DE10393635T5

DE10393635T5 - Verfahren zur Herstellung eines Siliziumwafers

Info

Publication number: DE10393635T5
Application number: DE10393635T
Authority: DE
Inventors: Susumu Hiratsuka Maeda; Hiroshi Hiratsuka Inagaki; Shigeki Hiratsuka Kawashima; Shoei Hiratsuka Kurosaka; Kozo Hiratsuka Nakamura
Original assignee: Sumco Techxiv Corp; Komatsu Electronic Metals Co Ltd
Current assignee: Sumco Techxiv Corp
Priority date: 2002-10-31
Filing date: 2003-10-31
Publication date: 2005-10-20
Anticipated expiration: 2023-11-01
Also published as: TWI305806B; DE10393635B4; CN100385046C; WO2004040045A1; CN1708606A; JP2004149374A; US20060005762A1; TW200408734A; JP4236243B2; US7329317B2

Abstract

Verfahren zur Herstellung eines Siliziumwafers, umfassend:
einen Siliziumkristallherstellschritt zur Herstellung eines Siliziumkristalls während Steuerung der Konzentration von Bor im Siliziumkristall und der Wachstumsbedingung V/G (wobei V die Wachstumsgeschwindigkeit ist und G der Temperaturgradient in der Richtung der Kristallachse ist) derart, daß sie in ein epitaxiedefektfreies Gebiet (α2) fallen, das ein defektfreies Gebiet ist, in dem ein Siliziumwafersubstrat defektfrei ist und eine Epitaxieschicht defektfrei ist und das eine untere Grenzlinie (LN1) aufweist, in der, bei der Borkonzentration im Siliziumkristall von 1×10¹⁸ Atome/cm³ und darüber, die Wachstumsgeschwindigkeit V allmählich abnimmt, wenn die Borkonzentration zunimmt;
einen Siliziumwafersubstratgewinnungsschritt zur Gewinnung eines Siliziumwafersubstrats aus dem Siliziumkristall; und
einen Epitaxieschritt zur Ausbildung der Epitaxieschicht auf dem Siliziumwafersubstrat.

Description

TECHNISCHES GEBIET
Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von Siliziumwafer und genauer gesagt ein Verfahren, das, während der Herstellung eines Siliziumwafers, auf dem eine Epitaxieschicht ausgebildet wird, die Epitaxieschicht ohne Defekte herstellen kann.
TECHNOLOGISCHER HINTERGRUND
Siliziumkristalle werden durch Ziehen und Züchten unter Verwendung des Czochralski(CZ)-Verfahrens hergestellt. Der gezüchtete Siliziumkristallblock wird danach in Siliziumwafer zerteilt. Halbleiterbauelemente werden durch Vorgänge hergestellt, bei denen Bauelementschichten auf der Oberfläche des Siliziumwafers ausgebildet werden.
Im Verlauf des Siliziumkristallwachstums treten jedoch Kristalldefekte auf, die als "eingewachsene Defekte" bekannt sind.
Mit dem Fortschreiten in Richtung auf höhere Dichte und kleinere Geometrien in Halbleiterschaltungen in den vergangenen Jahren kann das Vorliegen von genannten eingewachsenen Defekten in der Nähe der Deckschicht des Siliziumwafers, wo Bauelemente hergestellt werden, nicht länger toleriert werden. Diese Situation hat zu Untersuchungen hinsichtlich der Möglichkeit der Herstellung von defektfreien Kristallen geführt. Die folgenden drei Arten von Kristalldefekten sind für Bauelementeigenschaften nachteilig:

a) Crystal Originated Particles (COP) sind Fehlstellen (void defects), die aufgrund der Vereinigung von Leerstellen (vacancies) auftreten;
b) oxidationsinduzierte Stapelfehler (Oxidation-Induced Stacking Faults (OSF)); und
c) Versetzungsringcluster, die aufgrund der Aggregation von interstitiellem Silizium (auch als Interstitial Silicon Dislocation-Defekte oder I-Defekte bekannt) auftreten.

Ein defektfreier Siliziummonokristall ist als ein Kristall anerkannt oder definiert, der frei oder im wesentlichen frei von den drei obengenannten Defektarten ist.
Ein Verfahren zur Gewinnung von Siliziumwafer, die in der Nähe der Deckschicht, wo Bauelemente hergestellt werden, frei von eingewachsenen Defekten ist, besteht darin, Epitaxie zum Züchten einer defektfreien Schicht auf der Waferoberfläche zu verwenden.
Das heißt, daß ein Epitaxiesiliziumwafer ein hochwertigerer Siliziumwafer ist, der durch das Dampfphasenaufwachsen einer Epitaxieschicht (auch als eine "Epischicht" bekannt) mit einem hohen Grad von Kristallperfektion auf dem Siliziumwafersubstrat erzeugt ist. Da die Epitaxieschicht einen hohen Grad von Kristallperfektion aufweist, glaubt man, daß sie eine im wesentlichen defektfreie Schicht ist. Somit verbessert die Bauelementherstellung auf einer Epitaxieschicht die Bauelementeigenschaften im Vergleich mit Bauelementherstellung auf der Deckschicht eines Siliziumwafersubstrats dramatisch. Da man nicht glaubte, daß der Kristallperfektionsgad der Epitaxieschicht von den Kristallqualitäten des darunter liegenden Siliziumwafersubtrats stark beeinflußt wird, ist bis heute der Qualität des Siliziumwafersubtrats selbst wenig Bedeutung beigemessen worden.
Stand der Technik 1
Da die zum Untersuchen von Defekten verwendeten Systeme zunehmend empfindlicher geworden sind und die Kriterien zur Bewertung von Defekten genauer geworden sind, hat sich jedoch in den letzten Jahren herausgestellt, daß Defekte im Siliziumwafersubstrat zur Epitaxieschicht wandern, wo sie als Defekte in der Epitaxieschicht (hierin als "Epitaxiedefekte" bezeichnet) auftreten. Dies ist in der Nichtpatent-Literatur 1 (Sato: 16^th Meeting of Silicon Technology Division, Japan Society of Applied Physics; 24. April 2000; S. 35) beschrieben.
Bauelementehersteller haben somit damit begonnen, die Herstellung von epitaxiedefektfreien Epitaxiesiliziumwafer mit einer Epitaxieschicht, die frei von Defekten ist, durch Fortbilden einer Epitaxieschicht auf einem Siliziumwafersubstrat, das frei von Kristalldefekten ist, die Epitaxiedefekte verursachen, zu fordern.
Eingewachsene Defekte in einem Siliziumwafersubstrat schließen Defekte, die leicht zur Epitaxieschicht wandern, und Defekte ein, die nicht leicht wandern. Insbesondere OSFs und Versetzungsringcluster wandern mit hoher Wahrscheinlichkeit zur Epitaxieschicht und werden zu Epitaxiedefekten und müssen daher vom Siliziumwafersubstrat ausgeschlossen werden.
Wenn man annimmt, daß der Temperaturgradient G in der Richtung der Kristallachse (vertikal) konstant ist, variieren die Defekte in einem Siliziummonokristall mit der Ziehgeschwindigkeit V des Siliziummonokristalls. Mit anderen Worten ist bekannt, daß, wenn die Ziehgeschwindigkeit V von einer hohen Geschwindigkeit abnimmt, Fehlstellen (COPs), OSFs (ringartige OSFs, abgekürzt als "Ring-OSF", die Stapelfehler sind, die bei einem konzentrisch zur Mitte des Wafers verlaufenden Ring im Anschluß an eine Wärmebehandlung in einer oxidierenden Atmosphäre beobachtet werden), defektfreie Gebiete und Versetzungsringcluster nacheinander auftreten.
In P-leitenden Siliziumkristallen wird Bor (B) als ein Dotierstoff zum Siliziumkristall hinzugegeben. In p/p⁺- und p/p⁺⁺-Epitaxiesiliziumwafer, die eine hohe Borkonzentration enthalten, sind ungefähr 1×10¹⁸ Atome/cm³ bis 1×10¹⁹ Atome/cm³ Bor zum Siliziumkristall hinzugegeben worden.
Stand der Technik 2
Nichtpatent-Literatur 2 (E. Dornberger, E. Graff, D. Suhren, M. Lambert, U. Wagner und W. von Ammon; Journal of Crystal Growth, 180 (1997), 343), beschreibt den Einfluß von Bor auf das Verhalten von Kristalldefekten. Diese Nichtpatent-Literatur 2 offenbart, daß Hinzufügen von Bor in einer hohen Konzentration in einem Siliziumkristall zur Erzeugung von R-OSFs bei einer hohen Ziehgeschwindigkeit V führt.
Gegenwärtige für die Herstellung von p⁺- und p⁺-Siliziumkristallen verwendete Bedingungen werden hier unter Bezugnahme auf beigefügte Diagramme gemäß der vorliegenden Erfindung beschrieben.
2A zeigt die Verteilung von Epitaxiedefektgebieten und epitaxiedefektfreien Gebieten. Die vertikale Achse stellt die normierte Ziehgeschwindigkeit V/Vcri unter der Annahme, daß der Temperaturgradient G in der Richtung der Kristallachse (vertikal) konstant ist, dar und die horizontale Achse stellt die Konzentration von zum Siliziumkristall hinzugefügtem Bor in Atome/cm³ dar. Die normierte Ziehgeschwindigkeit V/Vcri bezieht sich hierin auf die Ziehgeschwindigkeit, die durch die kritische Geschwindigkeit Vcri, wenn die Konzentration von hinzugefügtem Bor 1×10¹⁷ Atome/cm³ beträgt, normiert ist, und die kritische Geschwindigkeit Vcri bezieht sich auf die Ziehgeschwindigkeit, bei der R-OSFs in der Mitte des Siliziumkristalls verschwinden, wenn die Ziehgeschwindigkeit V allmählich gesenkt wird.
