DE20118092U1

DE20118092U1 - Vorrichtung zur Herstellung von Siliciumeinkristallen hoher Qualität

Info

Publication number: DE20118092U1
Application number: DE20118092U
Authority: DE
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Sumco Corp
Priority date: 2000-02-08
Filing date: 2001-02-08
Publication date: 2002-04-18
Anticipated expiration: 2011-02-09
Also published as: JP3573045B2; US6702892B2; US20020139298A1; DE10154527A1; JP2001220289A; WO2001059187A1

Description

Die Erfindung betrifft eine Vorrichtung zum Herstellen von Siliciumeinkristallen zur Verwendung als Wafer aus dem Halbleitermaterial Silicium. Genauer gesagt, betrifft sie eine Vorrichtung, durch die Siliciumeinkristalle hoher Qualität mit großem Durchmesser und großer Länge bei verringertem Auftreten eingewachsener Defekte, wie Versetzungsclustern und Laserstreuungs-Tomografiedefekten, durch das Czochralskiverfahren (nachfolgend als "CZ-Verfahren" bezeichnet) so gut wie möglich.hergestellt und stabil gezüchtet werden können.

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HINTERGRUNDBILDENDE TECHNIK

Das CZ-Verfahren zum Ziehen und Züchten von Siliciumeinkristallen ist dasjenige Verfahren, das bei der Herstellung von Siliciumeinkristallen zur Verwendung beim Herstellen von Wafern aus dem Halbleitermaterial Silicium am weitesten verbreitet ist.

Zum CZ-Verfahren gehört es, einen Keimkristall in geschmolzenes Silicium einzutauchen, das in einem Quarztiegel aufgenommen ist, und den Keimkristall hochzuziehen, um es dadurch zu ermöglichen, dass ein Einkristall wächst. Einhergehend mit Fortschritten in der Technologie des Ziehens und Züchtens von Siliciumeinkristallen wurde es nun möglich, große Einkristalle mit weniger Defekten und Versetzungsfreiheit herzustellen. Halbleiterbauteile werden mittels mehrerer hundert Prozesse aus Wafern oder Substraten hergestellt, die aus Einkristallen hergestellt wurden. Im Verlauf hiervon werden die Substrate einer großen Anzahl physikalischer, 0 chemischer und ferner thermischer Behandlungen unterzogen, einschließlich Behandlungen in harter thermischer Umgebung, wie Hochtemperatur-Behandlungen bei 1000⁰C oder darüber. So entstehen Probleme durch Mikrodefekte, insbesondere eingewachsene Defekte, für die Verursachungsfaktoren im Prozess der Züchtung der Einkristalle in diese eingeführt wurden, und die sich beide im einen oder anderen Bauteil-Herstellprozess zeigen und die Funktionseigenschaften der Bauteile beeinträchtigen.

Die Verteilung typischer dieser Mikrodefekte zeigt sich z. B. so, wie es in der Fig. 1 dargestellt ist. Dabei handelt es sich um eine schematische Wiedergabe des Ergebnisses einer Beobachtung der Verteilung von Mikrodefekten durch Röntgenstrahltopografie auf einem Wafer, der nach der Zücht.ung von einem Einkristall abgetrennt wurde, in eine wässri-

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ge Lösung von Kupfernitrat eingetaucht wurde, um Kupfer abzuscheiden, und dann einer Wärmebehandlung unterzogen wurde. Dieser Wafer steigt an einer Position von ungefähr 1/2 des Außendurchmessers durch Oxidation hervorgerufene Stapelfehler (nachfolgend als "OSF" bezeichnet). Innerhalb dieses Rings finden sich Laserstreuungs-Tomografiedefekte (auch als "COP" oder "FPD" bezeichnet, die alle Defekte derselben Art sind, die sich aus einem Si-Mangel ergeben). Angrenzend und gerade außerhalb der einen Ring bildenden OSFs existiert ein Bereich mit geförderter Ausfällung von Sauerstoff, in dem die Tendenz für das Auftreten von Oxidausfällungen besteht. Noch weiter außerhalb, im Randbereich des Wafers, existieren Versetzungscluster. Diese Laserstreuungs-Tomografiedefekte und die Versetzungscluster werden als eingewachsene Defekte bezeichnet.

Die Auftrittsorte der obigen Defekte werden durch die Ziehgeschwindigkeit bei der Einkristallzüchtung stark beeinflusst. Wenn ein Einkristall gezüchtet wird, während die Ziehgeschwindigkeit innerhalb des Ziehgeschwindigkeitenbereichs variiert wird, in dem einwandfreie Kristalle gezogen werden können, und wenn sie auf die Verteilung verschiedener Defekte in einer Ebene in der Längsrichtung entlang der Ziehachse durch die Kristallmitte untersucht werden, werden Ergebnisse erhalten, wie sie in der Fig. 2 dargestellt sind. Hinsichtlich der Flächen scheibenförmiger Wafer, die rechtwinklig zur Ziehachse abgetrennt wurden, erscheint ausgehend vom Waferumfang als Erstes ein OSF-Ring, wenn die Ziehgeschwindigkeit, abnimmt, nach der Ausbildung einer Schulter 0 und dem Erreichen eines gewünschten Einkristall-Durchmessers. Der Durchmesser eines derartigen OSF-Rings nimmt allmählich mit abnehmender Ziehgeschwindigkeit ab und verschwindet bald, woraufhin die gesamte Waferoberfläche eine solche ist, die dem Bereich außerhalb des OSF-Rings entspricht. So zeigt die Fig. 1 die Schnittansicht an einer in

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der Fig. 2 dargestellten Position A eines Einkristalls oder die Waferoberfläche des Einkristalls, der mit der Ziehgeschwindigkeit zu diesem Zeitpunkt gezogen wurde. Wenn der Auftrittsort des OSF-Rings als Kriterium verwendet wird, führt eine höhere Ziehgeschwindigkeit zu einer höheren Züchtungsrate des Einkristalls, entsprechend dem Bereich innerhalb des OSF-Rings, und eine langsamere Ziehgeschwindigkeit führt zu einem Einkristall mit niedrigerer Züchtungsrate entsprechend dem äußeren Bereich.

Es ist gut bekannt, dass während der Einkristallzüchtung erzeugte Versetzungen, die im Wafer verbleiben, zu Beeinträchtigungen von Eigenschaften daraus hergestellter Bauteile führen. OSFs erhöhen den Leckstrom und beeinträchtigen andere elektrische Eigenschaften, und ein OSF-Ring ist das Ergebnis eines Auftretens von OSFs mit hoher Dichte. Daher wird ein Einkristall zur Verwendung bei normalen LSI-Bauteilen mit relativ hoher Ziehgeschwindigkeit gezogen, so dass die Ringe bildenden OSFs am äußersten Umfang der Wafer oder noch weiter außerhalb derselben verteilt sind. Durch diese Vorgehensweise können die Wafer beinahe mit dem Bereich innerhalb des OSF-Rings übereinstimmen, d. h. mit einem mit hoher Geschwindigkeit gezüchteten Einkristall, um dadurch Versetzungscluster zu vermeiden. Dieser Bereich innerhalb des OSF-Rings weist manchmal einen höheren Gettereffekt hinsichtlich Schwermetallverunreinigung, wie sie häufig im Prozess der Bauteilherstellung auftreten kann, als der Außenbereich auf.

