DE19609107A1

DE19609107A1 - Siliciumwafer mit gesteuerter BMD-Konzentration im Innern und mit guter DZ-Schicht sowie Verfahren zu seiner Herstellung

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Publication number: DE19609107A1
Application number: DE19609107A
Authority: DE
Inventors: Kenro Hayashi; Ryuji Takeda; Katsuhiro Chaki; Ping Xin; Jun Yoshikawa; Hiroyuki Saito
Original assignee: Toshiba Ceramics Co Ltd
Current assignee: Coorstek KK
Priority date: 1995-03-09
Filing date: 1996-03-08
Publication date: 1996-09-12
Anticipated expiration: 2016-03-09
Also published as: CA2171375C; US5788763A; KR100226374B1; DE19609107B4; TW379388B; KR960034481A; TW383429B; TW337031B; CA2171375A1

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft das Gebiet der Silici umwafer für Halbleiterbauelemente und insbesondere einen Siliciumwafer hoher Qualität für Halbleiterbauelemente des VLSI-Typs sowie dessen Herstellungsverfahren.

Siliciumwafer werden aus einem Einkristall-Siliciumblock geschnitten. Ein Silicium-Einkristall kann durch das Czochralski-Verfahren hergestellt werden, indem Poly silicium-Material in einem Schmelztiegel aus Quarzglas (SiO₂) angeordnet wird und durch Wärme geschmolzen wird, woraufhin ein Silicium-Einkristall hochgezogen und unter Verwendung eines Keimkristalls zum Aufwachsen veranlaßt wird.

Im allgemeinen ist in einem mit dem Czochralski-Verfahren hergestellten Silicium-Einkristall Sauerstoff gelöst. Der Grund hierfür besteht darin, daß Sauerstoff vom Quarz- Schmelztiegel in die geschmolzene Siliciumflüssigkeit gelöst wird. In einem Kühlungsprozeß nach dem Ziehen des Einkristalls erhält dieser Einkristall eine Temperatur historie (Kühlungshistorie) von der Verfestigungstempera tur (1420°C) bis zur Raumtemperatur, so daß darin bei entsprechenden Temperaturen Defekte erzeugt werden.

Unter den verschiedenen Typen von Defekten findet sich eine ultrakleine Sauerstoffablagerung (Embryo) mit einer Größe von 0,6-0,9 nm, die in einem Temperaturabsenkprozeß von 500-450°C erfolgt. In einem Wärmebehandlungsprozeß wie etwa einem Bauelement-Bildungsprozeß nach dem Ziehen eines Einkristalls wird ein Embryo zu einem Ablagerungs kern und wächst zu einer Sauerstoffablagerung (BMD). Die Ablagerung von BMDs in einer Wafer-Oberflächenschicht (aus der aktive Schichten des Bauelements werden sollen) ist unerwünscht, da sie Fehler (z. B. Kriechströme) in den sich ergebenden Bauelementen hervorrufen kann.

Andererseits sind BMDs, die in einem Wafer auftreten, nützliche Defekte, weil sie Kontaminierungsmetalle ein fangen. Dies wird intrinsischer Gettering-Effekt (IG) genannt.

Ein "HI"-Wafer (Handelsname) ist ein qualitativ hochwer tiger Wafer, in den absichtlich vor dem Bauelement-Bil dungsprozeß BMDs eingeleitet werden Genauer wird im Innern des Wafers eine BMD-Schicht ausgebildet, während die Oberfläche mit einer DZ-Schicht (Schicht mit abgetra gener Zone) versehen wird, indem ein spiegelpolierter, geschnittener Wafer in einer Wasserstoffatmosphäre bei 1100 bis 1300°C für 0,1 Stunden bis zu mehreren Stunden behandelt wird. Die DZ-Schicht hat die Bedeutung einer defektfreien Schicht, in der die Konzentration der Sauer stoffablagerungen, die nicht kleiner als 20 nm sind, nicht höher als 10³ cm^-3 ist.

Die Konzentration und die Größe der Embryos (ultrakleine Sauerstoffablagerungen), die zu Ablagerungskernen werden, hängen stark von der Wärmeeinwirkungshistorie während des Ziehens des Einkristalls und vom Zustand der geschmolze nen Siliciumflüssigkeit ab. Daher sind die Konzentration und die Größe der BMDs, die in einer Sauerstoffbehandlung vom Embryo-Kern aufwachsen, in Abhängigkeit von den obigen Bedingungen sehr unterschiedlich, was unterschied liche Qualitäten der Siliciumwafer-Produkte zur Folge hat.

Es ist jedoch technisch sehr schwierig, die Einkristall- Ziehbedingungen genau zu steuern. Daher wurde es als schwierig angesehen, die Qualität von Siliciumwafern durch genaue Steuerung der Konzentration und der Größe von BMDs, die von Embryo-Kernen aufwachsen, zu verbes sern.

Im allgemeinen werden die folgenden Maßnahmen getroffen, um BMDs aus einer Schicht, in der aktive Schichten des Bauelements ausgebildet werden sollen, zu beseitigen: Der Sauerstoff in der Oberflächenschicht wird dazu veranlaßt, aus dieser Schicht zu diffundieren und aus ihr zu entwei chen, indem der Wafer einer Hochtemperatur-Wärmebehandlung in einer Inertgas-Atmosphäre aus Wasserstoff, Argon oder dergleichen unterworfen wird; auf der Waferoberflä che wird durch Reduzieren eines Gases des Silantyps in einer Wasserstoffatmosphäre eine epitaktische Schicht gebildet. Gewöhnlich werden diese Wärmebehandlungen bei einer Temperatur von 1100 bis 1300°C ausgeführt, weil die Diffusionsgeschwindigkeit von Sauerstoff in einem Siliciumkristall sehr niedrig ist.

Bei einer Temperatur von mehr als 1000°C besteht jedoch eine nicht zu vernachlässigende Wahrscheinlichkeit, daß sich der Siliciumkristall plastisch verformt. Wenn daher in einer Waferebene während einer Hochtemperatur-Wärmebe handlung eine Temperaturdifferenz größer als ein bestimm ter Wert ist, kann eine plastische Verformung auftreten, die Bruchdefekte zur folge hat. Wenn beispielsweise die durchschnittliche Temperatur eines Wafers 1200°C ist, treten möglicherweise selbst dann Bruchdefekte auf, wenn die Mitte/Umfang-Temperaturdifferenz eines Wafers nur wenige Grad beträgt.

Im allgemeinen wird für eine Wärmebehandlung von Wafern, deren Durchmesser kleiner als 150 mm (6 Zoll) ist, ein horizontaler Ofen verwendet, während ein vertikaler Ofen verwendet wird für eine Wärmebehandlung von Wafern, deren Durchmesser 150 mm beträgt, sowie von Wafern, deren Durchmesser nicht kleiner als 200 mm (8 Zoll) ist. In diesen Öfen wird eine Metallheizung verwendet, um den gesamten Innenraum des Ofens zu heizen.

Andererseits ist es in einem Prozeß, in dem eine Hochtemperatur-Wärmebehandlung von mehr als einigen 100°C nur ein kurzes Zeitintervall dauert, günstig, eine Einzelwa fer-Vorrichtung (Wafer-für-Wafer-Vorrichtung) zu verwen den, die die Temperatur eines einzelnen Wafers mit einer Lampe oder dergleichen steuert, wodurch die Wärmekapazi tät im Ofen minimiert wird, um dadurch die Temperatur mit hoher Geschwindigkeit zu erhöhen oder zu erniedrigen.

Die Temperaturdifferenz in einer Waferebene ist maximal, wenn die Wafertemperatur absinkt oder vor allem ansteigt. Ein Heizverfahren, bei dem Bruchdefekte verhindert wer den, besteht darin, die Temperatur mit einer Rate zu erhöhen, die so niedrig ist, daß nahezu ein Gleichge wichtszustand aufrechterhalten wird. Obwohl dieses Ver fahren mit langsamem Temperaturanstieg für groß bemessene Öfen geeignet ist, die eine Anzahl von Wafern aufnehmen, kann es die Produktivität nur bis zu einem bestimmten Wert erhöhen, weil die Prozeßzeit ansteigt.

