DE102017203996B4

DE102017203996B4 - p-n-Übergangssiliziumwafer-Herstellungsverfahren

Info

Publication number: DE102017203996B4
Application number: DE102017203996.5A
Authority: DE
Inventors: Yoshihiro Koga
Original assignee: Sumco Corp
Current assignee: Sumco Corp
Priority date: 2016-03-11
Filing date: 2017-03-10
Publication date: 2024-05-29
Anticipated expiration: 2037-03-11
Also published as: DE102017203996A1; CN107180756B; CN107180756A

Abstract

p-n-Übergangssiliziumwafer-Herstellungsverfahren, umfassend:den ersten Schritt des Unterziehens einer Oberfläche eines Einkristallsiliziumsubstrats vom p-Typ und einer Oberfläche eines Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ einer Aktivierungsbehandlung durch Emittieren mindestens eines Elements, ausgewählt aus Ar, Ne, Xe, H, He und Si als einen Ionenstrahl oder einen neutralen Atomstrahl unter Vakuum bei Normaltemperatur, um die eine Oberfläche von jedem Substrat zu einer aktivierten Oberfläche zu machen, und anschließend Integrieren des Einkristallsiliziumsubstrats vom p-Typ und des Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ durch kontinuierliches Inkontaktbringen beider aktivierter Oberflächen unter Vakuum bei Normaltemperatur, um dabei einen p-n-Übergangssiliziumwafer zu erhalten; undden zweiten Schritt des Unterziehens des erhaltenen p-n-Übergangssiliziumwafers einer Wärmebehandlung, um eine veränderte Schicht zu rekristallisieren, welche in der Nähe von einer gebondeten Grenzfläche des p-n-Übergangssiliziumwafers aufgrund der Aktivierungsbehandlung erzeugt wird.

Description

TECHNISCHES GEBIET
Die vorliegende Offenbarung betrifft ein p-n-Übergangssiliziumwafer-Herstellungsverfahren.
HINTERGRUND
Wie z.B. in Patentliteratur 1 beschrieben, als ein allgemeines Verfahren, um einen p-n-Übergangssiliziumwafer zu bilden, welches verwendet wird, um eine vertikale Leistungsvorrichtung herzustellen, wird eine Epitaxialschicht mit einem Leitfähigkeitstyp entgegengesetzt zu einem Trägersubstrat epitaxial auf das Trägersubstrat durch ein chemisches Dampfabscheidungs (chemical vapor deposition (CVD))-Verfahren oder dergleichen aufwachsen gelassen. Um einen Hochspannungsbetrieb zu erreichen, muss zu dieser Zeit die Epitaxialschicht mit einer Dicke von nicht weniger als einhundert Mikrometer abgeschieden werden.
PTL (Patentliteratur) 2 beschreibt ein Verfahren zur Herstellung einer gestapelten Struktur durch Erhalten von mindestens zwei kristallinen Teilen durch Abtrennen derselben von derselben Ausgangsstruktur, wobei jeder kristalline Teil eine durch die Ablösung erzeugte Fläche aufweist, die einen Neigungswinkel mit einer Referenzkristallebene der Ausgangsstruktur aufweist.
PTL 3 beschreibt ein Verfahren zur Herstellung von Hybridsubstraten, die in eine Halbleiterproduktionslinie integriert werden können, umfassend: Bilden eines Ioneninjektionsbereichs (3) durch Injektion von Ionen von der Oberfläche eines Siliziumsubstrats (1); Kleben der Ioneninjektionsoberfläche des Siliziumsubstrats und der Oberfläche eines Saphirsubstrats (4) direkt oder mit einem dazwischen angeordneten Isolierfilm (2) aneinander; und dann Erhalten eines Hybridsubstrats (8) mit einem dünnen Siliziumfilm (Halbleiterschicht; 6) auf dem Saphirsubstrat (4), indem das Siliziumsubstrat (1) im Ioneninjektionsbereich (3) abgelöst wird.
PTL 4 beschreibt ein Verfahren zur Herstellung eines elektrolumineszierenden PN-Übergangs umfassend das molekulare Verbinden einer Fläche in einem kristallinen halbleitenden Material, das mit einer ersten Art eines ersten Elements dotiert ist, mit einer Fläche in einem kristallinen halbleitenden Material, das mit einer zweiten, der ersten Art entgegengesetzten Art dotiert ist, eines zweiten Elements, an einer Bindungsschnittstelle.
PTL 5 beschreibt die Herstellung eines Halbleitersubstrats für einen Bipolartransistor mit isoliertem Gate. (IGBT), das eine dicke Schicht mit hohem spezifischem Widerstand erfordert, um die Spannungsfestigkeit zu erhöhen, indem ein Verfahren wie das Epitaxieverfahren oder das Thermodiffusionsverfahren verwendet wird, das keinen Defekt auf dem Oberflächenabschnitt in der Struktur des IGBT verursacht.
PTL 6 beschreibt Systeme und Verfahren zum Übertragen eines dünnen Films von einem Substrat auf ein anderes Substrat, einer Schicht mit der gleichen Fläche wie das Substrat, einer Dicke von Submikron bis zu mehreren zehn Mikrometern und der für VLSI- und MEMS-Anwendungen erforderlichen Dicke und Ebenheit, und mit ausreichend geringer Defektdichte in der übertragenen Schicht.
LITERATURLISTE
Patentliteratur

PTL 1: JP H09- 213 946 A
PTL 2: US 2005/101095 A1
PTL 3: US 2015/200129 A1
PTL 4: US 2008/315213 A1
PTL 5: JP H06- 177 390 A
PTL 6: US 2008/223285 A1

ZUSAMMENFASSUNG
Der jetzige Erfinder hat jedoch Studien durchgeführt und herausgefunden, dass das oben genannte Verfahren viel Zeit benötigt, um die Epitaxialschicht mit einer Dicke von nicht weniger als 100 µm zu bilden und dass dieses Probleme verursacht, wie z.B. Auftreten von Schlupf und Versetzung aufgrund des Wafers, welcher des Hitzestresses und Diffusion von einem Dotierungsmittel, welches in dem Trägersubstrat enthalten ist, in die Epitaxialschicht nicht standhalten kann.
Um die oben genannten Probleme zu vermeiden, ist der jetzige Erfinder auf die Idee gekommen, die p-n-Übergangssiliziumwafer nicht durch epitaxiales Aufwachsen zu bilden, sondern durch Bonding eines Substrats vom p-Typ und eines Substrats vom n-Typ unter Vakuum bei Normaltemperatur. Als ein Bondingverfahren, um den p-n-Übergangssiliziumwafer zu erhalten, erwägt der jetzige Erfinder Unterziehen einer Oberfläche eines Einkristallsiliziumsubstrats vom p-Typ und einer Oberfläche eines Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ einer Aktivierungsbehandlung durch Emittieren eines Ionenstrahls oder eines neutralen Atomstrahls unter Vakuum bei Normaltemperatur, um die eine Oberfläche von jedem Substrat zu einer aktivierten Oberfläche zu machen, und anschließend Integrieren des Einkristallsiliziumsubstrats vom p-Typ und des Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ durch kontinuierliches Inkontaktbringen beider aktivierter Oberflächen unter Vakuum bei Normaltemperatur. Dennoch bezieht das oben genannte Bondingverfahren Emission von dem Ionenstrahl oder dem neutralen Atomstrahl auf die eine Oberfläche von jedem Substrat, um die eine Oberfläche von jedem Substrat zu einer aktivierten Oberfläche vor dem Bonding zu machen, ein. Es wurde außerdem herausgefunden, dass aufgrund der Aktivierungsbehandlung eine veränderte Schicht mit gestörter Kristallinität in der Nähe von einer gebondeten Grenzfläche des p-n-Übergangssiliziumwafers erzeugt wird und Leckstrom über den p-n-Übergang auftritt, welches dabei das Problem von verminderten Vorrichtungseigenschaften zeigt.
Im Hinblick auf die oben genannten Probleme soll daher die vorliegende Offenbarung ein p-n-Übergangssiliziumwafer-Herstellungsverfahren bereitstellen, bei welchem das Auftreten von Schlupf und Versetzung eliminiert wird, Diffusion von einem Dotierungsmittel unterdrückt wird und Leckstrom über den p-n-Übergang unterdrückt wird.
Der jetzige Erfinder hat ernsthaft Studien durchgeführt, um die oben genannten Probleme zu lösen und herausgefunden, dass die gestörte Kristallinität in der veränderten Schicht, welche aufgrund der Aktivierungsbehandlung erzeugt wird, durch Wärmebehandlung in die ursprüngliche Kristallinität von dem Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ und dem Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ zurückgeführt werden kann und hierdurch die vorliegende Offenbarung vervollständigt werden kann.
Die vorliegende Offenbarung basiert auf den oben genannten Kenntnissen und Studien und diese schließt hauptsächlich die folgenden Merkmale ein.