0 Mit der jüngsten Zunahme des Integrationsgrads von LSI-Bauteilen wurden die Gateoxidfilme dünner, und die Behandlungstemperaturen im Prozess der Bauteilherstellung wurden niedriger. Daher ist das Auftreten von OSFs verringert, und, dank der Verringerung des Sauerstoffgehalts von Kristallen, wurden Ringe bildende OSFs und andere OSFs als Bauteileigen-

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schäften beeinträchtigende Faktoren weniger problematisch. Es zeigte sich jedoch, dass das Auftreten von Laserstreuungs-Tomografiedefekten, für die bei mit hoher Rate gezüchteten Einkristallen die Tendenz einer Entstehung besteht, die dielektrische Durchschlagsfestigkeit von Gateoxidfilmen, die nun dünn sind, stark beeinträchtigt. Insbesondere dann, wenn die Bauteilmuster feiner werden, wobei bekanntlich ihr Einfluss zunimmt, ist es erschwert, den Integrationsgrad zu erhöhen.

Hinsichtlich der Verteilung von Defekten beim in der Fig. 1 dargestellten Wafer existiert ein Bereich außerhalb des OSF-Rings, in dem die Tendenz eines Auftretens von Versetzungsclustern besteht. Zwischen diesem OSF-Ring und dem Bereich mit auftretenden Versetzungsclustern existiert ein an den OSF-Ring angrenzender Bereich unmittelbar außerhalb desselben, in dem die Tendenz eines Auftretens von Oxidausfällung besteht, d. h., es handelt sich um einen Bereich mit geförderter Sauerstoffausfällung, und außerhalb dieses Bereichs existiert eine verarmte Zone, in der keine Versetzungscluster erkannt werden. Innerhalb des OSF-Rings, benachbart zu diesem, existiert ebenfalls eine schmale verarmte Zone, in der keine Laserstreuungs-Tomografiedefekte erkannt werden können.

Wenn die verarmte Zone vergrößert werden kann, entsteht die Möglichkeit, Wafer oder Einkristalle mit einer sehr kleinen Anzahl von Defekten zu erhalten. Zum Beispiel ist in der japanischen Patentanmeldungs-Offenlegung (Kokai) Nr. 08-3 30316 0 (199 6) ein Verfahren zum Erweitern nur der verarmten Zone außerhalb des OSF-Rings über das gesamte in der Ebene liegende Gebiet eines Einkristalls, ohne dass es zum Auftreten von Versetzungsclustern kommt, durch Kontrollieren des Temperaturgradienten innerhalb des Kristalls in solcher Weise 5 vorgeschlagen, dass der Wert V/G (wobei V die Ziehgeschwin-

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digkeit (mm/Min.) während der Einkristallzüchtung ist und g der Temperaturgradient (°C/mm) innerhalb des Kristalls in der Richtungder Ziehachse im Temperaturbereich zwischen dem Schmelzpunkt bis zu 130O⁰C ist) 0,20 bis 0,22 in der Domäne von der Mitte des Kristalls bis zu einer Position 30 mm entfernt vom Umfang ausmacht, wobei er von dieser Position zum Umfang allmählich zunehmen kann.

Für diesen Fall ist angegeben, dass die Positionen des Tiegels und des Heizers die Position des halbkegelförmigen Wärmestrahlers aus Kohlenstoff, der um den wachsenden Einkristall herum angeordnet ist, die Struktur des Wärmeisolators um den Heizer herum und verschiedene andere Bedingungen mittels globaler Wärmeübertragungsberechnungen so untersucht werden sollten, dass die obigen Temperaturbedingungen für die Kristallzüchtung ausgewählt werden können.

Ferner offenbeirt die japanische Patentanmeldungs-Offenlegung Nr. 11-79889 (1999) eine Erfindung betreffend ein Herstellverfahren, bei dem ein Einkristall auf solche Weise gezogen wird, dass die Grenzfläche fest-flüssig während des Wachstums eine Form innerhalb von ±5 mm in Bezug auf die mittlere Position der Grenzfläche fest-flüssig mit Ausnahme eines 5 mm breiten Bereichs um den Einkristall herum aufweist, während die Temperatur innerhalb des Ofens so kontrolliert wird, dass die Differenz AG (=Ge - Gc) zwischen zwei Temperaturgradienten, nämlich dem Temperaturgradienten Gc innerhalb des Kristalls in der Richtung der Ziehachse im mittleren Abschnitt des Kristalls und dem Temperaturgradienten Ge im Umfangsabschnitt des Kristalls, im Bereich von 420°C bis 1350⁰C oder vom Schmelzpunkt bis 1400⁰C, nicht mehr als 5°C/cm beträgt. Zusammengefasst gesagt, handelt es sich um ein Herstellverfahren, bei dem die Grenzfläche fest-flüssig so flach wie möglich gehalten wird und der Temperaturgra-5 dient von der Grenzfläche fest-flüssig bis zur Innenseite

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des Einkristalls so gleichmäßig wie möglich gehalten wird.

Es wird behauptet, dass durch Züchten von Einkristallen unter derartigen Bedingungen sowie durch weiteres Anlegen eines horizontalen Magnetfelds von nicht unter 0,2 T an die Schmelze auf einfache Weise Einkristalle mit minimaler Anzahl eingewachsener Defekte erhalten werden können. Jedoch scheint es, dass konkrete Maßnahmen zum Realisieren der obigen Bedingung um einen Kristall unmittelbar nach dem Erstarren, d. h. die Maßnahmen zum Erzeugen der Effekte der obigen Erfindung, wie die Maßnahmen zum Aufrechterhalten der Grenzfläche fest-flüssig innerhalb von ±5 mm sowie die Maßnahmen zum Aufrechterhalten von AG auf 5°C/mm oder weniger, nur darin bestehen, dass ein Heizisolator nahe der Grenzfläche fest-flüssig des Kristalls unmittelbar über der Flüssigkeits-Oberflache der Siliciumschmelze mit einem Abstand von 3 bis 5 cm über der Flüssigkeits-Oberfläche so gehalten wird, dass er den Siliciumeinkristall umgibt.

0 Die obige Erfindung beruht auf einer Abschätzung und Untersuchung des Zustands der Temperaturverteilung während des Einkristall-Wachstums mittels einer Analysesoftware für die globale Wärmeübertragung. Eine derartige Software kann zwar die Temperaturverteilung bei bestimmten vorgegebenen Bedingungen abschätzen, jedoch nicht für spezielle Kontrollbedingungen zum Realisieren eines speziellen Temperaturverteilungszustands um einen Einkristall herum schaffen.

Es wurden einige Verfahren zum Verringern von Laserstreuungs-Tomografiedefekten durch Modifizieren des Abkühlprozesses unmittelbar nach dem Ziehen von Einkristallen auf verschiedene Weisen vorgeschlagen. Zum Beispiel offenbart die japanische Patentanmeldungs-Offenlegung Nr. 08-2993 (1996) eine Erfindung betreffend ein Verfahren, bei dem die Zeit 5 des Durchfahrens eines Hochtemperaturbereichs vom Schmelz-

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punkt bis zu 1200⁰C nicht kürzer als 200 Minuten gemacht wird und die Zeit des Durchfahrens durch einen Temperaturbereich von 12OC)⁰C bis 1000⁰C nicht länger als 150 Minuten gemacht wird. Die japanische Patentanmeldungs-Offenlegung Nr. 11-43396 (1999) schlägt eine Erfindung betreffend ein Verfahren vor, bei dem ein Kühlungselement nahe der Schmelzenoberfläche auf solche Weise angeordnet wird, dass es einen Siliciumeinkristall umgibt, wobei der Einkristall unmittelbar nach dem Ziehen einmal mit einem Abkühlgradienten nicht unter 2°C/mm gekühlt wird, dann derselbe erwärmt wird, bevor seine Temperatur 1150⁰C oder weniger wird und er für einige Stunden oder länger auf einer Temperatur nicht unter 1200⁰C gehalten wird, wobei auch eine Vorrichtung hierfür vorgeschlagen ist.

