DE60115078T2

DE60115078T2 - Mit stickstoff dotiertes silizium das wesentlich frei von oxidationsinduzierten stapelfehlern ist

Info

Publication number: DE60115078T2
Application number: DE60115078T
Authority: DE
Inventors: Hiroyo Haga; Takaaki Utsunomiya-city AOSHIMA; Mohsen Banan
Original assignee: SunEdison Inc
Current assignee: SunEdison Inc
Priority date: 2000-09-19
Filing date: 2001-08-30
Publication date: 2006-07-27
Anticipated expiration: 2021-08-31
Also published as: CN1461360A; KR100917087B1; US20040009111A1; CN1260405C; US7404856B2; US20070169683A1; DE60141611D1; TW593799B; US7182809B2; KR20030046459A; EP1325178B1; KR100816207B1; WO2002024986A2; EP1325178A2; KR20070008724A; WO2002024986A3; DE60115078D1; KR20070047376A

Description

Hintergrund der Erfindung
Die vorliegende Erfindung betrifft allgemein die Herstellung von Einkristallsilizium von Halbleiterqualität, das zur Herstellung elektronischer Bauteile dient. Insbesondere betrifft die vorliegende Erfindung Leerstellen-dominierte Einkristallsiliziumblöcke und -wafer, die zur Stabilisierung von Sauerstoffniederschlagskeimen mit Stickstoff dotiert und im Wesentlichen frei von durch Oxidation induzierten Stapelfehlern sind.
Einkristallsilizium, aus dem ein Einkristallsiliziumwafer erhalten wird, wird üblicherweise durch das sogenannte Czochralski(„CZ")-Verfahren hergestellt. Bei diesem Verfahren wird polykristallines Silizium („Polysilizium") in einen Tiegel chargiert und geschmolzen, ein Keimkristall wird mit dem geschmolzenen Silizium in Berührung gebracht und ein Einkristall durch langsames Herausziehen gezüchtet. Nachdem die Bildung eines Halses beendet ist, wird der Durchmesser des Kristalls durch Verringerung der Ziehgeschwindigkeit und/oder der Schmelztemperatur vergrößert, bis der gewünschte Durchmesser oder Zieldurchmesser erreicht ist. Der zylindrische Hauptkörper des Kristalls, der einen etwa konstanten Durchmesser hat, wird dann gezüchtet, wobei man die Ziehgeschwindigkeit und die Schmelztemperatur kontrolliert und das absinkende Schmelzeniveau kompensiert. Gegen Ende des Wachstumsprozesses, jedoch bevor der Tiegel an geschmolzenem Silizium geleert ist, wird der Kristalldurchmesser typischerweise allmählich verringert, um einen Endkonus zu bilden. Typischerweise wird der Endkonus dadurch gebildet, dass man die Kristallziehgeschwindigkeit und die dem Tiegel zugeführte Wärme steigert. Wenn der Durchmesser klein genug wird, wird der Kristall von der Schmelze getrennt.
Es wurde nun erkannt, dass sich eine Reihe von Fehlstellen in Einkristallsilizium in der Kristallwachstumskammer bildet, wenn der Kristall nach der Erstarrung abkühlt. Diese Fehlstellen entstehen teilweise infolge der Anwesenheit eines Überschusses (d. h. einer Konzentration über der Löslichkeitsgrenze) von Eigenpunktfehlstellen, die als Kristallgitterleerstellen („V") und Zwischengittersiliziumatome („I") bekannt sind. Die Art und Anfangskonzentration der Eigenpunktfehlstellen werden zur Zeit der Erstarrung festgelegt und, wenn diese Konzentrationen einen kritischen Übersättigungswert in dem System erreichen und die Beweglichkeit der Punktfehlstellen genügend hoch ist, wird wahrscheinlich eine Reaktion oder ein Agglomerierungsvorgang eintreten. Agglomerierte Eigenpunktfehlstellen in Silizium können das Ausbeutepotential des Materials bei der Herstellung komplizierter und hochintegrierter Schaltungen ernsthaft beeinträchtigen.
Agglomerierte Fehlstellen des Leerstellentyps umfassen solche beobachtbaren Kristallfehlstellen, wie D-Fehlstellen, Flow-Pattern-Defects (FPDs), Crystal-Originated-Particle-(COP)-Defects, vom Kristall herrührende Light-Point-Defects (LPDs) sowie bestimmte Klassen von Volumenfehlstellen, die durch IR-Lichtstreuungsverfahren, wie Raster-IR-Mikroskopie und Laser-Abtasttomographie beobachtet werden. COPs sind von besonderem Interesse, weil Ausfälle durch Gate Oxide Integrity mit der Konzentration von COPs an der Waferoberfläche korrelieren. D. Graf, M. Suhren, U. Schmilke, A. Ehlert, W. v. Ammon und P. Wagner., J. Electrochem. Soc. 1998, 145, 275; M. Tamatsuka, T. Sagaki, K. Hagimoto und G. A. Rozgonyi, Proc. 6th. Int. Symp. On Ultralarge Scale Integration Science and Technolgogy „ULSI Science und Technology/1997", The Electrochemical Society 1997, PV 97-3, S. 183; und T. Abe, Electrochem. Soc. Proc. 1998, PV 98-1, 157; N. Adachi, T. Hisatomi, M. Sana, H. Tsuya, J. Elektrochem. Soc. 2000, 147, 350. COPs in einem Block oder Wafer sind oktaedrische Leerräume. An der Oberfläche eines Wafers erscheinen die COPs als Grübchen mit durch Siliziumdioxid bedeckten Wänden, und sie sind typischerweise etwa 50–300 nm breit und können bis zu etwa 300 nm tief sein.
In Bereichen, wo Leerstellen anwesend sind, aber eine Agglomeration nicht aufgetreten ist, sind auch Fehlstellen vorhanden, die als die Keime für durch Oxidation induzierte Stapelfehler (OISF) wirken. Es wird erwogen, dass diese besondere Fehlstelle, die sich im Allgemeinen in der Nähe der V/I-Grenze bildet, ein Sauerstoffniederschlag ist, dessen Keime sich bei hoher Temperatur gebildet haben und der durch die Anwesenheit von nicht-agglomerierten Leerstellen („freien Leerstellen") katalysiert wurde. D. h., es wird erwogen, dass diese Fehlstelle aus einer Wechselwirkung zwischen Sauerstoff und freien Leerstellen in einem Bereich in der Nähe der V/I-Grenze resultiert.
Fehlstellen im Zusammenhang mit Zwischengittereigenatomen sind weniger gut untersucht. Agglomerierte Fehlstellen des Zwischengittertyps umfassen B-Fehlstellen, die im Allgemeinen als Zwischengittercluster und I-Fehlstellen angesehen werden, die im Allgemeinen als Versetzungsschleifen oder netzwerke betrachtet werden. Diese Fehlstellen sind nicht für Ausfälle der Tor-Oxid-Integrität verantwortlich, ein wichtiges Wafer-Leistungskriterium, aber sie werden weithin als die Ursache anderer Arten von Bauelementausfällen angesehen, die gewöhnlich mit Leckstromproblemen verbunden sind.
Ein Weg, das Problem agglomerierter Eigenpunktfehlstellen anzugehen, beinhaltet das Züchten des Siliziumkristallblocks mit einer hohen Geschwindigkeit in einem Versuch, die Bildung eines „Leestellen-dominierten" Blocks zu veranlassen (das ist Silizium, bei dem Leerstellen die überwiegende Eigenpunktfehlstelle sind), und dann die epitaxiale Abscheidung einer dünnen Siliziumschicht auf der Oberfläche des Leerstellendominierten Einkristall-siliziumwafers, die die agglomerierten Leerstellen-fehlstellen wirksam ausfüllt oder abdeckt. Die epitaxiale Abscheidung umfasst typischerweise einen chemischen Dampfabscheidungsprozess, bei dem ein Einkristallsiliziumwafer schnell auf eine Temperatur von etwa 1150°C erhitzt wird, während eine gasförmige Siliziumverbindung über die Waferoberfläche geleitet wird, um eine Pyrolyse oder Zersetzung zu bewirken. Obgleich dieses Verfahren einen Einkristallsiliziumwafer mit einer von agglomerierten Leerstellenfehlstellen im Wesentlichen freien Oberfläche liefert, löscht es auch die beim Wachstum des Blocks gebildeten Sauerstoffniederschlagskeime. Sauerstoffniederschlagskeime sind für die Bildung von Sauerstoffniederschlägen bei der anschließenden thermischen Verarbeitung bei der Herstellung elektronischer Bauteile nötig. Die Sauerstoffniederschläge wirken als Getterungsstellen zum Einfangen metallischer Verunreinigungen in der Masse des Wafers und entfernt von der Oberfläche. Ohne die Fähigkeit, metallische Verunreinigungen zu gettern, können die elektronischen Eigenschaften des Wafers negativ beinflusst werden. Der Wafer kann z. B. eine verringerte Minoritätsträger-Lebensdauer, Leckstrom an p-n-Übergängen, Diskontinuität der dielektrischen Konstanten und verringerte Durchschlagsfestigkeit haben.
Eine Methode, mit dem Problem der Löschung von Sauerstoffniederschlagskeimen während der epitaxialen Abscheidung fertig zu werden, ist ein längerer thermischer Glühprozess (z. B. etwa 4 Stunden bei etwa 800°C und dann 10 Stunden bei etwa 1000°C), um die Sauerniederschlagskeime gegen den schnellen thermischen epitaxialen Abscheidungsprozess zu stabilisieren. Diese Methode verringert den Durchsatz und erhöht die Herstellungskosten der Siliziumwafer bedeutend.
