleiner ist als (V/G)1 und nicht größer als (V/G)2, und das Flächenverhältnis von Domäne [PV]/Domäne [PI] ungefähr 1 betrug. Der gezogene Ingot wurde in gleicher Weise wie in Ausführungsbeispiel 3 verarbeitet und dann wurde bei 650°C unter Verwendung von SiH4 eine Polysiliciumschicht von 0,5 µm Dicke auf der Wafer-Rückseite ausgebildet. Danach wurde ein Silicium- Wafer durch Hochglanzpolieren erhalten. Die Kohlenstoffkonzentration des Wafers betrug 1 × 1015 Atome/cm3.
Ausführungsbeispiel 9
Ein hochglanzpolierter Wafer wurde in gleicher Weise wie in Ausführungsbeispiel 8 erhalten, außer daß die Menge an reinem Kohlenstoff, die dem als Rohmaterial die­ nenden polykristallinen Silicium zugesetzt wurde, genau so groß war wie in Ausfüh­ rungsbeispiel 4. Die Kohlenstoffkonzentration des Wafers betrug 5 × 1015 Ato­ me/cm3.
Ausführungsbeispiel 10
Ein hochglanzpolierter Wafer wurde in gleicher Weise wie in Ausführungsbeispiel 8 erhalten, außer daß auf der Wafer-Rückseite eine Polysiliciumschicht von 1,5 µm Dicke erzeugt wurde. Die. Kohlenstoffkonzentration des Wafers betrug 1 × 1015 Atome/cm3.
Ausführungsbeispiel 11
Ein hochglanzpolierter Wafer wurde in gleicher Weise wie in Ausführungsbeispiel 9 erhalten, außer daß eine Polysiliciumschicht auf der Wafer-Rückseite in 0,5 µm Dic­ ke erzeugt wurde. Die Kohlenstoffkonzentration des Wafers betrug 5 × 1015 Ato­ me/cm3.
Vergleichsbeispiel 8
Nachdem die Menge an reinem Kohlenstoff, die dem als Rohmaterial dienenden polykristallinen Silicium zugesetzt war, niedriger gewählt wurde als in Ausfüh­ rungsbeispiel 3, wurde ein Ingot so gezogen, daß eine Domäne, welche der in Fig. 4 dargestellten Position P2 entspricht, sich über die Gesamtlänge des Ingot erstreckt und der in Fig. 13 dargestellte V/G-Wert nicht kleiner ist als der kritische Punkt und nicht größer ist als (V/G)2, und das Flächenverhältnis von Domäne [PV]/Domäne [PI] ungefähr 1 beträgt. Ein von dem gezogenen Ingot geschnittener Silicium-Wafer wurde geläppt und abgefast, und dann wurden Beschädigungen der Wafer- Oberfläche durch ein chemisches Ätzverfahren entfernt und dadurch ein hochglanz­ polierter Silicium-Wafer erhalten. Die Kohlenstoffkonzentration des Wafers betrug 5 × 1014 Atome/cm3.
Vergleichsbeispiel 9
Ein hochglanzpolierter Wafer wurde in gleicher Weise wie in Ausführungsbeispiel 4 erhalten, außer daß die Menge an reinem Kohlenstoff, welche dem als Rohmaterial dienenden polykristallinen Silicium zugesetzt war, größer war als in Ausführungs­ beispiel 4. Die Kohlenstoffkonzentration des Wafers betrug 1 × 1016 Atome/cm3.
Vergleichsbeispiel 10
Ein hochglanzpolierter Wafer wurde in gleicher Weise wie in Ausführungsbeispiel 8 erhalten, außer daß die Menge an reinem Kohlenstoff, welche dem als Rohmaterial dienenden polykristallinen Silicium zugesetzt war, größer war als in Ausführungs­ beispiel 8. Die Kohlenstoffkonzentration des Wafers betrug 1 × 1016 Atome/cm3.
Vergleichsbeispiel 11
Ein hochglanzpolierter Wafer wurde in gleicher Weise wie in Vergleichsbeispiel 10 erhalten, außer daß eine Polysiliciumschicht auf der Wafer-Rückseite in 1,5 µm Dic­ ke erzeugt wurde.