Jedoch scheint es nicht einfach zu sein, die Anzahl fraglicher Laserstreuungs-Tomografiedefekte über die gesamten jeweiligen Waferoberflächen rechtwinklig zur Einkristall-Ziehachse dadurch merklich zu verringern, dass lediglich der Einkristall schnell abgekühlt wird und .dieser unmittelbar nach dem Ziehen auf hohen Temperaturen innerhalb des Temperaturbereichs vom Schmelzpunkt bis ungefähr 1200⁰C gehalten wird.

Bei einem Wafer, wie er in der Fig. 1 dargestellt ist, zeigen sich im Ring-bildenden OSF-Bereich und im Bereich mit geförderter Sauerstoffausfällung weder Laserstreuungs-Tomograf iedefekte noch Versetzungsclusterdefekte. Wie oben angegeben, ist das Problem nachteiliger Effekte von OSFs und 0 einer Oxidausfällung gelindert, wodurch nun das Auftreten von Ring-bildenden OSFs nicht so schwerwiegend ist wie zuvor, was auf der Absenkung der Temperatur ■ bei Bauteil-Herstellschritten und der sich ergebenden verringerten Sauerstoffkonzentration in Kristallen beruht.

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Demgemäß müssen, wenn diese verarmte Zone und der OSF-Ring zuzüglich des Bereichs mit geförderter Sauerstoffausfällung vergrößert werden können, Einkristalle oder Wafer, die frei von beiden Arten eingewachsener Defekte sind, erhalten werden, da sich in diesen Bereichen weder Laserstreuungs-Tomografiedefekte noch Versetzungscluster finden. So kann abgeschätzt werden, dass Einkristalle mit einem derartigen von eingewachsenen Defekten freien Bereich, der über die gesamte Schnittfläche vergrößert ist, dadurch erhalten werden können, dass die Ziehgeschwindigkeit gewählt wird und der nach oben geöffnete vorspringende Winkel, der die V-förmige Verteilung von Ring-bildenden OSFs abhängig von der Ziehgeschwindigkeit veranschaulicht, wie in der Fig. 2 dargestellt, vergrößert wird, falls möglich in den horizontalen Zustand.

Daher wird nun der Grund dafür erörtert, weswegen Bereiche erzeugt werden, in denen Laserstreuungs-Tomografiedefekte oder Versetzungsclusterdefekte auftreten, oder die V-förmige Verteilung von Ring-bildenden OSFs hervorgerufen wird.

Wenn im Schritt des Ziehens zur Einkristallzüchtung die Schmelze erstarrt und zu einem festen Kristall wird, ändert sich die flüssige Phase, in der Atome zufällig angeordnet sind, in die feste Phase, in der Atome regelmäßig angeordnet sind, weswegen der Anteil der festen Phase nahe der Grenzfläche fest-flüssig eine große Anzahl von Leerstellen enthält, bei denen es sich um Orte handelt, an denen fällige Atome fehlen, sowie Zwischengitteratome, die zusätzliche Siliciumatome sind, die in den Raum außerhalb des Kristallgitters von Atomen eingedrungen sind. Es kann angenommen werden, dass unmittelbar nach der Erstarrung Leerstellen mit fehlenden Atomen im Kristall viel häufiger als Zwischengitteratome vorliegen. Wenn der erstarrte Teil, der zu einem 5 Einkristall wurde, als Ergebnis des Ziehvorgangs den Abstand

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zur Grenzfläche fest-flüssig vergrößert, verschwinden Leerstellen und Zwischengitteratome durch Wanderung, Diffusion, Rekombination usw., was zu einer regelmäßigen Atomanordnung führt. Wenn der Kristall weiter hochgezogen wird und seine Temperatur abnimmt, nimmt die Rate der Wanderung oder Diffusion ab, und es verbleibt eine bestimmte Anzahl von Leerstellen und Zwischengitteratomen.

Diejenigen Leerstellen und Zwischengitteratome, die während des Erstarrungsprozesses aufgenommen wurden, können sich ziemlich frei innerhalb des Kristalls bewegen, und die Rate der Wanderung oder Diffusion von Leerstellen ist im Allgemeinen höher als von Zwischengitteratomen. Außerdem ist, wie oben angegeben, die Anzahl von Leerstellen unmittelbar nach dem Erstarren größer als die von Zwischengitteratomen. Die Gleichgewichtskonzentrationen von Leerstellen und Zwischengitteratomen, wie sie innerhalb eines Kristalls bei hoher Temperatur auftreten können, nehmen bei abnehmender Temperatur ab. So weisen selbst dann, wenn Leerstellen und Zwi-0 schengitteratome mit derselben Menge vorhanden sind, Spezies von niedrigerer Temperatur eine höhere substanzielle Konzentration, d. h. ein höheres chemisches Potenzial, auf, und Spezies bei höherer Temperatur liegen mit niedrigerer Konzentration vor.

Ein Einkristall zeigt während des Wachstums einen Temperaturgradienten in vertikaler Richtung. Da im Allgemeinen Wärme von der Oberfläche abgestrahlt wird, ist die Temperaturverteiluncj dergestalt, dass der Umfangsbereich des Kristails eine niedrigere Temperatur als der zentrale Abschnitt aufweist, wie es schematisch in der Fig. 3(a) dargestellt ist. Wenn dies hinsichtlich der Temperaturdifferenz zwischen zwei Positionen betrachtet wird, die in vertikaler Richtung um einen bestimmen Abstand getrennt sind, d. h. der Tempera-5 turgradient in vertikaler Richtung, ist der Temperaturgra-

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dient (Gc) im zentralen Abschnitt des Einkristalls .kleiner als der Temperaturgradient (Gs) im Umfangsbereich. Wenn die Struktur der heißen Zone, d. h. der abgekühlte Umfang des Einkristalls während des Ziehens, gleich bleibt, ändert sich der obige Zustand des Temperaturgradienten in der Richtung der vertikalen Ziehachse selbst dann nur wenig, wenn sich die Ziehgeschwindigkeit in gewissem Ausmaß ändert.

Da diese Temperaturdifferenz oder der Temperaturgradient innerhalb des Kristalls zu einer wesentlichen Konzentrationsdifferenz zwischen Leerstellen und Zwischengitteratomen führt, wie oben angegeben, kann angenommen werden, dass eine Diffusion von Leerstellen und/oder Zwischengitteratomen auftritt, die entgegengesetzt zur abnehmenden Temperatur ist, d. h. von der Seite niedrigerer Temperatur zur Seite höherer Temperatur, ausgehend vom oberen Abschnitt des wachsenden Einkristalls zur Grenzfläche fest-flüssig. Die Diffusion in der Richtung umgekehrt zur abnehmenden Temperatur wird daher als "Bergaufwärtsdiffusion" bezeichnet.

Da Leerstellen und Zwischengitteratome verschwinden, wenn sie an der Kristalloberfläche anlangen, ist ihre Konzentration der Nähe der Oberfläche niedriger, und es tritt eine Diffusion derselben in der Richtung zur Oberfläche zusätzlieh zur Bergaufwärtsdiffusion auf. Daher ist, gesehen in einer Ebene entsprechend einem Wafer rechtwinklig zur Ziehachse, die Konzentration von Leerstellen und Zwischengitteratomen im zentralen Abschnitt eines Einkristalls höher, während sie im Umfangsbereich eine niedrigere Verteilung zeigen. Ferner tritt gleichzeitig der folgende Effekt auf; da eine Leerstelle ein Ort ist, an dem ein das Kristallgitter aufbauendes Atom fehlt, und da ein Zwischengitteratom ein zusätzliches Atom ist, rekombinieren diese beiden, wenn sie zusammenstoßen, und sie verschwinden so mit einer bestimmten Wahrscheinlichkeit, wobei sie ein vollständiges Kristallgit-

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ter zurücklassen. Eine derartige Diffusion von Leerstellen und Zwischengitteratomen sowie ihre Rekombination und Aufhebung laufen innerhalb des Temperaturbereichs vom Schmelzpunkt (1412⁰C) bis ungefähr 125O⁰C am aktivsten ab, und ihre Raten werden bei Temperaturen unterhalb dieses Bereichs gering.