Eine zweite Methode besteht darin, die Sauerstoffniederschlagskeime durch Stickstoffdotierung des Siliziumkristalls zu stabilisieren (siehe z. B. F. Shimura et al., Appl. Phys. Lett. 48 (3), S. 224, 1986). Besonders F. Shimura et al. beschrieben im Einzelnen, dass die Sauerstoffniederschlagskeime in einem mit Stickstoff dotierten Kristall bis zu etwa 1250°C beständig sind. Kürzlich wurde z. B. berichtet, dass Stickstoffdotierung ein epitaxiales Siliziumwafersubstrat mit hohem Getterungsvermögen ergibt (siehe Japanische Patentveröffentlichung Nummer 199-189493). Das hohe Getterungsvermögen war jedoch teilweise auf die fast gleichmäßige Verteilung von OISF in dem Wafer zurückzuführen, die die Qualität des epitaxialen Wafers negativ beeinflusst. Im Einzelnen werden OISF auf der Oberfläche eines Siliziumwafers anders als andere Fehlstellen des Leerstellentyps nicht durch die Abscheidung einer epitaxialen Siliziumschicht abgedeckt. OISF wächst weiter durch die epitaxiale Schicht und führt zu eingewachsenen Fehlstellen, die allgemein als epitaxiale Stapelfehler bezeichnet werden. Epitaxiale Stapelfehler haben eine maximale Querschnittsbreite in dem Bereich von der gegenwärtigen Erfassungsgrenze eines Laser-Autoprüfgeräts von etwa 0,1 μm bis mehr als etwa 10 μm.
Demgemäss besteht weiter ein Bedarf an einem Verfahren zum Züchten eines Einkristallsiliziumblocks, der einen Teil oder einen Abschnitt enthält, der überwiegend leerstellendominiert ist und stabilisierte Sauerstoffniederschlagskeime enthält und im Wesentlichen frei von OISF ist. Solch ein Blockabschnitt würde Substratwafer liefern, die für epitaxiale Abscheidung besonders geeignet sind.
Summarischer Abriss der Erfindung
Unter den Zielen und Merkmalen der Erfindung ist daher die Schaffung eines epitaxialen Siliziumwafers, bei dem die epitaxiale Schicht im Wesentlichen frei von Fehlstellen ist, die durch Oxidation induzierten Stapelfehlern zugeordnet sind die Schaffung eines solchen Wafers, bei dem das Substrat mit Stickstoff dotiert ist die Schaffung eines solchen Substratwafers, bei dem Leerstellen die überwiegende Eigenpunktfehlstelle sind; und die Schaffung eines solchen Substratwafers, der im Wesentlichen frei von durch Oxidation induzierten Stapelfehlern ist. Unter den Aufgaben und Merkmalen der vorliegenden Erfindung ist ferner die Schaffung eines Verfahrens zur Herstellung eines Einkristallsilizumblocks, aus dem man einen solchen Substratwafer erhält.
Die vorliegende Erfindung ist daher kurz gesagt gerichtet auf einen Einkristallsiliziumblock mit einer Mittelachse, einem Keimende, einem entgegengesetzten Ende und zwischen dem Keimende und dem entgegengesetzten Ende einem Teil von konstantem Durchmesser, der eine Seitenfläche und einen sich von der Mittelachse zu der Seitenfläche erstreckenden Radius R hat, wobei der Einkristallsiliziumblock nach der Czochralski-Methode aus einer Siliziumschmelze gezüchtet und dann von der Erstarrung abgekühlt wird. Der Einkristall-Silizumblock ist dadurch gekennzeichnet, dass der Teil von konstantem Durchmesser einen axialsymmetrischen Bereich umfasst, in dem Leerstellen die überwiegende Eigenpunktfehlstelle sind, wobei der axialsymmetrische Bereich von im Allgemeinen zylindrischer Gestalt ist und einen von der Mittelachse ausgehenden Radius r_as hat, wobei r_as wenigstens etwa 0,95 R ist, und der axialsymmetrische Bereich eine entlang der Mittelachse gemessene Länge von wenigstens etwa 20% der Länge des Teils von konstantem Durchmesser des Blocks hat. Der axialsymmetrische Bereich enthält Stickstoff in einer Konzentration von etwa 1 × 10¹³ Atome/cm³ bis etwa 1 × 10¹⁵ Atome/cm³ und etwa 5–6 mm einwärts der Seitenfläche Sauerstoff in einer Konzentration zwischen etwa 7 ppma und etwa 10,5 ppma. Der axialsymmetrische Bereich ist ferner dadurch gekennzeichnet, dass er im Wesentlichen frei von Keimen ist, die durch Oxidation induzierte Stapelfehler bilden.
Die vorliegende Erfindung ist ferner auf einen leerstellendominierten Einkristallsiliziumblock gerichtet, bei dem der axialsymmetrische Bereich Sticktoff in einer Konzentration von 1 × 10¹³ Atome/cm³ bis etwa 1 × 10¹⁵ Atome/cm³ enthält. Der axialsymmetrische Bereich enthält auch Sauerstoff, und die Konzentration an der Mittelachse ist Oi_c, die Sauerstoffkonzentration etwa 5–6 mm einwärts von der Seitenfläche ist Oi_e, und der radiale Gradient der Sauerstoffkonzentration ORG, der durch die Formel ORG = (Oi_c – Oi_e)/Oi_c gegeben ist, ist wenigstens etwa 15%.
Die vorliegende Erfindung ist auch gerichtet auf einen Einkristallsiliziumwafer, der Leerstellen-dominiert ist und im Wesentlichen frei von durch Oxidation induzierten Stapelfehlern ist. Der Wafer enthält Stickstoff in einer Konzentration von etwa 1 × 10¹³ Atome/cm³ bis etwa 1 × 10¹⁵ Atome/cm³. Der Wafer enthält auch Sauerstoff, und die Sauerstoffkonzentration etwa an dem Umfangsrand liegt zwischen etwa 7 ppma und 10,5 ppma.
Die vorliegende Erfindung ist ferner gerichtet auf einen Leerstellen-dominierten Einkristallsiliziumwafer, der Stickstoff in einer Konzentration von etwa 1 × 10¹³ Atome/cm³ bis etwa 1 × 10¹⁵ Atome/cm³ enthält. Der Wafer enthält auch Sauerstoff, und die Sauerstoffkonzentration an der Mittelachse ist Oi_c, die Sauerstoffkonzentration an dem Umfangsrand ist Oi_e, und der radiale Gradient der Sauerstoffkonzentration ORG, der durch die Formel ORG = (Oi_c – Oi_e)/Oi_c gegeben ist, ist wenigstens etwa 15%.
Schließlich ist die vorliegende Erfindung gerichtet auf ein Verfahren zum Züchten eines Einkristallsiliziumblocks, bei dem der Block eine Mittelachse, ein Keimende, ein entgegengesetztes Ende und zwischen dem Keimende und dem entgegengesetzten Ende einen Teil von konstantem Durchmesser mit einer Seitenfläche, einem sich von der Mittelachse zu der Seitenfläche erstreckenden Radius R und einem Nenndurchmesser von etwa D mm aufweist, wobei der Block nach der Czochralski-Methode in einem Tiegel aus einer Siliziumschmelze gezüchtet und dann von der Erstarrungstemperatur abgekühlt wird. Das Verfahren umfasst das Züchten des Kristallteils von konstantem Durchmesser mit einer Geschwindigkeit v, um die Bildung eines axialsymmetrischen Bereichs zu veranlassen, in dem Leerstellen die überwiegende Eigenpunktfehlstelle sind, wobei der axialsymmetrische Bereich im Allgemeinen von zylindrischer Gestalt ist und einen von der Mittelachse ausgehenden Radius r_as, wobei r_as wenigstens etwa 0,95 R ist, und eine entlang der Mittelachse gemessene Länge hat, die wenigstens etwa 20% der Länge des Blockteils von konstantem Durchmesser ist. Das Verfahren umfasst auch die Drehung des Tiegels und des Blocks während der Bildung des axialsymmetrischen Bereichs in entgegengesetzten Richtungen mit Geschwindigkeiten R_Schmelze bzw. R_Block, um etwa an der Seitenfläche zwischen etwa 7 ppma und etwa 10,5 ppma Sauerstoff einzubauen. Das Verfahren umfasst ferner die Dotierung der Siliziumschmelze mit Stickstoff, so dass während der Bildung des axialsymmetrischen Bereichs etwa 1 × 10¹³ Stickstoffatome/cm³ bis etwa 1 × 10¹⁵ Stickstoffatome/cm³ in den Block eingebaut werden.
Andere Ziele werden nachfolgend teilweise offensichtlich und teilweise näher ausgeführt.
Kurze Beschreibung der Zeichnung
1 ist eine Querschnittsansicht einer Czochralski-Züchtungsapparatur.
2 ist ein Längsschnitt eines Einkristallsiliziumblocks im Einzelnen mit einem axialsymmetrischen Bereich eines Blockteils von konstantem Durchmesser.
3 ist eine graphische Darstellung, die die Beziehung zwischen der Kristalldrehgeschwindigkeit, dem Kristalldurchmesser und der radialen Sauerstoffkonzentration zeigt.
4 ist eine Querschnittsansicht eines epitaxialen Einkristallsiliziumwafers (nicht maßstäblich).
Detaillierte Beschreibung der Erfindung
Nach dem Verfahren der vorliegenden Erfindung kann ein Leerstellen-dominiertes Einkristallsiliziumwafersubstrat, das mit Stickstoff stabilisierte Sauerstoffniederschlagskeime enthält und im Wesentlichen frei von durch Oxidation induzierten Stapelfehlern ist, aus einem preiswerten Kristall (wie etwa einem schnell gezogenen CZ-Kristall oder einem kontinuierlich gezogenen CZ-Kristall) hergestellt werden. Im Einzelnen wird das Siliziumwafersubstrat aus einem mit Stickstoff dotierten Einkristallsiliziumblock mit einer kontrollierten Sauerstoffkonzentrationsverteilung geschnitten. Das Siliziumwafersubstrat ist besonders geeignet für die Abscheidung einer epitaxialen Siliziumschicht, um einen Siliziumwafer mit einer Oberfläche zu erzeugen, die im Wesentlichen frei von agglomerierten Eigenpunktfehlstellen und epitaxialen Stapelfehlern ist, wobei das Substrat stabilisierte Sauerstoffniederschlagskeime enthält, die während des epitaxialen Wachstumsprozesses gegen Auflösung resistent sind. Nach einer thermischen Behandlung zum Wachsen der stabilisierten Sauerstoffniederschlagskeime zu Sauerstoffniederschlägen kann der epitaxiale Siliziumwafer eine Eigengetterung metallischer Verunreinigungen ausführen.
