DE10066107B4

DE10066107B4 - Verfahren zur Wärmebehandlung eines Siliciumwafers

Info

Publication number: DE10066107B4
Application number: DE10066107A
Authority: DE
Inventors: Jun Ohmiya Furukawa; Hisashi Furuya; Hideo Ohmiya Tanaka; Yuji Ohmiya Nakata
Original assignee: Mitsubishi Materials Silicon Corp
Current assignee: Mitsubishi Materials Silicon Corp
Priority date: 2000-09-25
Filing date: 2000-09-25
Publication date: 2008-11-27
Anticipated expiration: 2020-09-26
Also published as: DE10066099B4; DE10066106B4

Abstract

Ein Ingot wird hergestellt durch Ziehen, derart, dass V/Ga und V/Gb 0,23 bis 0,50 mm<SUP>2</SUP>/min°C werden, 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, bei Temperaturen im Bereich von 1300°C bis zum Schmelzpunkt von Silicium. Ein durch Schneiden des Ingot erhaltener Wafer wird in einer reduktiven Atmosphäre bei Temperaturen im Bereich von 1050°C bis 1220°C 30 bis 150 min wärmebehandelt. Ein Silicium-Wafer, der frei ist von OSF's, COP's und praktisch frei ist von Verunreinigungen, wie Fe, und von Abgleitungserscheinungen, wird erhalten.

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG
1. Gebiet der Erfindung
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Wärmebehandlung eines Silicium-Wafers für Halbleiterschaltungen, der aus einem durch ein Czochralski-Verfahren (im folgenden "CZ-Verfahren" genannt) hergestellten Silicium-Ingot geschnitten wird, unter Erzeugung eines intrinsischen Getter-Effekts (im folgenden als "IG-Effekt" bezeichnet).
2. Beschreibung der dazugehörigen Technik
In letzter Zeit wird die Ausbeutenverschlechterung bei den Verfahren zur Herstellung von Halbleiterschaltungen u. a. bedingt von: Mikrodefekten durch Sauerstoffabscheidungen, die zu Keimen von oxidationsbedingten 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 L/D 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.
In der japanischen offengelegten Patentanmeldung Nr. HEI-11-1393 ist 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-Punktdefekt-dominierten Domäne [I] und einer Leerstellen-Punktdefekt-dominierten Domäne [V] in dem Silicium-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 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 [P_V]-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.
ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
Eine 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 [P_v]-Domäne und einer [P_I]-Domäne enthält und eine Sauerstoffkonzentration von 1,2 × 10¹⁸ Atomen/cm³ (alte ASTM) oder größer aufweist.
Eine weitere 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 Aspekt der Erfindung betrifft gemäß Patentanspruch 1 oder Patentanspruch 2 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 [P_I] 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 [P_V] 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. Das Verfahren umfaßt die Schritte gemäß Patentanspruch 1 oder Patentanspruch 2.