Wie oben angecjeben, ist die Konzentrationsverteilung von Leerstellen und Zwischengitteratomen an einer einem Wafer entsprechenden Ebene bei Hochtemperaturbedingungen während des Ziehens eines Einkristalls vermutlich dergestalt, wie es schematisch in der Fig. 4(a) dargestellt ist. Bei normalen Züchtungsbedingungen zeigt die Konzentration von Leerstellen und Zwischengitteratomen eine solche Verteilung, dass sie abnimmt, wenn der Ort näher an der Oberfläche liegt, und zwar dank der Bergaufwärtsdiffusion und der Diffusion zur Kristalloberfläche, wie oben angegeben. Da jedoch die Diffusionsrate von Leerstellen höher ist, ist ihre Konzentrationsverteilung hinsichtlich einer Krümmung größer als die von Zwischengitteratomen. Unmittelbar nach der Erstarrung liegen mehr Leerstellen als Zwischengitteratome vor, so dass ihre Konzentrationsverteilungen in einer einem Wafer entsprechenden Ebene dergestalt sind, dass Leerstellen über die gesamte Ebene vorherrschen, wie es in der Fig. 4(a)-(l) dargestellt ist, wenn die Züchtungsrate relativ hoch ist. Wenn das Abkühlen in diesem Zustand abläuft, verbleiben Leerstellen im Überschuss im Vergleich zu Zwischengitteratomen, wenn die Temperatur abnimmt. Obwohl die Aufhebung derselben aufgrund der Diffusion zur Oberfläche oder durch Rekombination in ge-0 wissem Ausmaß abnehmen kann, verbleiben Spuren der verbliebenen Leerstellen, was zum Auftreten von Laserstreuungs-Tomografiedefekten führt. So entspricht dies einem mit hoher Züchtungsrate gezogenen Einkristallabschnitt, der Laserstreuungs-Tomografiedefekte enthält, wie es in der Fig. 2 dargestellt ist.

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Wenn andererseits die Züchtungsrate relativ niedrig ist, wird der Kristall für eine lange Zeitperiode in einem solchen Zustand gehalten, dass die Bergaufwärtsdiffusion und die Diffusion an die Oberfläche in aktiver Weise auftreten, so dass Leerstellen diffundieren und schneller verschwinden, als sie mit Zwischengitteratomen rekombinieren, und die Anzahl der Leerstellen nimmt über die gesamte fragliche Ebene ab, wie es in der Fig. 4(a)-(3) dargestellt ist; wenn die Temperatur ein Niveau erreicht, bei dem die Diffusion träge oder inaktiv wird, verbleiben überschüssige Zwischengitteratome, und die gesamte, einem Wafer entsprechende Ebene wird ein Einkristallabschnitt mit niedriger Züchtungsrate, in dem Versetzungsclusterdefekte vorhanden sind, wie in der Fig. 2 dargestellt.

Bei einer Ziehgeschwindigkeit zwischen den obigen zwei Fällen nimmt die Temperatur auf einen solchen Zustand ab, dass die Leerstellenkonzentration dicht bei der Konzentration von Zwischengitteratomen liegt. Da jedoch die jeweiligen Konzentrationsverteilungen hinsichtlich der Form verschieden sind, wird ein Zustand erzeugt, gemäß dem Leerstellen im zentralen Abschnitt des Kristalls im Überschuss gegenüber Zwischengitteratomen auftreten und die Anzahl von Leerstellen im Abschnitt nahe bei der Oberfläche des Einkristalls unzureichend ist, wie es in der Fig. 4(a)-(2) dargestellt ist. Wenn die Abkühlung in einem derartigen Zustand fortschreitet, besteht das Ergebnis darin, dass Laserstreuungs-Tomografiedefekte hauptsächlich im zentralen Abschnitt verteilt sind, wie es in der Fig. 1 dargestellt ist, und Versetzungsclusterdefekte hauptsächlich in der Nähe der Außenfläche verteilt sind. Im Zwischenbereich zwischen dem Randbereich und dem zentralen Abschnitt, in dem Leerstellen mit Zwischengitteratomen im Gleichgewicht stehen, rekombinieren diese zwei 5 Spezies miteinander und verschwinden bei fortschreitender

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Abkühlung, so dass ein Bereich entsteht, der frei von eingewachsenen Defekten ist, wie sie im mit hoher Züchtungsrate oder im mit niedriger Züchtungsrate gezogenen Einkristallabschnitt auftreten.
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Ein OSF-Ring tritt beinahe am selben Ort wie derjenige Bereich auf, der frei von beiden obigen Defekten ist. Der OSF-Ring, der dazu benachbarte Bereich mit geförderter Sauerstoff ausfällung die weiter außen liegende verarmte Zone sind frei von derartigen eingewachsenen Defekten, wie Laserstreuungs-Tomografiedefekten oder Versetzungsclustern. Während angegeben wird, dass die Erzeugung von OSFs durch als Keime dienende Oxidausfällungen hervorgerufen wird, ist der Grund nicht klar, weswegen an dieser Position Oxidausfällungskerne erzeugt werden. Jedoch werden OSFs vermutlich im Bereich erzeugt, in dem Leerstellen in geringem Überschuss im Vergleich zum Bereich auftreten, in dem Leerstellen und Zwischengitteratome wegen der Wechselwirkung zwischen ihnen miteinander im Gleichgewicht stehen und in dem leicht eine Ausfällung von Sauerstoffatomen auftritt. Die Tatsache, dass sich der OSF-Ring, der dazu benachbarte Bereich mit geförderter Sauerstoffausfällung und ferner die verarmte Zone dem äußersten Waferumfang annähert, wenn die Ziehgeschwindigkeit hoch ist, und sich die Bereiche und die Zone dem zentralen Abschnitt annähern, wenn sie niedrig ist, kann auch dahingehend gesehen werden, dass dies das Auftreten eines Bereichs nahelegt, in dem die Konzentration von Leerstellen mit der von Zwischengitteratomen im Gleichgewicht steht.

0 OFFENBARUNG DER ERFINDUNG

Wenn sich aus einem Gleichgewicht zwischen der Konzentration von Leerstellen und der von Zwischengitteratomen ein Bereich ergibt, der frei von den zwei genannten eingewachsenen De-5 fekten, nämlich Laserstreuungs-Tomografiedefekten und Ver-

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setzungsclustern ist, muss es möglich sein, Einkristalle, die frei von Laserstreuungs-Tomografiedefekten oder Versetzungsclusterdefekten sind, dadurch zu erhalten, dass die Konzentrationsverteilungen von Leerstellen und Zwischengitteratomen über die gesamten Wafer entsprechenden Ebenen gleich gemacht werden. Zu diesem Zweck wird es als ausreichend angesehen, die Konzentrationsverteilungen von Leerstellen, die über eine relativ hohe Diffusionsrate verfügen, in der Nähe der Konzentrationsverteilung der Zwischengitteratome, die eine niedrige Diffusionsrate aufweisen, auszubilden, wie es in der Fig. 4(b) dargestellt ist, und ferner eine geeignete Ziehgeschwindigkeit zu wählen. So ist es zum Verringern der Krümmung der Konzentrationsverteilung von Leerstellen, wie in der Fig. 4(b) dargestellt, nur erforderlich, dass verhindert wird, dass die Konzentration von Leerstellen im Umfangsbereich gegenüber der im zentralen Abschnitt abnimmt.