Obwohl andererseits die Einzelwafer-Vorrichtung Bruchde fekte durch Optimieren der Temperaturverteilung in einer Waferebene verhindern kann, indem einem einzelnen Wafer die optimale Wärmemenge zugeführt wird, kann sie die Produktivität nicht ausreichend verbessern, weil nur eine geringe Anzahl von Wafern verarbeitet werden.

Wie oben beschrieben, werden im allgemeinen BMDs aus einer Schicht, in der aktive Bauelementschichten ausge bildet werden sollen, beseitigt, indem der Sauerstoff in der Oberflächenschicht dazu veranlaßt wird, aus dieser Schicht zu diffundieren und zu entweichen, indem der Wafer einer Hochtemperatur-Wärmebehandlung in einer Inertgas-Atmosphäre aus Wasserstoff, Argon oder derglei chen unterworfen wird, oder indem auf der Waferoberfläche durch Reduzieren eines Gases des Silantyps in einer Wasserstoffatmosphäre eine epitaktische Schicht gebildet wird.

Vor allem im Fall eines qualitativ hochwertigen Wafers, der für VLSI-Halbleiterbauelemente verwendet werden soll, sind die Bauelement-Charakteristiken und deren Zuverläs sigkeit niedrig, wenn der Wafer selbst mit sehr kleinen Mengen von Metallverunreinigungen kontaminiert ist, oder selbst wenn eine geringe Menge von kleinsten Defekten in einer Waferschicht vorhanden sind, in der die aktiven Schichten ausgebildet werden sollen (Oberflächenschicht bis zu einer Tiefe von 10 µm). Daher ist es in den obigen herkömmlichen Verfahren schwierig, qualitativ hochwertige Wafer für hochintegrierte Bauelemente mit hohem Produk tionsausstoß zu erzeugen.

Zur Lösung dieses Problems hat der Anmelder der vorlie genden Erfindung verschiedene Verfahren zum Erzeugen qualitativ hochwertiger Siliciumwafer vorgeschlagen, die auf einem Verfahren mit intrinsischem Getter-Effekt (IG- Verfahren) basieren (JP 6-295912-A, JP 6-295913-A, JP 6-229765-A und JP 6-229766-A).

Das IG-Verfahren kann eine DZ-Schicht bilden, die nur eine kleine Anzahl von Defekten in einer Schicht auf weist, in der die aktiven Bauelementschichten ausgebildet werden sollen, indem aus der Schicht Sauerstoff diffun diert wird, indem der Wafer einer Hochtemperatur-Wärmebe handlung unterworfen wird. Ferner können in dem IG-Ver fahren im Innern erzeugte BMDs in der Siliciummatrix eine Beanspruchung hervorrufen, die sekundäre Versetzungen im Kristallgitter und Stapelfehler induziert, die ihrerseits Metallstörstellen aufzehren.

In den vom Anmelder der vorliegenden Erfindung vorge schlagenen Verfahren wird eine Vorstufen-Wärmebehandlung ausgeführt, um die Wärmehistorie eines Blocks zu initialisieren und um Wafer mit weitem Sauerstoffkonzentra tionsbereich aufzunehmen. Daher hat die Vorstufen-Wärme behandlung das Ziel, die Konzentration und die Größe der BMDs gleichmäßig zu machen. In der Praxis ist es jedoch schwierig, kleinste Sauerstoffablagerungen in einer Schicht, in der aktive Bauelementschichten ausgebildet werden sollen, vollständig hinauszudiffundieren. Anderer seits besitzen diese Verfahren den Nachteil einer erhöh ten Anzahl von Wärmebehandlungsstufen, wodurch die Kosten erhöht werden.

Nun werden genaue Betrachtungen hinsichtlich der techni schen Probleme bei der Herstellung von qualitativ hoch wertigen Wafern angestellt. Durch Ausführen der obener wähnten Hochtemperatur-Wärmebehandlung in einer Atmo sphäre eines 100%-Reduzierungsgases oder eines 100%- Inertgases wird die Waferoberfläche mit einer DZ-Schicht ausgebildet, ferner wird in der Masse eine BMD-Schicht gebildet, um in bestimmtem Maß einen IG-Effekt zu schaf fen.

Ein Wärmebehandlungsprozeß besteht in einem Temperaturer höhungsprozeß, einem Temperaturhalteprozeß und einem Temperaturabsenkprozeß. Beispielsweise beträgt die An stiegsrate zwischen Raumtemperatur und 1000°C 10°C/Minute und von 1000°C bis 1200°C 3°C/Minute. Die Temperatur wird bei 1200°C für mehr als eine Stunde gehalten und dann mit einer Rate von 3°C/Minute von 1200°C auf 800°C reduziert.

Im Temperaturerhöhungsprozeß ist die Temperaturanstiegs rate sehr niedrig festgesetzt, um Bruch-Kristallverset zungen zu vermeiden und aus Gründen von durch den Ofen bedingten Einschränkungen. Während dieses allmählichen Temperaturanstiegs wachsen BMDs in der Masse, wobei eine Auswärtsdiffusion von Sauerstoff in der Oberflächen schicht auftritt, um dort die Sauerstoffkonzentration abzusenken. Nach Erreichen der Haltetemperatur wird-die Auswärtsdiffusion von Sauerstoff und das resultierende Verschwinden der BMDs in der Oberflächenschicht beschleu nigt. Im Innern diffundiert der Sauerstoff in den Wafer, wobei die BMDs schrumpfen, sie verschwinden jedoch nicht vollständig, weil die Sauerstoffmenge nicht stark ab nimmt.

In dem Temperaturabsenkprozeß sollten aufgrund der gerin gen Geschwindigkeit theoretisch BMDs selbst in der Ober flächenschicht aufwachsen. Da jedoch in der Praxis die Sauerstoffmenge aufgrund der Auswärtsdiffusion abgenommen hat, wachsen keine BMDs auf, um die Bildung einer DZ- Schicht zu ermöglichen. Andererseits werden weiterhin im Innern BMDs abgelagert, wo sie aufwachsen.

Anhand von Experimenten der Erfinder der vorliegenden Anmeldung bezüglich des obigen Wärmebehandlungsprozesses wurde festgestellt, daß die BMD-Konzentration nach der Wärmebehandlung von der anfänglichen Sauerstoffkonzentra tion eines Wafers abhängt. Wie in Fig. 6 durch das Zei chen "⚫" angegeben, nimmt die BMD-Konzentration bei einem Anstieg der anfänglichen Sauerstoffkonzentration zu.

Wie aus Fig. 6 hervorgeht, werden in dem Fall von Wafern, deren anfängliche Sauerstoffkonzentration mehr als 1,6 · 10¹⁸ Atome/cm^-3 beträgt, BMDs mit einer Konzentra tion von mehr als 10¹⁹ m^-3 durch die obige Wärmebehand lung gebildet. Wafer, die derart viele BMDs besitzen, sind hinsichtlich des Metallstörstellen-Aufzehrungs effekts wirkungsvoller. Das Vorhandensein von BMDs in einer Schicht, in der aktive Bauelementschichten gebildet werden sollen, und in deren Umgebung, besitzt jedoch für die Bauelement-Charakteristiken Nachteile. Ferner senken übermäßig viele BMDs die mechanische Festigkeit eines Wafers ab. In Wafern der neuesten Generation höchstinte grierter Speicherelemente ist es wichtiger, die Schicht, in der aktive Bauelementschichten ausgebildet werden sollen, an eine defektfreie Schicht anzunähern (im wört lichen Sinn), als Metallstörstellen, die in einem Bauele ment-Erzeugungsprozeß eingefügt werden, aufzuzehren. Trotz des Bedarfs an Wafern mit nahezu defektfreier Schicht und niedriger BMD-Konzentration ist es mit den obenbeschriebenen herkömmlichen Verfahren schwierig, solche Wafer bei niedrigen Kosten herzustellen.

Angesichts der obigen Probleme des Standes der Technik ist es eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, Silicium wafer zu erzeugen, deren Qualität durch Einstellen der BMD-Konzentration stabil ist.

Es ist eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung, Siliciumwafer effizient und bei niedrigen Kosten zu erzeugen, die eine DZ-Schicht (defektfreie Schicht) besitzen und im wesentlichen keine Bruchdefekte aufwei sen.

