DE19609107A1 - Siliciumwafer mit gesteuerter BMD-Konzentration im Innern und mit guter DZ-Schicht sowie Verfahren zu seiner Herstellung - Google Patents
Siliciumwafer mit gesteuerter BMD-Konzentration im Innern und mit guter DZ-Schicht sowie Verfahren zu seiner HerstellungInfo
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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.
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 Oi 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.
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.
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 Oi 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.
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).
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.
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 Oi 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 Oi + 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 · Oi + 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 · Oi 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 Oi 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.
Unter den obenerwähnten Wafern wurden Wafer mit einer Oi-
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.
Es wurden Wafer mit einer Oi-Konzentration von
1,61 · 10¹⁸ Atomen/cm³ Wärmebehandlungen in der gleichen
Weise wie im Beispiel 1 unterworfen.
Es wurden Wafer mit einer Oi-Konzentration von
1,51 · 10¹⁸ Atomen/cm³ Wärmebehandlungen in der gleichen
Weise wie im Beispiel 1 unterworfen.
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.
Es wurden Wafer mit einer Oi-Konzentration von
1,43 · 10¹⁸ Atomen/cm³ Wärmebehandlungen in der gleichen
Weise wie im Beispiel 1 unterworfen.
Unter den obenerwähnten Wafern wurden Wafer mit einer Oi
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.
Es wurden Wafer mit einer Oi-Konzentration von
1,61 · 10¹⁸ Atomen/cm³ Wärmebehandlungen in der gleichen
Weise wie im Vergleichsbeispiel 1 unterworfen.
Es wurden Wafer mit einer O₁-Konzentration von
1,51 · 10¹⁸ Atomen/cm³ Wärmebehandlungen in der gleichen
Weise wie im Vergleichsbeispiel 1 unterworfen.
Es wurden Wafer mit einer Oi-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 Oi 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 · Oi + 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.
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 (17)
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.
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.
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.
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.
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.
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 · Oi + 3,224) cm-3 liegt, wobei Oi 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.
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 · Oi + 3,224) cm-3 liegt, wobei Oi 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.
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Families Citing this family (53)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2973960B2 (ja) * | 1997-01-29 | 1999-11-08 | 日本電気株式会社 | 半導体装置の製造方法 |
US5994761A (en) | 1997-02-26 | 1999-11-30 | Memc Electronic Materials Spa | Ideal oxygen precipitating silicon wafers and oxygen out-diffusion-less process therefor |