Vergleichsauswertung 2
Bei jedem der Wafer der Ausführungsbeispiele 3 bis 11 und der Vergleichsbeispiele 8 bis 11 wurde die Kohlenstoffkonzentration mittels einer Ladungspartikel- Aktivierungsanalyse gemessen, und die Sauerstoffkonzentration in jedem der Wafer wurde mittels einer Fourier-Transformations-Infrarot-Spektroskopie (FT-IR) gemes­ sen. Weiter wurde jeder Wafer 4 Stunden lang bei 800°C in einer Sauerstoffatmo­ sphäre wärmebehandelt und dann bei 1000°C 16 Stunden lang in einer Sauerstof­ fatmosphäre wärmebehandelt. Nach der Wärmebehandlung wurde jeder Wafer ge­ spaltet und die Wafer-Oberfläche durch eine Wright-Ätzlösung selektiv geätzt, und BMDs wurden in der Mitte und in der Näher des halben Radius des Wafers in einer Tiefe von 300 µm von der Wafer-Oberfläche durch Betrachtung durch ein optisches Mikroskop gemessen und die Konzentration der BMDs berechnet. Das Ergebnis davon ist in Tabelle 3 gezeigt.
Wie offensichtlich aus Tabelle 3 zu ersehen, lag nach der Wärmebehandlung jedes Silicium-Wafers, sowohl in der Mitte als auch in der Nähe des halben Radius des Wafers, die Konzentration der BMDs in den Wafern der Vergleichsbeispiele 8, 10 und 11 nicht in einem Bereich von 108 bis 1011 BMDs/cm3, in welchem es einen IG- Effekt gibt, hingegen lag die Konzentration der BMDs in den Wafern der Ausfüh­ rungsbeispiele 3 bis 11 in einem Bereich von 108 bis 1011 BMDs/cm3, in welchem es einen IG-Effekt gibt. Die Konzentration des BMD im Wafer von Vergleichsbeispiel 9 unterscheidet sich stark zwischen Mitte und Umgebung des halben Radius des Wafers. Ein einheitlicher IG-Effekt konnte nicht über die gesamte Oberfläche des Wafers von Vergleichsbeispiel 9 erzielt werden.
Tabelle 3

Claims (9)

1. Silicium-Wafer, der aus einer perfekten Domäne besteht, in welcher, wenn man annimmt, daß die untere Nachweisgrenze von Agglomeraten von Zwi­ schengitter-Silicium-Punktdefekten oder Agglomeraten von Leerstellen- Punktdefekten 1 × 103 Agglomerate/cm3 beträgt, die Konzentration der Punktdefekt-Agglomerate nicht über der unteren Nachweisgrenze liegt, wo­ bei die Konzentration von Eisen-Verunreinigungen nicht größer ist als 2 × 109 Atome/cm3.
2. Einkristall-Silicium-Ingot zur Herstellung eines Silicium-Wafers nach An­ spruch 1.
3. Verfahren zur Herstellung eines Silicium-Wafers, welches umfaßt:
einen ersten Reinigungs-Verarbeitungsschritt, bei dem blockförmiges oder kornförmiges polykristallines Silicium mit wäßriger Lösung aus gelöstem Ozon gereinigt wird,
einen zweiten Reinigungs-Verarbeitungsschritt, bei dem das beim ersten Rei­ nigungs-Verarbeitungsschritt gereinigte polykristalline Silicium mit Flußsäu­ re oder einem Säuregemisch aus Flußsäure und Salpetersäure gereinigt wird,
einen Verarbeitungsschritt, bei dem das beim zweiten Reinigungs- Verarbeitungsschritt gereinigte polykristalline Silicium mit ultrareinem Was­ ser gespült wird,
einen Verarbeitungsschritt, bei dem das gespülte polykristalline Silicium ge­ schmolzen wird und ein Einkristall-Silicium-Ingot mit einem Verfestigungs­ verhältnis von 0,9 oder weniger aus der Siliciumschmelze gezogen wird,
einen Verarbeitungsschritt, bei dem der gezogene Einkristall-Silicium-Ingot in blockförmiges oder kornförmiges Einkristall-Silicium übergeführt wird,
einen dritten Reinigungs-Verarbeitungsschritt, bei dem das blockförmige oder kornförmige Einkristall-Silicium mit einer wäßrigen Lösung aus gelö­ sten Ozon gereinigt wird,