Es ist eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung, qualitativ hochwertige Siliciumwafer mit niedriger BMD- Konzentration im Innern und hochgradiger Fehlerfreiheit in der Schicht, in der aktive Bauelementschichten ausge bildet werden sollen, zu erzeugen, selbst wenn von Wafern ausgegangen wird, die eine hohe Sauerstoffkonzentration besitzen.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß gelöst durch Verfahren zum Herstellen von Siliciumwafern, wie sie in den ent sprechenden unabhängigen Ansprüchen beansprucht sind, sowie durch Siliciumwafer, wie sie in den entsprechenden unabhängigen Ansprüchen beansprucht ist. Die abhängigen Ansprüche sind jeweils auf bevorzugte Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung gerichtet.

Weitere Merkmale und Vorteile der Erfindung werden deut lich beim Lesen der folgenden Beschreibung bevorzugter Ausführungsformen, die auf die beigefügten Zeichnungen Bezug nimmt; es zeigen:

Fig. 1 eine Darstellung des Temperaturverlaufs in einem Herstellungsverfahren gemäß einer ersten Ausfüh rungsform der vorliegenden Erfindung;

Fig. 2 eine Schnittansicht, die schematisch einen Sili ciumwafer zeigt, der gemäß der ersten Ausfüh rungsform der vorliegenden Erfindung hergestellt worden ist;

Fig. 3 einen Graphen, der einen Bereich von Bedingungen für das Auftreten von Brüchen zeigt;

Fig. 4 eine Darstellung des Temperaturverlaufs in einem Herstellungsverfahren gemäß einer zweiten Ausfüh rungsform der vorliegenden Erfindung;

Fig. 5 eine Darstellung des Temperaturverlaufs in einem Herstellungsverfahren gemäß einer dritten Ausfüh rungsform der vorliegenden Erfindung sowie eines Temperaturverlaufs in einem herkömmlichen Her stellungsverfahren; und

Fig. 6 den bereits erwähnten Graphen, der eine Beziehung zwischen der anfänglichen Sauerstoffkonzentration und der BMD-Konzentration zeigt.

Ausführungsform 1

Ein Siliciumwafer-Herstellungsverfahren gemäß dieser Ausführungsform verwendet Wafer, die durch Zerschneiden eines Einkristall-Siliciumblocks in Scheiben erhalten werden, und enthält einen Wärmehistorien-Initialisie rungsschritt zum Steuern der Konzentration ultrakleiner Sauerstoffablagerungen (Embryos) sowie einen Schritt des gesteuerten Kernwachstums, in dem Ablagerungskerne zum erneuten Wachstum veranlaßt werden, wobei sie gesteuert werden. In diesen Schritten kann auch die Größe der Embryos gesteuert werden.

Eine Schicht mit eingestellter BMD-Konzentration, in der die Konzentration von Sauerstoffablagerungen (BMDs) auf 10⁶ bis 10¹⁰ cm^-3 eingestellt worden ist, wird in jedem Wafer durch den Wärmehistorien-Initialisierungsschritt und durch den Schritt des gesteuerten Kernwachstums gebildet. Ein stärker bevorzugter Bereich für die Sauer stoffablagerungs-Konzentration reicht von 10⁷ bis 10⁹ cm^-3. Der IG-Effekt ist unzureichend, falls die Sauer stoffablagerungs-Konzentration niedriger als 10⁶ cm^-3 ist, während im Wafer aufgrund einer unzureichenden mechani schen Festigkeit wahrscheinlich Brüche auftreten, falls die Sauerstoffablagerungs-Konzentration höher als 10¹⁰ cm^-3 ist.

Es ist wünschenswert, daß die Zwischenraum-Sauerstoffkon zentration O_i der Wafer, die durch Zerschneiden eines Einkristall-Siliciumblocks erzeugt werden, im Bereich von 1,2-1,8 · 10¹⁸ Atomen/cm³ liegt. Wenn die Zwischenraum- Sauerstoffkonzentration außerhalb dieses Bereichs liegt, ist es selbst bei Ausführung des Wärmehistorien-Initiali sierungsschritts und des Schritts des gesteuerten Kern wachstums schwierig, die BMD-Konzentration ausreichend zu erhöhen, d. h. einen ausreichenden Grad des IG-Effekts zu erhalten.

Der Wärmehistorien-Initialisierungsschritt ist ein Wärme behandlungsschritt, in dem Wafer in einer Atmosphäre erhitzt werden, die vorzugsweise Wasserstoff und/oder Helium und/oder Argon enthält, wobei die Temperatur in einem Bereich von 700°C bis 1000°C mit einer Rate von 15 bis 1000°C/Minute erhöht wird. Falls die Tempera turanstiegsrate außerhalb dieses Bereichs liegt, ist nicht gewährleistet, daß die Konzentration und die Größe der Embryos vollständig initialisiert werden, d. h., daß einige Schwankungen bleiben. Das heißt, die Wärmehistorie kann nicht durch Belassen von Embryos im gelösten Zustand initialisiert werden.

Der Schritt des gesteuerten Kernwachstums ist ein Wärme behandlungsschritt, der in einer Atmosphäre ausgeführt wird, die vorzugsweise Wasserstoff und/oder Helium und/oder Argon enthält, wobei die Temperatur in einem Bereich von 850 bis 980°C für 0,5 bis 60 Minuten kon stant gehalten wird. Indem die Ablagerungskerne im Schritt des gesteuerten Kernwachstums erneut zum Wachstum auf die obige Weise veranlaßt werden, wobei diese Kerne gesteuert wird, kann eine stabile Ablagerung von BMDs erzielt werden.

Nach dem Wärmehistorien-Initialisierungsschritt und dem Schritt des gesteuerten Kernwachstums kann in einer Atmosphäre, die Wasserstoff und/oder Helium und/oder Argon enthält, eine Wärmebehandlung ausgeführt werden, in der die Wafer erhitzt werden, wobei die Temperatur in einem Bereich von 1000° bis 1300°C mit einer Rate von 0,5 bis 5°C/Minute erhöht wird, ferner kann in dieser Atmosphäre eine Wärmebehandlung ausgeführt werden, in der die Temperatur für nicht weniger als fünf Minuten in einem Bereich von 1100 bis 1300°C konstant gehalten wird. Dadurch ist eine stabile Ablagerung (Wachstum) von BMDs im Innern jedes Wafers ebenso möglich wie die Aus bildung einer DZ-Schicht in der Waferoberfläche.

Die DZ-Schicht hat die Bedeutung einer defektfreien Schicht, in der die Konzentration von Sauerstoffablage rungen (BMDs), deren Durchmesser nicht kleiner als 20 nm ist, nicht höher als 10³ cm^-3 ist. Es ist wünschenswert, daß die DZ-Schicht mit einer Dicke von wenigstens 3 µm beginnend bei der Waferoberfläche ausgebildet wird. Falls die DZ-Schicht dünner als 3 µm ist, können im Bauelement- Erzeugungsschritt Fehler wie etwa Kriechstromstellen auftreten, die die Herstellung von qualitativ hochwerti gen Siliciumwafern unmöglich machen.

Fig. 1 zeigt einen Temperaturbeaufschlagungs-Zeitplan der Wärmebehandlungsschritte gemäß dieser Ausführungsform. In Fig. 1 entsprechen die "Temperaturanstiegsrate 1" und die "Haltetemperatur 1" ("Halteperiode 1") dem Wärmehisto rien-Initialisierungsschritt bzw. dem Schritt des gesteu erten Kernwachstums. In den Schritten, die der "Temperaturanstiegsrate 2" und der "Verarbeitungstempera tur 3" ("Verarbeitungsperiode 3") entsprechen, lagern sich innerhalb jedes Wafers stabil BMDs ab (Wachstum), außerdem wird in der Waferoberfläche eine DZ-Schicht ausgebildet.