DE69806369T2 (de) * | 1997-04-09 | 2003-07-10 | Memc Electronic Materials, Inc. | Silicium mit niedriger fehlerdichte und idealem sauerstoffniederschlag |
DE19740763C2 (de) * | 1997-09-16 | 2001-06-07 | Forschungszentrum Juelich Gmbh | Hebelarm für ein Rasterkraftmikroskop |
JP3346249B2 (ja) * | 1997-10-30 | 2002-11-18 | 信越半導体株式会社 | シリコンウエーハの熱処理方法及びシリコンウエーハ |
DE19821933C1 (de) * | 1998-05-15 | 1999-11-11 | Disetronic Licensing Ag | Vorrichtung zur Verabreichung eines injizierbaren Produkts |
JP3204309B2 (ja) * | 1998-07-09 | 2001-09-04 | 日本電気株式会社 | 重金属汚染のモニタ方法 |
US6828690B1 (en) * | 1998-08-05 | 2004-12-07 | Memc Electronic Materials, Inc. | Non-uniform minority carrier lifetime distributions in high performance silicon power devices |
US6336968B1 (en) | 1998-09-02 | 2002-01-08 | Memc Electronic Materials, Inc. | Non-oxygen precipitating czochralski silicon wafers |
US6361619B1 (en) | 1998-09-02 | 2002-03-26 | Memc Electronic Materials, Inc. | Thermally annealed wafers having improved internal gettering |
JP4405083B2 (ja) | 1998-09-02 | 2010-01-27 | エムイーエムシー・エレクトロニック・マテリアルズ・インコーポレイテッド | 理想的な酸素析出シリコンウエハの製造方法 |
CN1155074C (zh) * | 1998-09-02 | 2004-06-23 | Memc电子材料有限公司 | 从低缺陷密度的单晶硅上制备硅-绝缘体结构 |
US6416836B1 (en) | 1998-10-14 | 2002-07-09 | Memc Electronic Materials, Inc. | Thermally annealed, low defect density single crystal silicon |
JP2000154070A (ja) * | 1998-11-16 | 2000-06-06 | Suminoe Textile Co Ltd | セラミックス三次元構造体及びその製造方法 |
JP3719021B2 (ja) * | 1998-12-04 | 2005-11-24 | 信越半導体株式会社 | シリコンウエーハの製造方法およびシリコンウエーハ |
US6284384B1 (en) | 1998-12-09 | 2001-09-04 | Memc Electronic Materials, Inc. | Epitaxial silicon wafer with intrinsic gettering |
US20030051656A1 (en) | 1999-06-14 | 2003-03-20 | Charles Chiun-Chieh Yang | Method for the preparation of an epitaxial silicon wafer with intrinsic gettering |
US6635587B1 (en) | 1999-09-23 | 2003-10-21 | Memc Electronic Materials, Inc. | Method for producing czochralski silicon free of agglomerated self-interstitial defects |
JP2002009081A (ja) * | 2000-06-26 | 2002-01-11 | Toshiba Corp | 半導体装置及びその製造方法 |
US6339016B1 (en) | 2000-06-30 | 2002-01-15 | Memc Electronic Materials, Inc. | Method and apparatus for forming an epitaxial silicon wafer with a denuded zone |
US6599815B1 (en) | 2000-06-30 | 2003-07-29 | Memc Electronic Materials, Inc. | Method and apparatus for forming a silicon wafer with a denuded zone |
KR20030021185A (ko) * | 2000-06-30 | 2003-03-12 | 엠이엠씨 일렉트로닉 머티리얼즈 인코포레이티드 | 디누디드 존을 갖는 실리콘 웨이퍼를 형성하는 방법 및 장치 |
US6663708B1 (en) * | 2000-09-22 | 2003-12-16 | Mitsubishi Materials Silicon Corporation | Silicon wafer, and manufacturing method and heat treatment method of the same |
DE10066106B4 (de) * | 2000-09-25 | 2008-11-27 | Mitsubishi Materials Silicon Corp. | Verfahren zur Wärmebehandlung eines Siliciumwafers |
KR100372097B1 (ko) * | 2000-12-26 | 2003-02-14 | 주식회사 실트론 | 웨이퍼의 열처리 방법 |
TWI256076B (en) * | 2001-04-11 | 2006-06-01 | Memc Electronic Materials | Control of thermal donor formation in high resistivity CZ silicon |
US20020179006A1 (en) * | 2001-04-20 | 2002-12-05 | Memc Electronic Materials, Inc. | Method for the preparation of a semiconductor substrate with a non-uniform distribution of stabilized oxygen precipitates |
JPWO2003003441A1 (ja) * | 2001-06-28 | 2004-10-21 | 信越半導体株式会社 | アニールウェーハの製造方法及びアニールウェーハ |
EP1983561A2 (de) * | 2001-07-10 | 2008-10-22 | Shin-Etsu Handotai Company Limited | Herstellungsverfahren eines Silizium-Epitaxialwafers und entsprechend hergestellter Silizium-Epitaxialwafer |