(1) p-n-Übergangssiliziumwafer, umfassend:
- den ersten Schritt des Unterziehens einer Oberfläche eines Einkristallsiliziumsubstrats vom p-Typ und einer Oberfläche eines Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ einer Aktivierungsbehandlung durch Emittieren mindestens eines Elements, ausgewählt aus Ar, Ne, Xe, H, He und Si als einen Ionenstrahl oder einen neutralen Atomstrahl unter Vakuum bei Normaltemperatur, um die eine Oberfläche von jedem Substrat zu einer aktivierten Oberfläche zu machen, und anschließend Integrieren des Einkristallsiliziumsubstrats vom p-Typ und des Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ durch kontinuierliches Inkontaktbringen beider aktivierter Oberflächen unter Vakuum bei Normaltemperatur, um dabei einen p-n-Übergangssiliziumwafer zu erhalten; und
- den zweiten Schritt des Unterziehens des erhaltenen p-n-Übergangssiliziumwafers einer Wärmebehandlung, um eine veränderte Schicht zu rekristallisieren, welche in der Nähe von einer gebondeten Grenzfläche des p-n-Übergangssiliziumwafers aufgrund der Aktivierungsbehandlung erzeugt wird.

Das Bondingverfahren in dem ersten Schritt in der vorliegenden Offenbarung wird anschließend „Normaltemperatur-Vakuum-Bondingverfahren“ genannt.
(2) p-n-Übergangssiliziumwafer-Herstellungsverfahren nach (1), wie oben beschrieben, weiter umfassend:

den Schritt, welcher vor dem ersten Schritt durchgeführt wird, des Bildens, auf der einen Oberfläche des Einkristallsiliziumsubstrats vom p-Typ, einer Siliziumepitaxialschicht vom n-Typ, welche eine höhere Dotierungsmittelkonzentration als eine Dotierungsmittelkonzentration des Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ hat und eine Dicke von nicht mehr als 50 um hat, wobei
in der Aktivierungsbehandlung eine Oberfläche der Siliziumepitaxialschicht vom n-Typ anstelle der einen Oberfläche des Einkristallsiliziumsubstrats vom p-Typ der Aktivierungsbehandlung unterzogen wird, um die Oberfläche von der Siliziumepitaxialschicht vom n-Typ zu einer aktivierten Oberfläche zu machen.

(3) p-n-Übergangssiliziumwafer-Herstellungsverfahren nach (1), wie oben beschrieben, weiter umfassend:

den Schritt, welcher vor dem ersten Schritt durchgeführt wird, des Bildens auf der einen Oberfläche des Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ, einer Siliziumepitaxialschicht vom p-Typ, welche eine höhere Dotierungsmittelkonzentration als eine Dotierungsmittelkonzentration des Einkristallsiliziumsubstrats vom p-Typ hat und welche eine Dicke von nicht mehr als 50 um hat, wobei
in der Aktivierungsbehandlung eine Oberfläche der Siliziumepitaxialschicht vom p-Typ anstelle der einen Oberfläche des Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ der Aktivierungsbehandlung unterzogen wird, um die Oberfläche der Siliziumepitaxialschicht vom p-Typ zu einer aktivierten Oberfläche zu machen.

(4) p-n-Übergangssiliziumwafer-Herstellungsverfahren nach einem der oben beschriebenen (1) bis (3), wobei das Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ und das Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ Siliziumwafer sind, welche keine Versetzungscluster und COPs einschließen.
(5) p-n-Übergangssiliziumwafer-Herstellungsverfahren nach einem der oben beschriebenen (1) bis (4), wobei das Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ und das Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ die gleiche Ebenenorientierung haben.
(6) p-n-Übergangssiliziumwafer-Herstellungsverfahren nach einem der oben beschriebenen (1) bis (5), wobei die Wärmebehandlung in einer Atmosphäre, welche mindestens eines ausgewählt aus N₂, Ar und H₂ einschließt, bei einer Temperatur in dem Bereich von nicht weniger als 200°C und nicht mehr als 1300°C für eine Dauer von nicht weniger als 30 Minuten und nicht mehr als 2 Stunden durchgeführt wird.
(7) p-n-Übergangssiliziumwafer-Herstellungsverfahren nach einem der oben beschriebenen (1) bis (6), wobei die Wärmebehandlung Mikrowellentempern umfasst.
(8) p-n-Übergangssiliziumwafer-Herstellungsverfahren nach einem der oben beschriebenen (1) bis (7), weiter umfassend:

den Schritt, welcher nach der Wärmebehandlung durchgeführt wird, des Schleifens und Polierens und bei mindestens einem des Einkristallsiliziumsubstrats vom p-Typ und des Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ, welches den p-n-Übergangssiliziumwafer bildet.

Die vorliegende Offenbarung stellt das p-n-Übergangssiliziumwafer-Herstellungsverfahren bereit, durch welches Auftreten von Schlupf und Versetzung eliminiert wird, Diffusion eines Dotierungsmittels unterdrückt wird und Leckstrom über den p-n-Übergang unterdrückt wird.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
In den beigefügten Zeichnungen:

ist 1 ein schematischer Querschnitt, welcher ein p-n-Übergangssiliziumwafer-Herstellungsverfahren nach der ersten Ausführungsform der vorliegenden Offenbarung darstellt;
ist 2 ein schematischer Querschnitt, welcher ein p-n-Übergangssiliziumwafer-Herstellungsverfahren nach der zweiten Ausführungsform der vorliegenden Offenbarung darstellt;
ist 3 ein schematischer Querschnitt, welcher ein verwendetes Gerät zum Normaltemperatur-Vakuum-Bonding in einer der Ausführungsformen der vorliegenden Offenbarung darstellt; und
stellt 4 Defektverteilung auf einem vertikalen Schnitt eines Einkristallsiliziumingots, zusammen mit einem Verhältnis einer Ziehgeschwindigkeit zu einem Temperaturgradienten in einer Fest-Flüssig-Grenzfläche dar.