Das epitaxiedefektfreie Gebiet α1 in 2A ist ein epitaxiedefektfreies Gebiet, wo Fehlstellen im Siliziumwafersubstrat auftreten und die Epitaxieschicht frei von Defekten ist. Das Epitaxiedefektgebiet β1 ist ein Epitaxiedefektgebiet, wo OSFs im Siliziumwafersubstrat auftreten und Defekte in der Epitaxieschicht auftreten. Das epitaxiedefektfreie Gebiet α2 ist ein epitaxiedefektfreies Gebiet, wo das Siliziumwafersubstrat frei von Defekten ist und die Epitaxieschicht frei von Defekten ist. Das Epitaxiedefektgebiet β2 ist ein Epitaxiedefektgebiet, wo Versetzungsringcluster im Siliziumwafersubstrat und Defekte in der Epitaxieschicht auftreten.
Bis heute sind nun p⁺-Siliziumkristalle in dem Gebiet erzeugt worden, das als J (das Herstellbedingungsgebiet genannt) in 2A gekennzeichnet ist. Das Herstellbedingungsgebiet J enthält ein Epitaxiedefektgebiet β1. Zur Unterdrückung von Epitaxiedefekten sind Versuche unternommen worden, Siliziumkristalle im epitaxiedefektfreien Gebiet α2 durch Verschieben des Herstellbedingungsgebietes zu einer unteren V-Seite – das heißt zum in 2B gezeigten Herstellbedingungsgebiet K herzustellen.
Stand der Technik 3
Hier treten in p^–-Siliziumkristallen mit niedriger Borkonzentration (die eine Borkonzentration von weniger als 1×10¹⁸ Atome/cm³ aufweisen), wenn die Ziehgeschwindigkeit V gesenkt wird, Defekte in der Epitaxieschicht aufgrund von Versetzungsringclustern auf. Jedoch berichtet die Nichtpatent-Literatur 3 (Asayama, et al.: 1999 Fall Meeting of Japan Society of Applied Physics; 3p-ZY-4) die Unterdrückung von Versetzungsringclustern sogar bei dersel ben niedrigen Ziehgeschwindigkeit V bei p⁺- und p⁺⁺-Siliziumkristallen mit hoher Borkonzentration.
Dementsprechend hat man bisher geglaubt, daß bei der Herstellung p⁺- und p⁺⁺-Siliziumkristallen mit hoher Borkonzentration eine Reduzierung der Ziehgeschwindigkeit V eine relativ leichte Herstellung von hochqualitativen Siliziumkristallen ohne Epitaxiedefekten ermöglichen würde. Das heißt, daß vorhergesagt wurde, daß eine untere Grenze für das epitaxiedefektfreie Gebiet α2 bei niedrigen Borkonzentrationen (weniger als 1×10¹⁸ Atome/cm³) existiert, aber nicht bei hohen Borkonzentrationen (1×10¹⁸ Atome/cm³ bis 1×10¹⁹ Atome/cm³) existiert.
OFFENBARUNG DER ERFINDUNG
In Gegensatz zur obengenannten Vorhersage haben wir herausgefunden, daß, wenn die Ziehgeschwindigkeit V gesenkt wird, Versetzungsringcluster, die Epitaxiedefekte verursachen können, selbst bei p⁺- und p⁺⁺-Siliziumkristallen mit hoher Borkonzentration auftreten.
Angesichts des vorangehenden besteht eine erste Aufgabe der vorliegenden Erfindung darin, die untere Grenze LN1 des epitaxiedefektfreien Gebiets α2 zu ermitteln und dadurch die Herstellung von hochqualitativen Epitaxiesiliziumwafer mit einer guten Ausbeute zu ermöglichen, die frei von Epitaxiedefekten sind.
Da OSFs, die im Siliziumwafersubstrat auftreten, zur Epitaxieschicht wandern, wo sie als Defekte in Erscheinung treten, hält hinsichtlich des Epitaxiedefektgebiets β1 die herkömmliche Denkweise bis heute daran fest, daß Siliziumkristalle in einem Herstellbedingungsgebiet hergestellt werden sollten, das dieses Gebiet nicht enthält.
Wir haben jedoch entdeckt, daß, selbst wenn ein Siliziumkristall in einem Herstellbedingungsgebiet hergestellt worden ist, das das Epitaxiedefektgebiet β1 enthält, in Abhängigkeit von den Prozeßbedingungen keine Defekte in der Epitaxieschicht auftreten.
Angesichts dieser Umstände, besteht eine zweite Aufgabe der Erfindung darin zu ermöglichen, daß hochqualitative Epitaxiesiliziumwafer, die frei von Epitaxiedefekten sind, mit einer guten Ausbeute in einem Herstellbedingungsgebiet herstellbar sind, das das Epitaxiedefektgebiet β1 enthält.
Außerdem glaubte man, daß das epitaxiedefektfreie Gebiet α1 ein Gebiet ist, wo Fehlstellen im Siliziumwafersubstrat auftreten, aber keine Defekte in der Epitaxieschicht auftreten.
Bauelementehersteller haben jedoch kürzlich die Ausbildung von Epitaxieschichten als Dünnschichten mit einer Dicke von nicht mehr als 2 μm gefordert. Wir haben herausgefunden, daß Defekte, die durch Fehlstellen verursacht werden, von denen man glaubte, daß sie in Epitaxieschichten mit einer gewöhnlichen Schichtdicke (ungefähr 5 μm) nicht auftreten, als Epitaxiedefekte in der Epitaxieschicht auftreten, wenn sie als eine derartige Dünnschicht ausgebildet ist.
Angesichts des vorangehenden besteht eine dritte Aufgabe der Erfindung darin, die Herstellung von hochqualitativen, epitaxiedefektfreien Epitaxiesiliziumwafer mit einer guten Ausbeute im epitaxiedefektfreien Gebiet α1 zu ermöglichen, selbst wenn die Epitaxieschicht als eine Dünnschicht ausgebildet ist.
Ein erster Aspekt der Erfindung ist gekennzeichnet durch ein Verfahren zur Herstellung eines Siliziumwafer, das umfaßt:
einen Siliziumkristallherstellschritt zur Herstellung eines Siliziumkristalls während Steuerung einer Konzentration Bor im Siliziumkristall und einer Wachstumsbedingung V/G (wobei V eine Wachstumsgeschwindigkeit ist und G ein Temperaturgradient in einer Richtung der Kristallachse ist) derart, daß sie in ein epitaxiedefektfreies Gebiet (α2) fallen, das ein defektfreies Gebiet ist, wo ein Siliziumwafersubstrat defektfrei ist und eine Epitaxieschicht defektfrei ist und das eine untere Grenzlinie (LN1) aufweist, wo, bei der Borkonzentration im Siliziumkristall von 1×10¹⁸ Atome/cm³ und darüber, die Wachstumsgeschwindigkeit V allmählich abnimmt, wenn die Borkonzentration zunimmt;
einen Siliziumwafersubstratgewinnungsschritt zur Gewinnung des Siliziumwafersubstrats aus dem Siliziumkristall; und
einen Epitaxieschritt zur Ausbildung der Epitaxieschicht auf dem Siliziumwafersubstrat.
Ein zweiter Aspekt der Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, daß in dem Siliziumkristallherstellschritt des Siliziumwaferherstellverfahrens gemäß dem ersten Aspekt der Erfindung der Temperaturgradient G in der Richtung der Achse des der Siliziumkristalls in einem bestimmten Grad zwischen der Mitte des Kristalls und dem Rand des Kristalls gleichförmig gemacht wird.
Ein dritter Aspekt der Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, daß in dem Siliziumkristallherstellschritt des Siliziumwaferherstellverfahrens gemäß dem zweiten Aspekt der Erfindung ein Magnetfeld an die Siliziumschmelze, aus der der Siliziumkristall gezogen wird, angelegt wird, wodurch der Temperaturgradient G in der Richtung der Achse des Siliziumkristalls in einem bestimmten Grad zwischen der Mitte des Kristalls und dem Rand des Kristalls gleichförmig gemacht wird.
Ein vierter Aspekt der Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, daß in dem Siliziumkristallherstellschritt des Siliziumwaferherstellverfahrens gemäß dem zweiten Aspekt der Erfindung die Silziumschmelze, aus der der Siliziumkristall gezogen wird, in einen magnetfeldfreien Zustand gebracht wird und die Anzahl von Drehungen des Siliziumkristalls gesteuert wird, wo durch der Temperaturgradient G in der Richtung der Achse des Siliziumkristalls in einem bestimmten Grad zwischen der Mitte des Kristalls und dem Rand des Kristalls gleichförmig gemacht wird.
Ein fünfter Aspekt der vorliegenden Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, daß in dem Siliziumkristallherstellschritt des Siliziumwaferherstellverfahrens gemäß dem zweiten Aspekt der Erfindung die Siliziumschmelze, aus der der Siliziumkristall gezogen wird, in einen magnetfeldfreien Zustand gebracht wird und die Anzahl von Drehungen eines die Siliziumschmelze aufnehmenden Quarztiegels gesteuert wird, wodurch der Temperaturgradient G in der Richtung der Achse des Siliziumkristalls in einem bestimmten Grad zwischen der Mitte des Kristalls und dem Rand des Kristalls gleichförmig gemacht wird.
Ein sechster Aspekt der Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, daß in dem Siliziumkristallherstellschritt des Siliziumwaferherstellverfahrens gemäß dem ersten Aspekt der Erfindung die Sauerstoffkonzentration im Siliziumkristall auf nicht mehr als 12,5 Atome/cm³ gesteuert wird.
