DE69824647T2

DE69824647T2 - Silicium mit niedriger Fehlerdichte

Info

Publication number: DE69824647T2
Application number: DE69824647T
Authority: DE
Inventors: Robert Falster; Joseph C. Holzer
Original assignee: SunEdison Inc
Current assignee: SunEdison Inc
Priority date: 1997-04-09
Filing date: 1998-04-09
Publication date: 2005-06-09
Anticipated expiration: 2018-04-10
Also published as: EP1273684A2; JP2001500468A; CN100547122C; JP2003192492A; US20010025597A1; JP2003192490A; DE69813041T2; DE69806137D1; JP2001518874A; JP3782387B2; DE69801903T2; KR20040065306A; MY127584A; JP2006056779A; EP1209258B1; JP4291559B2; JP2006062960A; EP1209259A2; MY127383A; EP1273684B1

Description

Erfindungshintergrund
Die vorliegende Erfindung betrifft allgemein die Herstellung von einkristallinem Silizium für Halbleiterzwecke, welches bei der Herstellung elektronischer Bauteile verwendet wird. Insbesondere betrifft die vorliegende Erfindung einkristalline Siliziumrohlinge und -Wafer mit einem axial symmetrischen Bereich, der frei von agglomerierten intrinsischen Punktdefekten ist, sowie ein Verfahren zu deren Herstellung.
Einkristallines Silizium, welches das Ausgangsmaterial für die meisten Verfahren bei der Herstellung von elektronischen Halbleiterbauteilen ist, wird üblicherweise nach dem sogenannten Czochralski ("Cz") Verfahren hergestellt. Nach diesem Verfahren wird polykristallines Silizium ("Polysilizium") in einen Tiegel gefüllt und geschmolzen, worauf ein Impfkristall in Kontakt mit dem geschmolzenen Silizium gebracht wird und ein Einkristall durch langsame Extraktion gezüchtet wird. Nachdem die Bildung eines Ansatzes vollständig ist, wird der Durchmesser des Kristalls durch Verringerung der Ziehgeschwindigkeit und/oder der Schmelzentemperatur erweitert, bis der gewünschte Durchmesser oder Solldurchmesser erreicht ist. Der zylindrische Hauptkörper des Kristalls, der einen ungefähr konstanten Durchmesser aufweist, wird anschließend durch Steuern der Ziehgeschwindigkeit und der Schmelzentemperatur gezüchtet, wobei die Abnahme des Schmelzenniveaus kompensiert wird. Nahe am Ende des Züchtungsverfahrens, jedoch bevor der Tiegel von geschmolzenem Silizium geteert ist, muss der Kristalldurchmesser graduell verringert werden, um einen Endkonus auszubilden. Üblicherweise wird der Endkonus durch Erhöhen der Kristallziehgeschwindigkeit und der dem Tiegel zugeführten Wärme geformt. Wenn der Durchmesser klein genug geworden ist, wird der Kristall anschließend von der Schmelze getrennt.
In den zurückliegenden Jahren wurde erkannt, dass eine Reihe von Defekten in Einkristall-Silizium sich in der Kristallzüchtungskammer bilden, während der Kristall nach der Verfestigung abkühlt. Solche Defekte stammen teilweise aus der Gegenwart eines Überschusses (d. h. einer Konzentration oberhalb der Löslichkeitsgrenze) an intrinischen Punktdefekten, die als Gitterlücken und Selbsteinlagerungsstellen (self-interstitials) bekannt sind. Aus einer Schmelze gezogene Siliziumkristalle werden typischerweise mit einem Überschuss des einen oder anderen Typs an intrinsischen Punktdefekten gezüchtet, entweder Kristallgitterlücken ("V") oder Siliziumselbsteinlagerungsstellen ("I"). Es wird angenommen, dass die Art und die anfängliche Konzentration dieser Punktdefekte im Silizium, die zum Zeitpunkt der Verfestigung fixiert werden, durch das Verhältnis v/G₀ kontrolliert werden, wobei v die Wachstumsgeschwindigkeit und G₀ der instantane axiale Temperaturgradient in dem Kristall zum Zeitpunkt der Verfestigung ist. Wie aus 1 ersichtlich, tritt bei ansteigenden Werten des Verhältnisses v/G₀ ein Übergang von abnehmend selbstinterstitiell dominiertem Wachstum zu zunehmend Gitterlücken-dominiertem Wachstum nahe eines kritischen Wertes von v/G₀ auf, der nach gegenwärtig verfügbaren Informationen bei etwa 2,1 × 10^–5 cm²/sK zu liegen scheint. Beim kritischen Wert sind die Konzentrationen dieser intrinsischen Punktdefekte im Gleichgewicht.