AUSFÜHRLICHE BESCHREIBUNG
(Erste Ausführungsform)
Unter Bezugnahme auf 1 ist eine Beschreibung der ersten Ausführungsform der vorliegenden Offenbarung gegeben.
(Erster Schritt: Bonding nach Normaltemperatur-Vakuum-Bondingverfahren)
Am Anfang wird ein Bondingverfahren nach Normaltemperatur-Vakuum-Bondingverfahren beschrieben. Bonding von einem Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ und einem Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ nach Normaltemperatur-Vakuum-Bondingverfahren betrifft ein Verfahren des Bondings der Substrate bei Normaltemperatur ohne Erwärmen der Substrate. In der ersten Ausführungsform der vorliegenden Offenbarung werden eine Oberfläche eines Einkristallsiliziumsubstrats vom p-Typ 10 und eine Oberfläche eines Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ 20 einer Aktivierungsbehandlung durch Emittieren mindestens eines Elements, ausgewählt aus Ar, Ne, Xe, H, He und Si als einen Ionenstrahl oder einen neutralen Atomstrahl unter Vakuum bei Normaltemperatur unterzogen, um die eine Oberfläche von jedem Substrat zu einer aktivierten Oberfläche zu machen. Folglich treten lose Bindungen („dangling bonds“), welche inhärent für Silizium sind, auf beiden aktivierten Oberflächen auf. Wenn beide aktivierten Oberflächen in kontinuierlichen Kontakt unter Vakuum bei Normaltemperatur gebracht werden, wirkt daher die Bondkraft augenblicklich und das Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ 10 und das Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ 20 werden mit den aktivierten Oberflächen als gebondete Oberflächen fest gebondet und das Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ 10 und das Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ 20 werden integriert. Somit wird ein p-n-Übergangssiliziumwafer erhalten.
Beispiele eines Aktivierungsbehandlungsverfahrens können ein Verfahren zur Beschleunigung eines Elements, welches in einer Plasmaatmosphäre ionisiert ist, auf die Oberfläche der Substrate und ein Verfahren zur Beschleunigung eines ionisierten Elements aus einer Ionenstrahlvorrichtung auf die Oberfläche der Substrate einschließen.
Eine der Ausführungsformen des verwendeten Geräts zum Implementieren eines solchen Verfahrens ist unter Bezugnahme auf FIG. 3 beschrieben. Ein Normaltemperatur-Vakuum-Bondinggerät 50 schließt eine Plasmakammer 51, einen Gaseinlass 52, eine Vakuumpumpe 53, eine Impulsspannungsanlegungsvorrichtung 54 und Waferbefestigungen 55A und 55B ein.
Erstens werden jeweils das Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ 10 und das Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ 20 montiert und mit den Waferbefestigungen 55A und 55B, welche in der Plasmakammer 51 angeordnet sind, befestigt. Zweitens wird der Druck innerhalb der Plasmakammer 51 durch die Vakuumpumpe 53 reduziert und dann wird ein Quellengas in die Plasmakammer 51 durch den Gaseinlass 52 eingeführt. Anschließend wird eine gepulste negative Spannung an die Waferbefestigungen 55A und 55B (und an das Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ 10 und an das Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ 20) durch die Impulsspannunganlegungsvorrichtung 54 angelegt. Somit wird Quellengasplasma erzeugt und werden in dem erzeugten Plasma enthaltende Quellengasionen beschleunigt und in Richtung des Einkristallsiliziumsubstrats vom p-Typ 10 und des Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ 20 emittiert.
Der Kammerdruck in der Plasmakammer 51 ist bevorzugt nicht mehr als 1 × 10^-5 Pa. Andernfalls wird ein Element, welches auf die Oberfläche der Substrate gesputtert wird, auf der Oberfläche der Substrate erneut haften, was möglicherweise zu einer Verringerung der Bildungsrate von losen Bindungen („dangling bonds“) führt.
Hierin wird die Impulsspannung, welche an das Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ 10 und das Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ 20 angelegt wird, eingestellt, so dass die Beschleunigungsenergie eines Elements, welches auf die Oberflächen der Substrate emittiert wird, nicht weniger als 100 eV und nicht mehr als 5 keV ist. Mit einer Beschleunigungsenergie von weniger als 100 eV wird ein emittiertes Element auf den Oberflächen der Substrate abgeschieden. Folglich kann die Bildung von losen Bindungen („dangling bonds“) auf den Oberflächen der Substrate blockiert sein. Andererseits wird mit einer Beschleunigungsenergie von mehr als 5 keV ein emittiertes Element in die Substrate implantiert. Folglich kann die Bildung von losen Bindungen („dangling bonds“) auf den Oberflächen der Substrate blockiert werden.
Die Frequenz der Impulsspannung bestimmt wie oft Ionen auf das Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ 10 und das Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ 20 emittiert werden. Die Frequenz der Impulsspannung ist vorzugsweise nicht weniger als 10 Hz und nicht mehr als 10 kHz. Mit einer Frequenz von nicht weniger als 10 Hz wird hierin die Änderung in Ionenemission absorbiert und diese stabilisiert die Menge an emittierten Ionen. Mit einer Frequenz von nicht mehr als 10 kHz wird stabil Glimmentladungsplasma gebildet.
Die Impulsdauer der Impulsspannung bestimmt eine Dauer, über welche Ionen auf das Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ 10 und das Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ 20 emittiert werden. Die Impulsdauer ist vorzugsweise nicht weniger als 1 µ-Sekunde (Mikrosekunde) und nicht mehr als 10 m-Sekunden (Millisekunden). Mit einer Pulsdauer von nicht weniger als 1 µ-Sekunde, werden Ionen stabil auf das Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ 10 und das Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ 20 emittiert. Mit einer Impulsdauer von nicht mehr als 10 m-Sekunden wird stabil Glimmentladungsplasma gebildet.
Die Temperaturen von dem Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ 10 und dem Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ 20, welche nicht erhitzt werden, sind Normaltemperaturen (üblicherweise von 30 °C bis 90 °C) .
Durch Integrieren des Einkristallsiliziumsubstrats vom p-Typ 10 und des Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ 20 gemäß des vorgenannten Normaltemperatur-Vakuum-Bondingverfahrens mit den vorgenannten aktivierten Oberflächen als gebondeten Oberflächen stellt die vorliegende Offenbarung folgende Anwendungen und Wirkungen bereit. In dem Normaltemperatur-Vakuum-Bondingverfahren werden das Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ 10 und das Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ 20 nicht erhitzt, wenn diese integriert werden, das heißt, wenn diese gebondet werden. Daher wird ein Dotierungsmittel, welches in dem Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ 10 enthalten ist, am Diffundieren in Richtung des Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ 20 gehindert. Ähnlich wird ein Dotierungsmittel, welches in dem Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ 20 enthalten ist, am Diffundieren in Richtung des Einkristallsiliziumsubstrats vom p-Typ 10 gehindert. Anders als ein Verfahren nach der konventionellen Technik des Formens des p-n-Übergangs durch das Epitaxialschicht-Aufwachsenlassen auf dem Trägersubstrat über eine lange Zeit, bondet die vorliegende Offenbarung des Weiteren augenblicklich die beiden Substrate stark und verhindert daher das Auftreten von Schlupf und Versetzung.
(Zweiter Schritt: Rekristallisation durch Wärmebehandlung)
Es wird auf 1 Bezug genommen. Als ein Ergebnis der im ersten Schritt durchgeführten Aktivierungsbehandlung werden veränderte Schichten 12 und 14, in welchen Kristallinität, welche dem Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ 10 und dem Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ 20 eigen ist, gestört wird, in der Nähe von der gebondeten Grenzfläche des p-n-Übergangssiliziumwafers erzeugt. Daher wird der p-n-Übergangssiliziumwafer einer Wärmebehandlung unterzogen, um die veränderten Schichten 12 und 14 zu rekristallisieren. Diese stellt Kristallinität der veränderten Schichten 12 und 14, welche in der Nähe der gebondeten Grenzfläche von dem p-n-Übergangssiliziumwafer erzeugt werden, zu der ursprünglichen Kristallinität von dem Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ 10 und dem Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ 20 wieder her. Somit wird Leckstrom über den p-n-Übergang unterdrückt.
Hierin betrifft die in dem ersten Schritt durchgeführte Aktivierungsbehandlung die Aktivierungsbehandlung des Emittierens des Ionenstrahls oder des neutralen Atomstrahls mit einer geringen Energie von nicht weniger als 100 eV und nicht mehr als 5 keV unter Vakuum bei Normaltemperatur, um die eine Oberfläche von jedem Substrat zu einer aktivierten Oberfläche zu machen zum Zweck des Bildens von freien Bindungen („dangling bonds“) zum Binden an die beiden aktivierten Oberflächen. Daher sind die hergestellten veränderten Schichten 12 und 14, welche in der Nähe von der gebondeten Grenzfläche von dem p-n-Übergangssiliziumwafer erzeugt werden, sehr dünne Schichten, mit jeweils einer Dicke von nicht mehr als 2 nm. Aus dem oben genannten Grund wird die vorgenannte Wärmebehandlung zur Rekristallisation bevorzugt in einer Atmosphäre, welche mindestens eines ausgewählt aus N₂, Ar und H₂ einschließt, bei einer Temperatur in dem Bereich von nicht weniger als 200 °C und nicht mehr als 1300 °C für eine Dauer von nicht weniger als 30 Minuten und nicht mehr als 2 Stunden und bevorzugter bei einer Temperatur in einem Bereich von nicht weniger als 200 °C und nicht mehr als 900 °C für eine Dauer von nicht weniger als 30 Minuten und nicht mehr als 2 Stunden durchgeführt. Des Weiteren wird Mikrowellentempern unter Verwendung einer hohen Heiz- und Kühlrate bevorzugter verwendet. Mikrowellentempern erlaubt wirksames Erhitzen von dem p-n-Übergangssiliziumwafer durch Emittieren einer elektromagnetischen Welle, welche Mikrowelle im weiteren Sinne genannt wird, mit einer Frequenz von nicht weniger als 300 MHz und nicht mehr als 3 THz auf den p-n-Übergangssiliziumwafer. Folglich wird die gestörte Kristallinität in den veränderten Schichten 12 und 14, welche aufgrund der Aktivierungsbehandlung erzeugt werden, in die ursprüngliche Kristallinität zurückgeführt. Die oben genannte Wärmebehandlung wird hierin „Mikrowellentempern“ genannt. Wenn auch die oben genannte Wärmebehandlung „Mikrowellentempern“ oder „Mikrowellenwärmebehandlung“ genannt werden kann. Zusätzlich benötigt die typische Wärmebehandlung (z.B. Wärmebehandlung unter Verwendung eines Ofens), bei welcher Erhitzen unter Verwendung einer externen Wärmequelle durchgeführt wird, einige zehn Minuten zum Erhitzen und Kühlen. Eine typische Wärmebehandlung, in der eine Wärmebehandlung bei einer Temperatur in dem Bereich von nicht weniger als 1000 °C für 1 bis 2 Stunden einbezogen ist, kann daher verursachen, dass ein Dotierungsmittel, welches in den Substraten enthalten ist, während des Erhitzens und Kühlens diffundiert.
Der vorliegende Schritt kann unter Verwendung einer kommerziell erhältlichen Mikrowellentempervorrichtung durchgeführt werden. In dem vorliegenden Schritt wird der p-n-Übergangssiliziumwafer auf eine Temperatur von nicht weniger als 50 °C und nicht mehr als 1300 °C durch Emittieren der elektromagnetischen Welle auf den p-n-Übergangssiliziumwafer für nicht weniger als 10 Minuten und nicht mehr als 1 Stunde erhitzt. Das Mikrowellentempern kann den p-n-Übergangssiliziumwafer schnell erhitzen und kühlen die Heiz-/Kühlrate ist vorzugsweise nicht weniger als 50 °C / min und nicht mehr als 200 °C / min. Eine Heiz-/Kühlrate von nicht weniger als 50 °C / min eliminiert das Risiko, dass ein Dotierungsmittel, welches in den Substraten enthalten ist, während des Erhitzens und Kühlens diffundieren kann. Eine Heiz-/Kühlrate von nicht mehr als 200 °C / min unterdrückt auf den Wafer ausgeübten Hitzestress während des Erhitzens und Kühlens, wodurch Auftreten von Schlupf und Versetzung verhindert werden. Die Frequenz von der emittierten elektromagnetischen Welle ist vorzugsweise z.B. nicht weniger als 300 MHz und nicht mehr als 300 GHz und die abgegebene leistung der elektromagnetischen Welle ist vorzugsweise z.B. nicht weniger als 500 W und nicht mehr als 4 kW.
(Schleifen und Polieren des p-n-Übergangssiliziumwafers)
Nach dem zweiten Schritt kann zusätzlich der Schritt des Schleifens und Polierens von mindestens einem von dem Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ 10 und dem Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ 20, welche den p-n-Übergangssiliziumwafer bilden, durchgeführt werden. Mit dem Schleif- und Polierschritt kann ein p-n-Übergangssiliziumwafer 100 mit einer gewünschten Dicke erhalten werden. In dem Schleif- und Polierschritt kann ein bekanntes oder jedes Schleif- und Polierverfahren, Beispiele dafür können Ebenenpolier- und Spiegelpolierverfahren, einschließen, auf geeignete Weise verwendet werden.
(Zweite Ausführungsform)
In Bezug auf 2 ist eine Beschreibung von der zweiten Ausführungsform der vorliegenden Offenbarung gegeben.
(Bildung einer Siliziumepitaxialschicht vom n-Typ)
In der zweiten Ausführungsform der vorliegenden Offenbarung wird zunächst eine Siliziumepitaxialschicht vom n-Typ 18, welche eine höhere Dotierungsmittelkonzentration als eine Dotierungsmittelkonzentration des Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ 20 hat, und welche eine Dicke von nicht mehr als 50 µm hat, auf einer Oberfläche von dem Einkristallsiliziumsubstrat des p-Typs 10 gebildet.
Zu diesem Zeitpunkt kann ein bekanntes oder jedes Verfahren auf geeignete Weise verwendet werden, um die Siliziumepitaxialschicht vom n-Typ zu bilden. Zum Beispiel kann ein Singlewafer-Epitaxialaufwachsgerät, welches später beschrieben wird, verwendet werden.
(Erster Schritt: Bonden nach Normaltemperatur-Vakuum-Bondingverfahren)