Ein siebter Aspekt der Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, daß in dem Siliziumkristallherstellschritt des Siliziumwaferherstellverfahrens gemäß dem zweiten Aspekt der Erfindung die Sauerstoffkonzentration im Siliziumkristall auf nicht mehr als 12,5 Atome/cm³ gesteuert wird.
Gemäß dem ersten Aspekt der Erfindung wird ein Siliziumkristall, wie durch LN1 in 1 gekennzeichnet, durch Steuern der Borkonzentration im Siliziumkristall und der Wachstumsbedingung V/G (wobei V die Wachstumsgeschwindigkeit ist und G der Temperaturgradient in der Kristallachsenrichtung ist) derart, daß sie in ein epitaxiedefektfreies Gebiet (α2) fallen, das ein defektfreies Gebiet ist, wo ein Siliziumwafersubstrat defektfrei ist und eine Epitaxieschicht defektfrei ist und das eine untere Grenzlinie (LN1) aufweist, wo bei Borkonzentration im Siliziumkristall von 1×10¹⁸ Atome/cm³ und darüber, die Wachstumsgeschwindigkeit V allmählich abnimmt, wenn die Borkonzentration zunimmt, hergestellt.
Als nächstes wird ein Siliziumwafersubstrat aus dem Siliziumkristall, der hergestellt worden ist, gewonnen.
Als nächstes wird eine Epitaxieschicht auf dem Siliziumwafersubstrat ausgebildet.
Auf diese Weise wird ein hochqualitativer Epitaxiesiliziumwafer hergestellt, bei dem Defekte weder im Siliziumwafersubstrat noch in der Epitaxieschicht auftreten.
Da dieser erste Aspekt der Erfindung die untere Grenze LN1 des epitaxiedefektfreien Gebiets α2 klar angibt, können Borkonzentrationen und Wachstumsbedingungen V/G, die nicht unter die untere Grenze LN1 fallen, genau bestimmt werden. Durch Herstellen eines Siliziumkristalls mit einer Borkonzentration und einer Wachstumsbedingung V/G, die nicht unter die untere Grenze LN1 fallen, können hochqualitative Epitaxiesiliziumwafer, die frei von Epitaxiedefekten sind, mit einer hohen Ausbeute hergestellt werden.
Der zweite Aspekt der Erfindung fügt eine technische Beschränkung zum Siliziumkristallherstellschritt im ersten Aspekt der Erfindung hinzu. Im Siliziumkristallherstellschritt wird nämlich der Temperaturgradient G in der Richtung der Siliziumkristallachse in einem bestimmten Grad zwischen der Mitte des Kristalls und dem Rand des Kristalls gleichförmig gemacht.
Wie in 3 gezeigt ist, bestimmt die Gleichförmigkeit des Temperaturgradienten G in der Richtung der Siliziumkristallachse die vertikale Erstreckung des Herstellbedingungsgebiets (die Erstreckung in der Richtung der vertikalen Achse V/Vcri) für den Siliziumkristall. Je gleichförmiger der Temperaturgradient G in der Richtung der Siliziumkristallachse zwischen der Mitte 10c des Siliziumkristalls und dem Rand 10e des Kristalls ist, desto kleiner können die vertikalen Erstreckungen Be bis Bc und Ac bis Ae des Herstellbedingungsgebiets in 3 gemacht werden, was ermöglicht, daß das Herstellbedingungsgebiet leichter in das epitaxiedefektfreie Gebiet α2 paßt und die Herstellung von hochqualitativen Epitaxiesiliziumwafer ohne Epitaxiedefekte mit einer höheren Ausbeute ermöglicht.
Der dritte Aspekt der Erfindung fügt eine weitere technische Beschränkung zum Siliziumkristallherstellschritt im zweiten Aspekt der Erfindung hinzu. Im Siliziumkristallherstellschritt wird nämlich ein Magnetfeld an die Siliziumschmelze, aus der der Siliziumkristall gezogen wird, gelegt, um den Temperaturgradienten G in der Richtung der Siliziumkristallachse in einem bestimmten Grad zwischen der Mitte des Kristalls und dem Rand des Kristalls gleichförmig zu machen.
Der vierte Aspekt der Erfindung fügt eine weitere technische Beschränkung zum Siliziumkristallherstellschritt im zweiten Aspekt der Erfindung hinzu. In dem Siliziumkristallherstellschritt wird die Siliziumschmelze, aus der der Siliziumkristall gezogen wird, in einen Zustand ohne Magnetfeld gebracht, und wird die Drehgeschwindigkeit des Siliziumkristalls gesteuert derart, daß der Temperaturgradient G in der Richtung der Siliziumkristallachse in einem bestimmten Grad zwischen der Mitte des Kristalls und dem Rand des Kristalls gleichförmig gemacht wird.
Der fünfte Aspekt der Erfindung fügt dem Siliziumkristallherstellschritt gemäß dem zweiten Aspekt der Erfindung eine weitere technische Beschränkung hinzu. Im Siliziumkristallherstellschritt wird nämlich die Siliziumschmelze, aus der der Siliziumkristall gezogen wird, in einen Zustand ohne Magnetfeld gebracht und wird die Anzahl von Umdrehungen eines die Siliziumschmelze aufnehmenden Quarztiegels gesteuert derart, daß der Temperaturgradient G in der Richtung der Siliziumkristallachse in einem bestimmten Grad zwischen der Mitte des Kristalls und dem Rand des Kristalls gleichförmig gemacht wird.
Die sechsten und siebten Aspekte der Erfindung fügen dem Siliziumkristallherstellschritt jeweils gemäß dem ersten Aspekt und dem zweiten Aspekt der Erfindung eine weitere technische Beschränkung hinzu. Im Siliziumkristallherstellschritt wird nämlich die Sauerstoffkonzentration im Siliziumkristall auf nicht mehr als 12,5 Atome/cm³ gesteuert.
Durch Steuerung der Sauerstoffkonzentration im Siliziumkristall auf einen niedrigen Wert von nicht mehr als 12,5 Atome/cm³ gemäß den sechsten und siebten Aspekten der Erfindung werden, selbst wenn sich das Herstellbedingungsgebiet in das Epitaxiedefektgebiet β1 erstreckt, keine OSF-Kerne im Siliziumwafersubstrat leicht zu OSFs und erscheinen sie in der Epitaxieschicht nicht als Epitaxiedefekte. Als Folge können die Bedingungen für die Auswahl der Borkonzentration und der Wachstumsbedingung V/G gelockert werden, wodurch die Ausbeute noch weiter verbessert werden kann.
Ein achter Aspekt der Erfindung ist durch ein Verfahren zur Herstellung eines Siliziumwafers gekennzeichnet, das umfaßt: einen Schritt zur Steuerung der Borkonzentration im Siliziumkristall und der Wachstumsbedingung V/G (wobei V die Wachstumsgeschwindigkeit ist und G der Temperaturgradient in der Richtung der Kristallachse ist) derart, daß sie mindestens ein Epitaxiedefektgebiet (β1) enthalten, wo oxidationsinduzierte Stapelfehler (Oxidation-Induced Stacking Faults (OSF)) in einem Siliziumwafersubstrat auftreten und Defekte in der Epitaxieschicht auftreten, und Steuerung der Bedingungen für die Wärmebehandlung des Siliziumkristalls und der Sauerstoffkonzentration im Siliziumkristall, so daß sich keine OSF-Kerne zu OSFs entwickeln.
Selbst wenn das Herstellbedingungsgebiet ein Bereich ist, der das Epitaxiedefektgebiet β1 enthält, werden gemäß dem achten Aspekt der Erfindung durch Steuerung der Siliziumkristallwärmebehandlungsbedingungen und der Sauerstoffkonzentration in den Siliziumkristallen keine OSF-Kerne im Siliziumwafersubstrat zu OSFs und treten keine Epitaxiedefekte in der Epitaxieschicht auf. Somit können hochqualitative Epitaxiesiliziumwafer mit einer hohen Ausbeute in einem Herstellbedingungsgebiet mit einer hohen Ziehgeschwindigkeit V hergestellt werden.
Ein neunter Aspekt der Erfindung ist durch ein Verfahren zur Herstellung eines Siliziumwafers gekennzeichnet, das umfaßt:
einen Siliziumkristallherstellschritt zur Herstellung eines Siliziumkristalls während Steuerung der Borkonzentration im Siliziumkristall und der Wachstumsbedingung V/G (wobei V die Wachstumsgeschwindigkeit ist und G der Temperaturgradient in der Richtung der Kristallachse ist) derart, daß sie in die Nähe einer unteren Grenzlinie (LN3) in einem epitaxiedefektfreien Gebiet (α1) fallen, wo Fehlstellen in einem Siliziumwafersubstrat auftreten und eine Epitaxieschicht defektfrei ist;
einen Siliziumwafersubstratgewinnungsschritt zur Gewinnung eines Siliziumwafersubstrats aus dem Siliziumkristall; und
einen Epitaxieschritt zur Ausbildung einer Dünnschichtepitaxischicht mit nicht mehr als 2 μm auf dem Siliziumwafersubstrat.
Ein zehnter Aspekt der Erfindung ist gekennzeichnet durch Steuerung der Sauerstoffkonzentration im Siliziumkristall auf nicht mehr als 12,5 Atome/cm³ in dem Siliziumkristallherstellschritt des Siliziumwaferherstellverfahrens gemäß dem neunten Aspekt der Erfindung.