Der Ausgangspunkt zur Herstellung des Wafers der vorliegenden Erfindung ist die Züchtung des Einkristallsiliziumblocks, aus dem der Wafer geschnitten wird. Das Wachsen eines Siliziumblocks nach der Czochralski-Methode sowie Standardverfahren zum Scheibenschneiden, Läppen, Ätzen und Polieren von Silizium sind in der Technik bekannt und z. B. beschrieben in F. Shimura, Semiconductor Silicon Crystal Technology (Academic Press, 1989); und Silicon Chemical Etching (J. Grabmaier, Herausgeber, Springer-Verlag, New York, 1982).
Unter Bezugnahme nun auf 1 ist eine Kristallziehapparatur 8 für die Herstellung von Siliziumeinkristallblöcken durch das Czoralskiverfahren gezeigt. Die Kristallziehapparatur 8 enthält einen Siliziumdioxidglas-Tiegel 12, der von einem Graphitbehälter 14 umgeben und in einer wassergekühlten Edelstahl-Wachstumskammer 16 enthalten ist. Der Tiegel 12 enthält eine polykristalline Siliziumschmelze 17. Die Siliziumschmelze wird dadurch gebildet, dass man festes polykristallines Silizium (nicht gezeigt) dem Tiegel 12 zusetzt. Das feste Silizium wird durch von einem den Tiegel 12 umgebenden Heizkörper 18 gelieferte Wärme geschmolzen. Der Heizkörper 18 ist von einer Isolierung 20 umgeben, um die Wärme in dem Tiegel zu halten.
Eine Kristallziehwelle oder ein Kristallziehdraht 22 trägt am unteren Ende einen monokristallinen Siliziumkeim 24 und ist über der Siliziumschmelze 17 angeordnet. Wenn der Keimkristall in das geschmolzene Silizium 17 abgesenkt wird, beginnt der Keim zu schmelzen. Nach Einstellung des thermischen Gleichgewichts wird der Ziehdraht 22 zurückgezogen, wobei der Keim 24 aus dem geschmolzenem Silizium 17 abgezogen wird. Wenn der Keim 24 abgezogen wird, erstarrt das flüssige Silizium aus der Schmelze um den Keim oberhalb der Schmelze 17 zu einem Einkristall. Der Ziehdraht 22, an dem der gebildete Einkristall herabhängt, wird kontinuierlich unter Drehung von der Schmelze zurückgezogen, wobei wie in einem herkömmlichen Czochralski-Verfahren ein im Wesentlichen zylindrischer Kristall 26 gebildet wird. Die Ziehgeschwindigkeit wird verringert und dabei ein sich nach außen verbreiternder Bereich oder Keimende 28 gebildet, das typischerweise als der Kristallkegel bezeichnet wird. Wenn der gewünschte Durchmesser erreicht ist, werden die Ziehgeschwindigkeit und andere Wachstumsbedingungen so kontrolliert, dass zwischen dem Keimende 28 und dem entgegengesetzten Ende 30 des Kristalls 26 ein Teil 29 von im Wesentlichem konstantem Durchmesser gebildet wird.
Während der Einkristall 26 gezogen wird, wird der Tiegel 12 über eine Welle 31 in einer Richtung entgegengesetzt der des Kristalls 26 gedreht. So wie der Einkristall 26 wächst, wird der Tiegel 12 in der Wachstumskammer 15 angehoben, um die Erschöpfung der Siliziumschmelze 16 auszugleichen. Wenn die Schmelze fast erschöpft ist, werden die Prozessvariablen typischerweise so eingestellt, dass der Kristalldurchmesser abnimmt und dadurch das Gegenende 30 des Kristalls 26 gebildet wird. Wenn der Durchmesser des entgegengesetzten Endes 30 genügend klein ist, im Allgemeinen 2 mm bis 4 mm, kann die Trennung des Kristalls 26 von der Siliziumschmelze bewerkstelligt werden, ohne dass sich Versetzungen zum Hauptkörper des Kristalls ausbreiten. Der Einkristallblock 26 wird dann aus der Wachstumskammer 15 entfernt und zu Siliziumwafern verarbeitet.
LEERSTELLENREICHER SILIZIUMBLOCK
Der Teil 29 von konstantem Durchmesser des Einkristallsiliziums hat nach 2 eine Seitenfläche 36 und einen sich von der Mittelachse 35 zu der Seitenfläche 36 erstreckenden Radius 40. Nach der vorliegenden Erfindung wird der Siliziumblock 26 als „leerstellenreich" bezeichnet und er enthält einen axialsymmetrischen Bereich aus Leerstellen-dominiertem Material 38, der im Allgemeinen zylindrisch ist und einen Radius 39 hat, der vorzugsweise etwa dem des Teils von konstantem Durchmesser (d. h. wenigstens etwa 95% des Radius 40 des Teils 29 von konstantem Durchmesser) entspricht. Leerstellen erstrecken sich vorzugsweise von der Achse bis zu etwa der Seitenfläche, weil sie nötig sind, um Sauerstoffniederschlagskeime zu bilden, und vorzugsweise hat der Block von der Mitte bis zu etwa der Seitenfläche Sauerstoffniederschlagskeime, so dass anschließend von der Mitte bis zu etwa der Seitenfläche Getterungsniederschläge wachsen können.
Ein leerstellenreicher Siliziumblock wird typischerweise dadurch gebildet, dass man den Kristall mit einer relativ großen Geschwindigkeit (z. B. einer Ziehgeschwindigkeit von wenigstens etwa 0,7 bis 0,8 mm/Min) wachsen lässt oder zieht. Die Bildung von Leerstellen hängt jedoch nicht gänzlich von der Kristallziehgeschwindigkeit ab; der axiale Temperaturgradient (G₀) in dem Kristall während des Wachstumsprozesses ist auch von Bedeutung (siehe z. B. US-Patent Nr. 5,919,302, worin beschrieben ist, dass für Leerstellen von der Mitte zur Seitenfläche das Verhältnis von v/G₀ größer als der kritische Wert über den gesamten Kristallradius ist). Im Allgemeinen erhöht eine Steigerung der Geschwindigkeit, mit der der Siliziumblock gezogen wird, die Leerstellendichte, die nach Auftreten des Agglomerierungsvorgangs die Anzahl der agglomerierten Leerstellenfehlstellen erhöht und die Größe der agglomerierten Leerstellenfehlstellen verringert. Die mittlere Dichte der agglomerierten Fehlstellen in einem schnell gezogenen, leerstellenreichen Block und den daraus geschnittenen Wafern kann etwa 1 × 10³/cm³ bis etwa 1 × 10⁷/cm³ betragen und ist typischerweise etwa 1 × 10⁵/cm³ bis etwa 1 × 10⁶/cm³.
Der Trend in der Halbleiterindustrie geht zu Halbleiterwafern mit größerem Durchmesser (z. B. Waferdurchmesser von 150 mm, 200 mm und 300 mm werden üblicherweise hergestellt). Wenn der Durchmesser zunimmt, nimmt die maximale Ziehgeschwindigkeit jedoch typischerweise ab. Gegenwärtig können Leerstellendominierte Siliziumblöcke mit einem so großen nominellen Durchmesser wie etwa 300 mm dadurch nicht gezüchtet werden, dass man den Kristall mit einer Geschwindigkeit von wenigstens etwa 0,7 mm/Min zieht. Leerstellen-dominierte Siliziumblöcke mit einem nominellen Durchmesser von weniger als etwa 300 mm (z. B. 150 mm und 200 mm) können leicht mit einer Geschwindigkeit von mehr als 0,7 mm/Min gezüchtet werden und werden vorzugsweise mit einer Geschwindigkeit von wenigstens etwa 0,9 bis 1,0 mm/Min gezüchtet. Insbesondere wird der Block für den gewünschten nominellen Durchmesser mit der schnellstmöglichen Geschwindigkeit gezüchtet. Die Züchtung des Blocks mit der schnellstmöglichen Geschwindigkeit ergibt mehrere Vorteile, darunter die Maximierung der Breite des Leerstellendominierten Bereichs des Blocks, der sich vorzugsweise von der Mittelachse zu der Seitenfläche erstreckt, die Erhöhung des Durchsatzes der Kristallzüchtungsapparatur und die Verringerung der Kosten der Wafer.
Der Block kann ein oder mehrere Dotierungsmittel enthalten, um den aus ihm geschnittenen Wafern gewünschte elektrische Eigenschaften zu geben. Der Block kann beispielsweise ein Block des p-Typs (das ist ein Block, der mit einem Element aus der Gruppe 3 des Periodischen Systems, wie Bor, Aluminium, Gallium und Indium, meistens Bor, dotiert wurde) oder ein Block des n-Typs sein (das ist ein Block, der mit einem Element der Gruppe 5 des Periodischen Systems, wie Phosphor, Arsen, Antimon, meistens Phosphor, dotiert wurde). Vorzugsweise ist der Block ein Block des p-Typs und die daraus geschnittenen Wafer haben einen spezifischen Widerstand von etwa 100 Ω·cm bis etwa 0,005 Ω·cm. Bei einem mit Bor dotierten Silizium entsprechen die vorgenannten Werte des spezifischen Widerstands einer Dotierungsmittelkonzentration von etwa 1 × 10¹⁷ Atome/cm³ bzw. etwa 3 × 10¹⁹ Atome/cm³. Bevorzugter hat ein Block des p-Typs einen spezifischen Widerstand von etwa 20 Ω·cm bis etwa 1 Ω·cm (es wird im Allgemeinen als p-Silizium bezeichnet). Noch bevorzugter hat der Block einen spezifischen Widerstand von etwa 12 Ω·cm bis etwa 8 Ω·cm.