Anschließend werden eine Oberfläche der Siliziumepitaxialschicht vom n-Typ 18 und eine Oberfläche des Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ 20 einer Aktivierungsbehandlung durch Emittieren mindestens eines Elements, ausgewählt aus Ar, Ne, Xe, H, He und Si als einen Ionenstrahl oder einen neutralen Atomstrahl unter Vakuum bei Normaltemperatur unterzogen, um die Oberfläche der Siliziumepitaxialschicht vom n-Typ 18 und die eine Oberfläche des Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ 20 zu aktivierten Oberflächen zu machen. Folglich treten freie Bindungen („dangling bonds“), welche dem Silizium eigen sind, auf beiden aktivierten Oberflächen auf. Wenn daher die beiden aktivierten Oberflächen kontinuierlich unter Vakuum und bei Normaltemperatur in Kontakt gebracht werden, wirkt die Bondkraft augenblicklich und die Oberfläche der Siliziumepitaxialschicht vom n-Typ 18 und die eine Oberfläche des Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ 20 werden fest gebondet und das Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ 10 und das Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ 20 werden integriert. Somit wird ein p-n-Übergangssiliziumwafer erhalten.
Beispiele von dem Aktivierungsbehandlungsverfahren können die Verfahren, welche bezüglich der ersten Ausführungsform beschrieben wurden, einschließen.
(Zweiter Schritt: Rekristallisation durch Wärmebehandlung)
Es wird auf 2 Bezug genommen. Als ein Ergebnis der in dem ersten Schritt durchgeführten Aktivierungsbehandlung werden veränderte Schichten 14 und 16, in welchen die Kristallinität, welche der Siliziumepitaxialschicht vom n-Typ 18 und dem Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ 20 eigen ist, gestört ist, in der Nähe von der gebondeten Grenzfläche von dem p-n-Übergangssiliziumwafer gebildet. Daher wird der p-n-Übergangssiliziumwafer einer Wärmebehandlung unterzogen, um die veränderten Schichten 14 und 16 zu rekristallisieren. Dieser führt die Kristallinität von den veränderten Schichten 14 und 16, welche in der Nähe von der gebondeten Grenzfläche von dem p-n-Übergangssiliziumwafer erzeugt werden, in die ursprüngliche Kristallinität von der Siliziumepitaxialschicht vom n-Typ 18 und dem Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ 20 zurück. Somit wird Leckstrom über den p-n-Übergang unterdrückt.
Für die Wärmebehandlung zur Rekristallisation kann das gleiche Verfahren wie bezüglich der ersten Ausführungsform beschrieben wurde, verwendet werden.
(Schleifen und Polieren des p-n-Übergangssiliziumwafers)
Nach dem zweiten Schritt kann auch der Schritt des Schleifens und Polierens von mindestens einem von dem Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ 10 und dem Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ 20, welche den p-n-Übergangssiliziumwafer bilden, durchgeführt werden. Mit dem oben genannten Schritt kann ein p-n-Übergangssiliziumwafer 200 mit einer gewünschten Dicke erhalten werden. In dem Schleif- und Polierschritt kann das gleiche Verfahren, wie bezüglich der ersten Ausführungsform beschrieben wurde, verwendet werden.
Daher wird in der zweiten Ausführungsform durch Bilden der Siliziumepitaxialschicht vom n-Typ 18 auf der einen Oberfläche des Einkristallsiliziumsubstrats vom p-Typ 10 vor dem ersten Schritt die p-n-Übergangsgrenzfläche von der gebondeten Grenzfläche versetzt. Das Folgende beschreibt die technische Bedeutung von diesem Versetzen der p-n-Übergangsgrenzfläche von der gebondeten Grenzfläche und das Kontrollieren der Dotierungsmittelkonzentration von der Siliziumepitaxialschicht vom n-Typ 18, so dass sie höher ist als die Dotierungsmittelkonzentration von dem Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ 20.
Eine vertikale Leistungsvorrichtung wird durch Herstellen des p-n-Übergangssiliziumwafers und anschließendem Durchführen des Vorrichtungsbildungsschritts z.B. durch Bilden der Elektroden an dem p-n-Übergangssiliziumwafer, hergestellt. Der Vorrichtungsbildungsschritt schließt den Wärmebehandlungsschritt, welcher in einer Stickstoff- oder Sauerstoffatmosphäre bei nicht weniger als 700 °C und nicht mehr als 1300 °C für nicht weniger als 10 Minuten und nicht mehr als 20 Stunden durchgeführt wird, ein. Während des Betriebs der Vorrichtung wird des Weiteren eine Hochspannung von nicht weniger als 500 V und nicht mehr als 1500 V an den p-n-Übergangssiliziumwafer angelegt, welcher die vertikale Leistungsvorrichtung bildet.
In der p-n-Übergangsgrenzfläche hierin befindet sich ein Bereich, welcher Sperrschicht genannt wird, wo kein Träger vorhanden ist. Der Sperrschichtbereich weist Eigenschaften des Expandierens in die vertikale Richtung von der Vorrichtung auf, wenn Spannung angelegt wird. In der Bondgrenzfläche von dem p-n-Übergangssiliziumwafer sind des Weiteren feine Defekte, welche nicht direkt nach der Herstellung des p-n-Übergangssiliziumwafers offenbart werden, aber aufgrund der Wärmebehandlung, welche in dem vorher genannten Vorrichtungsbildungsschritt durchgeführt wird, offenbart werden. Wenn ein Bereich, in welchem solche feinen Defekte vorhanden sind, mit dem Sperrschichtbereich überlappt, tritt reverser Leckstrom auf und dieser wiederum beeinträchtigt die Vorrichtungseigenschaften negativ, wie z.B. die Diode-Schalt-Eigenschaften.
Durch Versetzen der p-n-Übergangsgrenzfläche von der gebondeten Grenzfläche wird daher Überlappen des Bereichs, in welcher feine Defekte vorhanden sind, und des Sperrschichtbereichs unterdrückt. Durch Kontrollieren der Dotierungsmittelkonzentration von der Siliziumepitaxialschicht vom n-Typ, welche höher ist als die Dotierungsmittelkonzentration von dem Einkristallsiliziumsubstrat des n-Typs, wird des Weiteren der Sperrschichtbereich am Expandieren in die vertikale Richtung gehindert, auch wenn Hochspannung während des Betriebs der Vorrichtung angelegt wird. Daher wird das Überlappen des Bereichs, in welchem feine Defekte vorhanden sind, und des Sperrschichtbereichs unterdrückt. Folglich wird reverser Leckstrom unterdrückt und die Vorrichtungseigenschaften, wie z.B. Diode-Schalt-Eigenschaften, werden weiter verbessert.
Zusätzlich ist die Dicke der Siliziumepitaxialschicht vom n-Typ 18 nicht mehr als 50 µm. Mit einer Dicke von mehr als 50 µm benötigt die Siliziumepitaxialschicht vom n-Typ 18 lange Zeit, um sich zu bilden, und dieses verursacht Probleme, wie z.B. Auftreten von Schlupf und Versetzung aufgrund des Wafers, welcher unfähig ist, dem Hitzestress und der Diffusion von einem Dotierungsmittel, welches in dem Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ 10 enthalten ist, in die Siliziumepitaxialschicht vom n-Typ 18 zu widerstehen. Des Weiteren ist die Dotierungsmittelkonzentration von dem Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ 20 vorzugsweise nicht weniger als 8,4 × 10¹² Atome / cm³ und nicht mehr als 9, 0 × 10¹⁴ Atome / cm³. Die Dotierungsmittelkonzentration von der Siliziumepitaxialschicht vom n-Typ 18 ist vorzugsweise nicht weniger als das 10-fache und nicht mehr als das 1000-fache der Dotierungsmittelkonzentration des Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ 20. Eine Dotierungsmittelkonzentration von nicht weniger als das 10-fache unterdrückt die vorher genannte Expansion des Sperrschichtbereichs in die vertikale Richtung. Eine Dotierungsmittelkonzentration von nicht mehr als das 1000-fache unterdrückt die elektrische Feldkonzentration, welche die Vorrichtungseigenschaften negativ beeinflusst.
(Dritte Ausführungsform)
Als nächstes wird eine Beschreibung von der dritten Ausführungsform der vorliegenden Offenbarung gegeben. Die vorliegende Ausführungsform ist die gleiche wie die zweite Ausführungsform, außer dass eine Siliziumepitaxialschicht vom p-Typ, welche eine höhere Dotierungsmittelkonzentration als eine Dotierungsmittelkonzentration des Einkristallsiliziumsubstrats vom p-Typ hat, auf einer Oberfläche des Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ gebildet wird, während das Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ so belassen wird, wie es ist.
(Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ und Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ)
Das Folgende beschreibt das Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ 10 und das Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ 20, welche in der ersten bis zur dritten Ausführungsform der vorliegenden Offenbarung verwendet werden können.
Als das Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ 10 und das Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ 20 können Einkristallsiliziumwafer, welche aus Einkristallsilizium hergestellt werden, verwendet werden. Die Einkristallsiliziumwafer können welche sein, die durch Schneiden, durch eine Drahtsäge oder dergleichen, eines Einkristallsiliziumingots, gezüchtet durch das Czochralski (CZ)-Verfahren oder das Floating Zone (FZ)-Schmelzverfahren, hergestellt werden. Hierin wird angenommen, dass Defekte in jedem Bereich in der vertikalen Richtung in dem Vorrichtung-bildenden Bereich vorhanden sind, und zwar in Fällen, in denen die p-n-Übergangssiliziumwafer 100 und 200 mit jeweils einer gewünschten Dicke in der vertikalen Leistungsvorrichtung verwendet werden. Das Ergebnis ist, dass Leckstrom über den p-n-Übergang mittels der vorher genannten Defekte auftritt, dadurch werden die Vorrichtungseigenschaften negativ beeinflusst. Daher sind aus Sicht des Erzielens von günstigeren Vorrichtungseigenschaften das Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ 10 und das Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ 20 vorzugsweise Siliziumwafer, welche keine Versetzungscluster und Kristall-verursachte Teilchen („Crystal Originated Particles“ (COPs)) einschließen. Bezüglich 4 beschreibt das Folgende ein Verfahren zur Herstellung eines Siliziumwafers, welcher keine Versetzungscluster und COPs einschließt.
Das CZ-Verfahren ist eines von typischen Beispielen eines Verfahrens zur Herstellung eines Einkristallsiliziumingots, als das Material von dem Siliziumwafer. In der Herstellung eines Einkristallsiliziumingots nach dem CZ-Verfahren, wird ein Impfkristall in eine geschmolzene Flüssigkeit aus Silizium, welche in einem Quarztiegel enthalten ist, eingetaucht und der Impfkristall wird hochgezogen während der Quarztiegel und der Impfkristall gedreht werden und somit ein Einkristallsiliziumingot unter dem Impfkristall gezüchtet werden kann.
So ist bekannt, dass der gezüchtete Einkristallsiliziumingot eine Vielzahl von eingewachsenen Defekten enthält, welche ein Problem in dem Vorrichtungsbildungsschritt verursachen. Typische Beispiele von diesen Defekten können Versetzungscluster, welche in einem Bereich (welcher hiernach „I-Bereich“ genannt sein kann) erzeugt werden, in welchem interstitielles Silizium aufgrund der Herstellung unter Ziehbedingungen bei einer niedrigen Geschwindigkeit vorherrschend ist und COPs in einem Bereich (welcher hierin „V-Bereich“ genannt sein kann) erzeugt werden, in welcher Hohlräume aufgrund der Herstellung unterziehenden Bedingungen und einer hohen Rate vorherrschend sind. In der Nähe von einer Grenze zwischen dem I-Bereich und dem V-Bereich können auch Defekte, welche oxidationsinduzierte Stapelfehler („Oxidation induced Stacking Faults“ (OSFs)) genannt werden, mit einer ringförmigen Verteilung auftreten.
Die Verteilung der Defekte in dem gezüchteten Einkristallsiliziumingot hängt bekanntlich von zwei Faktoren ab, nämlich einer Ziehgeschwindigkeit V des Kristalls und einem Temperaturgradienten G von der Fest-Flüssig-Grenzfläche. 4 veranschaulicht eine Beziehung zwischen einem Verhältnis V / G, welches ein Verhältnis der Ziehgeschwindigkeit V zu dem Temperaturgradienten G in der Fest-Flüssig-Grenzfläche ist, und Kristallbereichen, welche den Einkristallsiliziumingot bilden. Wie in 4 gezeigt wird, wird, wenn V / G groß ist, der Einkristallsiliziumingot durch einen COP-erzeugten Bereich 61 bestimmt, welcher ein Kristallbereich ist, in welchem COPs detektiert werden. Wenn V / G reduziert ist, wird ein OSF-latenter Kernbereich 62 gebildet, welcher sich als der ringförmige OSF-Bereich bei Behandlung mit einer vorbestimmten Oxidationswärmebehandlung zeigt, und keine COPs werden in dem OSF-Bereich 62 detektiert. In einem Siliziumwafer, welcher aus einem Einkristallsiliziumingot, welcher unter Ziehbedingungen mit einer hohen Geschwindigkeit gezüchtet wurde, wird ein Großteil des Wafers durch den COP-erzeugten Bereich 61 eingenommen und COPs werden im Wesentlichen über den gesamten Bereich in der radialen Richtung des Kristalls erzeugt.
Auf der Innenseite des OSF-latenten Kernbereichs 62 wird auch ein Sauerstoff-Präzipitierungs-Beschleunigungsbereich (nachfolgend kann dieser „Pv(1)-Bereich“ genannt werden) 63 gebildet, welcher ein Kristallbereich ist, in welchem Sauerstoff dazu neigt, einfach ausgefällt zu werden und in welchem keine COPs detektiert werden.
Wenn V / G reduziert ist, wird auf der Außenseite des OSF-latenten Kernbereichs 62 ein Sauerstoff-Präzipitierungs-Beschleunigungsbereich (nachfolgend kann dieser „Pv(2)-Bereich“ genannt sein) 64 gebildet, welcher ein Kristallbereich ist, in welchem Sauerstoffpräzipitate vorhanden sind und in welchem kein COP detektiert wird.
Wenn V / G kontinuierlich reduziert ist, wird ein Sauerstoff-Präzipitierungs-Inhibitionsbereich (nachfolgend kann dieser „Pi-Bereich“ genannt sein) 65 gebildet, welcher ein Kristallbereich ist, in welchem es unwahrscheinlich ist, dass Sauerstoff präzipitiert wird und in welchem keine COPs detektiert werden, und es wird außerdem ein Versetzungsclusterbereich 66 gebildet, welcher ein Kristallbereich ist, in welchem Versetzungscluster detektiert werden.
In einem Siliziumwafer, welcher aus einem Einkristallsiliziumingot erhalten wird, welcher die oben genannte Defektverteilung entsprechend der Ziehgeschwindigkeit aufweist, sind Kristallbereiche, außer der COP-erzeugte Bereich 61 und der Versetzungsclusterbereich 66 Kristallbereiche, welche im Allgemeinen als defektfreie Bereiche mit keinen Defekten angesehen werden. Ein Siliziumwafer, welcher aus einem Einkristallsiliziumingot erhalten wurde, welcher durch die defektfreien Bereiche gebildet wurde, soll ein Siliziumwafer sein, welcher keine Versetzungscluster und COPs einschließt. Dementsprechend werden hierin Siliziumwafer, welche aus einem Einkristallsiliziumingot erhalten wurden, welche durch irgendwelche Kristallbereiche außer dem COP-erzeugten Bereich 61 und dem Versetzungsclusterbereich 66 gebildet wurden, nämlich einem von dem OSF-latenten Kernbereich 62, dem Pv(1)-Bereich 63, dem Pv(2)-Bereich 64 und dem Sauerstoff-Präzipitierungs-Inhibitionsbereich (Pi-Bereich) 65 oder einer Kombination davon verwendet als das Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ 10 und das Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ 20.