Der neunte Aspekt der Erfindung wurde auf der Grundlage der Erkenntnis hergeleitet, daß Fehlstellen (COPs)) eine geringere Größe und Anzahl in der Nähe der unteren Grenzlinie LN3 im epitaxiedefektfreien Gebiet α1 als in Gebieten aufweisen, die sich von der unteren Grenzlinie LN3 entfernt befinden. Durch Steuerung der Borkonzentration und der Wachstumsbedingung V/G im Siliziumkristall und dadurch Einstellung des Herstellbedingungsgebiets in der Nähe der unteren Grenzlinie LN3 im epitaxiedefektfreien Gebiet α1 wird die Größe und Anzahl von Fehlstellen (COPs) geringer. Selbst wenn die Epitaxieschicht als eine Dünnschicht mit einer Dicke von 2 μm oder weniger ausgebildet wird, wandern somit Fehlstellen im Siliziumwafersubstrat nicht zur Epitaxieschicht und sind sie eindeutig nicht als Epitaxiedefekte vorhanden. Als Folge können hochqualitative Dünnschichtepitaxiesiliziumwafer mit einer guten Ausbeute in einem Herstellbedingungsgebiet mit einer hohen Ziehgeschwindigkeit V hergestellt werden.
Durch Steuerung der Sauerstoffkonzentration im Siliziumkristall auf eine niedrige Konzentration von 12,5 Atome/cm³ oder weniger entsprechend dem zehnten Aspekt der Erfindung werden keine OSF-Kerne im Siliziumwafersubstrat, selbst wenn sich das Kristallherstellbedingungsgebiet in das Epitaxiedefektgebiet β1 erstreckt, zu OSFs und treten keine als Epitaxiedefekte in der Epitaxieschicht auf. Die Bedingungen für die Einstellung der Borkonzentration und der Wachstumsbedingung V/G können somit gelockert werden, wodurch die Herstellausbeute noch weiter erhöht werden kann.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
1 zeigt ein Diagramm, das die Beziehung, gemäß einer Ausführungsform der Erfindung, zwischen der Borkonzentration (Atome/cm³) in einem Siliziumkristall 10, der Wachstumsbedingung V/Vcri (Wachstumsbedingung V/G), den Epitaxiedefektgebieten und epitaxiedefektfreien Gebieten zeigt;
2A und 2B zeigen Diagramme, die 1 entsprechen und die Beziehung mit Zielherstellbedingungsgebieten zeigen;
3A zeigt ein Diagramm, das 1 entspricht und die Beziehung zwischen den vertikalen Erstreckungen Be bis Bc und Ac bis Ae der Herstellbedingungsgebiete zeigt, 3B zeigt ein Diagramm, das die Verteilung in der Kristallradialrichtung des Temperaturgradienten G in der Kristallachsenrichtung in der Nähe der Fest-Flüssig-Grenzfläche zeigt, 3C zeigt ein Diagramm, das zahlreiche Isothermen im Kristall in der Nähe der Fest-Flüssig-Grenzfläche zeigt;
4 zeigt die Konstruktion einer Siliziumkristallherstellvorrichtung (Einkristallsiliziumzüchtungssystem), wie sie im Verfahren zur Herstellung eines Siliziumwafer gemäß der Erfindung verwendet werden kann;
5A stellt die Konvexität der Fest-Flüssig-Grenzfläche dar, 5B zeigt ein Diagramm, das die experimentellen Ergebnisse, die anhand einer Untersuchung der Änderung der Konvexität der Fest-Flüssig-Grenzfläche gewonnen wurden, in Abhängigkeit von den Kristallziehbedingungen zeigt; und
6 zeigt ein Diagramm, das die experimentellen Ergebnisse, die anhand einer Untersuchung der Änderung der Konvexität der Fest-Flüssig-Grenzfläche gewonnen wurden, in Abhängigkeit von der Anzahl von Umdrehungen des Tiegels zeigt.
BESTE AUSFÜHRUNG ZUR DURCHFÜHRUNG DER ERFINDUNG
Unten werden Ausführungsformen der Verfahren zur Herstellung eines Siliziumwafer gemäß der Erfindung in Verbindung mit den beigefügten Diagrammen beschrieben.
4 zeigt eine Seitenansicht, die die Konstruktion einer Siliziumkristallherstellvorrichtung zeigt, wie sie in den Ausführungsformen der Erfindung verwendet werden kann.
Unter Bezugnahme auf 4 weist eine Einkristallziehapparatur 1 gemäß dieser Ausführungsform einen CZ-Ofen (Kammer) 2 als Gehäuse für die Einkristallziehapparatur auf.
Im CZ-Ofen 2 ist ein Quarztiegel 3 vorgesehen, der das Polysilizium-Ausgangsmaterial schmilzt und es als eine Schmelze 5 hält. Der Quarztiegel 3 ist an der Außenseite mit einem Graphittiegel 11 ummantelt. Eine Hauptheizeinrichtung 9, die das Polysilizium-Ausgangsmaterial innerhalb des Quarztiegels 3 erwärmt und zum Schmelzen bringt, ist außerhalb und seitlich vom Quarztiegel 3 vorgesehen. Unter dem Quarztiegel 3 ist eine zusätzliche Heizeinrichtung (untere Heizeinrichtung) 19 vorgesehen, die die Basis des Quarztiegels 3 zusätzlich erwärmt, um Erstarren der Schmelze 5 an der Basis des Quarztiegels 3 zu verhindern. Die Leistungen (Energie; kW) der Hauptheizeinrichtung 9 und der zusätzlichen Heizeinrichtung 19 werden unabhängig gesteuert, wodurch die Aufheizgeschwindigkeit der Schmelze 5 unabhängig eingestellt wird. Zum Beispiel wird die Temperatur der Schmelze 5 detektiert und wird die detektierte Temperatur als ein Rückkopplungswert zur Steuerung der jeweiligen Leistungen der Hauptheizeinrichtung 9 und der zusätzlichen Heizeinrichtung 19, so daß die Schmelze 5 eine Zieltemperatur erreicht, verwendet.
Ein wärmeisolierendes Rohr 13 ist zwischen der Hauptheizeinrichtung 9 und der Innenwand des CZ-Ofens 2 vorgesehen.
Ein Ziehmechanismus 4 ist über dem Quarztiegel 3 vorgesehen. Der Ziehmechanismus 4 enthält eine Ziehwelle 4a und eine Impfklemme 4c am Ende der Ziehwelle 4a. Die Impfklemme 4c hält einen Impfkristall 14.
Polysilizium (Si) wird im Quarztiegel 3 erwärmt und geschmolzen. Wenn sich die Temperatur der Schmelze 5 stabilisiert, geht der Ziehmechanismus 4 in Betrieb, Monokristallsilizium 10 (nachfolgend als "Siliziumkristall 10" bezeichnet) aus der Schmelze 5 ziehend. Das heißt, daß sich die Ziehwelle 4a absenkt, den Impfkristall 14, der von der Impfklemme 4c am Ende der Ziehwelle 4a gehalten wird, in die Schmelze 5 tauchend. Nachdem der Impfkristall 14 in die Schmelze 5 eintauchen gelassen wurde, wird die Ziehwelle 4a angehoben. Wenn der von der Impfklemme 4c gehaltene Impfkristall 14 angehoben wird, wächst der Siliziumkristall 10. Während des Ziehens wird der Quarztiegel 3 mit einer Rotationsgeschwindigkeit ω1 von einer Drehwelle 110 gedreht. Die Ziehwelle 4a des Ziehmechanismus 4 wird mit einer Drehgeschwindigkeit ω2 in entweder der entgegengesetzten Richtung oder derselben Richtung wie die Drehwelle 110 gedreht.
In dieser Ausführungsform wird Bor (B) vorher zur Schmelze 5 im Quarztiegel 3 hinzugefügt, um Bor in den Siliziumkristall 10, der gezogen werden soll, einzubauen.
Die Drehwelle 110 kann in der vertikalen Richtung angetrieben werden, um den Quarztiegel 3 zu einer gewünschten Position nach oben oder nach unten zu bewegen.
Durch Absperren des Inneren des CZ-Ofens 2 von der Außenluft wird ein Vakuum (z.B. ungefähr 20 Torr) im Ofen 2 erhalten. Das heißt, daß Argongas 7 als ein inertes Gas zum CZ-Ofen 2 befördert wird, danach der CZ-Ofen 2 über eine Austrittsöffnung von einer Pumpe evakuiert wird. Der Druck im Ofen 2 wird auf diese Weise auf einen vorab festgelegten Wert abgesenkt.
Im Verlauf des Einkristallziehprozesses (1 Charge) treten zahlreiche Verdampfungsgüter im CZ-Ofen 2 auf. Zur Beseitigung dieser Verdampfungsgüter und dadurch Reinigung des CZ-Ofens 2 wird Argongas 7 zum CZ-Ofen 2 zugeführt, danach gemeinsam mit den Verdampfungsgütern aus dem CZ-Ofen 2 abgelassen. Die Förderrate des Argongases 7 wird für jeden Schritt in einer Einzelcharge separat eingestellt.
Wenn der Siliziumkristall 10 gezogen wird, nimmt die Menge von Schmelze 5 ab. Wenn die Menge von Schmelze 5 abnimmt, verändert sich die Kontaktfläche zwischen der Schmelze 5 und dem Quarztiegel 3, was zu einer Änderung der Menge von Sauerstoffauflösung vom Quarztiegel 3 führt. Diese Änderung beeinflußt die Verteilung der Sauerstoffkonzentration im gezogenen Siliziumkristall 10. Zur Verhinderung dessen wird zusätzliches Polysilizium-Ausgangsmaterial oder Monokristallsilizium-Ausgangsmaterial, entweder während oder nach dem Ziehen, zum Quarztiegel 3, in dem die Menge von Schmelze 5 abgenommen hat, hinzugefügt.