Die Diffusion von Leerstellen und Zwischengitteratomen zur 0 Kristalloberfläche kann nicht vermieden werden, jedoch kann die Bergaufwärtsdiffusion dadurch gesenkt werden, dass die Temperaturdifferenz verringert wird. Zu diesem Zweck scheint es ausreichend zu sein, einen Zustand herbeizuführen, bei dem die Temperatur im Umfangsbereich höher als im zentralen 5 Abschnitt ist, oder der Temperaturgradient in vertikaler Richtung im Umfangsbereich klein ist, damit unmittelbar nach der Erstarrung ein Hochtemperaturbereich vorliegt, in dem die Diffusion und Wanderung aktiv ablaufen.

0 Daher untersuchten die Erfinder zum Realisieren derartiger Temperaturverteilungen verschiedene Verfahren für die Abkühlung unmittelbar nach dem Ziehen. Im Ergebnis ergab es sich, dass die vorgesehenen Temperaturverteilungen dadurch realisiert werden können, dass dafür gesorgt wird, dass der Ab-5 schnitt der Außenfläche eines Einkristalls, die aus der

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Schmelze hochsteigt, Strahlung von der Tiegelwandfläche oder der Schmelzenoberfläche empfängt, und der Abschnitt über dem vorstehend genannten Abschnitt durch ein dicht dabei angeordnetes Kühlelement abgekühlt wird.

In der Fig. 5 sind Temperaturänderungen in vertikaler Richtung im zentralen Abschnitt oder im Umfangsbereich eines Einkristalls während des Ziehens dargestellt. Die Fig. 5(a) zeigt die Temperaturänderungen beim herkömmlichen Ziehverfahren oder einem Verfahren mit erhöhter Ziehgeschwindigkeit durch Anordnen eines zylindrischen Kühlelements in der Nähe des Einkristalls. In den in der Fig. 5(a) dargestellten Fällen ist die Temperatur im Umfangsbereich des Einkristalls immer niedriger als im zentralen Abschnitt.

Wenn dagegen ein Kühlelement unter einem bestimmten Abstand entfernt von der Schmelzenoberfläche angeordnet wird und die Unterseite und die Außenseite des Kühlelements jeweils mit einem Wärmeisolierelement bedeckt wird, ist es möglich, dafür zu sorgen, dass der Einkristall unmittelbar nach, dem Ziehen im Umfangsbereich eine höhere Temperatur als im zentralen Abschnitt aufweist, um dadurch solche Temperaturverteilungen zu realisieren, wie sie in der Fig. 5(b) dargestellt sind. In diesem Fall wird die Oberfläche desjenigen Abschnitts des Einkristalls im Ziehschritt, die zwischen der Unterseite des Kühlelements und der Schmelze liegt, durch Strahlung von der Schmelzenoberfläche und der Tiegelwand erwärmt, und die Abkühlung dieses Abschnitts ist verlangsamt. Da jedoch das Innere dieses Abschnitts, für den die Oberflächenabkühlung verlangsamt ist, durch thermische Leitungen vom Abschnitt unmittelbar über demjenigen, der durch das Kühlelement abgekühlt wird, gekühlt wird, ist davon auszugehen, dass die Temperatur dieser Innenseite relativ niedriger ist, um derartige Temperaturverteilungen zu ergeben.

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Es ist hierbei wichtig, die Unterseite und die Außenseite des Kühlelements jeweils mit einem Wärmeisolierelement zu bedecken, so dass die Schmelzenoberflache und die Tiegel-Innenwandfläche, u. a. , als Ergebnis des Einsetzens des Kühlelements nicht unnötig Wärme verlieren. Als Ergebnis des Ziehens von Einkristallen in einem derartigen Zustand konnten Einkristalle, die insgesamt frei von eingewachsenen Defekten waren, durch Auswählen einer geeigneten Ziehgeschwindigkeit erhalten werden.

So zeigte es sich, dass solche Temperaturverteilungen, wie sie in der Fig. 3(b) oder in der Fig. 5(b) dargestellt sind, dadurch realisiert werden können, dass ein Kühlelement mit Wärmeisolierelementen kombiniert wird. Jedoch ist es erforderlich, dass dem Temperaturbereich, in dem für eine derartige Temperaturverteilung gesorgt wird, gebührende Berücksichtigung geschenkt wird. Wenn sich das Kühlelement zu nahe an der Schmelzenoberfläche befindet, wird die Temperaturdifferenz zwischen dem zentralen Abschnitt und dem Umfangsbereich des Einkristalls selbst dann zu klein, wenn die obigen Temperaturverteilungen erzielt werden können, mit dem Ergebnis, dass die Toleranz betreffend die Ziehgeschwindigkeit, bei der Wafern entsprechende Ebenen vollständig frei von eingewachsenen Defekten werden, zu klein wird, wodurch es unmöglich wird, defektfreie Einkristalle zu ziehen. Wenn umgekehrt das Kühlelement zu weit von der Schmelzenoberfläche oder dem Einkristall entfernt ist, können defektfreie Bereiche nicht ausreichend groß werden, solange nicht die Ziehgeschwindigkeit abgesenkt wird, was zu Verringerungen der Pro-0 duktivität führt.

Es wurden weitere Untersuchungen betreffend die Struktur einer Vorrichtung vorgenommen, die dazu in der Lage ist, einen Zustand wie den oben genannten zu realisieren, d. h. ei-5 nen Zustand, bei dem die Temperatur auf einem Niveau des

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Einkristalls unmittelbar nach der Erstarrung im Ziehschritt, das sich nahe der Schmelze befindet, im Umfangsbereich höher als im zentralen Abschnitt ist und bei dem der Temperaturgradient in vertikaler Richtung im Umfangsbereich kleiner als im zentralen Abschnitt ist, sowie ferner betreffend die Struktur einer Vorrichtung, die ein Ziehen mit ausreichend hoher Geschwindigkeit ermöglicht. Im Ergebnis ergab es sich, dass es dann, wenn der Durchmesser des zu züchtenden Einkristalls variiert wird, erforderlich ist, den Abstand der Einkristall-Oberfläche des Kühlelements, die Länge desselben und den Abstand der Schmelzenoberflache zur Unterseite des Kühlelements zu variieren. Auf Grundlage dieser Erkenntnisse und als Ergebnis einer weiteren Aufstellung der Grenzen verschiedener Abmessungen der Elemente der Vorrichtung wurde die Erfindung fertiggestellt.

Durch die Erfindung ist eine Vorrichtung zum Herstellen von Siliciumeinkristallen durch Ziehen derselben aus einer Schmelze geschaffen, die ein den Einkristall umgebendes 0 Kühlelement mit einer Innenseite koaxial zur Ziehachse sowie Wärmeisolierelemente aufweist, die außerhalb der Außenseite und unterhalb der Unterseite des Kühlelements angeordnet sind. Die Vorrichtung ist dadurch gekennzeichnet, dass das Kühlelement über einen Innenseitendurchmesser von 1,20 D bis 2,5 D (wobei D der Durchmesser des zu ziehenden Einkristalls ist) und eine Länge nicht unter 0,25 D verfügt, so dass der Abstand von der Schmelzenoberfläche zur Unterseite des Kühlelements 0,30 D bis 0,85 D beträgt und die Unterseite des Wärmeisolierelements unter dem Kühlelement einen Innendurch-0 messer aufweist, der kleiner als der Innendurchmesser der Unterseite des Kühlelements ist.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

5 Fig. 1 ist eine Figur, die schematisch ein typisches Bei-

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spiel zur Verteilung von Defekten, wie an einem Siliciumwafer beobachtet, veranschaulicht.

Fig. 2 ist eine Figur, die schematisch die allgemeine Beziehung zwischen der Ziehgeschwindigkeit im Schritt des Ziehens eines Einkristalls und den Auftrittsorten von Kristalldefekten veranschaulicht.