Ein „Siliziumwafer, welcher keine COPs einschließt“ betrifft hierin einen Siliziumwafer, in welchem kein COP gemäß der Beobachtung und Evaluierung, wie unten beschrieben, detektiert wird. Das heißt, dass ein Siliziumwafer, welcher aus einem Einkristallsiliziumingot, gezüchtet nach dem CZ-Verfahren, ausgeschnitten wurde, zunächst einer SC-1-Reinigung (Reinigung unter Verwendung einer Mischlösung, in welcher Ammoniakwasser, Wasserstoffperoxid, Wasser und ultrareines Wasser in einem Verhältnis von 1: 1: 15 gemischt sind) unterzogen wird, gefolgt von Beobachtung und Evaluierung einer Oberfläche des gereinigten Siliziumwafers unter Verwendung von Surfscan SP-2, hergestellt durch KLA-Tenchor Corporation, als eine Oberflächendefekt-Detektierungsvorrichtung, um Lichtpunktdefekte (LPDs), welche als Oberflächenvertiefungen angenommen werden, zu identifizieren. Zu diesem Zeitpunkt wird ein Schrägaufnahmemodus (Modus mit schrägem Einfall) als der Beobachtungsmodus verwendet und die Abschätzung der Oberflächenvertiefungen wird auf ein Detektionsverhältnis von weiten und engen Kanälen basiert. Dabei identifizierte LPDs werden dann unter Verwendung eines Atomkraftmikroskops („Atomic Force Microscope“ (AFM)) in Bezug darauf, ob COPs vorhanden sind, evaluiert. Ein Siliziumwafer, bei dem sich herausstellt, keine COPs durch die oben genannte Beobachtung und Evaluierung zu zeigen, ist definiert als „Siliziumwafer, welcher keine COPs einschließt“.
Andererseits sind Versetzungscluster großformatige (etwa 10µm) Defekte (Versetzungsringe), welche als ein Aggregat von übermäßigem interstitiellem Silizium gebildet wurden. Das Vorhandensein von Versetzungsclustern kann einfach visuell durch Anwendung von Ätzbehandlung wie z.B. Secco-Ätzen, oder durch Aufdecken durch Kupferdekoration festgestellt werden. In dem Fall, wo Siliziumwafer Versetzungscluster einschließen, wird angenommen, dass Leckstrom über den p-n-Übergang durch die Defekte auftritt, dabei negativ die Vorrichtungseigenschaften beeinflusst, weil eine große Menge von Defekten (wie z.B. Stapelfehler), ausgehend von den Versetzungsclustern in dem Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ 10 und dem Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ 20 erzeugt werden.
Zum Zeitpunkt des Züchtens des oben genannten Einkristallsiliziumingots neigt die Verwendung einer übermäßig hohen Sauerstoffkonzentration dazu, Defekte, welche den Sauerstoffpräzipitaten zugeschrieben werden, zu verursachen und in Fällen eines Wafers, welcher durch Kristallbereiche gebildet wird, welche den OSF-latenten Kernbereich 62 einschließen, stören die Defekte die richtige Bildung von losen Bindungen („dangling bonds“), während der Aktivierungsbehandlung. Um die oben genannte Situation zu verhindern, ist es wirksam, die Sauerstoffkonzentration zu reduzieren. Zum Beispiel ist die Sauerstoffkonzentration vorzugsweise nicht mehr als 6 × 10¹⁷ Atome/ cm³ (ASTM F121-1979). Des Weiteren ist aus Sicht des Widerstandes gegen Hitzestress während der Wärmebehandlung der Vorrichtung die Sauerstoffkonzentration vorzugsweise nicht weniger als 1 × 10¹⁶ Atome / cm³.
Des Weiteren haben das Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ 10 und das Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ 20 vorzugsweise die gleiche Ebenenorientierung, z.B. kann die Kristallorientierung von <100> oder <110> in Betracht gezogen werden. Wenn die Ebenenorientierung des Einkristallsiliziumsubstrats vom p-Typ 10 von der Ebenenorientierung des Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ 20 abweicht, obwohl das Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ 10 und das Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ 20 nach dem Normaltemperatur-Vakuum-Bondingverfahren gebondet werden können, sind das Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ 10 und das Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ 20, welche den p-n-Übergangssiliziumwafer bilden, voneinander in der nachfolgenden Wärmebehandlung versetzt. Folglich treten feine Defekte in der Nähe der gebondeten Grenzfläche des p-n-Übergangssiliziumwafers auf und Leckstrom tritt aufgrund der feinen Defekte auf, dabei werden die Vorrichtungseigenschaften negativ beeinflusst.
BEISPIELE
(Beispiel 1)
Ein Siliziumwafer, welcher keine Versetzungscluster und COPs einschließt, wurde durch Kontrollieren des Wertes von V/G nach einem bekannten Verfahren ausgeschnitten, sodass der COP-erzeugte Bereich 61 und der Versetzungsclusterbereich 66, wie in 4 dargestellt, ausgeschlossen wurde. Dann wurde als ein Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ ein Siliziumwafer, welcher eine Kristallorientierung <100>, einen Durchmesser von 200 mm, eine Borkonzentration als ein Dotierungsmittel von 4,4 × 10¹⁴ Atome/cm³ und eine Sauerstoffkonzentration (ASTM F121-1979) von 4,0 × 10¹⁷ Atome/cm³ hatte, und welcher keine Versetzungscluster und COPs einschloss, hergestellt. Ebenso wurde ein Siliziumwafer, welcher keine Versetzungscluster und COPs einschließt, ausgeschnitten, und als ein Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ wurde ein Siliziumwafer, welcher eine Kristallorientierung <100>, einen Durchmesser von 200 mm, eine Phosphorkonzentration als ein Dotierungsmittel von 1,4 × 10¹⁴ Atome/cm³ und eine Sauerstoffkonzentration (ASTM F121-1979) von 5,0 × 10¹⁷ Atome/cm³ hatte und welcher keine Versetzungscluster und COPs einschloss, hergestellt.
Anschließend wurde eine Vakuumkammer mit Ar bei 25°C und weniger als 1 × 10^-5 Pa beschickt, um Plasma zu erzeugen, und die Argonionen wurden bei einer Beschleunigungsspannung von 600 eV auf eine Oberfläche des Einkristallsiliziumsubstrats vom p-Typ und eine Oberfläche des Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ emittiert, um die eine Oberfläche von jedem Substrat zu einer aktivierten Oberfläche zu machen. Anschließend wurde das Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ und das Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ durch kontinuierliches Inkontaktbringen beider aktivierten Oberflächen unter Vakuum bei Normaltemperatur gebondet und dabei wurde ein p-n-Übergangssiliziumwafer erhalten. Aufgrund der Aktivierungsbehandlung wurden veränderte Schichten, jeweils mit einer Dicke von 1 nm in der Nähe von der gebondeten Grenzfläche des p-n-Übergangssiliziumwafers, erzeugt.
Anschließend wurden die veränderten Schichten, welche in der Nähe der gebondeten Grenzfläche des p-n-Übergangssiliziumwafers aufgrund der Aktivierungsbehandlung erzeugt wurden, einer Wärmebehandlung unter Verwendung einer kommerziell erhältlichen Mikrowellentempervorrichtung zur Rekristallisation unterzogen. Als Bedingungen der Wärmebehandlung wurde die Wärmebehandlung in einer Stickstoffatmosphäre mit einer Frequenz der elektromagnetischen Welle von 2450 MHz und einer Leistung der elektromagnetischen Welle von 1,7 kW, bei einer Temperatur von 1000°C, für eine Dauer von 15 Minuten und bei einer Heiz- und Kühlrate von 100°C/min durchgeführt.
Anschließend wurde durch Schleifen und Polieren des Einkristallsiliziumsubstrats vom p-Typ und des Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ, welche den p-n-Übergangssiliziumwafer bilden, ein p-n-Übergangssiliziumwafer, welcher das Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ mit einer Dicke von 100 µm und das Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ mit einer Dicke von 625 µm einschließt und mit einer Gesamtdicke von 725 µm erhalten.
(Beispiel 2)
Zunächst wurden die gleichen Siliziumwafer wie das Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ und das Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ, welche in Beispiel 1 verwendet wurden, hergestellt.
Anschließend wurde das Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ in ein Single-Wafer-Epitaxialaufwachsgerät (hergestellt von Applied Materials, Inc.) übertragen und einer Wasserstoff-Glühbehandlung bei einer Temperatur von 1120°C für 30 Sekunden in dem Gerät unterzogen. Anschließend wurde mit Verwendung des Wasserstoffs als ein Trägergas und Trichlorsilan als ein Quellengas eine Siliziumepitaxialschicht vom n-Typ (mit einer Dicke von 11 µm, einem Phosphordotierungsmittel und einer Dotierungsmittelkonzentration von 7,8 × 10¹⁶ Atome/cm³) epitaxial auf einer Oberfläche des Einkristallsiliziumsubstrats vom p-Typ bei 1150°C nach dem CVD-Verfahren aufwachsen gelassen.
Danach wurde auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 eine Oberfläche der Siliziumepitaxialschicht vom n-Typ und eine Oberfläche des Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ zu aktivierten Oberflächen gemacht. Anschließend wurden das Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ und das Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ als die aktivierten Oberflächen als gebondete Oberflächen durch kontinuierliches Inkontaktbringen beider aktivierten Oberflächen unter Vakuum bei Normaltemperatur integriert. Dabei wurde ein p-n-Übergangssiliziumwafer erhalten. Als ein Ergebnis der Aktivierungsbehandlung wurden veränderte Schichten, jede mit einer Dicke von 1 nm, in der Nähe der gebondeten Grenzfläche des p-n-Übergangssiliziumwafers erzeugt.
Anschließend wurden die veränderten Schichten, welche in der Nähe der gebondeten Grenzfläche des p-n-Übergangssiliziumwafers aufgrund der Aktivierungsbehandlung erzeugt worden waren, in der gleichen Weise wie in Beispiel 1 rekristallisiert.
Anschließend wurde durch Schleifen und Polieren des Einkristallsiliziumsubstrats vom p-Typ und des Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ, welche den p-n-Übergangssiliziumwafer bilden, ein p-n-Übergangssiliziumwafer, welcher das Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ mit einer Dicke von 100 µm, die Siliziumepitaxialschicht vom n-Typ mit einer Dicke von 11 µm und das Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ mit einer Dicke von 614 µm einschloss und mit einer Gesamtdicke von 725 µm erhalten.
(Vergleichsbeispiel 1)
Ein p-n-Übergangssiliziumwafer wurde durch das gleiche Herstellungsverfahren wie in Beispiel 1, außer der veränderten Schichten, welche in der Nähe der gebondeten Grenzfläche zwischen der gebondeten Oberfläche des Einkristallsiliziumsubstrats vom p-Typ und der gebondeten Oberfläche des Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ erzeugt wurden, nicht rekristallisiert wurden, hergestellt.
(Vergleichsbeispiel 2)
Ähnlich wie Beispiel 1 wurde als ein Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ, ein Siliziumwafer, welcher eine Kristallorientierung <100>, einen Durchmesser von 200 mm, eine Phosphorkonzentration als ein Dotierungsmittel von 1,4 × 10¹⁴ Atome/cm³ und eine Sauerstoffkonzentration (ASTM F121-1979) von 5,0 × 10¹⁷ Atome/cm³ hat, hergestellt. Die Dicke des Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ war 625 µm.
Anschließend wurde das Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ in das Single-Wafer-Epitaxialaufwachsgerät (hergestellt von Applied Materials, Inc.) übertragen und einer Wasserstoffglühbehandlung bei einer Temperatur von 1120°C für 30 Sekunden in dem Gerät unterzogen. Anschließend wurde mit Verwendung von Wasserstoff als ein Trägergas und Trichlorsilan als ein Quellengas eine Siliziumepitaxialschicht vom p-Typ (mit einer Dicke von 100 µm, einem Bordotierungsmittel und einer Dotierungsmittelkonzentration von 4,4 × 10¹⁴ Atome/cm³) epitaxial auf dem Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ bei 1150°C nach dem CVD-Verfahren aufwachsen gelassen. Dabei wurde ein p-n-Übergangssiliziumwafer erhalten.
(Evaluierung des Verfahrens)
Die folgenden Evaluierungen wurden für die Beispiele und Vergleichsbeispiele durchgeführt.
<Vorhandensein von Schlupf und Versetzung (XRT-Evalulierung)>
Für jedes Beispiel und Vergleichsbeispiel wurde das Vorhandensein von Schlupf, welcher von einem Ende eines Siliziumwafers auftritt und Versetzung, welche sich von einem Befestigungsstift eines Siliziumwafers entwickelt, evaluiert. Tabelle 1 zeigt ein Ergebnis der Evaluierung.
<Phosphorkonzentrationsverteilung (SIMS-Messung)>
Für jedes Beispiel und Vergleichsbeispiel wurde die Konzentration des Phosphors, welcher aus dem Bereich vom n-Typ zu dem Bereich vom p-Typ diffundierte, mittels Sekundärionenmassenspektrometrie (SIMS) gemessen. Eine Phosphorkonzentration von nicht mehr als 8,0 × 10¹³ Atome/cm³ in einer Position bei einer Tiefe von 1 µm von dem p-n-Übergang, näher zu einem gebondeten Substrat, beeinflusst die Vorrichtungseigenschaften nicht negativ. Tabelle 1 zeigt ein Ergebnis der Evaluierung.
<CL-Evaluierung>
Für jede Beispiele und Vergleichsbeispiele wurde, nachdem der p-n-Übergangssiliziumwafer mit der gewünschten Dicke hergestellt worden war, eine Wärmebehandlung entsprechend der Wärmebehandlung in dem vorrichtungsbildenden Schritt durchgeführt. Die Wärmebehandlung wurde hierbei entsprechend dem vorrichtungsbildenden Schritt in einer Stickstoffatmosphäre bei 1100°C für 15 Stunden durchgeführt. Durchführen einer solchen Wärmebehandlung erlaubt genaue Evaluierung auf das Vorhandensein von feinen Defekten, welche nicht erkannt wurden, wenn der p-n-Übergangssiliziumwafer mit der gewünschten Dicke hergestellt wurde, aber aufgrund der Wärmebehandlung, welche in dem vorrichtungsbildenden Schritt durchgeführt wurde, erkannt wurden. Anschließend wurde der p-n-Übergangssiliziumwafer von jedem Beispiel und Vergleichsbeispiel gespalten und dann von der Seite einer Oberfläche geschliffen, während die p-n-Übergangsoberfläche übrig blieb und außerdem schräg poliert wurde. Dann wurde die Kristallinität auf der p-n-Übergangsoberfläche nach dem CL-Verfahren evaluiert. Wenn keine D-Linie detektiert wird, d.h. wenn kein Defekt detektiert wird, ist keine Versetzung in dem p-n-Übergangsbereich vorhanden. Dementsprechend wird Leckstrom über dem p-n-Übergang unterdrückt. Tabelle 1 zeigt ein Ergebnis der Evaluierung.
<Evaluierung der Diodeneigenschaften (IV-Messung)>