Oberhalb des Quarztiegels 3 ist ein Hitzeschild 8 (Gasströmungsregelrohr), das näherungsweise wie ein umgekehrter Kegelstumpf gestaltet ist, um den Siliziumkristall 10 vorgesehen. Der Hitzeschild 8 wird vom wärmeisolierenden Rohr 13 getragen. Dieser Hitzeschild 8 lenkt Argongas 7 als das Trägergas, das in den CZ-Ofen 2 gefördert wird, von oben zur Mitte der Schmelzeoberfläche 5a, wodurch bewirkt wird, daß das Gas über die Schmelzeoberfläche 5a tritt und deren Rand erreicht. Das Argongas 7 wird danach gemeinsam mit Verdampfungsgasen von der Schmelze 5 durch eine an der Unterseite des CZ-Ofens 2 vorgesehene Austrittsöffnung abgelassen. Die Gasdurchflußleistung an der Oberfläche der Flüssigkeit kann somit stabilisiert werden, was ermöglicht, daß Sauerstoff, der aus der Schmelze 5 verdampft, in einem stabilen Zustand gehalten wird.
Der Hitzeschild 8 isoliert und schirmt auch den Impfkristall 14 und den Siliziumkristall 10, der aus dem Impfkristall 14 wächst, vor Strahlungswärme ab, die in Hochtemperaturgebieten, wie zum Beispiel dem Quarztiegel 3, der Schmelze 5 und der Hauptheizeinrichtung 9 austritt, ab. Außerdem hindert der Hitzeschild 8 Verunreinigungen (z.B. Siliziumoxide), die im Ofen erzeugt werden, am Absetzen auf dem Siliziumkristall 10 und Verhindern der Entwicklung des Einkristalls. Die Größe des Spalts H zwischen der Unterkante des Hitzeschildes 8 und der Schmelzeoberfläche 5a kann durch Anheben und Absenken der Drehwelle 110 und dadurch Änderung der vertikalen Position des Quarztiegels 3 eingestellt werden. Der Spalt H kann also durch Bewegung des Hitzeschildes 8 nach oben oder nach unten unter Verwendung eines Anhebe- und Absenkmechanismus eingestellt werden.
Die Wachstumsbedingung V/G (wobei V die Wachstumsgeschwindigkeit ist und G der Temperaturgradient in der Kristallachsenrichtung ist) des Siliziumkristalls 10 wird durch Einstellen des Spalts H und der Ziehgeschwindigkeit V durch die Ziehwelle 4a gesteuert.
Die Borkonzentration (Menge von hinzugefügtem Bor, Atome/cm³) im Siliziumkristall 10 wird durch Einstellen der Menge von Bor gesteuert, die in den Quarztiegel 3 gegeben wird.
Die Sauerstoffkonzentration (Atome/cm³) im Siliziumkristall 10 wird durch Regelung von derartigen Parametern, wie der Tiegeldrehgeschwindigkeit ω1, der Ziehwellendrehgeschwindigkeit ω2, der Argongasdurchflußmenge und dem Druck im Ofen gesteuert.
Der Block aus Siliziumkristall 10, der von der Vorrichtung in 4 hergestellt wird, wird danach mit einer Schneidemaschine geteilt, um einen Siliziumwafer zu liefern.
Der Siliziumwafer wird im Ofen eines Epitaxiezüchtungssystems plaziert und ein Gas, das als das Ausgangsmaterial für die dünne Schicht dient, wie zum Beispiel Trichlorsilan (SiHCl₃) wird zur Oberfläche des Siliziumwafers gefördert. Chemische Reaktion des Trichlorsilans verursacht dann, daß sich eine dünne Schicht aus demselben Silizium durch Epitaxie auf der Oberfläche des Siliziumwafersubstrats ausbildet. Ein Kristall mit derselben Anordnung von Atomen wie das Siliziumwafersubstrat wird auf diese Weise als ein Epitaxiefilm auf dem Substrat ausgebildet.
1 zeigt die Beziehung, gemäß der vorliegenden Erfindung, zwischen der Borkonzentration (Atome/cm³) im Siliziumkristall 10, der Wachstumsbedingung V/G und den Epitaxiedefektgebieten und epitaxiedefektfreien Gebieten.
Die vertikale Achse in 1 stellt die normierte Ziehgeschwindigkeit V/Vcri unter der Annahme, daß der Temperaturgradient G in der Richtung der Kristallachse (vertikal) konstant ist, dar, und die horizontale Achse stellt die Konzentration von Bor (Atome/cm³), das zum Siliziumkristall 10 hinzugefügt ist, dar. Hier ist die normierte Ziehgeschwindigkeit V/Vcri die Ziehgeschwindigkeit, die durch die kritische Geschwindigkeit Vcri, wenn die Konzentration von hinzugefügtem Bor 1×10¹⁷ Atome/cm³ beträgt, normiert ist, und ist die kritische Geschwindigkeit Vcri die Ziehgeschwindigkeit zum Zeitpunkt, zu dem R-OSFs in der Mitte des Siliziumkristalls verschwinden, wenn die Ziehgeschwindigkeit V allmählich gesenkt wird.
Das epitaxiedefektfreie Gebiet α1 in 1 ist ein epitaxiedefektfreies Gebiet, wo Fehlstellen im Siliziumwafersubstrat auftreten und die Epitaxieschicht defektfrei ist. Das Epitaxiedefektgebiet β1 ist ein Epitaxiedefektgebiet, wo OSFs im Siliziumwafersubstrat auftreten und Defekte in der Epitaxieschicht auftreten. Das epitaxiedefektfreie Gebiet α2 ist ein epitaxiedefektfreies Gebiet, wo das Siliziumwafersubstrat defektfrei ist und die Epitaxieschicht defektfrei ist. Das Epitaxiedefektgebiet β2 ist ein Epitaxiedefektgebiet, wo Versetzungsringcluster im Siliziumwafersubstrat auftreten und Defekte in der Epitaxieschicht auftreten.
1 wird mittels eines Vergleichs mit dem Stand der Technik erläutert.
Gemäß Stand der Technik 3 wurde vorhergesagt, daß das epitaxiedefektfreie Gebiet β2 eine untere Grenze bei niedrigen Borkonzentrationen (weniger als 1×10¹⁸ Atome/cm³) aufweist, aber keine untere Grenze bei hohen Borkonzentrationen (1×10¹⁸ Atome/cm³ bis 1×10¹⁹ Atome/cm³) aufweist.
Im Gegensatz zur obigen Vorhersage haben wir jedoch herausgefunden, daß, wenn die Ziehgeschwindigkeit V abgesenkt wird, Versetzungsringcluster, die Epitaxiedefekte verursachen können, selbst bei p⁺- und p⁺⁺-Siliziumkristallen mit hoher Borkonzentration auftreten.
Das heißt, daß wir herausgefunden haben, daß die durch LN1 in 1 gekennzeichnete Linie wo, bei Borkonzentrationen im Siliziumkristall von 1×10¹⁸ Atome/cm³ und darüber, die Wachstumsgeschwindigkeit V allmählich abfällt, wenn die Borkonzentration ansteigt, die untere Grenzlinie des epitaxiedefektfreien Gebiets α2 ist.
Herstellverfahren 1
Ein Siliziumkristall 10 wird somit hergestellt, während die Borkonzentration im Siliziumkristall 10 und die Wachstumsbedingung V/G (wobei V die Wachstumsgeschwindigkeit ist und G der Temperaturgradient in der Richtung der Kristallachse ist) derart gesteuert wird, daß sie im epitaxiedefektfreien Gebiet α2 liegen und nicht unter die untere Grenzlinie LN1 fallen.
Als nächstes wird ein Siliziumwafersubstrat aus dem auf diese Weise hergestellten Siliziumkristalls 10 gewonnen.
Als nächstes wird eine Epitaxieschicht auf dem auf diese Weise gewonnenen Siliziumwafersubstrat ausgebildet.
Als eine Folge wird ein hochqualitativer Epitoxiesiliziumwafer hergestellt, in dem Defekte weder im Siliziumwafersubstrat noch in der Epitoxieschicht auftreten.
Eine Charakterisierung der Defekte kann zum Beispiel durch Röntgenstrahlentopographie im Anschluß an Kupfer(Cu)-Dekoration durchgeführt werden. Zahlreiche andere Techniken können auch verwendet werden, wie zum Beispiel Infrarotstreuung, Röntgenstrahlentopographie im Anschluß an Sauerstoffausfällungswärmebehandlung (Oxygen Precipitation Heat Treatment) , optische Mikroskopie im Anschluß an Sauerstoffausfällungswärmebehandlung und Secco-Ätzen.
Gemäß der vorliegenden Ausführungsform ist die untere Grenze LN1 des epitaxiedefektfreien Gebiets α2 eindeutig abgegrenzt, wodurch Borkonzentrationen und Wachstumsbedingungen V/G, die nicht unter die untere Grenze LN1 fallen, genau bestimmbar sind. Durch Herstellen eines Siliziumkristalls 10 mit einer Borkonzentration und einer Wachstumsbedingung V/G, die nicht unter die untere Grenze LN1 fallen, können hochqualitative Epitaxiesiliziumwafer, die keine Epitaxiedefekte aufweisen, mit einer guten Ausbeute hergestellt werden.
Ausführungsformen, wie die folgenden, bei denen Steuerungen zum vorgenannten Herstellverfahren 1 hinzugefügt sind, sind auch möglich.
Herstellverfahren 2
In diesem Herstellverfahren 2 ist eine Steuerung hinzugefügt, um den Temperaturgradienten G in der Richtung der Achse des Siliziumkristalls 10, wenn ein Siliziumkristall 10 durch das Herstellverfahren 1 hergestellt wird, in einem gewissen Grad von der Mitte des Kristalls 10c zum Kristallrand 10e gleichförmig zu machen.