Fig. 3 ist eine Figur, die schematisch die Temperaturverteilung innerhalb eines Einkristalls im Ziehschritt für den Einkristall zeigt.

Fig. 4 beinhaltet schematische Figuren zum Veranschaulichen der Konzentrationsdifferenzen von Leerstellen oder Zwischengitteratomen, wie sie sich aus Differenzen des Temperaturgradienten entlang der Richtung der Ziehachse zwischen dem zentralen Abschnitt und dem Oberflächenabschnitt eines Einkristalls ergeben.

0 Fig. 5 beinhaltet Figuren zum Veranschaulichen von Temperaturänderungen im zentralen Abschnitt und im Umfangsbereich im Schritt des Ziehens eines Einkristalls als Funktionen des Abstands von der Schmelzenoberfläche.

Fig. 6 ist eine Figur, die schematisch, als spezielles Beispiel, einen Tiegel und die Umgebung eines Einkristalls zeigt, der in der erfindungsgemäßen Vorrichtung zum Herstellen von Siliciumeinkristallen gezogen wird.

Fig. 7 ist eine Figur zum schematischen Veranschaulichen der Verteilung von Defekten in einem Längsschnitt eines Kristalls, der unter Verwendung der erfindungsgemäßen Vorrichtung bei kontinuierlichem Variieren der Ziehgeschwindigkeit in einem weiten Bereich hergestellt wurde.

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Fig. 8 ist eine Figur zum schematischen Veranschaulichen der Verteilung von Defekten in einem Längsschnitt eines Kristalls, der unter Verwendung der erfindungsgemäßen Vorrichtung bei kontinuierlichem Variieren der Ziehgeschwindigkeit in einem relativ engen Bereich hergestellt wurde.

BESTE ARTEN ZUM AUSFÜHREN DER ERFINDUNG

Unter Bezugnahme auf das in der Fig. 6 schematisch dargestellte Beispiel wird nun eine erfindungsgemäße Vorrichtung erläutert. Diese Figur zeigt nur einen Tiegel l der Ziehvorrichtung für Einkristalle, der die Siliciumschmelze 2 enthält, und die Umgebung eines Einkristalls 5 während des Ziehens. Zum Ziehen und Züchten des Einkristalls 5 wird geschmolzenes Silicium als Ausgangsmaterial, das durch Schmelzen mittels eines Heizers hergestellt wurde, im Inneren des Tiegels 1 untergebracht, als Erstes wird ein an einem Keimeinspannfutter 4 einer Ziehachse angebrachter Keimkristall mit der Oberfläche der Schmelze 2 in Kontakt gebracht, und der Keimkristall wird dann hochgezogen, während dafür gesorgt wird, dass die Schmelze an seiner Spitze erstarrt, wodurch der Einkristall 5 dadurch gezüchtet wird, dass der erstarrte Teil wachsen kann. Der Tiegel und/oder der gezogene Einkristall können, falls erforderlich, um die Ziehachse ge-5 dreht werden. Während der Züchtung des Einkristalls kann die Konvektion in der Schmelze gesteuert werden, und/oder es kann ein horizontales oder konvexes Magnetfeld angelegt werden, um stabiles Wachstum des gesamten Kristalls zu erzielen und um die Verteilung eines Dotierstoffs und/oder mindestens 0 eines Fremdstoffelements gleichmäßig zu machen. Derartige Maßnahmen sind dieselben wie im Fall einer Einkristall-Ziehvorrichtung, wie sie allgemein zum Ausführen des CZ-Verfahrens verwendet wird.

Wie es in der Fig. 6 dargestellt ist, sind die Größen des

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Durchmessers D des Einkristalls 5, des Innendurchmessers Cd des Kühlelements 6, der Länge Ch desselben, des Abstands Cs von der Oberfläche der Siliciumschmelze 2 bis zur Unterseite des Kühlelements 6 und des Innendurchmessers Hd des Wärmeisolierelements 7b unter dem Kühlelement gemäß der Erfindung wie folgt beschränkt:

(a) Cd: 1,2 D bis 2,5 D;

(b) Ch: > 0,25 D;

(c) Cs: 0,30 D bis 0,85 D;

(d) Hd: < Cd

Die Gründe für die Beschränkung dieser Abmessungen werden unten angegeben.

Bei der erfindungsgemäßen Vorrichtung ist das Kühlelement 6 um den zu ziehenden Einkristall 5 herum angeordnet. Das Kühlelement 6 besteht aus einem Metall mit hoher Wärmeleitfähigkeit, wie Kupfer, Eisen, rostfreiem Stahl oder Molybdän, und es ist wünschenswert, dass seine Oberflächentemperatur dadurch auf einer normalen Temperatur von ungefähr 0 2 00⁰C gehalten werden kann, dass Kühlwasser oder dergleichen durch sein Inneres geleitet wird.

Der Durchmesser der der Außenseite des Einkristalls 5 zugewandten Innenseite des Kühlelements 6 sollte im Bereich von 1,2 D bis 2,50 D (wobei D der Durchmesser des zu züchtenden Einkristalls ist) liegen. Der Grund, weswegen der Innendurchmesser des Kühlelements 6 und seine Anordnungsposition, die hier später genannt wird, auf diese Weise proportional zum Durchmesser des Einkristalls 5 ausgewählt werden, liegt darin, dass dann, wenn der Abstand zwischen der Oberfläche des Einkristalls und der Oberfläche des Kühlelements trotz einer Zunahme des Durchmessers des Einkristalls konstant bleibt, die Kristalloberfläche übermäßig abgekühlt wird und ein Schrumpfen aufgrund einer derartigen Abkühlung zur Er-5 zeugung von Defekten, wie Versetzungen, innerhalb des Ein-

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kristalls führen kann. In ähnlicher Weise wird die Kristalloberfläche auch dann übermäßig abgekühlt, wenn der Innendurchmesser des Kühlelements 6 weniger als 1,2 0 D beträgt und demgemäß zu nahe am Einkristall 5 liegt. Wenn er größer als 2,5 D ist, befindet sich das Kühlelement zu entfernt, und der Abkühleffekt wird unzureichend.

Die Form der dem Einkristall 5 zugewandten Innenfläche des Kühlelements 6 ist die eines rotationssymmetrischen Körpers koaxial zur Einkristall-Ziehachse, und sie kann zylindrisch oder beinahe parallel zur Außenfläche des Einkristalls 5 sein, oder sie kann verformt sein, vorausgesetzt, dass sich der dem Einkristall 5 zugewandte Innendurchmesser im Bereich von 1,20 D bis 2,50 D befindet. Zum Beispiel kann es eine trichterförmige Fläche, wie die eines umgekehrten Kegelstumpfs mit einem nach oben hin zunehmenden Durchmesser, oder eine gestufte Form aufweisen, wobei der Innendurchmesser einer oberen Stufe größer, als der einer unteren Stufe ist. Wenn derartige verformte oder modifizierte Formen aus-0 gewählt werden, weist der untere Abschnitt nahe der Schmelzenoberfläche vorzugsweise den kleinsten Innendurchmesser auf, wodurch die in der Fig. 3 (b) oder der Fig. 5 (b) dargestellte Temperaturverteilung leichter realisiert werden kann. Eine wie eine Spulenwicklung gewundene Röhre könnte ebenfalls verwendet werden, wenn sich der effektive Kühldurchmesser im Bereich von 1,20 D bis 2,50 D befände.