In dem Maße, in dem der Wert von v/G₀ den kritischen Wert übersteigt, steigt die Konzentration der Gitterlücken an. In gleicher Weise steigt die Konzentration der Selbsteinlagerungsstellen mit fallendem Wert von v/G₀ unterhalb des kritischen Wertes. Wenn diese Konzentrationen ein Niveau der kritischen Übersättigung des Systems erreichen und wenn die Mobilität der Punktdefekte ausreichend hoch ist, wird es mit gewisser Wahrscheinlichkeit zu einer Reaktion oder einem Agglomerierungsvorgang kommen. Agglomerierte intrinsische Punktdefekte beim Silizium können sich auf das Ausbeutepotential des Materials bei der Herstellung von komplexen und hochintegrierten Schaltungen beträchtlich auswirken.
Von gitterlückenartigen Defekten ist bekannt, dass sie der Ursprung von beobachtbaren Kristalldefekten, wie D-Defekten, Fließbilddefekte (FPDs), GateOxid-Integritätsdefekte (GOI), kristallbedingte Teilchendefekte (COP), kristallbedingte Lichtpunktdefekte (LPDs) wie auch bestimmte Klassen von Massendefekten, die mittels Infrarotlichtstreuungstechniken wie etwa Infrarotrastermikroskopie oder Laserrastertomographie beobachtet werden. In Bereichen mit überschüssigen Gitterlücken liegen auch Defekte vor, die als Nuklei für Ringoxidations-induzierte Packungsfehler (OISF) wirken. Es wird darüber spekuliert, dass dieser besondere Effekt ein Hochtemperaturagglomerat von nukleiertem Sauerstoff ist, das durch die Gegenwart von überschüssigen Gitterlücken katalysiert wird.
Die mit den Selbsteinlagerungsstellen zusammenhängenden Defekte sind weniger gut untersucht. Sie werden generell als niedrige Dichten von interstitiellartigen Dislokationsschlaufen oder -netzwerken angesehen. Diese Defekte sind für Gate-Oxid-Integritätsfehler, ein wichtiges Kriterium der Wafereigenschaften nicht verantwortlich, sie werden jedoch weithin als die Ursache anderer Arten von Geräteausfällen angesehen, die üblicherweise mit Leckstromproblemen zusammenhängen.
Die Dichte dieser agglomerierten Gitterlücken- und Selbsteinlagerungsstellen Defekte bei Czochralski Silizium liegt herkömmlicher Weise im Bereich von etwa 1 × 10³/cm³ bis etwa 1 × 10⁷/cm³. Obwohl diese Werte relativ niedrig sind, erweisen sich agglomerierte intrinsische Punktdefekte als von rasch ansteigender Bedeutung für die Bauteilhersteller und werden inzwischen tatsächlich als die Ausbeute begrenzenden Faktoren in den Bauteilfabrikationsverfahren angesehen.
Bis heute gibt es im allgemeinen drei wesentliche Ansätze zum Umgang mit dem Problem der agglomerierten intrinsischen Punktdefekte. Der erste Ansatz umfasst Verfahren die auf Kristallziehtechniken fokussieren, um die Zahlendichte der agglomerierten intrinsischen Punktdefekte in dem Rohling zu verringern. Dieser Ansatz kann weiter in solche Methoden aufgeteilt werden, die Kristallziehbedingungen aufweisen, die in der Bildung von gitterlückendominiertem Material resultieren, und diejenigen Verfahren die Kristallziehbedingungen aufweisen, welche zur Bildung von Selbsteinlagerungsstellen-dominiertem Material führen. Beispielsweise wurde vorgeschlagen, dass die Zahlendichte der agglomerierten Defekte verringert werden kann durch (i) Kontrollieren von v/G₀ um einen Kristall zu züchten, in dem die Kristallgitterlücken die dominanten intrinsischen Punktdefekte sind, und (ii) Beeinflussen der Nukleierungsgeschwindigkeit der agglomerierten Defekte durch Veränderung (im allgemeinen durch Verlangsamung) der Kühlgeschwindigkeit des Siliziumrohlings von etwa 1.100°C auf 1.050°C während des Kristallziehverfahrens. Obwohl dieser Ansatz die Zahlendichte der agglomerierten Defekte verringert, wird deren Bildung nicht verhindert. Mit von den Bauteilherstellern zunehmend geforderten Anforderungen wird sich die Gegenwart dieser Defekte auch weiterhin als Problem fortsetzen.