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 [P_V] und [P_I] enthält, schrumpfen oder verschwinden durch das Wärmebehandlungsverfahren der vorliegenden Erfindung, die während des Kristallwachstums in den Wafer eingebauten Sauerstoff-Abscheidungskeime 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 Sauerstoffabscheidungen in einer höheren als einer zuvor festgelegten Dichte erzeugt, wodurch ein IG-Effekt auftritt. Im folgenden können "Sauerstoffabscheidungen" "BMD (Bulk-Mikrodefekt)" genannt werden.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
1A ist eine Ansicht und zeigt eine Beziehung zwischen einem V/G-Verhältnis und einer Leerstellen-Punktdefektdichte oder einer Zwischengitter-Silicium-Punktdefektdichte gemäß der Ausführungsform der Erfindung auf der Basis der Voronkov-Theorie;
1B ist eine Konzeptansicht eines Röntgenstrahl-Tomographiebildes des Ingot der Ausführungsform nach einer Wärmebehandlung in einer N₂-Atmosphäre bei 1000°C für 40 h;
1C ist ein Defektverteilungsdiagramm eines Kristalls, wobei der Ingot der Ausführungsform unmittelbar nach dem Ziehen (Zustand wie gewachsen) in Secco-Lösung angeätzt wird;
1D ist ein Defektverteilungsdiagramm eines Kristalls, wobei der Ingot der Ausführungsform in einer Atmosphäre von feuchtem O₂ wärmebehandelt und anschließend mit Secco-Ätzlösung angeätzt wird;
1E ist eine Ansicht und zeigt eine Übergangssituation einer Ziehgeschwindigkeit des Ingot der Ausführungsform;
2 ist eine Ansicht entsprechend 1B;
3A ist eine Draufsicht eines Wafers, entsprechend W₁ in 2;
3B ist eine Draufsicht eines Wafers, entsprechend W₂ in 2;
3C ist eine Draufsicht eines Wafers, entsprechend W₃ in 2;
3D ist eine Draufsicht eines Wafers, entsprechend W₄ in 2;
4 ist eine Ansicht und zeigt die Wärmebehandlungsverfahren der Silicium-Wafer W₃ der Beispiele 1, 2 und 3 und der Vergleichsbeispiele 1 und 2 und den Zustand der Erzeugung von BMD's in den Silicium-Wafern W₃; und
5 ist eine Ansicht und zeigt die Wärmebehandlungsverfahren der Silicium-Wafer W₄ der Beispiele 4 und 5 und der Vergleichsbeispiele 3, 4, 5 und einen Zustand der Erzeugung von BMD's in den Silicium-Wafern W₄.
AUSFÜHRLICHE BESCHREIBUNG DER AUSFÜHRUNGSFORMEN
Ein Silicium-Wafer einer 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 1A 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.
In 1A bezeichnet das Zeichen [I] eine Domäne (ein erstes kritisches Verhältnis ist (V/G)₁ oder kleiner), in der Zwischengitter-Silicium-Punktdefekte überwiegen und die Zwischengitter-Silicium-Punktdefekte enthält, das Zeichen [V] bezeichnet eine Domäne (ein zweites kritisches Verhältnis ist (V/G)₂ 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)₁ bis (V/G)₂), 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)₂) bis (V/G)₃) zum Bilden von OSF-Keimen. Wie vorstehend beschrieben, wird diese perfekte Domäne [P] weiterhin als Domäne [P_I] und Domäne [P_V] klassifiziert. Die Domäne [P_I] weist ein V/G-Verhältnis von (V/G)₁ bis zum kritischen Punkt auf, und die Domäne [V] weist ein V/G-Verhältnis vom kritischen Punkt bis (V/G)₂ auf. Die Domäne [P_I] 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 [P_V] 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 bestimmte Ziehgeschwindigkeitsprofil der Ausführungsform wird so bestimmt, daß das Verhältnis (V/G) einer Ziehgeschwindigkeit zu einem Temperaturgradienten zwischen (V/G)₁ zur Vermeidung des Auftretens von Agglomeraten von Zwischengitter-Silicium-Punktdefekten und (V/G)₂ zur Begrenzung der Agglomerate von Leerstellen-Punktdefekten auf die Domäne im Ingotzentrum, in der Leerstellen-Punktdefekte dominieren, gehalten wird, wenn der Ingot aus einer Siliciumschmelze in einem Zonenschmelzofen gezogen wird. Das zuvor bestimmte erfindungsgemäße Ziehgeschwindigskeitsprofil nach Anspruch 1 wird so bestimmt, daß V/G zwischen dem kritischen Punkt und (V/G)₂ liegt.