Die Länge Ch des Kühlelements sollte mindestens 0,25 D betragen. Dies, da dann, wenn die Länge Ch weniger als 0,25 D 0 beträgt, die Kühleffekte an der Oberfläche des Einkristalls während der Züchtung und das Realisieren der erforderlichen Temperaturverteilung nicht mehr erzielt werden können. Wenn es jedoch übermäßig lang ist, erzeugt das Kühlelement bei den hohen Temperaturen innerhalb des Einkristalls unmittel-5 bar nach dem Ziehen nicht mehr den erforderlichen Einfluss

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auf die Temperaturverteilung. So ist es empfehlenswert, dass die Länge Ch des Kühlelements 6 nicht mehr als D beträgt.

Die Anordnungsposition des Kühlelements 6 sollte dergestalt sein, dass es koaxial zur Ziehachse verläuft und der Abstand Cs von seiner Unterseite zur Schmelzenoberflache 0,30 D bis 0,85 D beträgt. Dies, weil dann, wenn Cs kleiner als 0,30 D ist, die Wärmestrahlung von der Schmelzenoberflache und der Innenwand des Tiegels zur Oberfläche des Einkristalls unmittelbar nach der Erstarrung abnimmt und keine Verteilung erzielt werden kann, gemäß der der Temperaturgradient im Oberflächenabschnitt kleiner als im zentralen Abschnitt ist. Wenn umgekehrt Cs 0,85 D überschreitet, wird der zentrale Abschnitt des Einkristalls unmittelbar nach der Erstarrung nur unzureichend abgekühlt, und der oben genannte Effekt, gemäß dem der Temperaturgradient im Oberflächenabschnitt kleiner als im zentralen Abschnitt wird, nimmt ebenfalls ab.

Außerhalb des Kühlelements 6 ist ein der Innenwand des Tiegels zugewandtes Wärmeisolierelement 7a angeordnet, und unterhalb der Unterseite des Kühlelements 6 ist ein der Schmelzenoberfläche zugewandtes Wärmeisolierelement 7b angeordnet. Dies dient dazu, zu verhindern, dass sich der Abkühleffekt des Kühlelements auf unnötige Abschnitte oder Elemente in der Vorrichtung erstreckt, um es zu vereinfachen, die erforderlichen Temperaturverteilungen zu erzielen, und um zu verhindern, dass das Kühlelement beheizt wird. Die Wärmeisolierelemente bestehen aus z. B. Graphit, Filzkohle, einem keramischen Material mit hohem Schmelzpunkt oder einem 0 daraus hergeleiteten Verbundmaterial. Ihre Dicke beträgt empfehlenswerterweise ungefähr 5 bis 4 0 mm, obwohl diese abhängig von der Form des Kühlelements variieren kann, oder sie können in Kontakt oder etwas getrennt vom Kühlelement 6 angeordnet sein. Wenn das Kühlelement 6 in den Tiegel einge-5 führt wird, muss der Außendurchmesser des Wärmeisolierele-

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ments 7a außerhalb des Kühlelements 6 kleiner als der Innendurchmesser des Tiegels sein.

Der Innendurchmesser Hd des Wärmeisolierelements 7b, das unter der Unterseite des Kühlelements 6 angeordnet ist und der Schmelzenoberfläche zugewandt ist, ist kleiner als der Innendurchmesser Cd des Kühlelements. Wenn die Innenseite des Kühlelements 6 über verformte oder modifizierte Form verfügt, sollte Hd kleiner als der geringste Durchmesser dieser Form sein. Dies, um zu verhindern, dass sich der Abkühleffekt des Kühlelements übermäßig auf die Oberfläche des Einkristalls unmittelbar nach der Erstarrung auswirkt und dadurch einen Fehler hervorrufen würde, um in zufriedenstellender Weise Temperaturverteilungen im Einkristall zu erzeugen, wie sie in der Fig. 3 (b) oder in der Fig. 5 (b) dargestellt sind. Für den Innendurchmesser Hd des Wärmeisolierelements 7b besteht keine spezielle Beschränkung, vorausgesetzt, dass er kleiner als Cd ist. In wünschenswerter Weise ist die Größe jedoch dergestalt, dass sich das Element mindestens 10 mm entfernt von der Sollaußenseite des Einkristalls 5 befindet, so dass der Einkristall während des Ziehens und Wachsens im Fall einer Verformung des Kristalls nicht damit in Kontakt gelangt.

Um einen Einkristall unter Verwendung der Einkristall-Herstellvorrichtung herzustellen, die mit dem oben genannten Kühlelement und den Wärmeisolierelementen versehen ist und dafür sorgt, dass der gesamte Einkristall einen Zustand mit sehr begrenzter Anzahl eingewachsener Defekte aufweist, ist es erforderlich, den Einkristall mit der optimalen Rate zu ziehen, bei der der defektfreie Bereich vergrößert werden kann. Diese optimale Rate wird nicht nur durch das Material, die Form und/oder die Struktur des Kühlelements und der Wärmeisolierelemente stark beeinflusst, sondern auch durch die 5 Wärmebedingungen der Vorrichtung insgesamt. Daher ist es be-

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vorzugt, zum Beispiel die Ziehgeschwindigkeit eines Einkristalls während seiner Züchtung allmählich zu variieren, den erhaltenen Einkristall in Längsrichtung durch eine Ebene entlang der Ziehachse zu zerschneiden, den Längsschnitt hinsichtlich der Verteilung von Defekten zu untersuchen und so die optimale Ziehgeschwindigkeit auszuwählen und Einkristalle mit dieser Geschwindigkeit zu ziehen.

(Beispiel 1)

Unter Verwendung einer Vorrichtung mit der schematisch in der Fig. 6 dargestellten Konstruktion wurde ein Siliciumeinkristall 5 mit einem Durchmesser von 200 mm (D = 200 mm) gezogen. Das verwendete Kühlelement 6 war zylindrisch und wies eine vertikale Länge Ch von 150 mm (0,75 D) und einen Innendurchmesser von 3 50 mm (1,75 D) auf. Das Kühlelement 6 bestand aus rostfreiem Stahl, wies eine Dicke von 20 mm auf und wurde dadurch gekühlt, dass Wasser durch sein Inneres geleitet wurde. Der Abstand Cs von der Schmelzenoberfläche zur Unterseite des Abkühlelements 6 betrug 120 mm (0,60 D).

Das außen angeordnete, dem Tiegel zugewandte Wärmeisolierelement 7a und das unterhalb der Unterseite des Kühlelements angeordnete Wärmeisolierelement 7b bestanden jeweils aus einem 2 0 mm dicken Isolator aus Filzkohle, der mit einer 7 mm dicken Graphitschicht bedeckt war. Der Innendurchmesser Hd des Wärmeisolierelements 7b betrug 260 mm, und es war 30 mm entfernt von der Außenseite des herzustellenden Einkristalls entfernt.

Der Tiegel wurde mit 120 kg an polykristallinem Silicium hoher Reinheit gefüllt, und dann wurde der p-Dotierstoff B so zugesetzt, dass der Einkristall einen elektrischen Widerstand von ungefähr 10 Dem aufweisen sollte. Das Innere der 5 Vorrichtung wurde unter Argonatmosphäre von verringertem

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Druck gesetzt, das Silicium wurde, durch Beheizen geschmolzen, dann wurde die elektrische Heizleistung eingestellt, und es wurde ein Keimkristall in die Schmelze eingetaucht und hochgezogen, während der Tiegel gedreht wurde und die Ziehachse hochgezogen wurde. Als Erstes wurde ein Halsabschnitt erzeugt, und dann wurde ein Schulterabschnitt hergestellt, und nach dem Erzielen eines Durchmessers von 2 00 mm wurden weitere Einstellungen vorgenommen, um einen Stationärzustand zu errichten. Nach dem Erreichen einer Einkristalllänge von 2 00 mm wurde eine Ziehgeschwindigkeit von 1,0 mm/Min, verwendet- Dann wurde die Ziehgeschwindigkeit kontinuierlich und allmählich so verringert, dass sie bei einer Einkristalllänge von 800 mm bei 0,4 mm/Min. anlangte. Danach wurde die Ziehgeschwindigkeit bis zum Erreichen einer Länge von 1000 mm auf 0,4 mm/Min, gehalten, gefolgt von

nem Einschnüren zum Beenden des Kristallziehvorgangs. Die Ergebnisse simulierter Analyseberechnungen zur Wärmeübertragung zeigten, dass der Temperaturgradient in der vertikalen Richtung im zentralen Abschnitt des Einkristalls zwischen dem Schmelzpunkt und 1250⁰C 3,9 bis 4,l°C/mm betrug und dass er im Umfangsbereich 3,1 bis 3,3°C/mm betrug, was demgemäß trotz der Tatsache, dass die Ziehgeschwindigkeit variiert wurde, beinahe konstant war.