Andere wiederum haben vorgeschlagen, die Ziehgeschwindigkeit während des Wachstums des Kristallkörpers auf einen Wert von unterhalb von etwa 0,4 mm/Minute zu verringern. Dieser Vorschlag ist jedoch ebenso nicht zufriedenstellend, da eine derartige langsame Ziehgeschwindigkeit zu einem verringerten Durchsatz bei jedem Kristallzieher führt. Wichtiger ist jedoch, dass diese Ziehgeschwindigkeiten zur Bildung von Einkristallsilizium führen, welches eine hohe Konzentration an Selbsteinlagerungsstellen aufweist. Diese hohe Konzentration wiederum führt zur Bildung von agglomerierten Selbsteinlagerungsdefekten und all den damit verbundenen Problemen.
Ein zweiter Ansatz zum Behandeln des Problems der agglomerierten intrinsischen Punktdefekte umfasst Verfahren, die sich auf die Auflösung oder Vernichtung von agglomerierten intrinsischen Punktdefekten im Anschluss an deren Bildung konzentrieren. Im allgemeinen wird das durch Verwendung von Hochtemperaturwärmebehandlungen des Siliziums in Waferform erreicht. Beispielweise schlagen Fusegawa et al. in der Europäischen Patentanmeldung 503,616A1 vor, die Siliziumstange bei einer Wachstumsgeschwindigkeit von mehr als 0,8 mm/Minute zu züchten, und die Wafer, die aus dem Rohling geschnitten wurden, bei einer Temperatur im Bereich von 1.150°C bis 1.280°C wärmezubehandeln, um die sich während des Kristallwachstumsprozesses bildenden Defekte zu vernichten. Diese Wärmebehandlungen haben gezeigt, dass sich die Defektdichte in einer dünnen Region nahe der Waferoberfläche reduziert. Die spezifisch erforderliche Behandlung variiert in Abhängigkeit von der Konzentration und der Anordnung der agglomerierten intrinsischen Punktdefekte in dem Wafer. Verschiedene Wafer, die aus einem Kristall geschnitten wurden, der keine gleichförmige axiale Konzentration derartiger Defekte aufweist, können verschiedene Verarbeitungsbedingungen nach dem Züchten erforderlich machen. Ferner sind derartige Waferbehandlungen relativ teuer, bergen ferner das Potential zur Einführung von metallischen Verunreinigungen in die Siliziumwafer und sind nicht bei allen Arten von kristallbezogenen Defekten universell wirksam.
Ein dritter Ansatz zum Umgang mit dem Problem der agglomerierten intrinsischen Punktdefekte ist die epitaktische Abscheidung einer dünnen kristallinen Siliziumschicht auf der Oberfläche eines einzelnen Siliziumkristallwafers. Dieses Verfahren gewährleistet einen einzelnen Siliziumkristallwafer mit einer Oberfläche die im wesentlichen frei von agglomerierten intrinsischen Punktdefekten ist. Jedoch erhöht die epitaktische Abscheidung die Kosten des Wafers beträchtlich.
Angesichts dieser Entwicklungen besteht ein kontinuierlicher Bedarf für ein Verfahren zur Herstellung von einkristallinem Silizium, welches die Bildung von agglomerierten intrinsischen Punktdefekten durch Unterdrückung der diese erzeugenden Agglomerierungsreaktionen verhindert. Statt einfach die Geschwindigkeit zu begrenzen, bei der sich diese Defekte bilden oder zu versuchen einige der Defekte nach ihrer Bildung zu zerstören, würde ein Verfahren das die Agglomerierungsreaktionen unterdrückt zu einem Siliziumsubstrat führen, das im wesentlichen frei von agglomerierten intrinsischen Punktdefekten ist. Ein derartiges Verfahren würde ebenso einkristalline Siliziumwafer zur Verfügung stellen, die ein epi-ähnliches Ausbeutepotential aufweisen, was die Zahl der pro Wafer erhaltenen integrierten Schaltungen betrifft, ohne die hohen Kosten aufzuweisen, die mit einem epitaktischen Prozess verbunden sind.