Ein nach der Czochralski-Methode hergestellter Einkristallsiliziumblock enthält neben Leerstellen Sauerstoff. Ein nach Czochralski gezüchteter Block kann eine mittlere Sauerstoffkonzentration in dem Bereich von etwa 5 × 10¹⁷ Atome/cm³ bis etwa 9 × 10¹⁷ Atome/cm³ (mit anderen Worten etwa 10 ppma bis etwa 18 ppma, ASTM-Standard F-121-80) haben und hat typischerweise eine mittlere Sauerstoffkonzentration in dem Bereich von etwa 6 × 10¹⁷ Atome/cm³ bis etwa 8,5 × 10¹⁷ Atome/cm³ (das sind etwa 12 ppma bis etwa 17 ppma).
MIT STICKSTOFF STABILISIERTE SAUERSTOFFNIEDERSCHLAGSKEIME
Nach dem Verfahren der vorliegenden Erfindung enthält der Siliziumkristall der vorliegenden Erfindung Stickstoff-Dotierungsatome, um die Sauerstoffniederschlagskeime in dem Block zu stabilisieren. Die Stickstoffkonzentration in dem Siliziumkristall ist vorzugsweise etwa 1 × 10¹³ Atome/cm³ (etwa 0,0002 ppma) bis etwa 1 × 10¹⁵ Atome/cm³ (etwa 0,02 ppma).
Der Block kann mit Stickstoff nach mehreren Methoden dotiert werden, wie z. B. durch Einführung von Stickstoffgas in die Wachstumskammer und/oder durch Stickstoffzugabe zu der Polysiliziumschmelze. Die dem wachsenden Kristall zugesetzte Stickstoffmenge wird genauer dadurch kontrolliert, dass man den Stickstoff der Polysiliziumschmelze zusetzt; dies ist die bevorzugte Methode. Die dem Kristall zugesetzte Stickstoffmenge wird im Einzelnen leicht dadurch bestimmt, dass man z. B. eine Schicht Siliziumnitrid (Si₃N₄) einer bekannten Dicke auf Siliziumwafern von bekanntem Durchmesser abscheidet, die vor der Bildung der Siliziumschmelze in den Tiegel mit dem Polysilizium eingeführt werden (die Dichte von Si₃N₄ beträgt etwa 3,18 g/cm³).
Ohne Festlegung auf eine besondere Theorie wird gegenwärtig angenommen, dass die Stickstoffdotierungsittelatome thermisch die Sauerstoffausfällungskeime dadurch stabilisieren, dass sie die Diffusion der Leerstellen in dem Siliziumkristall verlangsamen. Im Einzelnen ist bekannt, dass bei Abkühlung des wachsenden Kristalls die Leerstellenkonzentration einen Wert kritischer Übersättigung erreicht (bei welchem Punkt ein Agglomerierungsvorgang auftritt), der zu der Bildung von agglomerierten Leerstellenfehlstellen oder von Mikroleerräumen führt. Beispielsweise kann die Übersättigung bei einer Temperatur von etwa 1150–1050°C auftreten. Wenn sich der Kristall abkühlt, wächst die Größe der Mikrohohlräume, da Leerstellen fortgesetzt zu diesen Stellen diffundieren. Obgleich der Agglomerationsvorgang und das fortgesetzte Wachstum der Mikroleerräume die Konzentration nicht-agglomerierter oder „freier" Leerstellen in dem Kristall bedeutend verringert, wird bei fortgesetzter Abkühlung ein zweiter Wert kritischer Übersättigung erreicht, bei dem die freien Leerstellen und Sauerstoff in dem Kristall miteinander unter Bildung von Sauerstoffniederschlagskeimen reagieren. Bei einem nicht mit Stickstoff dotierten Kristall tritt der zweite Wert kritischer Übersättigung auf, wenn der Kristall unter etwa 700°C abkühlt. Bei einem mit Stickstoff dotierten Silzium wird jedoch die Bildung von Mikroleerräumen während des Agglomerierungsvorgangs infolge der langsameren Diffusionsgeschwindigkeit der Leerstellen etwas unterdrückt. Dies führt nach dem ersten Agglomerierungsvorgang zu einer höheren Konzentration von in dem Kristall verbleibenden freien Leerstellen. Die erhöhte Konzentration freier Leerstellen in dem mit Stickstoff dotierten Silizium erhöht die Temperatur, bei der der zweite Wert kritischer Übersättigung auftritt, z. B. bei etwa 800°C bis etwa 1050°C. Bei der erhöhten Temperatur sind die Sauerstoffatome in dem Kristall beweglicher, und mehr Sauerstoffatome treten mit den freien Leerstellen in Wechselwirkung, was zu Sauerstoffniederschlagskeimen führt, die beständiger sind. Die stabilisierten Sauerstoffniederschlagskeime sind bei der nachfolgenden thermischen Verarbeitung, etwa beim Aufwachsen einer epitaxialen Siliziumschicht, gegen Auflösung beständiger.
EIGENGETTERUNG VON SILIZIUM, DAS IM WESENTLICHEN FREI VON DURCH OXIDATION INDUZIERTE STAPELFEHLERN IST
Wie oben beschrieben, kann der gewachsene Einkristallsiliziumblock Fehlstellen enthalten, die als die Keime für durch Oxidation induzierte Stapelfehler (OISF) in dem Silizium wirken. Nach thermischer Behandlung bei der Herstellung von aus dem Block geschnittenen Siliziumwafern können die Keime wachsen und in dem Kristall OISF bilden, die typischerweise in einem ringartigen Bereich konzentriert sind. Die OISF-Dichte ist großenteils abhängig von der Konzentration an Sauerstoff und freien Leerstellen, die beide in dem Block axial und radial variieren. Somit wird sich die auf der Oberfläche eines Wafers sichtbare OISF-Dichte als Funktion des radialen Abstands verändern.
Die Lage des OISF-Rings ist hauptsächlich abhängig von der Wachstumsgeschwindigkeit des Kristalls. Ein Weg zur Eliminierung der Anwesenheit von durch Oxidation induzierten Stapelfehlern oder des OISF-Rings in Siliziumwafern ist in der Tat, die Wachstumsbedingungen eines Einkristallsiliziumblocks, aus dem die Wafer erhalten werden, so zu steuern, ass der OISF-Ring über die Seitenfläche des Blocks hinaus „geschoben" oder vergrößert wird. Dies kann typischerweise einfach dadurch erreicht werden, dass man den Block mit einer so hohen Geschwindigkeit züchtet, dass Leerstellen die überwiegende Eigenpunktfehlstelle sind. Die Anwesenheit von Leerstellenfehlstellen ist vermutlich nicht sehr kritisch, weil der epitaxiale Abscheidungsprozess die Wirkung hat, von diesen Leerstellen verursachte Grübchen oder Hohlräume an der Waferoberfläche auszufüllen. Wenn jedoch die Blockdurchmesser fortgesetzt zunehmen, kann die Erreichung und/oder Aufrechterhaltung einer Wachstumsgeschwindigkeit über einen bedeutenden Teil des Blockhauptkörpers, so dass OISF nicht anwesend sind, schwierig, wenn nicht unmöglich sein. Wie zuvor bemerkt, wurde ferner gefunden, dass die Einführung von Stickstoff-Dotierungsmittelatomen in die Siliziumschmelze (z. B. mehr als etwa 1 × 10¹³ Atome/cm³) die Sache dadurch weiter kompliziert, dass die Breite des OISF-Rings vergrößert wird, so dass herkömmliche Kristallzüchtungsverfahren den OISF-Ring (besonders das H-Band) aus Kristallen von großem Durchmesser (nämlich 150 mm, 200 mm, 300 mm oder mehr) nicht eliminieren können.
Es wurde gefunden, dass zur Herstellung eines 1eerstellenreichen Blocks mit durch Stickstoff stabilisierten Sauerstoffniederschlagskeimen, der im Wesentlichen frei von OISF ist und eine für die Zwecke der Eigengetterung (von der Achse bis etwa zur Seitenfläche) ausreichende Konzentration von Sauerstoffniederschlägen hat, der schnelle Wachstumsprozess so gesteuert wird, dass die Sauerstoffkonzentration etwa 5–6 mm einwärts der Seitenfläche Oi_e gemäß Messung nach ASTM-Norm F-121-83 zwischen etwa 7 ppma und etwa 10,5 ppma liegt. „Im Wesentlichen frei von durch Oxidation induzierten Stapelfehlern" beschreibt hier Silizium, das (a) keinen erkennbaren Ring von durch Oxidation induzierten Stapelfehlern hat, wenn es den unten angegebenen Methoden der visuellen Erfassung agglomerierter Fehlstellen unterworfen wird, und/oder (b) eine Konzentration von durch Oxidation induzierten Stapelfehlern von weniger als etwa 10 je cm² hat, wenn es mit einem Laser-Autoprüfgerät geprüft wird, das so eingestellt ist, dass eine maximale Querschnittsbreite in dem Bereich von etwa 0,1 Mikron bis mehr als etwa 10 Mikron erfasst wird.
IM WESENTLCHEN GLEICHMÄSSIGE KONZENTRATION VON SAUERSTOFFNIEDERSCHLÄGEN
Im Allgemeinen nimmt die Sauerstoffkonzentration in nach Czochralski gewachsenem Silizium infolge des Sauerstoffverlustes um den Meniskus an der Kristall/Schmelze-Grenzfläche von der Mittelachse zur Seitenfläche ab. Es wurde als notwendig angesehen, die Abnahme der Sauerstoffkonzentration bei Annäherung an die Seitenfläche soweit wie möglich zu begrenzen oder zu unterdrücken, um Siliziumblöcke mit einem gleichmäßigen Sauerstoffniederschlagsprofil zu produzieren. Demgemäss ist bei herkömmlichen Siliziumblöcken die Differenz zwischen der Sauerstoffkonzentration Oi_c in der Mitte oder an der Achse des Blocks und der Sauerstoffkonzentration in der Nähe der Seitenfläche Oi_e, die als der radiale Gradient der Sauerstoffkonzentration ORG bezeichnet wird, im Wesentlichen gleichförmig (z. B. ORG = (Oi_c – Oi_e)/Oi_c < etwa 10%).