Fig. 2 ist eine Schnittansicht, die schematisch einen gemäß dieser Ausführungsform hergestellten Siliciumwafer zeigt. Ein solcher Siliciumwafer 11 enthält eine Schicht 13 mit eingestellter BMD-Konzentration sowie eine DZ- Schicht 12. Eine (nicht gezeigte) Zwischenschicht ist üblicherweise zwischen den Schichten 12 und 13 ausgebil det. Es wurden tatsächlich Siliciumwafer mit dem Verfah ren dieser Ausführungsform sowie mit einem herkömmlichen Verfahren hergestellt, wobei die jeweils erhaltenen Wafer miteinander verglichen wurden.

Zunächst wurden Einkristall-Siliciumblöcke durch Ziehen unter mehreren verschiedenen Bedingungen erzeugt und anschließend in Wafer zerschnitten. Tabelle 1 zeigt die Ergebnisse der gemessenen Sauerstoffkonzentrationswerte. Diese Wafer wurden unter den in Tabelle 2 gezeigten Verarbeitungsbedingungen Wärmebehandlungen unterworfen. Es wurden für jede Bedingung fünf Wafer vorbereitet und gemeinsam wärmebebandelt. In dem herkömmlichen Verfahren wurde in der Mitte des Temperaturanstiegs kein Halte schritt bei 850-980°C ausgeführt.

Nach den Wärmebehandlungen wurden die sich ergebenden Siliciumwafer einer BMD-Konzentrationsmessung unterzogen, deren Ergebnisse in Tabelle 3 gezeigt sind.

Tabelle 1

Tabelle 2

Tabelle 3

Wie aus Tabelle 3 hervorgeht, verändert sich bei den her-kömmlichen Wärmebehandlungen selbst dann, wenn die Wafer zum Zeitpunkt des Zerschneidens der Blöcke die gleiche Sauerstoffkonzentration besaßen, die BMD-Konzen tration um mehr als 50% und in Extremfällen um ein Mehrfaches.

Dagegen verändert sich bei den Wärmebehandlungen gemäß dieser Ausführungsform der vorliegenden Erfindung bei Wafern mit der gleichen Sauerstoffkonzentration die BMD- Konzentration nur um weniger als 15%. Gemäß dieser Ausführungsform kann die Veränderung der Sauerstoffkon zentration im schlimmsten Fall auf mindestens 40% ge senkt werden.

Es wird erwartet, daß mit dieser Ausführungsform eine gleichmäßige Verteilung der BMDs innerhalb eines Wafers möglich ist, d. h., daß mit dieser Ausführungsform die Veränderung der BMD-Konzentration im selben Wafer sehr gering ist.

Gemäß dieser Ausführungsform wird die BMD-Konzentration innerhalb eines Wafers durch den Wärmehistorien-Initiali sierungsschritt und durch den Schritt des gesteuerten Kernwachstums eingestellt. Daher wird es möglich, Silici umwafer zu erzeugen, die einen guten IG-Effekt zeigen und eine stabile Qualität besitzen.

Ausführungsform 2

Fig. 3 ist ein Graph, der einen Bereich von Bedingungen für das Auftreten von Bruchdefekten in dem Fall zeigt, in dem in einem Siliciumwafer eine Temperaturdifferenz vorhanden ist, wobei auf der horizontalen Achse die durchschnittliche Temperatur des Wafers aufgetragen ist. Der Teil des Graphen oberhalb der Kurve ist ein Bereich, in dem Brüche auftreten. Die Anmelder der vorliegenden Erfindung haben festgestellt, daß Brüche mit hoher Wahr scheinlichkeit auftreten, wenn die Temperaturverteilung in einem Wafer im Bruchauftrittsbereich liegt.

Wie aus Fig. 3 hervorgeht, nimmt die Wahrscheinlichkeit des Auftretens von Bruchdefekten stark zu, wenn die Temperatur 1000°C übersteigt, d. h., daß Bruchdefekte selbst bei einer geringen Temperaturdifferenz im Wafer auftreten. Daher ist es bei einer Temperatur von mehr als 1000°C notwendig, die Wafertemperatur strenger zu kon trollieren.

Angesichts der obigen Natur des Auftretens von Bruch defekten verwendet diese Ausführungsform die folgenden Wärmebehandlungen, um eine defektfreie Schicht (DZ- Schicht) in einer Schicht eines Siliciumwafers zu bilden, in der später aktive Bauelementschichten ausgebildet werden sollen. Es wird ein anfänglicher Temperatur anstiegsschritt ausgeführt, in dem die Temperatur in einem Bereich von 800 bis 1000°C mit einer Rate von 15- 100°C/Minute erhöht wird, anschließend wird ein Schritt eines allmählichen Temperaturanstiegs ausgeführt, bei dem die Temperatur mit einer niedrigen Rate im Bereich von 1000 bis 1300°C erhöht wird, schließlich wird ein Tempe raturhalteschritt ausgeführt, in dem die Temperatur für nicht weniger als fünf Minuten in einem Bereich von 1100 bis 1300°C konstant gehalten wird.

Vorzugsweise liegt im Schritt des allmählichen Tempera turanstiegs die Temperaturanstiegsrate bei 0,5-10°C/Min. Es wird bevorzugt, daß in diesem Schritt die Tempera turanstiegsrate bei 1-5°C/Minute liegt.

Falls die Temperaturanstiegsrate niedriger als 0,5°C ist, dauert die Wärmebehandlung so lang, daß die Herstel lungskosten unverhältnismäßig hoch werden. Falls sie höher als 10°C/Minute ist, wird die Temperaturdifferenz in einem Wafer zu groß, um ein Auftreten von Bruchdefek ten wirksam zu verhindern.

Falls der Schritt des anfänglichen Temperaturanstiegs mit einer Rate von weniger als 15°C/Minute ausgeführt wird, wachsen kleinste Kerne (Embryos), die innerhalb eines Wafers Kristalldefekte hervorrufen können, uni die Erzeu gung von BMDs zu erhöhen, was die Bildung einer guten defektfreien Schicht unmöglich macht. Eine Temperaturan stiegsrate von mehr als 100°C/Minute ist wegen der großen Wärmebeanspruchung des Wafers nicht praktikabel.

Was den Temperaturhalteschritt anbelangt, so ist bei einer Haltetemperatur von weniger als 1000°C der Wir kungsgrad der Auswärtsdiffusion von Sauerstoff zu nied rig, um die Bildung einer guten defektfreien Schicht zu ermöglichen. Falls sie höher als 1300°C ist, wachsen innerhalb des Wafers BMDs übermäßig stark, wodurch dessen mechanische Festigkeit abgesenkt wird.

Vorzugsweise werden die obigen Wärmebehandlungen in einer Atmosphäre ausgeführt, die Wasserstoff und/oder Helium und/oder Argon enthält.

Durch Ausführen der obigen Wärmebehandlungen wird die Waferoberfläche mit einer defektfreien Schicht (DZ- Schicht) ausgebildet, die nicht dünner als 3 um ist und in der die Konzentration von Sauerstoffablagerungen (BMDs) nicht höher als 10³ cm^-3 ist. Falls die DZ-Schicht dünner als 3 µm ist, kann ein qualitativ hochwertiger Siliciumwafer nicht erhalten werden, weil im Schritt des Bildens der Bauelemente Probleme wie etwa Kriechstrom stellen auftreten.

Die obere Grenze der Dicke der DZ-Schicht ist auf unge fähr 30 µm festgelegt, weil dann, wenn die DZ-Schicht dicker als ungefähr 30 µm ist, Probleme wie etwa eine Absenkung der Aufzehrungswirkung einer innerhalb eines Wafers gebildeten BMD-Schicht auf die DZ-Schicht auftre ten.

Bei den obigen Wärmebehandlungen ist es möglich, inner halb eines Siliciumwafers eine BMD-Schicht zu bilden. Die BMD-Schicht ist eine Schicht, die Sauerstoffablagerungen enthält und die einen intrinsischen Getter-Effekt (IG- Effekt) zeigt. Um eine solche BMD-Schicht zu bilden, ist es wünschenswert, daß die durch Zerschneiden eines Ein kristall-Siliciumblocks erhaltenden Wafer eine Zwischen raum-Sauerstoffkonzentration O_i von 1,2-1,8 · 10¹⁸ Ato men/cm³ besitzen.