einen vierten Reinigungs-Verarbeitungsschritt, bei dem das beim dritten Rei­ nigungs-Verarbeitungsschritt gereinigte Einkristall-Silicium mit Flußsäure oder einem Säuregemisch aus Flußsäure und Salpetersäure gereinigt wird,
einen Verarbeitungsschritt, bei dem das beim vierten Reinigungs- Verarbeitungsschritt gereinigte Einkristall-Silicium mit ultrareinem Wasser gespült wird,
einen Verarbeitungsschritt, bei dem das gespülte Einkristall-Silicium wieder eingeschmolzen wird und erneut ein Einkristall-Silicium-Ingot aus dieser Si­ liciumschmelze mit einem Verfestigungsverhältnis von 0,9 oder weniger ge­ zogen wird und dabei die Ziehgeschwindigkeit und der Temperaturgradient so gesteuert wird, daß V/G ein Verhältnis ist, welches nicht kleiner ist als (V/G)1 und nicht größer ist als (V/G)2, und
einen Verarbeitungsschritt, bei dem aus dem Einkristall-Silicium-Ingot ein Silicium-Wafer erzeugt wird, wobei
V die Geschwindigkeit (mm/min) bezeichnet, mit der ein Ingot aus einer Siliciumschmelze gezogen wird, G einen Temperaturgradienten (°C/mm) im Grenzflächenabschnitt zwischen Ingot und Siliciumschmelze bezeichnet, (V/G)1 ein erstes kritisches Verhältnis bezeichnet, welches das Auftreten von Agglomeraten von Zwischengitter-Silicium-Punktdefekten verhindert, und (V/G)2 ein zweites kritisches Verhältnis bezeichnet, welches Leerstellen- Punktdefekt-Agglomerate innerhalb einer Domäne in der Mitte des Ingot be­ grenzt, in der Leerstellen-Punktdefekt-Agglomerate vorherrschen.
4. Silicium-Wafer, bei welchem, wenn man annimmt, daß die untere Nachweis­ grenze von Agglomeraten von Zwischengitter-Silicium-Punktdefekten oder Agglomeraten von Leerstellen-Punktdefekten 1 × 103 Agglomerate/cm3 be­ trägt, die Konzentration der Punktdefekt-Agglomerate nicht über der unteren Nachweisgrenze liegt, und welcher vom P-Leitungstyp ist und bei dem der spezifische elektrische Widerstand auf einen Bereich von 1 bis 15 Ωcm ein­ gestellt ist.
5. Verfahren zur Herstellung eines Silicium-Wafers mit angepaßtem spezifi­ schem elektrischem Widerstand aus einem Einkristall-Silicium-Ingot, wobei dafür gesorgt ist, daß eine durch Schmelzen von Silicium-Rohmaterial er­ haltene Siliciumschmelze eine Verunreinigung vom P-Typ und eine Verun­ reinigung vom N-Typ enthält, so daß die Verunreinigung vom P-Typ eine er­ ste spezifizierte Konzentration (C1) und die Verunreinigung vom N-Typ eine zweite spezifizierte Konzentration (C2), die niedriger ist als die erste Kon­ zentration, im Einkristall-Silicium-Ingot aufweist, und der Ingot aus der Sili­ ciumschmelze gezogen wird.
6. Verfahren zur Herstellung eines Silicium-Wafers nach Anspruch 5, bei wel­ chem:
es sich bei der Verunreinigung vom P-Typ um Bor und bei der Verunreini­ gung vom N-Typ um Phosphor, Antimon oder Arsen handelt, und die Verun­ reinigung vom P-Typ und die Verunreinigung vom N-Typ so eindotiert sind, daß die erste Konzentration (C1) im Einkristall-Silicium-Ingot zwischen 1 × 1017 und 1 × 1020 Atomen/cm3 liegt und die zweite Konzentration (C2) zwi­ schen 0,90C1 bis 0,999C1 Atomen/cm3 liegt, und der Wert von V/G (mm2/min °C) so festgelegt ist, daß die oxidationsbedingten Stapelfehler, wel­ che bei einer thermischen Oxidation des Wafers in Ringform auftreten, in der Mitte des Wafers verschwinden, und dei Ingot gezogen wird, wobei
V und G die gleiche Bedeutung wie beschrieben in Anspruch 3 haben.