Es wurde gefunden, dass trotz der Einhaltung einer im Wesentlichen gleichförmig Sauerstoffkonzentration über den Radius des Blocks die Konzentration der anschließend gebildeten Sauerstoffniederschläge bei mit Stickstoff dotierten Kristallen in der Nähe der Seitenfläche ansteigt. Dies ist problematisch, weil die erhöhte Konzentration von Sauerstoffniederschlägen einen Verformungsgleitvorgang verursachen kann und die Seitenfläche eine Waferstelle ist, die für den Anfang eines Verformungsgleitvorgangs besonders empfindlich ist. Es wird gegenwärtig angenommen, dass die Zunahme der Sauerstoffniederschläge in der Nähe der Seitenfläche bei mit Stickstoff dotierten Kristallen auf das H-Band zurückzuführen ist, das trotz Ziehen des Kristalls mit einer hohen Geschwindigkeit in der Nähe der Seitenfläche verbleibt. Entgegen der anerkannten Lehre verursacht in diesem Fall die Verringerung der radialen Ungleichförmigkeit der Sauerstoffkonzentration (ORG) tatsächlich eine Ungleichförmigkeit der Konzentration der anschließend gebildeten Sauerstoffniederschläge. Es wurde auch gefunden, dass eine Dotierung mit Stickstoff die Ungleichmäßigkeit verstärkt. Ein mit Stickstoff dotierter Kristall mit einer im Wesentlichen gleichförmigen radialen Konzentration von Sauerstoff (ORG < als etwa 10%) hat ein Sauerstoffniederschlagsprofil, das ungleichförmiger als das eines nicht mit Stickstoff dotierten Kristalls ist. Um die radiale Gleichförmigkeit der Sauerstoffniederschläge erfindungsgemäß zu verbessern, ist die Sauerstoffkonzentration als Funktion des zunehmenden radialen Abstandes im Wesentlichen ungleichförmig (z. B. ist der ORG wenigstens etwa 15%). Der ORG ist vorzugsweise etwa 15% bis etwa 50%, bevorzugter etwa 20% bis etwa 40% und noch bevorzugter etwa 30%.
Wie oben erwähnt wird eine Sauerstoffkonzentration etwa an der Seitenfläche zwischen etwa 7 ppma und etwa 10,5 ppma bevorzugt, um die Bildung von OISF zu verhindern. Ein Kristall mit einem ORG von wenigstens etwa 15% wird somit eine Konzentration in der Mitte (Achse) Oi_c von wenigstens etwa 8 bis 12 ppma haben. Vorzugsweise ist die Oi_c etwa 10 ppma bis etwa 16 ppma, bevorzugter etwa 12 ppma bis etwa 15 ppma und noch mehr bevorzugt etwa 12,5 ppma bis etwa 14,5 ppma.
STEUERUNG DES EINBAUS VON SAUERSTOFF
Der Siliziumkristallblock der vorliegenden Erfindung wird durch Steuerung des Sauerstoffeinbaus in den wachsenden Block hergestellt (z. B. der mittleren Sauerstoffkonzentration und der Radialverteilung der Sauerstoffkonzentration). Der Sauerstoffeinbau wird primär kontrolliert durch Steuerung der Drehgeschwindigkeiten des Tiegels und des Kristalls.
Die Hauptquelle des Sauerstoff in dem Kristall ist der Tiegel aus glasigem Siliziumdioxid, der Sauerstoff in die Siliziumschmelze einführt. Die in den wachsenden Kristall eingebaute Gesamtmenge Sauerstoff hängt hauptsächlich von der Drehgeschwindigkeit des Tiegels R_Schmelze ab. Eine Steigerung der Drehgeschwindigkeit des Tiegels erhöht im Allgemeinen die in den wachsenden Kristall eingebaute Sauerstoffmenge. Eine Tiegeldrehzahl von wenigstens etwa 2 bis 3 UpM ist nötig, um turbulente Konvektionsströme in der Schmelze zu vermeiden. Vorzugsweise beträgt die Tiegeldrehzahl etwa 4 UpM bis etwa 10 UpM und bevorzugter etwa 5 UpM bis etwa 8 UpM.
Die Drehgeschwindigkeit des Kristalls R_Block ist das hauptsächliche Mittel, um die radiale Sauerstoffverteilung in dem wachsenden Kristall zu steuern. Die Drehung des wachsenden Kristalls induziert Ströme in der Schmelze, die von dem Boden des Blocks nahe der Tiegelmitte und nach außen zur Innenwand des Tiegels (oder der Seitenfläche des Kristalls) ansteigen. In der Nähe des Tiegelbodens enthält die Schmelze eine höhere Sauerstoffkonzentration im Vergleich zu der Oberfläche der Schmelze, so dass die Strömungen Sauerstoff von dem Boden zu der Grenzfläche Schmelze/Kristall tragen und der Sauerstoff in den wachsenden Kristall eingebaut wird. Eine Steigerung der Kristalldrehzahl erhöht den radialen Abstand der sauerstoffreichen Strömung nahe der Oberfläche der Schmelze, was die radiale Gleichförmigkeit des Sauerstoffs in dem Block erhöht. Herkömmliche Züchtungsmethoden, die die radiale Gleichmäßigkeit der Sauerstoffkonzentration zu verbessern suchen, drehen somit den Kristall mit einer relativ hohen Drehzahl (z. B. mehr als etwa 2000/D Umdrehungen je Minute (UpM), wobei D der Durchmesser des Kristalls in Millimetern ist). Nach der vorliegenden Erfindung wird dagegen die Kristalldrehzahl gesteuert, um eine im Wesentlichen gleichförmige radiale Sauerstoffkonzentration zu erreichen. Im Einzelnen wird die Kristalldrehzahl so gesteuert, dass der ORG > etwa 15%, vorzugsweise etwa 15% bis etwa 50%, bevorzugter etwa 20% bis etwa 40% und noch bevorzugter etwa 30% beträgt. Unter Bezugnahme auf 3 wurde bestimmt, dass die im Wesentlichen ungleichförmige radiale Sauerstoffkonzentration (d. h. ein ORG, der größer als etwa 15% ist) dadurch erreicht wird, dass man die Kristalldrehzahl so steuert, dass sie kleiner als etwa 1600/D UpM ist. Vorzugsweise ist die Drehzahl des Kristalls etwa 600/D UpM bis etwa 1600/D UpM, bevorzugter etwa 750/D UpM bis etwa 1500/D UpM und noch bevorzugter etwa 1200/D UpM.
WAFERSUBSTRAT
Unter Bezugnahme auf 4 hat ein Einkristallsiliziumwafersubstrat 59, das wie hier beschrieben aus dem axialsymmetrischen Bereich des Leerstellen-dominierten Materials des Siliziumblocks geschnitten wurde (ein „Leerstellen-reiches Wafersubstrat"), eine Mittelachse 60, eine vorderseitige Oberfläche 61, eine rückseitige Oberfläche 62, die im Allgemeinen senkrecht zu der Mittelachse 60 stehen, einen Umfangsrand 64, der die vorderseitige Oberfläche und die rückseitige Oberfläche 62 verbindet, einen sich von der Mittelachse 60 zu dem Umfangsrand 64 erstreckenden Radius 65 und einen axialsymmetrischen Bereich aus Leerstellendominiertem Material 67, der im Allgemeinen zylindrisch ist und einen Radius 66 hat, der sich vorzugsweise von der Mittelachse 60 bis etwa zum Umfangsrand 64 erstreckt (d. h. über wenigstens etwa 95% des Radius 65).
Anomalien auf der Oberfläche des Siliziumwafers werden ungeachtet dessen, ob sie Teilchen (z. B. Poliergruß), agglomerierte Zwischenraumfehlstellen oder agglomerierte Leerstellenfehlstellen (z. B. COPs) sind, typischerweise mit Laserstreuprüfgeräten erfasst. Beispiele geeigneter, im Handel erhältlicher Laserstreuprüfgeräte sind der SURFSCAN 6220 und der SURFSCAN SP1 von KLA-Tencor (Mountain View, California, USA) und der CR80, CR81 und CR82 von ADE Optical Systems Corp. (Charlotte, North Carolina, USA). Diese Geräte können die Größe und den Ort von Fehlstellen auf der Oberfläche des Siliziumwafers bestimmen (allgemein bezeichnet als LPDs). Es ist in der Technik gut bekannt, dass bei Messung der Größe von LPDs auf der Oberfläche eines Wafers unter Benutzung eines Laserstreuprüfgeräts die tatsächliche Größe des LPDs nicht bestimmt wird, sondern die erfasste Fehlstelle (das ist der Lichtstreuvorgang) Licht äquivalent einer Latexkugel (LSE) eines speziellen Durchmessers streut (z. B. einer Latexkugel mit einem größeren Durchmesser als etwa 0,095 μm, das die gegenwärtige Erfasssungsgrenze für Laserstreuprüfgeräte, wie den SURFSCAN 6220 und den SURFSCAN SP1 ist). Der Leerstellen-reiche Wafer hat typischerweise eine LPD-Konzentration auf der vorderen Oberfläche des Wafers, die größer als etwa 8 LPDs/cm² ist.