Dieses Ziehgeschwindigkeitsprofil wird durch eine Simulation auf der Basis der Voronkov-Theorie, durch empirisches In-Scheiben-Schneiden eines Referenz-Ingot in axialer Richtung oder durch Kombination dieser Techniken bestimmt. 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. 1E 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 1B, 1C bzw. 1D gezeigt. Die Abszissen der Figuren entsprechen der Abszisse (V/G) von 1A. 1B 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 [P_V], die Domäne [P_I] und die Domäne [I] auf, wenn die Ziehgeschwindigkeit verringert wird. 1C ist ein Defektverteilungsdiagramm des Kristalls, wenn der soeben gezogene Ingot (in einem Zustand wie gewachsen) 30 min lang in Secco-Lösung angeätzt wird. In 1C treten COP's und FPD's in der Domäne, entsprechend Domäne [V], auf, und L/D's erscheinen in der Domäne, entsprechend Domäne [I]. 1D 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.
3A, 3B, 3C und 3D zeigen die Siliciumwafer W₁, W₂, W₃ und W₄, die jeweils durch In-Scheiben-Schneiden des Ingot in 2 an vier Stellen, entsprechend 1B, erhalten werden. Der Wafer W₁ enthält eine zentrale, OSF-Keime bildende Domäne [OSF] und eine Domäne [P_V] um sie herum. Der Wafer W₂ enthält nur die Domäne [P_V]. Der Wafer W₃ enthält eine zentrale Domäne [P_V] und eine Domäne [P_I] um sie herum. Der Wafer W₄ enthält nur die Domäne [P_I].
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 Defektagglomerat 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.
Es ist erforderlich, daß der Siliciumwafer der Ausführungsform ein Wafer der zuvor genannten, in 3B, 3C bzw. 3D gezeigten Wafer W₂, W₃ und W₄ ist und eine Sauerstoff-Anfangskonzentration von 1,2 × 10¹⁸ Atomen/cm³ (alte ASTM) oder größer aufweist. Somit weist der zu einem Siliciumwafer geschnittene 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 Wafer W₂, W₃ und W₄ durch den ersten Wärmebehandlungsschritt gewünschte Dichte, so daß ein IG-Effekt auftritt.
(a) erster Wärmebehandlungsschritt:
Der erste Wärmebehandlungsschritt des Wafers W₂, W₃ oder W₄ wird durchgeführt unter Erwärmen des Wafers in einer Atmosphäre von Wasserstoffgas von Raumtemperatur bis auf Temperaturen von 900–1200°C mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 10 bis 40°C/min und Halten des Wafers für 5 bis 120 min. Die Verwendung der nicht oxidativen Atmosphäre von Wasserstoffgas für die Wärmebehandlungsatmosphäre soll, in der Nähe der Wafer-Oberfläche, die Sauerstoffabscheidungskeime, 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 40°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 10°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 und im Halten für 10 bis 60 min.
(b) zweiter Wärmebehandlungsschritt:
Der zweite Wärmebehandiungsschritt wird nach dem ersten Wärmebehandlungsschritt durchgeführt, da dann die BMD-Dichte erhöht und der IG-Effekt verbessert wird.
Der zweite Wärmebehandlungsschritt des Wafers W₂ (Anspruch 1) wird durchgeführt durch Einbringen des Wafers W₂ in einer Stickstoffatmosphäre oder oxidativen Atmosphäre bei Raumtemperatur in einen 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 (ihren 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 W₄ (Anspruch 2) wird durchgeführt durch Einbringen des Silicium-Wafers W₃ oder W₄ 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. Temperaturanstiegsgeschwindigkeiten über 10°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 Sauerstoffdonor-Beseitigungsbehandlung bei den Wafer-Herstellungsverfahren unnötig.
[BEISPIELE]
Im folgenden werden Beispiele für die Erfindung zusammen mit Vergleichsbeispielen beschrieben.
<Beispiel 1>
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 1,4 × 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 2 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 als Probe in diesem Beispiel ist der Wafer W₃ mit einer zentralen Domäne [P_V], einer Domäne [P_I] um sie herum, wie in 2 und 3C gezeigt.
Der aus dem Ingot 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 anschließend 60 min gehalten.