Der erhaltene Einkristall wurde in der Längsrichtung durchgeschnitten, und eine Schnittprobe aus dem die zentrale Ziehachse enthaltenden zentralen Abschnitt mit einer Dicke von ungefähr 1,4 mm wurde entnommen, in eine wässrige Lösung von 16 % (gewichtsbezogen) Kupfernitrat eingetaucht, um Kupfer abzuscheiden, und, nach 20 Minuten Beheizen auf 900⁰C, hinsichtlich der Position eines OSF-Rings und der Verteilungen jeweiliger Defektbereiche durch Röntgentopografie betrachtet. Diese Schnittprobe wurde auch hinsichtlich der Dichte von Laserstreuungs-Tomogräfiedefekten durch Laserto-5 mografie und hinsichtlich der Dichte von Versetzungscluster-

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durch Secco-Ätzen untersucht.

Die Ergebnisse der Untersuchung der Defektverteilung über der variierenden Ziehgeschwindigkeit sind schematisch in der Fig. 7 dargestellt. Ein Vergleich mit den Ergebnissen zu Untersuchungen der Defektverteilung im die zentrale Achse enthaltenden Läncfsschnitt, wie entsprechend dem herkömmlichen Verfahren des Ziehens von Einkristallen auf dieselbe Weise durch Variieren der Ziehgeschwindigkeit, und wie in der Fig.

2 dargestellt, zeigt die Umwandlung der V-förmigen Verteilung des OSF-Rings und der umgebenden verarmten und anderer Zonen auf einen nahezu horizontalen Zustand. In diesem Fall verschwand der OSF-Ring, wenn die Ziehgeschwindigkeit 0,7 4 mm/Min, wurde, und Versetzungsclusterdefekte verschwanden, wenn die Geschwindigkeit kleiner als 0,70 mm/Min. wurde. So wurde abgeschätzt, dass der gesamte Einkristall einen von eingewachsenen Defekten beinahe freien Zustand einnehmen kann, wenn die Ziehgeschwindigkeit zwischen 0,70 und 0,74 mm/Min, gewählt wird. Wenn der Bereich mit erzeugtem OSF-Ring, der frei von eingewachsenen Defekten ist, bei einer derartigen Auswahl ebenfalls vorhanden ist, können Einkristalle mit einer Geschwindigkeit im Bereich von 0,70 bis 0,77 mm/Min, gezogen werden.

(Beispiel 2)

Unter Verwendung derselben Vorrichtung, wie sie beim Beispiel 1 verwendet wurde, wurde Silicium geschmolzen, und ein Einkristall wurde auf dieselbe Weise gezogen. In diesem Fall wurde die Ziehgeschwindigkeit bei einer Länge des Einkristalls von 200 mm auf 0,75 mm/Min, eingestellt, und dann wurde sie allmählich so verringert, dass sie bei einer Länge von 800 mm 0,69 mm/Min, betrug. Bei dieser Ziehgeschwindigkeit von 0,69 mm/Min, wurde das Ziehen bis zu 1000 mm fortgesetzt, gefolgt von einem Abschnüren zum Beenden des Zieh-

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Vorgangs.

Der erhaltene Einkristall wurde in der Längsrichtung durchgeschnitten, und die Verteilung von Defekten wurde auf dieselbe Weise wie beim Beispiel 1 untersucht. Die Ergebnisse zeigten, dass ein Einkristall erhalten werden konnte, wie er in der Fig. 8 dargestellt ist. Durch Aufrechterhalten des Temperaturgradienten in vertikaler Richtung im Umfangsbereich auf einem kleineren Wert als desjenigen im zentralen Abschnitt im Einkristall unmittelbar nach der Erstarrung auf diese Weise ist es möglich, dass der gesamte Einkristall einen von eingewachsenen Defekten beinahe freien Zustand aufweist, wenn die Ziehgeschwindigkeit innerhalb eines speziellen Bereichs eingestellt wird. Aus diesem von eingewachsenen Defekten freien Bereich .ausgeschnittene Wafer wurden bei einer Oxidfilmdicke von 25 nirt auf dielektrische Durchschläge zum Zeitpunkt 0 (TZDB = Time Zero Dielectric Brakedown) untersucht. Im Ergebnis ergab sich der zugehörige Prozentsatz zu diesem Punkt pro Wafer als über 97 %.

INDUSTRIELLE ANWENDBARKEIT

Beim Ziehen eines Siliciumeinkristalls kann mit der erfindungsgemäßen Vorrichtung der Temperaturgradient in vertikaler Richtung im Umfangsbereich des Einkristalls kleiner als im zentralen Abschnitt gemacht werden. Unter Verwendung dieser Vorrichtung und durch Auswählen einer geeigneten Ziehgeschwindigkeit ist es möglich, auf einfache Weise Einkristalle mit sehr begrenzter Anzahl eingewachsener Defekte herzu-0 stellen und dem zunehmenden Integrationsgrad und der Miniaturisierung von Bauteilen gerecht zu werden.

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Bezugszeichenliste

1 Tiegel

2 Siliciumschmelze

2' Schmelzenoberfläche

4 Keimeinspannfutter

5 Einkristall

6 Kühlelement

7a Wärmeisolierelement

7b Wärmeisolierelement

D Einkristalldurchmesser

GS Bereich mit gefördeter Sauerstoffausfällung

I Isotherme

L Leerstellen

LS Laserstreuungs-Tomografieeffekte

R OSF-Ring

UB Umfangsbereich

VC Versetzungsclusterdefekte

VZ Verarmte Zone

ZA Zentraler Abschnitt

ZGA Zwischengitteratome

Claims

1. Vorrichtung zum Herstellen von Siliciumeinkristallen durch Ziehen derselben aus einer Schmelze, mit einem den Einkristall umgebenden Kühlelement (6) mit einer zur Ziehachse koaxialen Innenseite sowie außerhalb der Außenseite und unterhalb der Unterseite des Kühlelements angeordneten Wärmeisolierelementen (7a, 7b), wobei das Kühlelement einen Innendurchmesser von 1,20 D bis 2,50 D (wobei D der Durchmesser des zu ziehenden Einkristalls ist) und eine Länge nicht unter 0,25 D aufweist, wobei der Abstand von der Schmelzenoberfläche zur Unterseite des Kühlelements 0,300 bis 0,85 D beträgt und die Unterseite des Wärmeisolierelements unter dem Kühlelement einen Innendurchmesser aufweist, der kleiner als der Innendurchmesser der Unterseite des Kühlelements ist.

2. Vorrichtung zum Herstellen von Siliciumeinkristallen nach Anspruch 1, bei der das Kühlelement (6) von wassergekühltem Typ ist und aus einem Metall mit hoher Wärmeleitfähigkeit besteht.

3. Vorrichtung zum Herstellen von Siliciumeinkristallen nach Anspruch 1, bei der die Wärmeisolierelemente (7a, 7b) aus Graphit und Filzkohle bestehen.