EPITAXIALE SILIZIUMSCHICHT
Eine epitaxiale Schicht 68 kann unter Bezugnahme wiederum auf 4 auf der vorderen Oberfläche 61 des Wafersubstrats 59 durch in der Technik bekannte Mittel abgeschieden werden (siehe z. B. US-Patent Nr. 5,789,309). Das Wachstum der epitaxialen Schicht wird typischerweise durch chemische Dampfabscheidung erreicht, da diese eins der flexibelsten und kostengünstigsten Verfahren zum Aufwachsen epitaxialer Schichten auf Halbleitermaterial ist. Allgemein gesprochen beinhaltet die chemische Dampfabscheidung die Einführung flüchtiger Reaktanten (z. B. SiCl₄, SiHCl₃, SiH₂Cl₂ oder SiH₄) mit einem Trägergas (gewöhnlich Wasserstoff) in einen epitaxialen Reaktor. Obgleich die Verfahrensbedingungen variieren können, wird bei der Abscheidung einer monokristallinen Schicht die Temperatur im Allgemeinen in dem Bereich zwischen 1080°C und 1150°C liegen. Ferner ist die Umgebung, in der die Abscheidung erfolgt, vorzugsweise rein (d. h. frei von teilchenförmigen Verunreinigungen) und hat einen Sauerstoffgehalt unter etwa 1 ppma.
Erfindungsgemäß legt die bisherige Erfahrung nahe, dass es erwünscht ist, ein mit Stickstoff dotiertes Einkristallsiliziumsubstrat zu verwenden, das im Wesentlichen frei von durch Oxidation induzierten Stapelfehlern ist. Ein solches Substrat ist erwünscht, weil während der Abscheidung auf der Waferoberfläche abgeschiedenes Siliziummaterial dazu neigt, sich schneller an den Stellen dieser Stapelfehler zu sammeln als an der umgebenden flachen Oberfläche. Die Abscheidung und Ansammlung von Siliziummaterial an diesen Fehlstellenorten hat die Bildung von eingewachsenen Fehlstellen, nämlich Ätzhügeln oder Stapelfehlern in der epitaxialen Schicht zur Folge. Von besonderer Bedeutung sind großflächige eingewachsene Fehlstellen, die einen Durchmesser von mehr als oder gleich etwa 10 μm haben gemäß Messung durch Laserstrahl-Oberflächenabtastgerät, das in der Technik bekannt ist, wie der SURFSCAN 6220.
Ohne Festlegung auf eine bestimmte Theorie wird allgemein angenommen, dass Fehlstellen in der epitaxialen Schicht eine Reihe verschiedener Ursachen haben können. Teilchenförmige und andere organische Verunreinigungen auf der Substratoberfläche können zusammen mit durch Oxidation induzierten Stapelfehlern z. B. als Stellen wirken, wo sich Siliziummaterial während der Abscheidung ansammelt. Demgemäß kann die vorliegende Erfindung in Verbindung mit anderen Maßnahmen, wie etwa verbesserten Verfahren der Substratreinigung und -handhabung, zu dem Ziel dienen, Fehlstellen in der epitaxialen Schicht vollständig zu beseitigen. Bei Anwendung alleine wirkt jedoch die vorliegende Erfindung in der Weise, dass eine bedeutende Ursache für Fehlstellen der epitaxialen Schicht eliminiert wird und daher die Gesamtkonzentration dieser Fehlstellen verringert wird.
Ferner wird allgemein angenommen, dass die Anwesenheit agglomerierter Leerstellenfehlstellen, die auch als Leerräume bezeichnet werden, an der Oberfläche des Substrats für die Bildung einer epitaxialen Schicht, die im Wesentlichen frei von eingewachsenen Fehlstellen ist, nicht sehr kritisch ist. Es wird vielmehr angenommen, dass diese Leerräume wirksam abgedeckt oder „ausgefüllt" werden, wenn Siliziummaterial auf der Substratoberfläche abgeschieden wird. Im Ergebnis breiten sich agglomerierte Leerstellenfehlstellen nicht durch die epitaxiale Schicht aus. Um jedoch sicherzustellen, dass Leerräume oder „Grübchen" in der Oberfläche der epitaxialen Schicht nicht vorhanden sind, wird die epitaxiale Schicht im Allgemeinen eine genügende Dicke haben, um die auf der Oberfläche des Substrats vorhandenen agglomerierten Leerstellenfehlstellen abzudecken, wobei die Dicke zunimmt, wenn die Größe oder Tiefe dieser Fehlstellen zunimmt. Typischerweise liegt die Dicke der Schicht in dem Bereich von wenigstens etwa 1 μm bis etwa 15 μm oder mehr. Vorzugsweise wird die epitaxiale Schicht eine Dicke in dem Bereich von etwa 1 μm bis etwa 10 μm haben, bevorzugter von etwa 1 μm bis etwa 8 μm und insbesondere von etwa 1 μm bis etwa 4 μm. In dieser Hinsicht ist zu bemerken, dass eine dünnere Schicht gewöhnlich bevorzugt wird, vorausgesetzt, dass agglomerierte Leerstellenfehlstellen wirksam abgedeckt werden, weil die dünnere Schicht die Kosten des resultierenden epitaxialen Wafers verringert. Die Konzentration der LPDs auf der epitaxialen Oberfläche wird vorzugsweise auf weniger als etwa 1 LPD/cm², bevorzugter weniger als etwa 0,5 LPD/cm² und noch bevorzugter weniger als etwa 0,1 LPDs/cm² und noch bevorzugter weniger als 0,05 LPDs/cm² verringert.
VISUELLE FESTSTELLUNG AGGLOMERIERTER FEHLSTELLEN
Agglomerierte Fehlstellen können durch eine Reihe unterschiedlicher Verfahren festgestellt werden. Beispielsweise werden Strömungsbild-Fehlstellen oder D-Fehlstellen typischerweise durch bevorzugte Ätzung der Einkristallsiliziumprobe in einer Secco-Ätzlösung während etwa 30 Minuten und dann mikroskopische Prüfung der Probe festgestellt (siehe z. B. H. Yamagishi et al., Semicond. Sci. Technol. 7, A135 (1992)). Obgleich es ein Standardverfahren für die Erfassung agglomerierter Leerstellenfehlstellen ist, kann dieses Verfahren auch benutzt werden, um agglomerierte Zwischengitterfehlstellen zu erfassen. Bei Benutzung dieser Technik erscheinen diese Fehlstellen, falls anwesend, als große Grübchen auf der Oberfläche der Probe.
Agglomerierte Fehlstellen können auch unter Benutzung von Laserstreuungsverfahren festgestellt werden, etwa durch Laserstreuungstomographie, die typischerweise eine kleinere Fehlstellendichte-Erfassungsgrenze als andere Ätzverfahren hat.
Ferner können agglomerierte Eigenpunktfehlstellen visuell dadurch erfasst werden, dass man diese Fehlstellen mit einem Metall dekoriert, das bei Wärmeeinwirkung in die Einkristallsiliziummatrix diffundieren kann. Insbesondere können Einkristallsiliziumproben, wie Wafer, Stäbe oder Platten visuell auf Anwesenheit dieser Fehlstellen geprüft werden, indem man zuerst eine Oberfläche der Probe mit einer Zusammensetzung beschichtet, die ein Metall enthält, das diese Fehlstellen dekorieren kann, wie etwa eine konzentrierte Lösung von Kupfernitrat. Die beschichtete Probe wird dann etwa 5 Minuten bis etwa 15 Minuten auf eine Temperatur zwischen etwa 900°C und etwa 1000°C erhitzt, um das Metall in die Probe eindiffundieren zu lassen. Die wärmebehandelte Probe wird dann auf Raumtemperatur abgekühlt, wodurch die kritische Übersättigung des Metalls und seine Ausfällung an Stellen in der Probenmatrix veranlasst wird, an denen Fehlstellen vorliegen.
Nach Kühlung wird die Probe zuerst zur Entfernung von Oberflächenrückstand und Fällungsmitteln einem Fehlstellen nicht darstellenden Ätzmittel ausgesetzt, indem man die Probe etwa 8 bis etwa 12 Minuten mit einer Glanzätzlösung behandelt. Eine typische Glanzätzlösung enthält etwa 55% Salpetersäure (70 Gew.-%ige Lösung), etwa 20% Fluorwasserstoffsäure (48 Gew.-%ige Lösung) und etwa 25% Chorwasserstoffsäure (konzentrierte Lösung).
Die Probe wird dann mit entionisiertem Wasser gespült und einer zweiten Ätzstufe unterworfen, indem man die Probe etwa 35 bis etwa 55 Minuten in eine Secco- oder Wright-Ätzlösung eintaucht oder sie mit ihr behandelt. Typischerweise wird die Probe mit einer Secco-Ätzlösung geätzt, die 0,15 M Kaliumdichromat und Fluorwasserstoffsäure (49 Gew.-%ige Lösung) in einem Verhältnis von etwa 1:2 enthält. Diese Ätzstufe hat die Wirkung, etwa vorliegende agglomerierte Fehlstellen bloßzulegen oder darzustellen.
Bereiche von Material mit Zwischengitteratom- und Leerstellendominanz, die frei von agglomerierten Fehlstellen sind, können im Allgemeinen voneinander und von agglomerierte Fehlstellen enthaltendem Material durch die oben beschriebene Kupferdekorationstechnik unterschieden werden. Bereiche aus fehlstellenfreiem Material mit Zwischengitteratomdominanz enthalten keine durch die Ätzung freigelegten dekorierten Merkmale, während Bereiche aus fehlstellemfreiem Material mit Leerstellendominanz (vor einer Hochtemperatur-Sauerstoffkeim-Auflösungsbehandlung wie oben beschrieben) infolge der Kupferdekorierung der Sauerstoffkeime kleine Ätzgrübchen enthalten.