<Beispiel 2>
Der aus dem gleichen Ingot wie Beispiel 1 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 Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 10°C/min bis auf 1000°C erhitzt, und 24 h gehalten.
<Beispiel 3>
Der aus dem gleichen Ingot wie Beispiel 1 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 Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 1°C/min auf 1000°C erhitzt und 4 h gehalten.
<Vergleichsbeispiel 1>
Der aus dem gleichen Ingot wie Beispiel 1 geschnittene und Hochglanz-polierte Wafer W₃ wurde ohne Durchführung eines ersten oder zweiten Wärmebehandlungsschrittes als Vergleichsbeispiel 1 bereitgestellt.
<Vergleichsbeispiel 2>
Der aus dem gleichen Ingot wie Beispiel 1 geschnittene und Hochglanz-polierte Wafer W₃ wurde ohne Durchführung eines ersten Wärmebehandlungsschrittes, während nur der zweite Wärmebehandlungsschritt von Beispiel 2 durchgeführt wurde, als Vergleichsbeispiel 2 bereitgestellt.
<Vergleichsbewertung 1>
Die Wafer der Beispiele 1, 2, 3 und der Vergleichsbeispiele 1, 2 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 4 gezeigt. Die Figuren auf der rechten Seite von 4 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 4 hervorgeht, wurden keinerlei BMD's in dem Wafer des Vergleichsbeispiels 1 nachgewiesen. In dem Wafer von Beispiel 1 betrug die BMD-Volumendichte des der Randdomäne [P_I] entsprechenden Teilbereichs 108 BMD's/cm³ oder weniger, wohingegen die BMD-Volumendichte des der zentralen Domäne entsprechenden Teilbereichs [P_V] etwa 10⁹ BMD/cm³ betrug, wovon ein IG-Effekt angenommen wurde. In dem Wafer von Beispiel 2 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 3 wurde eine BMD-Volumendichte von etwa 10¹¹ BMD/cm³ über die gesamte Wafer-Oberfläche nachgewiesen. Dies zeigte, daß das Wafer-Zentrum von Beispiel 2 und die gesamte Wafer-Oberfläche von Beispiel 3 IG-Effekte aufwiesen, die stärker waren als diejenigen des Beispiels 1. Zu beachten ist, daß der Wafer von Vergleichsbeispiel 2 eine nachgewiesene BMD-Volumendichte aufwies, die derjenigen von Beispiel 2 entsprach, allerdings war die Verteilung der BMD-Dichte in Vergleichsbeispiel 2 bezüglich der Gleichmäßigkeit in radialer Richtung des Wafers schlechter.
Die Meßtiefen der DZ's in den Wafer-Oberflächen der Beispiele 1, 2 und 3 betrugen bei allen von ihnen 5 μm. Zu beachten ist, daß DZ's in der Wafer-Oberfläche von Vergleichsbeispiel 1 nicht nachweisbar waren. Die DZ von Vergleichsbeispiel 2 war im Wafer-Zentrum 0,5 μm oder weniger tief und war am Wafer-Rand nicht nachweisbar.
<Beispiel 4>
Ein Silicium-Wafer wurde aus dem in Beispiel 1 gezogenen Ingot geschnitten und als Prüfkörper bereitgestellt. Der Wafer als Prüfkörper in diesem Beispiel ist der Wafer W₄, vollständig aus einer Domäne [P_I], die in 2 und 3D gezeigt ist.
Der aus dem Ingot 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 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.
<Beispiel 5>
Der aus dem gleichen Ingot wie Beispiel 1 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.
<Beispiel 6>
Der aus dem gleichen Ingot wie Beispiel 1 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.
<Vergleichsbeispiel 3>
Der aus dem gleichen Ingot wie Beispiel 1 geschnittene und Hochglanz-polierte Wafer W₄ wurde ohne Durchführung eines ersten oder zweiten Wärmebehandlungsschrittes als Vergleichsbeispiel 3 bereitgestellt.