Zusammenfassung der Erfindung
Unter den Aufgaben der vorliegenden Erfindung ist daher die Bereitstellung eines Einkristallsiliziums in Rohling- oder Waferform, welches einen axial symmetrischen Bereich von im wesentlichen radialer Ausdehnung aufweist, der im wesentlichen frei von Defekten ist, die aus einer Agglomeration von Kristallgitterlücken oder Siliziumselbsteinlagerungsstellen stammen; sowie die Bereitstellung eines Verfahrens zur Herstellung einer Einkristallsiliziumstange, in der die Konzentration der Gitterlücken- und Selbsteinlagerungsstellen kontrolliert wird, um die Agglomeration von intrinsischen Punktdefekten in einem axial symmetrischen Segment eines Anteils mit konstantem Durchmesser des Rohlings zu verhindern, wenn der Rohling auf die Verfestigungstemperatur abkühlt.
Kurz zusammengefasst ist die vorliegende Erfindung daher auf einen Einkristall-Siliziumwafer gezogen nach dem Czochralski-Verfahren gerichtet, mit einer zentralen Achse, einer Vorderseite und einer Rückseite, die im allgemeinen senkrecht zur Achse liegen, einer umlaufenden Kante, einem Radius der sich von der zentralen Achse bis zu der umlaufenden Kante des Wafers erstreckt, sowie einem Nominaldurchmesser von entweder 200 mm oder 150 mm. Der Wafer umfasst einen axial symmetrischen Bereich, der im wesentlichen frei von agglomerierten intrinsischen Punktdefekten ist. Der axial symmetrische Bereich erstreckt sich von der umlaufenden Kante des Wafers radial einwärts und weist eine Breite auf, die gemessen von der umlaufenden Kante in radialer Richtung auf die zentrale Achse mindestens 40% der Länge des Waferradius beträgt.
Die vorliegende Erfindung ist ferner auf einen Einkristall-Siliziumrohling, gezogen nach dem Czochralski-Verfahren gerichtet, mit einer zentralen Achse, einem Impfkonus, einem Endkonus und einem Stück mit konstantem Durchmesser zwischen dem Impfkonus und dem Endkonus, der eine umlaufende Kante aufweist, einen Radius, der sich von der zentralen Achse zu der umlaufenden Kante erstreckt, sowie einen Nominaldurchmesser von entweder 200 mm oder 150 mm. Der Einkristall-Siliziumrohling ist dadurch gekennzeichnet, dass, nachdem der Rohling gezogen und auf die Erstarrungstemperatur abgekühlt wurde, das Stück mit konstantem Durchmesser einen axial symmetrischen Bereich enthält, der im wesentlichen frei von agglomerierten intrinsischen Punktdefekten ist. Der axial symmetrische Bereich erstreckt sich radial einwärts von der umlaufenden Kante und weist eine Breite auf, die gemessen von der umlaufenden Kante in radialer Richtung auf die zentrale Achse zu mindestens 30% der Länge des Radius des Stücks mit konstantem Durchmesser beträgt. Der axial symmetrische Bereich weist ebenso eine Länge, gemessen entlang der zentralen Achse, von mindestens 20% der Länge des Stücks mit konstantem Durchmesser des Rohlings auf.