Ferner können durch Oxidation induzierte Stapelfehler auf der Oberfläche eines Siliziumwafersubstrats oder eines epitaxialen Siliziumwafers durch Nassoxidierung des Siliziums visuell festgestellt werden. Insbesondere wird das Silizium etwa 1 bis 2,5 Stunden bei etwa 1100 bis 1150°C nass oxidiert. Die Nassoxidation schafft eine Oxidschicht von etwa 1 μm Dicke auf der Waferoberfläche. Die Oxidschicht wird von der Siliziumoberfläche unter Benutzung einer Wright-Ätzlösung entfernt. Der Wafer wird gespült, getrocknet und dann unter einem Mikroskop auf Anwesenheit eines Ringes durch Oxidation induzierter Stapelfehler betrachtet oder mit einem Oberflächenprüfgerät auf Laserbasis geprüft. Als im Wesentlichen frei von durch Oxidation induzierten Stapelfehlern wird ein Silizium beschrieben, das (a) keinen erkennbaren Ring aus durch Oxidation induzierten Stapelfehlern hat, wenn es der obigen visuellen Erfassungsmethode unterworfen wird, oder (b) eine mittlere Konzentration von durch Oxidation induzierten Stapelfehlern hat, die bei Prüfung mit einem Autoprüfungsgerät auf Laserbasis kleiner als etwa 10 je cm² ist, wobei das Prüfgerät eine maximale Querschnittsbreite in dem Bereich von etwa 0,1 Mikron bis mehr als etwa 10 Mikron erfasst.
BEISPIELE
Beispiel 1
Ein Einkristallblock des p-Typs mit einem Durchmesser von 200 mm und der kristallographischen Orientierung {100} wurde aus einem Tiegel von 24 Zoll (60,96 cm) gezogen, der etwa 140 kg Polysilizium und etwa 320 mg Siliziumnitrid enthielt. Die Ziehgeschwindigkeit war etwa 1,0 mm/Min. Die Tiegeldrehzahl wurde zwischen etwa 5 UpM in der Nähe des Keimendes des Blocks und etwa 8 UpM in der Nähe des Schwanzendes des Blocks gesteuert, um eine Sauerstoffkonzentration von etwa 13 ± 0,5 ppma in der Mitte des Kristalls (Oi_c) zu ergeben. Die Kristalldrehzahl betrug etwa 6 UpM, und die Sauerstoffkonzentration über die Länge des Teils von konstantem Durchmesser 6 mm von dem Rand entfernt lag zwischen etwa 10,4 ppma und etwa 9,3 ppma. Der radiale Gradient der Sauerstoffkonzentrationsverteilung war etwa 20% bis etwa 40%. Die Ziel-Stickstoffkonzentration an der Spitze des Blocks war etwa 6 × 10¹³ Atome/cm³. Die Ziel-Stickstoffkonzentration an dem Boden des Blocks war etwa 22 × 10¹³ Atome/cm³. Infolge des sehr geringen Verteilungskoeffizienten des Stickstoffs in der Siliziumschmelze (etwa 0,0007) nahm die Stickstoffkonzentration umgekehrt proprotional zu der Schmelzemenge zu.
Der Block wurde in Wafersubstrate geschnitten, die auf für die epitaxiale Abscheidung ausreichenden Spiegelglanz poliert wurden. Eine 3 μm dicke epitaxiale Schicht wurde auf den vorderen Oberflächen mehrerer Wafersubstrate abgeschieden, wobei ein chemischer Dampfabscheidungsreaktor benutzt wurde, etwa ein Reaktor EPI CENTURA, der von Applied Materials (Santa Clara, California, USA) hergestellt wurde, oder die EPSILON-Linie der Epitaxialreaktoren, die von ASM (Bilthoven, Niederlande) erhältlich ist.
Die OISF-Eigenschaften des Kristalls wurden getestet, indem mehrere der epitaxialen Siliziumwafer etwa 80 Minuten in einer feuchten Atmosphäre auf etwa 1100°C erhitzt und dann vorzugsweise mit Wright-Ätzmittel geätzt wurden. Einige der wärmebehandelten Wafer wurden einer visuellen Prüfung mit hellem Licht unterworfen, und es war kein ringartiges Wirbelmuster in Zusammenhang mit OISF sichtbar. Die Laserprüfung der Oberfläche ergab eine mittlere OISF-Konzentration von etwa 0,5/cm² oder weniger, weit unter dem Wert, der als die akzeptable mittlere Konzentration von etwa 10/cm² angesehen wird. Die höchste OISF-Konzentration war 2,5/cm².
Die Sauerstoffniederschlagseigenschaften des Kristalls wurden dadurch geprüft, dass mehrere epitaxiale Wafer in einer Stickstoffatmosphäre etwa 4 Stunden bei etwa 800°C und dann 16 Stunden bei 1000°C geglüht wurden. Die Ergebnisse des zweistufigen Glühverfahrens sind in Tabelle 1 angegeben.
Tabelle 1 Sauerstoffniederschlagseigenschaften
Die Ergebnisse zeigen, dass die Wafer im Wesentlichen frei von epitaxialen OISF sind und ein ausgezeichnetes Eigengetterungsvermögen (d. h. die Konzentration der BMDs überschreitet etwa 1 × 10⁸/cm³) haben ungeachtet dessen, dass sie einem epitaxialen Abscheidungsprozess unterworfen werden. Die im Wesentlichen ungleichförmige radiale Sauerstoffkonzentration vor der Glühung ergab auch eine im Wesentlichen gleichförmige radiale Konzentration der Sauerstoffniederschläge.
Vergleichsbeispiel 1
Unter Benutzung des gleichen Kristallziehgeräts wie in Beispiel 1 wurde ein Einkristallblock aus Silizium des p-Typs mit einem Durchmesser von etwa 200 nm und einer Orientierung {100} aus einem Tiegel von 24 Zoll (60,96 cm) Durchmesser gezogen, der etwa 140 kg Polysilizium und etwa 160 mg Siliziumnitrid enthielt. Die Ziehgeschwindigkeit war etwa 1,0 mm/Min. Die Tiegeldrehzahl wurde zwischen etwa 6 UpM und etwa 9 UpM gesteuert, um eine Sauerstoffkonzentration entlang der Blockachse von etwa 14 ± 0,5 ppma zu erhalten. Die Kristalldrehzahl war etwa 12 UpM und die Sauerstoffkonzentration über die Länge des Teils von konstantem Durchmesser lag 6 mm von dem Rand entfernt zwischen etwa 14,5 ppma und etwa 12,9 ppma. Der radiale Gradient der Sauerstoffkonzentrationsverteilung war kleiner als etwa 5%. Die Ziel-Stickstoffkonzentration am oberen Ende des Blocks war etwa 3 × 10¹³ Atome/cm³. Die Ziel-Stickstoffkonzentration an dem Boden des Blocks war 11 × 10¹³ Atome/cm³.
Der Block wurde in Wafer geschnitten, die poliert wurden und auf denen 3 μm epitaxiales Silizium abgeschieden wurden. Die OISF-Eigenschaften des Kristalls wurden bestimmt – die Prüfung mit starkem Licht ergab das typische ringartige OISF-Muster, und die Laserprüfung zeigte eine OISF-Konzentration von etwa 130/cm² an.
Die Sauerstoffniederschlagseigenschaften des Kristalls wurden geprüft und sind in Tabelle 2 angegeben.
Tabelle 2 Sauerstoffniederschlagseigenschaften
Die höhere Dichte der Sauerstoffniederschläge an den Rändern der Wafer zeigt das Vorliegen des H-Bandes an.
Beispiel 2
Ein Einkristallblock des p-Typs mit einem Durchmesser von 300 mm und der Orientierung {100} wurde aus einem Tiegel von 32 Zoll (81,28 cm) gezogen, der etwa 250 kg Polysilizium und etwa 600 mg Siliziumnitrid enthielt. Die Ziehgeschwindigkeit war etwa 0,7 mm/Min. Die Tiegeldrehzahl wurde zwischen etwa 4,5 UpM und etwa 6,5 UpM gesteuert, um eine Sauerstoffkonzentration in der Mitte des Kristalls von etwa 12,5 ± 0,5 ppma zu erhalten. Die Kristalldrehzahl war etwa 4 UpM, und die Sauerstoffkonzentration über die Länge des Teils von konstantem Durchmesser 6 mm von dem Rand entfernt lag zwischen etwa 9,0 ppma und etwa 7,5 ppma. Der radiale Gradient der Sauerstoffkonzentrationsverteilung war etwa 20% bis etwa 40%. Die Ziel-Stickstoffkonzentration an dem oberen Ende des Blocks war etwa 6 × 10¹³ Atome/cm³. Die Ziel-Stickstoffkonzentration an dem Boden des Blocks war etwa 15 × 10¹³ Atome/cm³.
Der Block wurde in Wafer geschnitten, die auf Spiegelglanz poliert wurden, und eine 2,5 μm dicke epitaxiale Schicht wurde auf der vorderen Oberfläche des Wafersubstrats abgeschieden. Die OISF-Eigenschaften des Kristalls wurden bestimmt – Prüfung mit starkem Licht ergab keine OISF auf den Wafern, und Prüfung durch Laser zeigte an, dass die mittlere OISF-Konzentration auf den Wafern etwa 0,5/cm² oder kleiner war. Die höchste OISF-Konzentration war 1,5/cm².
Die Sauerstoffniederschlagseigenschaften des Kristalls sind in Tabelle 3 angegeben.
Tabelle 3 Sauerstoffniederschlagseigenschaften
Die Ergebnisse zeigen, dass die 300 mm Wafer im Wesentlichen frei von epitaxialen OISF sind und ein ausgezeichnetes Eigengetterungsvermögen (d. h. die Konzentration der BMDs überschreitet etwa 1 × 10⁸/cm³) haben ungeachtet dessen, dass sie einem epitaxialen Abscheidungsprozess unterworfen werden. Die im Wesentlichen ungleichförmige radiale Sauerstoffkonzentration vor der Glühung ergab auch eine im Wesentlichen gleichformige radiale Konzentration der Sauerstoffniederschläge.
Im Hinblick auf das oben Gesagte ist ersichtlich, dass die verschiedenen Ziele der Erfindung erreicht werden. Da bei den obigen Zusammensetzungen und Verfahren verschiedene Änderungen vorgenommen werden können, ohne den Schutzumfang der Erfindung zu verlassen, soll die gesamte in der obigen Beschreibung enthaltene Materie als beispielhaft und nicht in einem einschränkenden Sinne interpretiert werden.