JP4633977B2 (ja) * | 2001-08-30 | 2011-02-16 | 信越半導体株式会社 | アニールウエーハの製造方法及びアニールウエーハ |
KR100423752B1 (ko) * | 2001-11-12 | 2004-03-22 | 주식회사 실트론 | 실리콘 반도체 웨이퍼 및 그 제조 방법 |
KR20030052464A (ko) * | 2001-12-21 | 2003-06-27 | 주식회사 실트론 | 실리콘 웨이퍼의 고온 열처리 방법 |
JP2004006615A (ja) * | 2002-04-26 | 2004-01-08 | Sumitomo Mitsubishi Silicon Corp | 高抵抗シリコンウエーハ及びその製造方法 |
KR100481476B1 (ko) * | 2002-11-19 | 2005-04-07 | 주식회사 실트론 | 어닐 웨이퍼 및 그 제조 방법 |
US7098148B2 (en) * | 2003-06-10 | 2006-08-29 | S.O.I.Tec Silicon On Insulator Technologies S.A. | Method for heat treating a semiconductor wafer |
FR2856194B1 (fr) * | 2003-06-10 | 2005-08-26 | Soitec Silicon On Insulator | Procede perfectionne de recuit de stabilisation |
US6955718B2 (en) * | 2003-07-08 | 2005-10-18 | Memc Electronic Materials, Inc. | Process for preparing a stabilized ideal oxygen precipitating silicon wafer |
KR100573473B1 (ko) * | 2004-05-10 | 2006-04-24 | 주식회사 실트론 | 실리콘 웨이퍼 및 그 제조방법 |
JP2005333090A (ja) * | 2004-05-21 | 2005-12-02 | Sumco Corp | P型シリコンウェーハおよびその熱処理方法 |
WO2006030699A1 (ja) | 2004-09-13 | 2006-03-23 | Shin-Etsu Handotai Co., Ltd. | Soiウェーハの製造方法及びsoiウェーハ |
EP1650794B1 (de) * | 2004-10-19 | 2008-01-16 | S.O.I. Tec Silicon on Insulator Technologies S.A. | Verfahren zur Herstellung einer verspannten Silizium-Schicht auf einem Substrat und Zwischenprodukt |
US7485928B2 (en) * | 2005-11-09 | 2009-02-03 | Memc Electronic Materials, Inc. | Arsenic and phosphorus doped silicon wafer substrates having intrinsic gettering |
TW200818327A (en) * | 2006-09-29 | 2008-04-16 | Sumco Techxiv Corp | Silicon wafer heat treatment method |
KR100818842B1 (ko) | 2006-12-27 | 2008-04-01 | 주식회사 실트론 | 웨이퍼의 열처리시 슬립을 방지할 수 있는 웨이퍼 지지 핀및 웨이퍼의 열처리 방법 |
KR101313326B1 (ko) * | 2006-12-29 | 2013-09-27 | 에스케이하이닉스 주식회사 | 후속 열처리에 의해 산소 침전물로 되는 유핵의 분포가제어된 실리콘 웨이퍼 및 그 제조방법 |
US20090004458A1 (en) * | 2007-06-29 | 2009-01-01 | Memc Electronic Materials, Inc. | Diffusion Control in Heavily Doped Substrates |
US20090004426A1 (en) * | 2007-06-29 | 2009-01-01 | Memc Electronic Materials, Inc. | Suppression of Oxygen Precipitation in Heavily Doped Single Crystal Silicon Substrates |
US9945048B2 (en) * | 2012-06-15 | 2018-04-17 | Taiwan Semiconductor Manufacturing Company, Ltd. | Semiconductor structure and method |
US8932945B2 (en) | 2012-07-09 | 2015-01-13 | Taiwan Semiconductor Manufacturing Company, Ltd. | Wafer alignment system and method |
DE102017219255A1 (de) * | 2017-10-26 | 2019-05-02 | Siltronic Ag | Halbleiterscheibe aus einkristallinem Silizium |
JP7014694B2 (ja) * | 2018-10-15 | 2022-02-01 | グローバルウェーハズ・ジャパン株式会社 | シリコンウェーハの熱処理方法 |
CN110012006B (zh) * | 2019-04-01 | 2021-03-02 | 中国民航大学 | 一种针对cubic的低速率拒绝服务攻击方法 |
CN114280078B (zh) * | 2021-12-23 | 2024-04-16 | 宁夏中欣晶圆半导体科技有限公司 | 单晶硅体内bmd的批量评价方法 |
Citations (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE3439018A1 (de) * | 1983-12-21 | 1985-07-04 | Mitsubishi Denki K.K., Tokio/Tokyo | Verfahren zur herstellung von halbleiterelementen |
US4749660A (en) * | 1986-11-26 | 1988-06-07 | American Telephone And Telegraph Company, At&T Bell Laboratories | Method of making an article comprising a buried SiO2 layer |
JPH06229765A (ja) * | 1993-02-05 | 1994-08-19 | Aisin Seiki Co Ltd | 角速度センサ |
JPH06229766A (ja) * | 1993-02-05 | 1994-08-19 | Aisin Seiki Co Ltd | 角速度センサの振動子 |