Fig. 4 zeigt ein Beispiel von Wärmebehandlungsschritten gemäß dieser Ausführungsform. In Fig. 4 ist ein Tempera turerhöhungsschritt beginnend bei einer Ofen-Eingangstem peratur T1 °C bis 1000°C mit "Temperaturanstiegsrate 1" bezeichnet, ist ein Temperaturerhöhungsschritt von 1000°C auf 1200°C mit "Temperaturanstiegsrate 2" be zeichnet und ist ein Temperaturhalteschritt, der nach diesen Temperaturerhöhungsschritten ausgeführt wird, mit "Wärmebehandlung" bezeichnet. Es wurden tatsächlich Siliciumwafer mit dem Verfahren gemäß dieser Ausführungs form der Erfindung hergestellte. Als Vergleichsbeispiele wurden Siliciumwafer hergestellt, bei denen ein Teil der Wärmebehandlungsbedingungen verändert wurde.

Zunächst wurden Siliciumwafer mit durchschnittlichen Sauerstoffgehalten von 1,3 · 10¹⁸, 1,5 · 10¹⁸ und 1,7 ·10¹⁸ Atomen/cm³ (die mit W-A, W-B bzw. W-C bezeich net sind) gebildet, indem Einkristall-Siliciumblöcke unter verschiedenen Ziehbedingungen gebildet wurden und diese Blöcke in Scheiben geschnitten wurden.

Diese Wafer wurden Wärmebehandlungen unterworfen, die in Tabelle 4 gezeigt sind, in der HT01 bis HT10 Vergleichs beispiele sind und HT11 bis HT38 Beispiele gemäß dieser Ausführungsform der Erfindung sind.

HT01 bis HT05 sind Vergleichsbeispiele, in denen die Temperaturanstiegsrate in einem Bereich von 2 bis 30°C/Minute konstant gehalten wurde. HT06 und HT07 sind Vergleichsbeispiele, in denen die Temperaturanstiegsrate 1 nach der Wafereingabe auf 30°C/Minute gesetzt wurde und die anschließende Temperaturanstiegsrate 2 auf 20 oder 15°C/Minute abgesenkt wurde. HT08 ist ein Ver gleichsbeispiel, in dem das Verarbeitungsatmosphärengas nicht Wasserstoff, sondern Argon war. HT09 und HT10 sind Vergleichsbeispiele, in denen die Temperaturanstiegsrate 1 auf 40 oder 50°C/Minute erhöht wurde.

HT11 bis HT13 sind Beispiele der vorliegenden Ausfüh rungsform, in denen die Ofen-Eingangstemperatur auf 600°C, 700°-C bzw. 800°C gesetzt wurde. HT14 bis HT18 sind Beispiele der vorliegenden Ausführungsform, die gleich HT12 sind, mit der Ausnahme, daß die Temperaturan stiegsrate 2 auf 0,5, 1, 5, 10 bzw. 15°C/Minute gesetzt wurde. HT19 bis HT22 sind Beispiele der vorliegenden Ausführungsform, die gleich HT12 sind, mit der Ausnahme, daß die Temperaturanstiegsrate 1 auf 20, 50, 60 bzw. 80°C/Minute gesetzt wurde. HT23 bis HT26 sind Beispiele der vorliegenden Ausführungsform, die gleich HT12 sind, mit der Ausnahme, daß die "Verarbeitungstemperatur" auf 1100°C, 1150°C, 1250°C bzw. 1290°C gesetzt wurde. HT27 und HT28 sind Beispiele der vorliegenden Ausfüh rungsform, die gleich HT12 sind, mit der Ausnahme, daß das Prozeßatmosphärengas nicht Wasserstoff, sondern Argon bzw. Helium war. HT29 bis HT33 sind Beispiele der vorlie genden Ausführungsform, in denen die Wärmebehandlungen in einer zweikomponentigen oder dreikomponentigen Gasatmo sphäre aus Wasserstoff, Argon und Helium ausgeführt wurden.

Tabelle 4

Die Ergebnisse für die Wafer W-A, W-B bzw. W-C sind in den Tabellen 5 bis 7 gezeigt. Wie aus den Tabellen 5 bis 7 hervorgeht, zeigen selbst bei veränderlicher Sauer stoffkonzentration der einzelnen Wafer die DZ-Schicht dicke und der Grad des Auftretens von Brüchen nahezu keine Veränderungen. Ferner war in keinem der Beispiele die DZ-Schicht dünner als 3 um.

Selbst wenn die Ofen-Eingangstemperatur zwischen 600°C und 800°C verändert wurde, traten keine Brüche auf (HT11-HT13).

Selbst wenn die Temperaturanstiegsrate 1 (bis 1000°C) bis zu 30°C/Minute betrug, wurde das Auftreten von Bruchdefekten verhindert, indem die nachfolgende Tempera turanstiegsrate 2 abgesenkt wurde (HT14-HT18).

Selbst wenn die Temperaturanstiegsrate 1 (bis 1000°C) von 20°C/Minute auf 80°C/Minute erhöht wurde, traten Bruchdefekte entweder nicht oder nur in sehr geringem Ausmaß auf (HT19-HT22).

In den Tabellen 5 bis 7 wurde das "Ausmaß der Brüche" in Übereinstimmung mit JIS H0609-1994, "Method of Observing Crystal Defects of Silicon Due to Selective Etching" beurteilt. Genauer bedeutet "klein", daß Brüche nur an einer Stelle in einem beobachteten Wafer auftreten und daß die Anzahl der Brüche nicht größer als 10 ist. "Mittel" bedeutet, daß Brüche nur an einer Stelle auftre ten und daß die Anzahl der Brüche größer als 10 ist oder daß Brüche an mehreren Stellen auftreten und die Gesamt zahl der Brüche nicht größer als 50 ist. "Groß" bedeutet, daß Brüche an mehreren Stellen auftreten und daß die Gesamtzahl der Brüche 50 übersteigt. Wenn die "Verarbeitungstemperatur" zwischen 1100°C und 1290°C verändert wurde, wurde die DZ-Schicht dicker, wenn die Temperatur anstieg. Obwohl Brüche bei-einem Temperaturan stieg zunehmend wahrscheinlicher auftraten, war ihr Ausmaß sehr klein (HT23-HT26).

Selbst in einer Atmosphäre aus Helium oder Argon oder in einer Atmosphäre, in der Wasserstoff mit Helium und/oder Argon vermischt wurde, wurde eine DZ-Schicht auf die gleiche Weise wie in einer Atmosphäre gebildet, die nur aus Wasserstoff besteht, wobei keine Brüche auftraten (HT27-HT33).

Wenn die "Verarbeitungsperiode" von 5 auf 240 Minuten erhöht wurde, nahm lediglich die DZ-Schichtdicke zu, ohne daß Brüche auftraten (HT34-HT38).

Tabelle 5

Tabelle 6

Tabelle 7

Wie aus den obigen Experimenten hervorgeht, kann diese Ausführungsform effizient und bei niedrigen Kosten einen qualitativ hochwertigen Siliciumwafer erzeugen, dessen Oberfläche mit einer DZ-Schicht mit einer Dicke von mehr als 3 µm ausgebildet werden kann und die im wesentlichen frei von Bruchdefekten ist.

Es wird darauf hingewiesen, daß die vorliegende Ausfüh rungsform auf Siliciumwafer anwendbar ist, die mit dem FZ-Verfahren (Schwebezonenverfahren, "floating zone method" im Englischen) hergestellt worden sind und einen verhältnismäßig geringen Sauerstoffgehalt besitzen. Auch in einem solchen Fall kann die vorliegende Ausführungs form die Waferoberfläche durch Bilden einer DZ-Schicht abwandeln, ohne die Sauerstoffkonzentration in der Ober flächenschicht zu reduzieren.

Ausführungsform 3

Es wird darauf hingewiesen, daß die Sauerstoffkonzentra tionswerte, die in der vorliegenden dritten Ausführungs form auftreten, Werte in Übereinstimmung mit den Umwand lungskoeffizienten von Old ASTM sind.