Claims

Einkristall-Siliziumblock (26) mit einer Mittelachse (35), einem Keimende (28), einem entgegengesetzten Ende (30) und zwischen dem Keimende (28) und dem entgegengesetzten Ende (30) einem Teil (29) von konstantem Durchmesser, der eine Seitenfläche (36) und einen sich von der Mittelachse (35) zu der Seitenfläche (36) erstreckenden Radius R (40) hat, wobei der Einkristall-Siliziumblock (26) nach der Czochralski-Methode aus einer Siliziumschmelze (17) gezüchtet und dann von der Erstarrung abgekühlt wird und der Einkristall-Siliziumblock (26) dadurch gekennzeichnet ist, daß a. der Teil (29) von konstantem Durchmesser einen axialsymmetrischen Bereich (38) umfaßt, in dem Leerstellen die überwiegende Eigenpunktstörstelle sind, wobei der axialsymmetrische Bereich (38) von im allgemeinen zylindrischer Gestalt ist und einen sich von der Mittelachse (35) erstreckenden Radius r_as (39) hat, wobei r_as wenigstens 0,95 R ist, und der axialsymmetrische Bereich (38) eine entlang der Mittelachse (35) gemessene Länge von wenigstens etwa 20% der Länge des Teils (29) von konstantem Durchmesser des Blocks (26) hat, b. der axialsymmetrische Bereich (38) Stickstoff in einer Konzentration von etwa 1 × 10¹³ Atome/cm³ bis etwa 1 × 10¹⁵ Atome/cm³ enthält, und c. der axialsymmetrische Bereich (38) etwa 5–6 mm einwärts der Seitenfläche (36) Sauerstoff in einer Konzentration zwischen etwa 7 ppma und etwa 10,5 ppma enthält, und d. der axialsymmetrische Bereich (38) im wesentlichen frei von Keimen ist, die durch Oxidation induzierte Stapelfehler bilden.
Einkristall-Siliziumblock (26) nach Anspruch 1, bei dem der axialsymmetrische Bereich (38) an der Mittelachse (35) Sauerstoff in einer Sauerstoffkonzentration von wenigstens etwa 8 ppma bis etwa 12 ppma enthält.
Einkristall-Siliziumblock (26) nach Anspruch 1 oder Anspruch 2, bei dem der axialsymmetrische Bereich (38) an der Mittelachse (35) Sauerstoff in einer Konzentration von etwa 10 ppma bis etwa 16 ppma enthält.
Einkristall-Siliziumblock (26) nach einem der Ansprüche 1 bis 3, bei dem der axialsymmetrische Bereich (38) an der Mittelachse (35) Sauerstoff in einer Konzentration von etwa 12 ppma bis etwa 15 ppma enthält.
Einkristall-Siliziumblock (26) nach einem der Ansprüche 1 bis 4, bei dem die Länge des axialsymmetrischen Bereichs (38) wenigstens etwa 40% der Länge des Teils (29) von konstantem Durchmesser des Blocks (26) beträgt.
Einkristall-Siliziumblock (26) nach Anspruch 5, bei dem die Länge des axialsymmetrischen Bereichs (38) wenigstens etwa 80% der Länge des Teils (29) von konstantem Durchmesser des Blocks (26) beträgt.
Einkristall-Siliziumblock (26) nach einem der Ansprüche 1 bis 6, bei dem der Blockteil von konstantem Durchmesser einen Nenndurchmesser von wenigstens etwa 150 mm hat.
Einkristall-Siliziumblock (26) nach einem der Ansprüche 1 bis 7, bei dem der Teil von konstantem Durchmesser einen Nenndurchmesser von etwa 200 mm hat.
Einkristall-Siliziumblock (26) nach einem der Ansprüche 1 bis 7, bei dem der Teil von konstantem Durchmesser einen Nenndurchmesser von etwa 300 mm hat.
Einkristall-Siliziumwafer (59) mit einer Mittelachse (60), einer Vorderseite (61) und einer Rückseite (62), die im allgemeinen senkrechtzu der Mittelachse (60) sind, einem Umfangsrand (64) und einem sich von der Mittelachse (60) zu dem Umfangsrand (64) des Wafers (59) erstreckenden Radius R (65), wobei der Wafer (59) dadurch gekennzeichnet ist, daß a. der Wafer (59) einen axialsymmetrischen Bereich (67) aufweist, in dem Leerstellen die überwiegende Eigenpunktstörstelle sind, und der axialsymmetrische Bereich (67) einen sich von der Mittelachse (60) erstreckenden Radius r_as (66) hat, wobei r_as wenigstens etwa 0,95 R ist, b. der Wafer (59) Stickstoff in einer Konzentration von etwa 1 × 10¹³ Atome/cm³ bis etwa 1 × 10¹⁵ Atome/cm³ enthält, c. der Wafer (59) Sauerstoff enthält und die Sauerstoffkonzentration etwa 5–6 mm einwärts des Umfangsrandes (64) zwischen etwa 7 ppma und etwa 10,5 ppma beträgt, und d. der Wafer (59) im wesentlichen frei von durch Oxidation induzierten Stapelfehlern ist.
Einkristall-Siliziumwafer (59) nach Anspruch 10, bei dem die Konzentration des Sauerstoffs etwa an der Mittelachse (60) wenigstens etwa 8 ppma bis etwa 12 ppma beträgt.
Einkristall-Siliziumwafer (59) nach Anspruch 11, bei dem die Sauerstoffkonzentration etwa an der Mittelachse (60) etwa 10 ppma bis etwa 16 ppma beträgt.
Einkristall-Siliziumwafer (59) nach Anspruch 12, bei dem die Sauerstoffkonzentration etwa an der Mittelachse (60) etwa 12 ppma bis etwa 15 ppma beträgt.
Einkristall-Siliziumwafer (59) nach einem der Ansprüche 10 bis 13, mit einer epitaxialen Siliziumschicht (68) auf der Vorderseite (61) des Siliziumwafers (59).
Einkristall-Siliziumwafer (59) nach Anspruch 14, bei dem die epitaxiale Schicht (68) etwa 1 μm bis etwa 15 μm dick ist.
Einkristall-Siliziumwafer (59) nach Anspruch 15, bei dem die epitaxiale Schicht (68) etwa 1 μm bis etwa 4 μm dick ist.
Verfahren zum Züchten eines Einkristall-Siliziumblocks (26), bei dem der Block (26) eine Mittelachse (35), ein Keimende (28), ein entgegengesetztes Ende (30) und zwischen dem. Keimende (28) und dem entgegengesetzten Ende (30) einen Teil (29) von konstantem Durchmesser mit einer Seitenfläche (36), einem sich von der Mittelachse (35) zu der Seitenfläche (36) erstreckenden Radius R (40) und einem Nenndurchmesser von etwa D mm umfaßt, wobei der Block (26) nach der Czochralski-Methode in einem Tiegel (12) aus einer Siliziumschmelze (17) gezüchtet und dann von der Erstarrungstemperatur abgekühlt wird, wobei das Verfahren umfaßt das Züchten des Teils (29) von konstantem Durchmesser des Kristalls (26) mit einer Geschwindigkeit v, um die Bildung eines axialsymmetrischen Bereichs (38) zu veranlassen, in dem Leerstellen die überwiegende Eigenpunktstörstelle sind, wobei der axialsymmetrische Bereich (38) im. allgemeinen von zylindrischer Gestalt ist und einen sich von der Mittelachse (35) erstreckenden Radius r_as (39), wobei r_as wenigstens etwa 0,95 R ist, und eine entlang der Mittelachse (35) gemessene Länge hat, die wenigstens etwa 20% der Länge des Teils (29) von konstantem Durchmesser des Blocks (26) ist, Drehen des Tiegels (12) und des Blocks (26) während der Bildung des axialsymmetrischen Bereichs (38) in entgegengesetzten Richtungen mit Geschwindigkeiten R_Schmelze bzw. R_Block, um etwa 5–6 mm einwärts de r Seitenfläche (36) zwischen etwa 7 ppma und etwa 10,5 ppma Sauerstoff einzubauen, und Dotieren der Siliziumschmelze (17) mit Stickstoff, so daß während der Bildung des axialsymmetrischen Bereichs (38) etwa 1 × 10¹³ Stickstoffatome/cm³ bis etwa 1 × 10¹⁵ Stickstoffatome/cm³ in den Block (28) eingebaut werden.
Verfahren nach Anspruch 17, bei dem die Länge des axialsymmetrischen Bereichs (38) wenigstens etwa 60% der Länge des Teils (29) von konstantem Durchmesser des Blocks (26) beträgt.
Verfahren nach Anspruch 18, bei dem die Länge des axialsymmetrischen Bereichs (38) wenigstens etwa 90% der Länge des Teils (29) von konstantem Durchmesser des Blocks (26) beträgt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 17 bis 19, bei dem v wenigstens etwa 0,7 mm/Min. beträgt.
Verfahren nach Anspruch 20, bei dem v wenigstens etwa 0,9–1,0 mm/Min. ist.
Verfahren nach Anspruch 20 oder Anspruch 21, bei dem D 150 ist.
Verfahren nach Anspruch 20 oder Anspruch 21, bei dem D 200 ist.
Verfahren nach Anspruch 20 oder Anspruch 21, bei dem D 300 ist.
Verfahren nach einem der Ansprüche 20 bis 24, bei dem R_Schmelze wenigstens etwa 2–3 UpM ist.
Verfahren nach Anspruch 25, bei dem R_Schmelze etwa 4 UpM bis etwa 10 UpM ist.
Verfahren nach Anspruch 26, bei dem R_Schmelze etwa 5 UpM bis etwa 8 UpM ist.
Verfahren nach einem der Ansprüche 25 bis 27, bei dem R_Block kleiner als etwa 1600/D UpM ist.
Verfahren nach Anspruch 28, bei dem R_Block etwa 750/D UpM bis etwa 1500/D UpM ist.
Verfahren nach Anspruch 29, bei dem R_Block etwa 1200/D UpM ist.