<Vergleichsbeispiel 4>
Der aus dem gleichen Ingot wie Beispiel 1 geschnittene und Hochglanz-polierte Wafer W₄ wurde ohne Durchführung eines ersten Wärmebehandlungsschrittes, während nur der zweite Wärmebehandlungsschritt von Beispiel 4 durchgeführt wurde, als Vergleichsbeispiel 4 bereitgestellt.
<Vergleichsbeispiel 5>
Der aus dem gleichen Ingot wie Beispiel 1 geschnittene und Hochglanz-polierte Wafer W₄ wurde ohne Durchführung eines ersten Wärmebehandlungsschrittes, während nur der zweite Wärmebehandlungsschritt von Beispiel 5 durchgeführt wurde, als Vergleichsbeispiel 5 bereitgestellt.
<Vergleichsbewertung 2>
Die Wafer der Beispiele 4, 5 und der Vergleichsbeispiele 3, 4, 5 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 1 gemessen. Die Ergebnisse sind in 5 gezeigt. Die Figuren auf der rechten Seite von 5 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 5 hervorgeht, wurden keinerlei BMD's in den Wafer der Vergleichsbeispiele 3 und 4 nachgewiesen. In dem Wafer des Beispiels 4 betrug die BMD-Volumendichte 2 × 10⁷ BMD/cm³ über die gesamte Wafer-Oberfläche, wovon ein IG-Effekt angenommen wurde. In dem Wafer des Beispiels 5 wurden BMD's in der Größenordnung von 10¹⁰ BMD's/cm³, um drei Zehnerpotenzen größer als der unmittelbar oben angegebene Wert, über die gesamte Wafer-Oberfläche nachgewiesen. Der Wert 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 5 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 4 und 5 betrugen jeweils 5 um. Zu beachten ist, daß die DZ's in der Wafer-Oberfläche der Vergleichsbeispiele 3 und 4 nicht nachweisbar waren. Die DZ von Vergleichsbeispiel 5 war im Wafer-Zentrum 0,5 μm oder weniger tief und am Wafer-Rand nicht nachweisbar.

Claims

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, [P_I] 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 [P_V] 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 aus der Domäne [P_V] besteht und eine Sauerstoffkonzentration von 1,2 × 10¹⁸ Atomen/cm³ oder höher (alte ASTM) enthält, Erwärmen des Silicium-Wafers in einer Atmosphäre eines Wasserstoffgases von Raumtemperatur bis auf Temperaturen von 900 bis 1200°C mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 10 bis 40°C/min, und anschließendes Halten des Silicium-Wafers 5 bis 120 min unter Durchführung eines ersten Wärmebehandlungsschrittes, und 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 Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 10 bis 50°C/min, und anschließendes Halten des Silicium-Wafers 4 bis 48 h unter Durchführung eines zweiten Wärmebehandlungsschrittes.
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, [P_I] 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 [P_V] 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, der aus der Domäne [P_I] oder einer Mischdomäne, die die Domäne [P_I] und die Domäne [P_V] enthält, besteht und eine Sauerstoffkonzentration von 1,2 × 10¹⁸ Atomen/cm³ oder höher (alte ASTM) enthält, Erwärmen des Silicium-Wafers in einer Atmosphäre eines Wasserstoffgases von Raumtemperatur bis auf Temperaturen von 900 bis 1200°C mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 10 bis 40°C/min, und anschließendes Halten des Silicium-Wafers 5 bis 120 min unter Durchführung eines ersten Wärmebehandlungsschrittes, und Einbringen des Silicium-Wafers in einer Stickstoffatmosphäre oder in einer oxidativen Atmosphäre von Raumtemperatur in einen Ofen bei Temperaturen von 400 bis 700°C, Erwärmen des Wafers bis auf Temperaturen von 800 bis 1100°C mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 0,5 bis 10°C/min, und anschließendes Halten des Silicium-Wafers 0,5 bis 40 h unter Durchführung eines zweiten Wärmebehandlungsschrittes.