7. Silicium-Wafer, der aus einem Ingot geschnitten ist, welcher aus einer per­ fekten Domäne [P] besteht, in welcher, wenn man annimmt, daß die untere Nachweisgrenze von Agglomeraten von Zwischengitter-Silicium- Punktdefekten oder Agglomeraten von Leerstellen-Punktdefekten 1 × 103 Agglomerate/cm3 beträgt, die Konzentration der Punktdefekt-Agglomerate nicht über der unteren Nachweisgrenze liegt, wobei der Silicium-Wafer be­ steht aus:
einer Domäne [PI] oder beiden Domänen [PV] und [PI], wobei das Flächen­ verhältnis von Domäne [PV]/Domäne [PI] weniger als 9 beträgt und der Si­ licium-Wafer aufweist:
eine Kohlenstoffkonzentration von 1 × 1015 bis 5 × 1015 Atomen/cm3 und keine Punktdefekt-Agglomerate, wobei:
[I] eine Domäne bezeichnet, in welcher Zwischengitter-Silicium- Punktdefekte in einem Einkristall-Silicium-Ingot vorherrschen, [V] eine Domäne bezeichnet, in welcher Leerstellen-Punktdefekte vorherrschen, [PV] eine Domäne bezeichnet, welche benachbart zu Domäne [V] liegt und zur perfekten Domäne [P] gehört und bei der die Konzentration der Leerstellen- Punktdefekte kleiner ist als die minimale Konzentration der Leerstellen- Punktdefekte, welche zur Erzeugung von oxidationsbedingten Stapelfehlern in der Lage ist, und [PI] eine Domäne bezeichnet, welche zur Domäne [I] be­ nachbart liegt und zur perfekten Domäne [P] gehört und bei der die Konzen­ tration der Zwischengitter-Silicium-Punktdefekte geringer ist als die mini­ male Konzentration der Zwischengitter-Silicium-Punktdefekte, welche zur Erzeugung von Versetzungen vom Zwischengitter-Typ in der Lage ist.
8. Silicium-Wafer, der aus einem Ingot geschnitten ist, welcher aus einer per­ fekten Domäne [P] besteht, in welcher, wenn man annimmt, daß die untere Nachweisgrenze von Agglomeraten von Zwischengitter-Silicium- Punktdefekten oder Agglomeraten von Leerstellen-Punktdefekten 1 × 103 Agglomerate/cm3 beträgt, die Konzentration der Punktdefekt-Agglomerate nicht über der unteren Nachweisgrenze liegt, wobei der Silicium-Wafer be­ steht aus:
einer Domäne [PI] oder beiden Domänen [PV] und [PI], wobei das Flächen­ verhältnis von Domäne [PV] /Domäne [PI] weniger als 9 beträgt und der Si­ licium-Wafer aufweist:
einer auf der Rückseite des Wafers ausgebildete Polysilicium-Schicht von 0,1 bis 1,6 µm Dicke, wobei
[PI] und [PV] die gleiche Bedeutung wie beschrieben in Anspruch 7 haben.
9. Silicium-Wafer, der aus einem Ingot geschnitten ist, welcher aus einer per­ fekten Domäne [P] besteht, in welcher, wenn man annimmt, daß die untere Nachweisgrenze von Agglomeraten von Zwischengitter-Silicium- Punktdefekten oder Agglomeraten von Leerstellen-Punktdefekten 1 × 103 Agglomerate/cm3 beträgt, die Konzentration der Punktdefekt-Agglomerate nicht über der unteren Nachweisgrenze liegt, wobei der Silicium-Wafer be­ steht aus:
einer Domäne [PI] oder beiden Domänen [PV] und [PI], wobei das Flächen­ verhältnis von Domäne [PV]/Domäne [PI] weniger als 9 beträgt und die Kohlenstoffkonzentration 1 × 1015 bis 5 × 1015 Atome/cm3 beträgt, und der Silicium-Wafer aufweist:
eine auf der Rückseite des Wafers ausgebildete Polysilicium-Schicht von 0,1 bis 1,6 µm Dicke, wobei
[PI] und [PV] die gleiche Bedeutung wie beschrieben in Anspruch 7 haben.
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