Die vorliegende Erfindung ist darüber hinaus gerichtet auf ein Verfahren zum Züchten eines Einkristall-Siliziumrohlings, bei dem der Rohling eine zentrale Achse, einen Impfkonus, einen Endkonus und ein Stück mit konstantem Durchmesser zwischen dem Impfkonus und dem Endkonus, das eine umlaufende Kante aufweist, einen Radius, der sich von der zentralen Achse zu der umlaufenden Kante erstreckt, und einen Nominaldurchmesser von etwa 200 mm oder 150 mm umfasst, wobei der Rohling nach dem Czochralski Verfahren aus einer Siliziumschmelze gezogen und anschließend auf die Erstarrungstemperatur abgekühlt wird. Das Verfahren umfasst das Steuern einer Wachstumsgeschwindigkeit v und eines momentanen axialen Temperaturgradienten G₀ des Kristalls während des Ziehens des Stücks mit konstantem Durchmesser des Rohlings, so dass die Bildung eines axial symmetrischen Bereiches bewirkt wird, der, wenn der Rohling auf die Erstarrungstemperatur abgekühlt wird, im wesentlichen frei von agglomerierten intrinsischen Punktdefekten ist. Der axial symmetrische Bereich erstreckt sich radial einwärts von der umlaufenden Kante, hat eine Breite gemessen von der umlaufenden Kante radial in Richtung auf die zentrale Achse, die mindestens etwa 30% der Länge Radius des Stückes mit konstantem Durchmesser beträgt, sowie eine Länge gemessen entlang der zentralen Achse von mindestens etwa 20% der Länge des Stücks mit konstantem Durchmesser.
Die Erfindung betrifft ferner Einkristall-Siliziumwafer und Rohlinge, die nach dem genannten Verfahren erhältlich sind. Andere Aufgaben und Merkmale dieser Erfindung sind teilweise offensichtlich und werden teilweise im Folgenden ausgeführt.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1 ist ein Diagramm, welches ein Beispiel dafür zeigt, wie die anfängliche Konzentration von Selbsteinlagerungsstellen [I] und Gitterlücken [V] mit steigendem Wert des Verhältnisses v/G₀ ansteigt, wobei v die Wachstumsgeschwindigkeit ist und G₀ der momentane axiale Temperaturgradient.
2 ist ein Diagramm, welches ein Beispiel dafür zeigt, wie ΔG_I, die Veränderung der benötigten freien Energie zur Bildung von agglomerierten interstitiellen Defekten, mit fallender Temperatur T bei einer gegebenen anfänglichen Konzentration von Selbsteinlagerungsstellen [I] ansteigt.
3 ist ein Diagramm, welches ein Beispiel dafür zeigt, wie ΔG_I, die Veränderung der benötigten freien Energie zur Bildung der agglomerierten interstitiellen Defekte abnimmt (mit abnehmender Temperatur T), als Ergebnis der Unterdrückung der Konzentration der Selbsteinlagerungsstellen [I] durch das Mittel der radialen Diffusion. Die durchgezogene Linie zeigt den Fall ohne radiale Diffusion, wohingegen die gestrichelte Linie den Effekt der Diffusion einschließt.
4 ist ein Diagramm, welches ein Beispiel dafür zeigt, wie ΔG_I, die Veränderung der benötigten freien Energie zur Bildung von agglomerierten interstitiellen Defekten, ausreichend verringert wird (mit fallender Temperatur T), als Ergebnis der Unterdrückung der Konzentration an Selbsteinlagerungsstellen [I] durch das Mittel der radialen Diffusion, so dass eine Agglomerierungsreaktion verhindert wird. Die durchgezogene Linie zeigt den Fall ohne radiale Diffusion, wohingegen die gestrichelte Linie den Diffusionseffekt einschließt.
5 ist ein Diagramm, welches ein Beispiel dafür zeigt, wie die anfängliche Konzentration an Selbsteinlagerungsstellen [I] und Gitterlücken [V] sich entlang des Radius eines Rohlings oder Wafers verändern kann, wenn der Wert des Verhältnisses v/G₀ sich aufgrund eines Anstiegs im Wert von G₀ verringert. Zu beachten ist, dass an der V/I-Grenze ein Übergang von Gitterlücken-dominiertem Material zu Selbsteinlagerungsstellen-dominiertem Material erfolgt.
6 ist eine Flächendraufsicht auf einen Einkristallrohling oder Wafer, welcher Bereiche von Gitterlücken V und Selbsteinlagerungsstellen I dominierten Materialien zeigt, wie auch die V/I-Grenze, die zwischen diesen existiert.
7a ist ein Diagramm, welches ein Beispiel dafür zeigt, wie die anfängliche Konzentration an Gitterlücken oder Selbsteinlagerungsstellen als Funktion der radialen Position aufgrund radialer Diffusion der Selbsteinlagerungsstellen verändert wird. Ebenso gezeigt ist, wie diese Diffusion den Ort der V/I-Grenze dazu bringt, sich näher an das Zentrum des Rohlings zu bewegen (als Ergebnis der Rekombination von Gitterlücken und Selbsteinlagerungsstellen), wie auch die Konzentration der Selbsteinlagerungsstellen [I] unterdrückt wird.