Für jedes Beispiel und Vergleichsbeispiel wurde nach der Wärmebehandlung (in einer Stickstoffatmosphäre bei 1100°C für 15 Stunden) entsprechend der Wärmebehandlung in dem vorher genannten vorrichtungsbildenden Schritt durchgeführt, wobei Elektroden auf Oberflächen des p-n-Übergangssiliziumwafers für die IV-Messung gebildet wurden. Anschließend wurde eine Spannung von 500 V an jedes der Beispiele 1 und 2 und Vergleichsbeispiel 1 an eine Oberfläche des Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ unter den Oberflächen des p-n-Übergangssiliziumwafers für die IV-Messung angelegt, während die Spannung an einer Oberfläche des Einkristallsiliziumsubstrats vom p-Typ zwischen der Oberfläche des p-n-Übergangssiliziumwafers bei 0 V gehalten wurde. Für Vergleichsbeispiel 2 wurde eine Spannung von 500 V an einer Oberfläche des Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ unter den Oberflächen des p-n-Übergangssiliziumwafers für die IV-Messung angelegt, während die Spannung auf einer Oberfläche der Siliziumepitaxialschicht des p-Typs unter den Oberflächen des p-n-Übergangssiliziumwafers bei 0 V gehalten wurde. Zudem entspricht 500 V einer Spannung (Sperrvorspannung), welche an den p-n-Übergangssiliziumwafer während des Betriebs der Vorrichtung angelegt wird. Zu diesem Zeitpunkt, wenn ein Stromwert in einer Sperrvorspannungsrichtung weniger als 1,0 × 10^-7 A/cm² ist, wird reverser Leckstrom unterdrückt und die Diodeneigenschaften, welche evaluiert werden, sind ausgezeichnet. Tabelle 1 zeigt ein Ergebnis der Evaluierung. [Tabelle 1]