JPH06295913A (ja) * | 1993-04-09 | 1994-10-21 | Toshiba Ceramics Co Ltd | シリコンウエハの製造方法及びシリコンウエハ |
JPH06295912A (ja) * | 1993-04-09 | 1994-10-21 | Toshiba Ceramics Co Ltd | シリコンウエハの製造方法およびシリコンウエハ |
Family Cites Families (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4597804A (en) * | 1981-03-11 | 1986-07-01 | Fujitsu Limited | Methods of forming denuded zone in wafer by intrinsic gettering and forming bipolar transistor therein |
JPH02250226A (ja) * | 1989-03-24 | 1990-10-08 | Tanaka Kikinzoku Kogyo Kk | ねじ付電気接点の製造方法 |
JPH03159849A (ja) * | 1989-11-20 | 1991-07-09 | Nissan Motor Co Ltd | スキッド防止ブレーキ装置 |
IT1242014B (it) * | 1990-11-15 | 1994-02-02 | Memc Electronic Materials | Procedimento per il trattamento di fette di silicio per ottenere in esse profili di precipitazione controllati per la produzione di componenti elettronici. |
JPH06296912A (ja) * | 1993-04-20 | 1994-10-25 | Masuda Clean Tec Kk | 自動車整備兼車体下回り塗装用ブース |
JPH0786289A (ja) * | 1993-07-22 | 1995-03-31 | Toshiba Corp | 半導体シリコンウェハおよびその製造方法 |
JP3294723B2 (ja) * | 1994-09-26 | 2002-06-24 | 東芝セラミックス株式会社 | シリコンウェーハの製造方法およびシリコンウェーハ |
JP3294722B2 (ja) * | 1994-09-26 | 2002-06-24 | 東芝セラミックス株式会社 | シリコンウェーハの製造方法及びシリコンウェーハ |
US5593494A (en) * | 1995-03-14 | 1997-01-14 | Memc Electronic Materials, Inc. | Precision controlled precipitation of oxygen in silicon |
-
1996
- 1996-03-07 US US08/612,214 patent/US5788763A/en not_active Expired - Lifetime
- 1996-03-08 DE DE19609107A patent/DE19609107B4/de not_active Expired - Fee Related
- 1996-03-08 CA CA002171375A patent/CA2171375C/en not_active Expired - Fee Related
- 1996-03-09 KR KR1019960006200A patent/KR100226374B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1996-04-06 TW TW085104000A patent/TW337031B/zh not_active IP Right Cessation
- 1996-04-06 TW TW086112289A patent/TW379388B/zh not_active IP Right Cessation
- 1996-04-06 TW TW086112288A patent/TW383429B/zh not_active IP Right Cessation
Patent Citations (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE3439018A1 (de) * | 1983-12-21 | 1985-07-04 | Mitsubishi Denki K.K., Tokio/Tokyo | Verfahren zur herstellung von halbleiterelementen |
US4749660A (en) * | 1986-11-26 | 1988-06-07 | American Telephone And Telegraph Company, At&T Bell Laboratories | Method of making an article comprising a buried SiO2 layer |
JPH06229765A (ja) * | 1993-02-05 | 1994-08-19 | Aisin Seiki Co Ltd | 角速度センサ |
JPH06229766A (ja) * | 1993-02-05 | 1994-08-19 | Aisin Seiki Co Ltd | 角速度センサの振動子 |
JPH06295913A (ja) * | 1993-04-09 | 1994-10-21 | Toshiba Ceramics Co Ltd | シリコンウエハの製造方法及びシリコンウエハ |
JPH06295912A (ja) * | 1993-04-09 | 1994-10-21 | Toshiba Ceramics Co Ltd | シリコンウエハの製造方法およびシリコンウエハ |
Non-Patent Citations (2)
Title |
---|
INTOS, L. et.al.: End-of-range disorder influenced by in herent oxygen in silicon. In: Nuclear Instruments and Methods in Physics Research B71, 1992, 399-405 * |
IZUNOME, K. et.al.: Oxygen precipitation in Gzochratski-grown silicon wafers during jydrogen annealing In: Appl. Phys. Lett. 68, No. 1, Jan. 1996, S. 49-50 * |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
TW383429B (en) | 2000-03-01 |
CA2171375C (en) | 2001-01-23 |
US5788763A (en) | 1998-08-04 |
TW379388B (en) | 2000-01-11 |
TW337031B (en) | 1998-07-21 |
KR100226374B1 (ko) | 1999-10-15 |
DE19609107B4 (de) | 2006-07-27 |
CA2171375A1 (en) | 1996-09-10 |
KR960034481A (ko) | 1996-10-22 |
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