2B zeigt ein Beispiel für ein Herstellbedingungsgebiet 3A, wenn ein Siliziumkristall 10 durch das Herstellverfahren 1 hergestellt wird.
Wir haben herausgefunden, daß die vertikale Erstreckung des Herstellbedingungsgebiets K in 2B durch die Gleichförmigkeit in der radialen Richtung des Kristalls des Temperaturgradienten G in der Richtung der Achse des Siliziumkristalls 10 bestimmt wird und der Temperaturgradient G in der Richtung der Kristallachse gleichförmig wird, indem die Fest-Flüssig-Grenzfläche, die die Grenze zwischen der Schmelze 5 und dem Siliziumkristall 10 während des Ziehens des Siliziumkristalls ist, mit einer nach oben konvexen Gestalt versehen wird.
3A zeigt ein Diagramm, das 1 entspricht. In 3A sind die vertikalen Erstreckungen der Herstellbedingungsgebiete jeweils als Be bis Bc und Ac bis Ae benannt.
3C zeigt die Isothermen L1, L2, L3, L4 und L5 in der Nähe der Fest-Flüssig-Grenzfläche, die die Grenze zwischen der Schmelze 5 und dem Siliziumkristall 10 während des Ziehens des Siliziumkristalls ist. In 3C ist die Isotherme L1 eine Isotherme an der Fest-Flüssig-Grenzfläche und sind L2, L3, L4 und L5 Isothermen an Positionen hintereinander entfernt von der Fest-Flüssig-Grenzfläche in der Richtung der Kristallachse. Die Isothermen L1, L2, L3, L4 und L5 repräsentieren Isothermen zwischen der Mitte 10c und dem Rand 10e (Peripherie) des Siliziumkristalls 10. Der Abstand zwischen der Mitte 10c und dem Rand 10e entspricht dem Radius R des Siliziumkristalls 10. In 3C weist die Fest-Flüssig-Grenzfläche eine nach oben konvexe Gestalt auf, einhergehend damit, daß entnommen werden kann, daß der Temperaturgradient G in der axialen Richtung des Siliziumkristalls 10 an jeder Position r von der Mitte 10c zum Rand 10e des Kristalls 10 gleichförmig ist.
3B zeigt die Verteilung in der Richtung des Kristallradius des Temperaturgradienten G in der Richtung der Kristallachse in der Nähe der Fest-Flüssig-Grenzfläche. Die horizontale Achse in 3B repräsentiert die radiale Position r/R in der radialen Richtung des Siliziumkristalls 10 normiert durch den Radius R des Siliziumkristalls 10 und die vertikale Achse repräsentiert den Temperaturgradienten G in der Richtung der Kristallachse in der Nähe der Fest-Flüssig-Grenzfläche.
Die Linie A in 3B repräsentiert einen Fall, in dem der Temperaturgradient Ae in der Richtung der Kristallachse am Rand 10e des Kristalls größer als der Temperaturgradient Ac in der Richtung der Kristallachse in der Mitte 10c des Kristalls ist. Die Linie B in 3B repräsentiert einen Fall, in dem der Temperaturgradient Be in der Richtung der Kristallachse am Rand 10e des Kristalls kleiner als der Temperaturgradient Bc in der Richtung der Kristallachse in der Mitte 10c des Kristalls ist. Außerdem weist in diesem Fall die gesamte Linie A einen größeren Temperaturgradienten G in der Richtung der Kristallachse als Linie B auf.
Wie bei Vergleich von 3A mit 3B ersichtlich ist, ist in 3A das Herstellbedingungsgebiet Be bis Bc, über das der Temperaturgradient G in der Richtung der Kristallachse kleiner ist, über dem Herstellbedingungsgebiet Ac bis Ae angeordnet, über das der Temperaturgradient G in der Richtung der Kristallachse größer ist. Das heißt, wenn der Temperaturgradient G in der Richtung der Kristallachse kleiner wird, erreicht das Herstellbedingungsgebiet Ac bis Ae oder Be bis Bc die obere Grenze LN2 des epitaxiedefektfreien Gebiets α2 (untere Grenze von Epitaxiedefektgebiet β1), und wenn der Temperaturgradient G in der Richtung der Kristallachse größer wird, erreicht das Herstellbedingungsgebiet Ac bis Ae oder Be bis Bc die untere Grenze LN1 des defektfreien Gebiets α2 (obere Grenze von Epitaxiedefektgebiet β2).
Indem der Temperaturgradient Ae in der Richtung der Kristallachse am Rand 10e des Kristalls größer als der Temperaturgradient Ac in der Richtung der Kristallachse in der Mitte 10c des Kristalls gelassen wird, kann ferner die Kristallmitte 10c (Ac) mit einem kleinen Temperaturgradienten G in der Richtung der Kristallachse oben in 3A und kann der Kristallrand 10e (Ae) mit einem größeren Temperaturgradienten G in der Richtung der Kristallachse unten in 3A positioniert werden. Indem der Temperaturgradient Be in der Richtung der Kristallachse am Rand 10e des Kristalls kleiner als der Temperaturgradient Bc in der Richtung der Kristallachse in der Mitte 10c des Kristalls gelassen wird, kann in ähnlicher Weise der Kristallrand 10e (Be) mit einem kleineren Temperaturgradienten G in der Richtung der Kristallachse oben in 3A und die Kristallmittel 10c (Bc) mit einem größeren Temperaturgradienten G in der Richtung der Kristallachse unten in 3A positioniert werden.
Je flacher die Linie A in 3B wird, d.h. je gleichförmiger der Temperaturgradient G in der Richtung der Kristallachse an jeder Position r/R von der Mitte Ac zum Rand Ae des Kristalls ist, desto kleiner kann die vertikale Erstreckung Ac bis Ae des Herstellbedingungsgebiets in 3A gemacht werden. Desgleichen, je flacher die Linie B in 3B wird, d.h. je gleichförmiger der Temperaturgradient G in der Richtung der Kristallachse an jeder Position r/R von der Mitte Bc zum Rand Be des Kristalls ist, desto kleiner kann die vertikale Erstreckung Bc bis Be des Herstellbedingungsgebiets in 3A gemacht werden.
Wie in 3C gezeigt ist, wird hier der Temperaturgradient G in der Richtung der Kristallachse gleichförmig, indem die Fest-Flüssig-Grenzfläche mit einer nach oben konvexen Gestalt versehen wird.
Somit wird in dieser Ausführungsform eine Steuerung durchgeführt derart, daß die Fest-Flüssig-Grenzfläche eine nach oben konvexe Gestalt erhält, wodurch der Temperaturgradient G in der Richtung der Kristallachse gleichförmig gemacht wird. Demzufolge wird die vertikale Erstreckung Ac bis Ae des Herstellbedingungsgebiets oder die vertikale Erstreckung Be bis Bc des Herstellbedingungsgebiets in 3A kleiner. Wenn die vertikale Erstreckung Ac bis Ae des Herstellbedingungsgebiets in 3A kleiner wird, kann verhindert werden, daß der Rand 10e (Ae) des an der Unterseite im Diagramm befindlichen Kristalls unter die untere Grenze LN1 des epitaxiedefektfreien Gebiets α2 fällt und das Epitaxiedefektgebiet β2 betritt. Wenn die vertikale Erstreckung Be bis Bc des Herstellbedingungsgebiets in 3A kleiner wird, kann in ähnlicher Weise verhindert werden, daß der Rand 10e (Be) des an der Oberseite im Diagramm befindlichen Kristalls die obere Grenze LN2 des epitaxiedefektfreien Gebiets α2 überschreitet und in das Epitaxiedefektgebiet β1 tritt.
Somit kann in der vorliegenden Ausführungsform das Zielherstellbedingungsgebiet K in 2B leicht erzeugt werden derart, daß es in das epitaxiedefektfreie Gebiet α2 paßt, wodurch epitaxiedefektfreie, hochqualitative Epitaxiesiliziumwafer mit einer höheren Ausbeute hergestellt werden können.
Herstellverfahren 3
Als nächstes wird ein Beispiel für die Steuerung zum Versehen der Fest-Flüssig-Grenzfläche mit einer nach oben konvexen Gestalt beschrieben.
In diesem Herstellverfahren 3 wird, während der Herstellung eines Siliziumkristalls 10, ein Magnetfeld an die Siliziumschmelze 5, aus der der Siliziumkristall 10 gezogen wird, angelegt, um dadurch die Fest-Flüssig-Grenzfläche mit einer nach oben konvexen Gestalt zu versehen und den Temperaturgradienten G in der axialen Richtung des Siliziumkristalls 10 in einem gewissen Grad zwischen der Kristallmitte 10c und dem Kristallrand 10e gleichförmig zu machen.
Beispielhafte Verfahren zum Anlegen eines Magnetfeldes an die Schmelze 5 schließen die Verwendung eines supraleitenden Magnets zum Anlegen eines horizontalen Magnetfeldes oder zum Anlegen eines Cusp-Magnetfeldes ein.
Anlegen eines Magnetfeldes an die Schmelze 5 unterdrückt Konvektion in der Schmelze 5. Demzufolge nimmt die Aufheizgeschwindigkeit von der Hauptheizeinrichtung 9 zur Steuerung der Fest-Flüssig-Grenzfläche auf die Zieltemperatur (z.B. 1412°C) zu. Die Wärmemenge, die in die Fest-Flüssig-Grenzfläche aus der Schmelze 5 geht, nimmt wiederum zu, was die Fest-Flüssig-Grenzfläche mit einer nach oben konvexen Gestalt versieht.