Zunächst wird das allgemeine Verhalten von BMDs bei der Wärmebehandlung eines Wafers beschrieben. Gemäß der herkömmlichen Kernbildungstheorie wächst oder schrumpft ein BMD, so daß übersättigter Sauerstoff an einer als homogener Kern dienenden Sauerstoffzusammenballung anhaf tet oder von dieser entfernt wird. Ob ein BMD wächst oder schrumpft/verschwindet, hängt vom kritischen Kernradius im betreffenden Zeitpunkt ab. Der kritische Kernradius ist durch die Größe eines BMD, durch-die Temperatur und durch die Sauerstoffkonzentration bestimmt. Der kritische Kernradius ist bei höheren Temperaturen größer. Wenn ein Wafer bei einer bestimmten Temperatur gehalten wird, setzt ein BMD, der größer als der kritische Kernradius ist, bei dieser Temperatur sein Wachstum fort, während ein BMD, der kleiner als der kritische Kernradius ist, schrumpft bzw. verschwindet.

Durch Anwenden des obigen Wissens auf die Waferherstel lung haben die Anmelder der vorliegenden Erfindung her ausgefunden, daß Wafer, die für die Herstellung von hochintegrierten Vorrichtungen geeignet sind, durch geeignete Steuerung des BMD-Verhaltens erzeugt werden können, und haben diesen Aspekt der Erfindung zu einem zufriedenstellenden Abschluß gebracht.

Die vorliegende Ausführungsform ist dadurch gekennzeich net, daß ein Siliciumwafer mit einer Zwischenraum-Sauer stoffkonzentration O_i von 1,4-1,8 · 10¹⁸ Atomen/cm³ einem Temperaturhalteschritt unterworfen wird, der bei einer Temperatur zwischen 1100°C und 1300°C für eine Minute bis zu 48 Stunden in einer Atmosphäre ausgeführt wird, die wenigstens Sauerstoff und ein Inertgas enthält, und daß eine Temperaturanstiegsrate in einem Bereich von der Raumtemperatur bis zu 900°C auf 15-100°C/Minute festge legt wird und daß eine Temperaturanstiegsrate im Bereich von 900°C bis zur Haltetemperatur auf 1 bis 15°C/Minute eingestellt wird.

Was den Temperaturhalteschritt betrifft, so kann bei einer Haltetemperatur von weniger als 1100°C die BMD- Konzentration nicht niedrig gemacht werden. Falls 1300°C überschritten werden, kann die Sicherheit und die Zuver lässigkeit der Herstellungsvorrichtung nicht gewährlei stet werden.

Falls die Dauer des Temperaturhalteschritts kürzer als 1 Minute ist, kann die BMD-Konzentration nicht niedrig genug gemacht werden, um die beabsichtigten Wirkungen der Erfindung sicherzustellen. Selbst wenn der Temperaturhal teschritt für mehr als 48 Stunden fortgesetzt wird, können keine zusätzlichen Wirkungen erzielt werden.

Was den Temperaturanstiegs schritt (von der Raumtemperatur bis 900°C) betrifft, so kann durch Setzen der Tempera turanstiegsrate auf nicht weniger als 15°C/Minute die effektive Anstiegsrate des kritischen Kernradius höher als die effektive Wachstumsrate der BMDs gemacht werden. Im Ergebnis kann der kritische Kernradius größer als die Radien eines erheblichen Teils der vorhandenen BMDs gemacht werden, welche daher schrumpfen. Da jedoch die Temperaturanstiegsrate verhältnismäßig hoch ist und der Temperaturanstiegsschritt nur kurze Zeit dauert, ist die Anzahl der BMDs, die während dieses Schrittes vollständig verschwinden, nicht groß (unter bestimmten Umständen verschwinden nahezu keine BMDs). Selbstverständlich wird die Anzahl der BMDs, die groß genug sind, um erfaßt zu werden, in gewissem Ausmaß abgesenkt.

Vorzugsweise wird die Temperaturanstiegsrate im Bereich von der Raumtemperatur bis zu 900°C nicht niedriger als 20°C/Minute gesetzt. Es wird sogar bevorzugt, daß die obige Temperaturanstiegsrate dicht niedriger als 30°C/Minute gesetzt wird. Wenn eine solche hohe Tempera turanstiegsrate verwendet wird, kann die Konzentration großer (d. h. erkennbarer) BMDs weiter reduziert werden.

Falls im Bereich von 900°C bis zur Haltetemperatur die Temperaturanstiegsrate 15°C/Minute übersteigt, wird die BMD-Konzentration so niedrig, daß der Getter-Effekt unzureichend wird und Brüche mit relativ hoher Wahr scheinlichkeit auftreten, was im Bauelementausbildungs schritt Probleme verursachen wird. Falls die Tempera turanstiegsrate niedriger als 1°C/Minute ist, wird die BMD-Konzentration zu hoch, um die beabsichtigten Wirkun gen der Erfindung sicherzustellen. Daraus sich ergebende Wafer sind für die Bildung von hochintegrierten Bauele menten nicht geeignet.

Es wird bevorzugt, daß die Temperaturanstiegsrate im Bereich von 900°C bis zur Haltetemperatur auf 5 bis 10°C/Minute gesetzt wird. In diesem Fall kann der oben beschriebene Vorteil der vorliegenden Erfindung erhöht werden.

Nun wird auf Fig. 5 Bezug genommen, in der die durchgezo gene Linie ª ein Beispiel eines Wärmebehandlungsprozesses gemäß der vorliegenden Ausführungsform angibt und die Strichpunktlinie b ein Beispiel eines herkömmlichen Wärmebehandlungsprozesses angibt.

Durch Ausführen der obigen Wärmebehandlungen kann mit dieser Ausführungsform eine DZ-Schicht gebildet werden, die nicht dünner als 10 µm ist (gemessen beginnend bei der Oberfläche), und in der die Konzentration der BMDs, deren Durchmesser nicht kleiner als 20 nm ist, nicht mehr als 10³ cm^-3 beträgt, während ein Innenabschnitt eine Sauerstoffablagerungskonzentration von 1 · 10³ cm bis exp(9,21 · 10^-18 O_i + 3,224) cm^-3 besitzt. Derartige Siliciumwafer entsprechen einem Bereich A + B + C im Graphen von Fig. 6.

Es wird bevorzugt, daß die BMD-Konzentration von 1 · 10³ cm^-3 bis zum kleineren der beiden Werte 1 · 10⁸ cm^-3 und exp(9,210 · 10^-18 · O_i + 3,224) cm^-3 reicht (Bereich A + B in Fig. 6). Es wird sogar bevor zugt, daß die BMD-Konzentration nicht höher als exp(5,757 · 10^-18 · O_i 3,224) cm^-3 ist (Bereich A in Fig. 6).

Ein Wafer mit einer BMD-Konzentration innerhalb des obigen Bereichs zeigt den Getter-Effekt. Ferner wird in einer Oberflächenschicht, in der aktive Bauelementschich ten ausgebildet werden sollen, eine bessere DZ-Schicht (defektfreie Schicht) gebildet, ferner wird eine ausrei chende mechanische Festigkeit gewährleistet.

Es wird bevorzugt, daß in einer Oberflächen-DZ-Schicht im wesentlichen keine BMDs vorhanden sind. Der Grund, wes halb der BMD-Konzentrationsbereich in einer DZ-Schicht in der obigen Weise spezifiziert wird, besteht darin, daß die minimal erfaßbare BMD-Größe der momentan erhältlichen Meßvorrichtungen 20 nm beträgt und daß es unangemessen ist, einen Zustand mit einer BMD-Konzentration von mehr als 10³ cm^-3 als "defektfrei" zu bezeichnen; d. h., ein solcher Wafer beeinflußt die Charakteristiken der darauf gebildeten Bauelemente nachteilig.

Nun werden Beispiele 1 bis 5 gemäß der vorliegenden Ausführungsform sowie Vergleichsbeispiele 1 bis 4 be schrieben. Die Wafer, die in den Beispielen 1 bis 5 und in den Vergleichsbeispielen 1 bis 4 verwendet wurden, sind Wafer, die von Siliciumblöcken abgeschnitten wurden, die durch das Czochralski-Verfahren erzeugt und einer gewöhnlichen Spiegelpolitur unterworfen wurden. Die Wafer waren vom N-Typ und hatten eine Oberflächenorientierung von (100) und einen spezifischen Widerstand von 1 bis 1000 Ω cm, die anfängliche Zwischenraum-Sauerstoffkon zentration O_i betrug 1,4 bis 1,74 · 10¹⁸ Atome/cm³.