Experiment Nr.	Klassifizierung	Evaluierungsergebnisse
		XR-Evaluierung		SIMS-Messung	CL-Evaluierung	IV-Messung
		Anwesenheit von Schlupf	Anwesenheit von Versetzung	Phosphorkonzentration (Atome/cm³)	Anwesenheit von Defekten	Stromwert in der Sperrvorspannungsrichtung (A/cm²)
1	Beispiel 1	abwesend	abwesend	5,0 × 10¹³	abwesend	7,3 × 10^-6
2	Beispiel 2	abwesend	abwesend	5,0 × 10¹³	abwesend	1,1 × 10^-9
3	Vergleichsbeispiel 1	abwesend	abwesend	5,0 × 10¹³	anwesend	1,2 × 10^-3
4	Vergleichsbeispiel 2	anwesend	anwesend	1,0 × 10¹⁴	anwesend	5,4 × 10^-4

INDUSTRIELLE ANWENDBARKEIT
Die vorliegende Offenbarung stellt ein p-n-Übergangssiliziumwafer-Herstellungsverfahren bereit, durch welches Auftreten von Schlupf und Versetzung eliminiert wird, Diffusion von einem Dotierungsmittel unterdrückt wird und Leckstrom über den p-n-Übergang unterdrückt wird.