Herstellverfahren 4
Als nächstes wird ein weiteres Beispiel für die Steuerung zum Versehen der Fest-Flüssig-Grenzfläche mit einer nach oben konvexen Gestalt beschrieben.
In diesem Herstellverfahren 4 wird während der Herstellung eines Siliziumkristalls 10 die Siliziumschmelze 5, aus der der Siliziumkristall 10 gezogen wird, in einen Zustand ohne Magnetfeld gebracht und wird die Drehgeschwindigkeit ω2 vom Siliziumkristall gesteuert derart, daß der Temperaturgradient G in der Richtung der Achse des Siliziumkristalls 10 in einem bestimmten Grad zwischen der Kristallmitte 10c und dem Kristallrand 10e gleichförmig gemacht wird.
Anheben der Drehgeschwindigkeit ω2 des Siliziumkristalls 10 über einen festen Wert verursacht, daß ein aufwärts gerichteter Wirbelstrom in der Schmelze 5 auftritt, der Wärmetransport in der Mitte der Schmelze 5 aktiviert. Dies verleiht der Fest-Flüssig-Grenzfläche eine nach oben konvexe Gestalt.
5B zeigt die experimentellen Ergebnisse, die anhand einer Untersuchung der Änderung der konvexen Gestalt der Fest-Flüssig-Grenzfläche in Abhängigkeit von den Kristallziehbedingungen gewonnen wurden, wenn ein Siliziumkristall 10 mit einem Durchmesser von 200 mm gezogen wurde. Die horizontale Achse in 5B repräsentiert die Ziehgeschwindigkeit V und die vertikale Achse zeigt die mittige Höhe (Vorstehmaß) Xcen der Fest-Flüssig-Grenzfläche. Wenn die mittige Höhe (Vorstehmaß) Xcen der Fest-Flüssig-Grenzfläche ein positiver Wert ist, ist die Fest-Flüssig-Grenzfläche nach oben konvex; wenn die mittige Höhe (Vorstehmaß) Xcen der Fest-Flüssig-Grenzfläche ein negativer Wert ist, ist die Fest-Flüssig-Grenzfläche nach unten konvex. Die mittige Höhe (Vorstehmaß) Xcen der Fest-Flüssig-Grenzfläche ist in 5A definiert.
In 5B repräsentiert S/R 26 einen Fall, in dem die Drehgeschwindigkeit ω2 des Siliziumkristalls 10 26 U/min betrug, S/R 30 einen Fall, in dem die Drehgeschwindigkeit ω2 des Siliziumkristalls 10 30 U/min betrug, H30 einen Fall, in dem der Spalt H zwischen der Unterkan te des Hitzeschildes 8 und der Schmelzeoberfläche 5a 30 mm betrug und H50 einen Fall, in dem dieser Spalt H 50 mm betrug. Ein Magnetfeld wurde nicht angelegt.
Herstellverfahren 5
Zum Versehen der Fest-Flüssig-Grenzfläche mit einer nach oben konvexen Gestalt ist es auch möglich, die Drehgeschwindigkeit ω1 des Quarztiegels 3 zu steuern, statt die Drehgeschwindigkeit ω2 des Siliziumkristalls 10 zu steuern.
In diesem Herstellverfahren 5 wird während der Herstellung eines Siliziumkristalls 10 durch Bringen der Siliziumschmelze 5, aus der der Siliziumkristall 10 gezogen wird, in einen Zustand ohne Magnetfeld und Steuerung der Drehgeschwindigkeit ω1 des Quarztiegels 3 der Temperaturgradient G in der Richtung der Achse des Siliziumkristalls 10 in einem bestimmten Grad zwischen der Mitte 10c des Kristalls und dem Rand 10e des Kristalls gleichförmig gemacht.
6 zeigt die experimentellen Ergebnisse, die anhand einer Untersuchung der Änderung der konvexen Gestalt der Fest-Flüssig-Grenzfläche in Abhängigkeit von der Drehgeschwindigkeit ω1 des Quarztiegels 3 gewonnen wurden. Die horizontale Achse in 6 repräsentiert die Drehgeschwindigkeit ω1 des Quarztiegels 3 und die vertikale Achse repräsentiert die mittige Höhe (Vorstehmaß) Xcen der Fest-Flüssig-Grenzfläche. Die Ziehgeschwindigkeit betrug 1,5 mm/min. Ein Magnetfeld wurde nicht angelegt.
Herstellverfahren 6
In diesem Herstellbeispiel 6 wurde während der Herstellung eines Siliziumkristalls 10 im Herstellverfahren 1 eine Steuerung der Sauerstoffkonzentration im Siliziumkristall 10 auf nicht mehr als 12,5 Atome/cm³ hinzugefügt.
Im Herstellverfahren 1 wird angenommen, daß das Herstellbedingungsgebiet K in das epitaxiedefektfreie Gebiet α2 fällt, wie dies in 2B gezeigt ist. Jedoch sind in einigen Fällen die Herstellbedingungen gelockert und wird der Siliziumkristall 10 in einem Herstellbedingungsgebiet hergestellt, das sich in das Epitaxiedefektgebiet β1 erstreckt.
Hier wird eine Steuerung durchgeführt, die die Sauerstoffkonzentration im Siliziumkristall 10 auf nicht mehr als 12,5 Atome/cm³ begrenzt. Wenn der Siliziumkristall 10 eine niedrige Sauerstoffkonzentration aufweist, entwickeln sich OSF-Kerne im Siliziumwafersubstrat, selbst wenn sich das Kristallherstellbedingungsgebiet in das Epitaxiedefektgebiet β1 erstreckt, nicht leicht zu OSF-Defekten und treten sie nicht als Epitaxiedefekte in der Epitaxieschicht auf. Dies ermöglicht, die Bedingungen für die Einstellung der Borkonzentration und der Wachstumsbedingung V/G zu lockern, wodurch die Herstellausbeute weiter verbessert werden kann.
Herstellverfahren 7
Wie in 2A gezeigt ist, wird in diesem Herstellverfahren 7 ein Siliziumkristall 10 durch Steuerung der Borkonzentration im Siliziumkristall 10 und der Wachstumsbedingung V/G derart, daß sich ein Herstellbedingungsgebiet J ergibt, das zumindest Epitaxiedefektgebiet β1 einschließt, hergestellt. Hier bezieht sich "zumindest Epitaxiedefektgebiet β1 einschließt" auf Fälle, in denen das Herstellbedingungsgebiet in das Epitaxiedefektgebiet β1 paßt, Fälle, in denen es sich in sowohl Epitaxiedefektgebiet β1 als auch epitaxiedefektfreies Gebiet α1 erstreckt, Fälle, in denen es sich in sowohl Epitaxiedefektgebiet β1 als auch epitaxiedefektfreies Gebiet α2 erstreckt, und Fälle, in denen es sich in Epitaxiedefektgebiet β1, epitaxiedefektfreies Gebiet α1 und epitaxiedefektfreites Gebiet α2 erstreckt.
Außerdem wird im Herstellverfahren 7 die Sauerstoffkonzentration im Siliziumkristall 10 gesteuert und wird das Siliziumwafersubstrat durch Wärme behandelt derart, daß OSF-Kerne vom Entwickeln zu OSFs abgehalten werden.
Die Bedingungen für die Sauerstoffkonzentration und Wärmebehandlung, um OSF-Kerne vom Entwickeln zu OSFs abzuhalten, sind unten aufgelistet.

1) Steuerung der Sauerstoffkonzentration im Siliziumkristall 10 auf nicht mehr als 12,5 Atome/cm³ und Anwenden der Wärmebehandlung in einer trockenen O₂-Gasatmosphäre bei 1000°C über 16 Stunden.
2) Steuerung der Sauerstoffkonzentration im Siliziumkristall 10 auf nicht mehr als 11 Atome/cm³ und Anwenden der Wärmebehandlung in einer nassen O₂-Gasatmosphäre bei 605°C über 3 Stunden und bei 1100°C über 2 Stunden.
3) Steuerung der Sauerstoffkonzentration im Siliziumkristall 10 auf nicht mehr als 11 Atome/cm³ und Anwenden der Wärmebehandlung in einer trockenen O₂-Gasatmosphäre bei 605°C über 3 Stunden und 1000°C über 16 Stunden.

Wenn die Sauerstoffkonzentration im Siliziumkristall 10 gesteuert wurde und das Siliziumwafersubstrat bei Bedingungen für die Sauerstoffkonzentration und Wärmebehandlung, wie sie oben aufgezeigt sind, mit Wärme behandelt wurde, wurden die OSF-Kerne im Siliziumwafersubstrat nicht zu OSFs und traten sie nicht als Defekte in der Epitaxieschicht auf.
In dieser Ausführungsform treten Epitaxiedefekte, die von OSFs herstammen, selbst wenn das Herstellbedingungsgebiet ein Bereich ist, der Epitaxiedefektgebiet β1 enthält, nicht auf. Somit können hochqualitative Epitaxiesiliziumwafer mit einer guten Ausbeute in einem Herstellbedingungsgebiet J mit einer hohen Ziehgeschwindigkeit V wie diejenige, die in 2A gezeigt ist, hergestellt werden.
Herstellverfahren 8
Wir haben herausgefunden, daß bei Annäherung an die untere Grenzlinie LN3 im epitaxiedefektfreien Gebiet α1 die Größe und Anzahl von Fehlstellen (COP) abnehmen. Wir haben in Erfahrung gebracht, daß, wenn Dünnschichtepitaxiesiliziumwafer hergestellt werden, Fehlstellen zur Epitaxieschicht wandern und sich zu Epitaxiedefekten im oberen linken Gebiet des Diagramms fern von der unteren Grenzlinie LN3 des epitaxiedefektfreien Gebiets α1 entwickeln, aber Epitaxiedefekte, die von Fehlstellen herrühren, sich nicht im Gebiet in der Nähe der unteren Grenzlinie LN3 innerhalb des epitaxiedefektfreien Gebiets α1 entwickeln.