Es wurde ein vertikaler Wärmebehandlungsofen verwendet, in dem die Wärmeisolation verbessert und die von einer Wärmequelle erzeugte Wärmemenge erhöht war.

Beispiel 1

Unter den obenerwähnten Wafern wurden Wafer mit einer O_i- Konzentration von 1,7 · 10¹⁸ Atomen/cm³ einer Wärmebe handlung (Halteschritt) von 1200°C während einer Stunde in einer 100%-Wasserstoffatmosphäre unterworfen. Die Temperaturanstiegsrate betrug zwischen 700°C und 900°C 30°C/Minute und zwischen 900°C und 1200°C 10°C/Min. Die Temperaturabsenkrate betrug 3°C/Min.

Beispiel 2

Es wurden Wafer mit einer O_i-Konzentration von 1,61 · 10¹⁸ Atomen/cm³ Wärmebehandlungen in der gleichen Weise wie im Beispiel 1 unterworfen.

Beispiel 3

Es wurden Wafer mit einer O_i-Konzentration von 1,51 · 10¹⁸ Atomen/cm³ Wärmebehandlungen in der gleichen Weise wie im Beispiel 1 unterworfen.

Beispiel 4

Es wurden unter den gleichen Bedingungen wie im Beispiel 1 Wärmebehandlungen ausgeführt, mit der Ausnahme, daß die Temperaturanstiegsrate zwischen 700°C und 1000°C auf 20°C/Minute gesetzt wurde und zwischen 1000°C und 1200°C auf 10°C gesetzt wurde.

Beispiel 5

Es wurden Wafer mit einer O_i-Konzentration von 1,43 · 10¹⁸ Atomen/cm³ Wärmebehandlungen in der gleichen Weise wie im Beispiel 1 unterworfen.

Vergleichsbeispiel 1

Unter den obenerwähnten Wafern wurden Wafer mit einer O_i Konzentration von 1,7 · 10¹⁸ Atomen/cm³ einer Wärmebe handlung (Halteschritt) von 1200°C während einer Stunde in einer 100%-Wasserstoffatmosphäre unterworfen. Die Temperaturanstiegsrate betrug sowohl zwischen 700°C und 1000°C als auch zwischen 1000°C und 1200°C jeweils 10°C/Min. Die Temperaturabsenkrate war auf 3°C/Minute eingestellt.

Vergleichsbeispiel 2

Es wurden Wafer mit einer O_i-Konzentration von 1,61 · 10¹⁸ Atomen/cm³ Wärmebehandlungen in der gleichen Weise wie im Vergleichsbeispiel 1 unterworfen.

Vergleichsbeispiel 3

Es wurden Wafer mit einer O₁-Konzentration von 1,51 · 10¹⁸ Atomen/cm³ Wärmebehandlungen in der gleichen Weise wie im Vergleichsbeispiel 1 unterworfen.

Vergleichsbeispiel 4

Es wurden Wafer mit einer O_i-Konzentration von 1,43 · 10¹⁸ Atomen/cm³ Wärmebehandlungen in der gleichen Weise wie im Vergleichsbeispiel 1 unterworfen.

Die Konzentration der im jeweiligen Wafer ((110)-Quer schnitt) auftretenden BMDs, die den Wärmebehandlungen der Beispiele 1 bis 5 und der Vergleichsbeispiele 1 bis 4 unterworfen wurden, wurden mittels Infrarottomographie gemessen. Die minimal erfaßbare BMD-Größe des verwendeten Infrarottomographieverfahrens betrug 20 nm. Die Erfas sungsgrenze der BMD-Konzentration hängt von den Meßberei chen ab. In den betreffenden Messungen war der Meßbereich ein rechtwinkliger Parallelepipedbereich, der eine Wafer oberfläche von 4 µm · 200 µm und eine Tiefe von 185 µm umfaßt. In diesem Fall betrug die Erfassungsgrenze der BMD-Konzentration 6,8 · 10⁶ cm³. Unter diesen Bedingungen entspricht die Dicke einer DZ-Schicht wie in der vorlie genden Erfindung definiert (eine Schicht, in der die Konzentration der BMDs, die nicht kleiner als 20 nm sind, nicht mehr als 10³ cm^-3 beträgt) einer Tiefe, bei der ein BMD erstmals in einem herkömmlichen Gesichtsfeld erfaßt wird, wenn die Erfassung an der Oberfläche begonnen wird.

In den Tabellen 8 und 9 sind Meßergebnisse und Wärmebe handlungsbedingungen gezeigt. Fig. 6 ist ein Graph, der eine Beziehung zwischen der anfänglichen Sauerstoffkon zentration und der BMD-Konzentration zeigt. Die "DZ Schichtdicke" in den Tabellen hat die Bedeutung einer Tiefe, bei der ein BMD, der nicht kleiner als 20 nm ist, erstmals erfaßt wird, wenn die Erfassung bei der Wafer oberfläche begonnen wird (eine DZ-Schicht enthält kein BMD, das nicht kleiner als 20 nm ist).

Wie aus den Tabellen 8 und 9 und aus Fig. 6 hervorgeht, kann mit dieser Ausführungsform eine gute DZ-Schicht selbst dann gebildet werden, wenn in den Wafern die anfängliche Sauerstoffkonzentration O_i hoch ist. Ferner kann die BMD-Konzentration in einem Innenbereich redu ziert werden.

Das bedeutet, daß mit dieser Ausführungsform eine DZ- Schicht (defektfreie Schicht) gebildet werden kann, die nicht dünner als 10 um ist (gemessen ab der Waferoberflä che) und in der die Konzentration der BMDs, deren Durch messer nicht kleiner als 20 nm ist, nicht mehr als 10³ cm ist, und ein Innenabschnitt eine Sauerstoffabla gerungskonzentration von 1 · 10³ cm bis exp(9,21 · 10^-18 · O_i + 3,224) cm^-3 beträgt.

So kann gemäß der vorliegenden Ausführungsform eine Schicht, in der aktive Bauelementschichten ausgebildet werden sollen, defektfrei gemacht werden können, ferner kann die BMD-Konzentration in der Umgebung einer solchen Schicht reduziert werden, so daß es möglich wird, mit hohem Produktionsausstoß Bauelemente mit besseren Eigen schaften zu erzeugen.

Im Gegensatz dazu ist in den Wafern der Vergleichsbei spiele 1 bis 4, die den Wärmebehandlungen unter Bedingun gen außerhalb der Bereiche der vorliegenden Ausführungs form unterworfen wurden, die BMD-Konzentration für eine höhere anfängliche Sauerstoffkonzentration höher. Obwohl selbst in den Vergleichsbeispielen 1 bis 4 eine DZ- Schicht gebildet wird, besitzen die BMDs, die innerhalb eines Wafers gebildet werden, eine hohe Konzentration, was bedeutet, daß in der Umgebung einer DZ-Schicht eine große Anzahl von BMDs vorhanden ist. Eine große Anzahl von BMDs, die in der Nähe einer Waferoberflächenschicht vorhanden sind, in der aktive Bauelementschichten ausge bildet werden sollen, verschlechtern mit großer Wahr scheinlichkeit die Bauelement-Charakteristiken. Außerdem ist die mechanische Festigkeit eines Wafers abgesenkt.

Tabelle 8

Tabelle 9

Gemäß der vorliegenden Ausführungsform kann selbst bei einem Wafer mit einer hohen anfänglichen Sauerstoffkon zentration eine gute defektfreie Oberflächenschicht gebildet werden, wobei die BMD-Konzentration in einem Innenabschnitt niedrig gemacht werden kann. Daher wird es möglich, qualitativ hochwertige Siliciumwafer für hochin tegrierte Bauelemente mit hohem Produktionsausstoß zu erzeugen.

Ferner können bei Verwendung von Siliciumwafern, die gemäß der vorliegenden Ausführungsform der Erfindung erzeugt werden, hochintegrierte Bauelemente mit besseren Charakteristiken bei hohem Produktionsausstoß erzeugt werden.