Claims

p-n-Übergangssiliziumwafer-Herstellungsverfahren, umfassend: den ersten Schritt des Unterziehens einer Oberfläche eines Einkristallsiliziumsubstrats vom p-Typ und einer Oberfläche eines Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ einer Aktivierungsbehandlung durch Emittieren mindestens eines Elements, ausgewählt aus Ar, Ne, Xe, H, He und Si als einen Ionenstrahl oder einen neutralen Atomstrahl unter Vakuum bei Normaltemperatur, um die eine Oberfläche von jedem Substrat zu einer aktivierten Oberfläche zu machen, und anschließend Integrieren des Einkristallsiliziumsubstrats vom p-Typ und des Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ durch kontinuierliches Inkontaktbringen beider aktivierter Oberflächen unter Vakuum bei Normaltemperatur, um dabei einen p-n-Übergangssiliziumwafer zu erhalten; und den zweiten Schritt des Unterziehens des erhaltenen p-n-Übergangssiliziumwafers einer Wärmebehandlung, um eine veränderte Schicht zu rekristallisieren, welche in der Nähe von einer gebondeten Grenzfläche des p-n-Übergangssiliziumwafers aufgrund der Aktivierungsbehandlung erzeugt wird.
p-n-Übergangssiliziumwafer-Herstellungsverfahren nach Anspruch 1, weiter umfassend: den Schritt, welcher vor dem ersten Schritt durchgeführt wird, des Bildens, auf der einen Oberfläche des Einkristallsiliziumsubstrats vom p-Typ, einer Siliziumepitaxialschicht vom n-Typ, welche eine höhere Dotierungsmittelkonzentration als eine Dotierungsmittelkonzentration des Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ hat und eine Dicke von nicht mehr als 50 µm hat, wobei in der Aktivierungsbehandlung eine Oberfläche der Siliziumepitaxialschicht vom n-Typ anstelle der einen Oberfläche des Einkristallsiliziumsubstrats vom p-Typ der Aktivierungsbehandlung unterzogen wird, um die Oberfläche von der Siliziumepitaxialschicht vom n-Typ zu einer aktivierten Oberfläche zu machen.
p-n-Übergangssiliziumwafer-Herstellungsverfahren nach Anspruch 1, weiter umfassend: den Schritt, welcher vor dem ersten Schritt durchgeführt wird, des Bildens auf der einen Oberfläche des Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ, einer Siliziumepitaxialschicht vom p-Typ, welche eine höhere Dotierungsmittelkonzentration als eine Dotierungsmittelkonzentration des Einkristallsiliziumsubstrats vom p-Typ hat und welche eine Dicke von nicht mehr als 50 um hat, wobei in der Aktivierungsbehandlung eine Oberfläche der Siliziumepitaxialschicht vom p-Typ anstelle der einen Oberfläche des Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ der Aktivierungsbehandlung unterzogen wird, um die Oberfläche der Siliziumepitaxialschicht vom p-Typ zu einer aktivierten Oberfläche zu machen.
p-n-Übergangssiliziumwafer-Herstellungsverfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei das Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ und das Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ Siliziumwafer sind, welche keine Versetzungscluster und COPs einschließen.
p-n-Übergangssiliziumwafer-Herstellungsverfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, wobei das Einkristallsiliziumsubstrat vom p-Typ und das Einkristallsiliziumsubstrat vom n-Typ die gleiche Ebenenorientierung haben.
p-n-Übergangssiliziumwafer-Herstellungsverfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei die Wärmebehandlung in einer Atmosphäre, welche mindestens eines ausgewählt aus N₂, Ar und H₂ einschließt, bei einer Temperatur in dem Bereich von nicht weniger als 200°C und nicht mehr als 1300°C für eine Dauer von nicht weniger als 30 Minuten und nicht mehr als 2 Stunden durchgeführt wird.
p-n-Übergangssiliziumwafer-Herstellungsverfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, wobei die Wärmebehandlung Mikrowellentempern umfasst.
p-n-Übergangssiliziumwafer-Herstellungsverfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, weiter umfassend: den Schritt, welcher nach der Wärmebehandlung durchgeführt wird, des Schleifens und Polierens und bei mindestens einem des Einkristallsiliziumsubstrats vom p-Typ und des Einkristallsiliziumsubstrats vom n-Typ, welches den p-n-Übergangssiliziumwafer bildet.