Somit erzeugt dieses Herstellverfahren 8 einen Siliziumkristall 10 durch Steuerung der Borkonzentration im Siliziumkristall 10 und der Wachstumsbedingung V/G derart, daß sich ein Herstellbedingungsgebiet in der Nähe der unteren Grenzlinie LN3 immer noch im epitaxiedefektfreien Gebiet α1 ergibt.
Ein Siliziumwafersubstrat wird dann aus dem auf diese Weise hergestellten Siliziumkristalls 10 gewonnen.
Eine Dünnschichtepitoxieschicht mit einer Dicke 2 μm oder weniger wird danach auf dem auf diese Weise gewonnenen Siliziumwafersubstrat ausgebildet.
Es werden somit epitaxiedefektfreie, hochqualitative Dünnschichtepitaxiesiliziumwafer hergestellt. Gemäß dieser Ausführungsform können hochqualitative Ultradünnschichtepitaxiesiliziumwafer mit einer hohen Ausbeute bei einer hohen Ziehgeschwindigkeit V hergestellt werden.
Herstellverfahren 9
In diesem Herstellverfahren 9 wird während der Herstellung des Siliziumkristalls 10 durch Herstellverfahren 8 eine Steuerung hinzugefügt, um die Sauerstoffkonzentration im Siliziumkristall 10 auf nicht mehr als 12,5 Atome/cm³ zu begrenzen.
Im Herstellverfahren 8 wurde angenommen, daß das Herstellbedingungsgebiet in das epitaxiedefektfreie Gebiet α1 paßt. In einigen Fällen sind jedoch die Herstellbedingungen gelockert und wird der Siliziumkristall 10 in einem Herstellbedingungsgebiet hergestellt, das sich in das Epitaxiedefektgebiet β1 erstreckt.
Somit wird eine Steuerung durchgeführt, die die Sauerstoffkonzentration im Siliziumkristall 10 auf nicht mehr als 12,5 Atome/cm³ begrenzt. Durch Versehen des Siliziumkristalls 10 mit einer niedrigen Sauerstoffkonzentration werden keine OSF-Kerne im Siliziumwafersubstrat, selbst wenn sich das Kristallherstellbedingungsgebiet in das Epitaxiedefektgebiet β1 erstrecken sollte, zu OSF-Defekten und treten sie nicht in der Epitaxieschicht als Epitaxiedefekte auf. Die Bedingungen für die Einstellung der Borkonzentration und der Wachstumsbedingung V/G können somit gelockert werden, wodurch eine weitere Verbesserung der Herstellausbeute ermöglicht wird.
ZUSAMMENFASSUNG
Die vorliegende Erfindung dient zur Herstellung eines Siliziumkristalls, wobei die Borkonzentration im Siliziumkristall und die Wachstumsbedingung V/G so gesteuert werden, daß die Borkonzentration im Siliziumkristall nicht weniger als 1×10¹⁸ Atome/cm³ beträgt und die Wachstumsbedingung V/G in das epitaxiedefektfreie Gebiet α₂ fallen, dessen untere Grenzlinie LN1 die Linie ist, die anzeigt, daß die Wachstumsgeschwindigkeit V allmählich abfällt, wenn die Borkonzentration zunimmt. Darüber hinaus besteht die vorliegende Erfindung in der Herstellung eines Siliziumwafers, wobei die Borkonzentration im Silziumkristall und die Wachstumsbedingung V/G gesteuert werden derart, daß sie mindestens das Epitaxiedefektgebiet β₁ enthalten, und die Wärmebehandlungsbedingung des Siliziumkristalls und die Sauerstoffkonzentration im Siliziumkristall so gesteuert werden, daß keine OSF-Kerne zu OSFs werden. Außerdem besteht die vorliegende Erfindung darin, einen Siliziumkristall herzustellen, wobei die Borkonzentration im Siliziumkristall und die Wachstumsbedingung V/G so gesteuert werden, daß sie in die Nähe der unteren Grenzlinie LN3 im epitaxiedefektfreien Gebiet α₁ fallen.

Claims

Verfahren zur Herstellung eines Siliziumwafers, umfassend: einen Siliziumkristallherstellschritt zur Herstellung eines Siliziumkristalls während Steuerung der Konzentration von Bor im Siliziumkristall und der Wachstumsbedingung V/G (wobei V die Wachstumsgeschwindigkeit ist und G der Temperaturgradient in der Richtung der Kristallachse ist) derart, daß sie in ein epitaxiedefektfreies Gebiet (α2) fallen, das ein defektfreies Gebiet ist, in dem ein Siliziumwafersubstrat defektfrei ist und eine Epitaxieschicht defektfrei ist und das eine untere Grenzlinie (LN1) aufweist, in der, bei der Borkonzentration im Siliziumkristall von 1×10¹⁸ Atome/cm³ und darüber, die Wachstumsgeschwindigkeit V allmählich abnimmt, wenn die Borkonzentration zunimmt; einen Siliziumwafersubstratgewinnungsschritt zur Gewinnung eines Siliziumwafersubstrats aus dem Siliziumkristall; und einen Epitaxieschritt zur Ausbildung der Epitaxieschicht auf dem Siliziumwafersubstrat.
Verfahren zur Herstellung eines Siliziumwafers nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß im Siliziumkristallherstellschritt der Temperaturgradient G in der Richtung der Achse des Siliziumkristalls in einem bestimmten Grad zwischen der Mitte des Kristalls und dem Rand des Kristalls gleichförmig gemacht wird.
Verfahren zur Herstellung eines Siliziumwafers nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß im Siliziumkristallherstellschritt ein Magnetfeld an eine Siliziumschmelze, aus der der Siliziumkristall gezogen wird, angelegt wird, wodurch der Temperaturgradient G in der Richtung der Achse des Siliziumkristalls in einem bestimmten Grad zwischen der Mitte des Kristalls und dem Rand des Kristalls gleichförmig gemacht wird.
Verfahren zur Herstellung eines Siliziumwafers nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß im Siliziumkristallherstellschritt die Siliziumschmelze, aus der der Siliziumkristall gezogen wird, in einen magnetfeldfreien Zustand gebracht wird und die Anzahl von Umdrehungen des Siliziumkristalls gesteuert wird, wodurch der Temperaturgradient G in der Richtung der Achse des Silziumkristalls in einem bestimmten Grad zwischen der Mitte des Kristalls und dem Rand des Kristalls gleichförmig gemacht wird.
Verfahren zur Herstellung eines Siliziumwafers nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß im Silziumkristallherstellschritt die Siliziumschmelze, aus der der Siliziumkristall gezogen wird, in einen magnetfeldfreien Zustand gebracht wird und die Anzahl von Um drehungen eines die Siliziumschmelze aufnehmenden Quarztiegels gesteuert wird, wodurch der Temperaturgradient G in der Richtung der Achse des Siliziumkristalls in einem bestimmten Grad zwischen der Mitte des Kristalls und dem Rand des Kristalls gleichförmig gemacht wird.
Verfahren zur Herstellung eines Siliziumwafers nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß im Siliziumkristallherstellschritt die Sauerstoffkonzentration im Siliziumkristall auf nicht mehr als 12,5 Atome/cm³ gesteuert wird.
Verfahren zur Herstellung eines Siliziumwafers nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß im Siliziumkristallherstellschritt die Sauerstoffkonzentration im Siliziumkristall auf nicht mehr als 12,5 Atome/cm³ gesteuert wird.
Verfahren zur Herstellung eines Siliziumwafers, dadurch gekennzeichnet, daß die Borkonzentration im Siliziumkristall und die Wachstumsbedingung V/G (wobei V die Wachstumsgeschwindigkeit ist und G der Temperaturgradient in Richtung der Kristallachse ist) derart gesteuert werden, daß sie mindestens ein Epitaxiedefektgebiet (β1) einschließen, in dem oxidationsinduzierte Stapelfehler (OSF) in einem Siliziumwafersubstrat auftreten und Defekte in einer Epitaxieschicht auftreten, und daß die Bedingungen für die Wärmebehandlung des Siliziumkristalls und die Sauerstoffkonzentration im Siliziumkristall so gesteuert werden, daß sich keine OSF-Kerne zu OSFs entwickeln.
Verfahren zur Herstellung eines Siliziumwafers, umfassend: einen Siliziumkristallherstellschritt zur Herstellung eines Siliziumkristalls während Steuerung einer Borkonzentration im Siliziumkristall und einer Wachstumsbedingung V/G (wobei V die Wachstumsgeschwindigkeit ist und G der Temperaturgradient in der Richtung der Kristallachse ist) derart, daß sie in die Nähe einer unteren Grenzlinie (LN3) in ei nem epitaxiedefektfreien Gebiet (α1) fallen, in dem Fehlstellen in einem Silziumwafersubstrat auftreten und eine Epitaxieschicht defektfrei ist; einen Siliziumwafersubstratgewinnungsschritt zur Gewinnung des Siliziumwafersubstrats aus dem Siliziumkristall; und einen Epitaxieschritt zur Ausbildung einer Dünnschichtepitaxieschicht von nicht mehr als 2 μm auf dem Siliziumwafersubstrat.
Verfahren zur Herstellung eines Siliziumwafers nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß im Siliziumkristallherstellschritt die Sauerstoffkonzentration im Silziumkristall auf nicht mehr als 12,5 Atome/cm³ gesteuert wird.