Claims

1. Verfahren zum Herstellen von Siliciumwafern, gekennzeichnet durch die folgenden Schritte:
Initialisieren einer Wärmehistorie eines aus einem Einkristall-Siliciumblock erzeugten Wafers, um dadurch die Konzentration von ultrakleinen Sauerstoffablagerungen zu steuern, und
Bewirken des Wachstums von erneut abgelagerten Kernen, wobei diese gesteuert werden.

2. Herstellungsverfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Wärmehistorien-Initialisierungsschritt einen Wärmebehandlungsschritt enthält, in dem der Wafer in einer Wasserstoff und/oder Helium und/oder Argon enthal tenden Atmosphäre erhitzt wird, wobei die Wafertemperatur in einem Bereich von 700°C bis 1000°C mit einer Rate von nicht weniger als 15°C/Minute erhöht wird.

3. Herstellungsverfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Schritt des Bewirkens des Wachstums von abgelagerten Kernen einen Wärmebehandlungsschritt ent hält, der in einer Wasserstoff und/oder Helium und/oder Argon enthaltenden Atmosphäre ausgeführt wird, wobei die Wafertemperatur in einem Bereich von 850°C bis 980°C für 0,5 bis 60 Minuten konstant gehalten wird.

4. Herstellungsverfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der aus einem Einkristall-Siliciumblock erzeugte Wafer eine Zwischenraum-Sauerstoffkonzentration von 1,2 bis 1,8 · 10¹⁸ Atome/cm³ besitzt.

5. Herstellungsverfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß dem Schritt des Bewirkens des Wachstums der abgelagerten Kerne die folgenden Schritte folgen:

- ein Wärmebehandlungsschritt, in dem der Wafer in einer Wasserstoff und/oder Helium und/oder Argon enthaltenden Atmosphäre erwärmt wird, wobei die Wafertem peratur in einem Bereich von 1000°C bis 1300°C mit einer Rate von 0,5 bis 5°C/Minute erhöht wird, und
- ein Wärmebehandlungsschritt, der in einer Wasserstoff und/oder Helium und/oder Argon enthaltenden Atmosphäre ausgeführt wird und bei dem die Wafertempera tur in einem Bereich von 1100°C bis 1300°C für nicht weniger als 5 Minuten konstant gehalten wird, und eine Oberfläche des Wafers mit einer defektfreien Schicht gebildet wird, in der die Konzentration von Sauerstoffablagerungen, deren Durchmesser größer als 20 nm ist, nicht mehr als 10³ cm^-3 beträgt.

6. Siliciumwafer, dadurch gekennzeichnet, daß
im Innern eine Schicht mit eingestellter Sauer stoffablagerungskonzentration vorhanden ist, in der die Konzentration der Sauerstoffablagerungen in einem Bereich von 10⁶ bis 10¹⁰ cm^-3 liegt, und
er mit einem Verfahren hergestellt wird, das die folgenden Schritte enthält:
Initialisieren einer Wärmehistorie eines Wafers, der aus einem Einkristall-Siliciumblock erzeugt wird, um dadurch die Konzentration ultrakleiner Sauerstoffablage rungen zu steuern, und
Bewirken des Wachstums von erneut abgelagerten Kernen, wobei diese gesteuert werden.

7. Siliciumwafer nach Anspruch 6, gekennzeichnet durch eine defektfreie Oberflächenschicht, die nicht dünner als 3 µm ist und in der die Konzentration von Sauerstoffablagerungen, deren Durchmesser nicht kleiner als 20 nm ist, nicht mehr als 10³ cm^-3 beträgt.

8. Verfahren zum Herstellen von Siliciumwafern, gekennzeichnet durch die folgenden Schritte:
Anordnen eines aus einem Einkristall-Silicium blocks erzeugten Wafers in einem Ofen,
Erhöhen der Wafertemperatur in einem Bereich von 800°C bis 1000°c mit einer ersten Rate von 15 bis 1000°C/Minute,
Erhöhen der Wafertemperatur in einem Bereich von 1000°C bis 1300°C mit einer zweiten, niedrigeren Rate und
Konstanthalten der Wafertemperatur in einem Bereich von 1100°C bis 1300°C für nicht weniger als 5 Minuten.

9. Herstellungsverfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß die zweite Rate 0,5 bis 10°C/Minute beträgt.

10. Herstellungsverfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß die zweite Rate 1 bis 5°C/Minute beträgt.

11. Herstellungsverfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß die Wafertemperatur-Erhöhungsschritte und der Wafertemperatur-Halteschritt in einer Atmosphäre ausge führt werden, die Wasserstoff und/oder Helium und/oder Argon enthält.

12. Siliciumwafer, dadurch gekennzeichnet, daß
er eine defektfreie Oberflächenschicht enthält, die nicht dünner als 3 um ist und in der eine Konzentra tion von Sauerstoffablagerungen, deren Durchmesser nicht kleiner als 20 nm ist, nicht mehr als 10³ cm^-3 beträgt, und
er mit einem Herstellungsverfahren hergestellt wird, das die folgenden Schritte enthält:
Anordnen eines aus einem Einkristall-Silicium block erzeugten Wafers in einem Ofen
Erhöhen einer Wafertemperatur in einem Bereich von 800°C bis 1000°C mit einer ersten Rate von 15 bis 1000°C/Min,
Erhöhen der Wafertemperatur in einem Bereich von 1000°C bis 1300°C mit einer zweiten, niedrigeren Rate und
Konstanthalten der Wafertemperatur in einem Bereich von 1100°C bis 1300°C für nicht weniger als 5 Minuten.

13. Verfahren zum Herstellen eines Siliciumwafers, gekennzeichnet durch die folgenden Schritte:
Vorbereiten eines Siliciumwafers, der eine Zwi schenraum-Sauerstoffkonzentration von 1,4 bis · 1,8 10¹⁸ Atomen/cm³ besitzt,
Anordnen des Siliciumwafers in einem Ofen,
Herstellen einer Atmosphäre im Ofen, die Wasser stoff und/oder ein Inertgas enthält,
Erhöhen der Wafertemperatur mit einer ersten Rate von 15 bis 100°C/Minute in einem Bereich von der Raum temperatur bis zu 900°C und mit einer zweiten Rate von 1 bis 15°C/Minute in einem Bereich von 900°C bis zu einer Haltetemperatur, und
Konstanthalten der Wafertemperatur bei der Halte temperatur, die in einem Bereich von 1100°C bis 1300°C liegt, für eine Minute bis zu 48 Stunden.

14. Herstellungsverfahren nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß die erste Rate 20 bis 100°C/Minute beträgt.

15. Herstellungsverfahren nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß die erste Rate 30 bis 100°C/Minute beträgt.

16. Herstellungsverfahren nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß die zweite Rate 5 bis 10°C/Minute beträgt.

17. Siliciumwafer, dadurch gekennzeichnet, daß
er eine defektfreie Oberflächenschicht, die nicht dünner als 10 µm ist und in der die Konzentration von Sauerstoffablagerungen, deren Durchmesser nicht kleiner als 20 nm ist, nicht mehr als 10³ cm^-3 beträgt, und einen Innenabschnitt enthält, in dem die Sauerstoffablagerungs konzentration im Bereich von 1 · 10³ cm^-3 bis ex(9,21 · 10^-18 · O_i + 3,224) cm^-3 liegt, wobei O_i eine Zwischenraum-Sauerstoffkonzentration ist, und er durch ein Herstellungsverfahren hergestellt wird, das die folgenden Schritte enthält:
Vorbereiten eines Siliciumwafers mit einer Zwi schenraum-Sauerstoffkonzentration von 1,4 bis 1,8 · 10¹⁸ Atomen/cm³,
Anordnen des Siliciumwafers in einem Ofen,
Herstellen einer Atmosphäre im Ofen, die Wasser stoff und/oder ein Inertgas enthält,
Erhöhen der Wafertemperatur mit einer ersten Rate von 15 bis 100°C/Minute in einem Bereich von der Raum temperatur bis 900°C und mit einer zweiten Rate von 1 bis 15°C/Minute in einem Bereich von 900°C bis zu einer Haltetemperatur und
Konstanthalten der Wafertemperatur bei der Halte temperatur, die in einem Bereich von 1100°C bis 1300°C liegt, für eine Minute bis zu 48 Stunden.