7b ist ein Diagramm von ΔG_I als Funktion der radialen Position, welches ein Beispiel dafür zeigt, dass die Unterdrückung der Selbsteinlagerungsstellenkonzentration [I] (wie in 7a gezeigt) ausreicht, um ΔG_I überall auf einem Wert zu halten, der geringer ist als der kritische Wert, bei dem die Siliziumselbsteinlagerungsreaktion auftritt.
7c ist ein Diagramm, welches ein anderes Beispiel dafür zeigt, wie die anfängliche Konzentration an Gitterlücken oder Selbsteinlagerungsstellen sich als Funktion der radialen Position verändert, aufgrund der radialen Diffusion der Selbsteinlagerungsstellen. Es ist zu beachten, dass im Vergleich zu 7a eine derartige Diffusion dazu führt, dass die Platzierung der V/I-Grenze näher am Zentrum des Rohlings liegt (als Ergebnis der Kombination von Gitterlücken und Selbsteinlagerungsstellen), was zu einem Anstieg der Konzentration der Einlagerungsstellen im Bereich außerhalb der V/I-Grenze führt.
7d ist ein Diagramm von ΔG_I als Funktion der radialen Position, welche ein Beispiel dafür zeigt, dass die Unterdrückung der Selbsteinlagerungsstellenkonzentration [I] (wie in 7c gezeigt) nicht ausreicht, um ΔG_I überall auf einem Wert zu halten, der geringer ist als der kritische Wert, bei dem die Siliziumselbsteinlagerungsreaktion auftritt.
7e ist ein Diagramm, welches ein weiteres Beispiel dafür zeigt, wie sich die anfängliche Konzentration an Gitterlücken oder Selbsteinlagerungsstellen als Funktion der radialen Position verändert, aufgrund der radialen Diffusion der Selbsteinlagerungsstellen. Zu beachten ist, dass im Vergleich zu 7a eine erhöhte Diffusion zu einer höheren Unterdrückung der Selbsteinlagerungskonzentration führte.
7f ist ein Diagramm von ΔG_I als Funktion der radialen Position, welches ein weiteres Beispiel dafür ist, wie eine höhere Unterdrückung der Selbsteinlagerungskonzentration [I] (wie in 7e gezeigt) zu einem höheren Grad an Unterdrückung bei ΔG_I im Vergleich zu 7b führt.
7g ist ein Diagramm, welches ein anderes Beispiel dafür ist, wie die anfängliche Konzentration der Gitterlücken oder Selbsteinlagerungsstellen sich als Funktion der radialen Position aufgrund der radialen Diffusion der Selbsteinlagerungsstellen verändert. Zu beachten ist, dass im Vergleich zu 7c eine erhöhte Diffusion zu einer höheren Unterdrückung der Selbsteinlagerungskonzentration führte.
7h ist ein Diagramm von ΔG_I als eine Funktion der radialen Position, welches ein anderes Beispiel dafür zeigt, wie eine höhere Unterdrückung der Selbsteinlagerungskonzentration [I] (wie 7g gezeigt) zu einem höheren Grad an Unterdrückung bei ΔG_I im Vergleich zu 7d führt.
7i ist ein Diagramm, welches ein anderes Beispiel dafür zeigt, wie die anfängliche Konzentration an Gitterlücken oder Selbsteinlagerungsstellen sich als eine Funktion der radialen Position aufgrund der radialen Diffusion der Selbsteinlagerungsstellen verändert. Zu beachten ist, dass in diesem Beispiel eine ausreichende Quantität an Selbsteinlagerungsstellen mit Gitterlücken rekombiniert, so dass dort nicht länger ein Gitterlücken-dominierter Bereich besteht.
7j ist ein Diagramm von ΔG_I als eine Funktion der radialen Position, welches ein anderes Beispiel dafür zeigt, wie die radiale Diffusion von Selbsteinlagerungsstellen (wie in 7i gezeigt) ausreichend ist, um eine Unterdrückung der agglomerierten interstitiellen Defekte überall entlang des Kristallradius aufrecht zu erhalten.
8 ist ein längsseitiger Querschnitt eines Einkristall-Siliziumrohlings, welcher im Detail einen axialsymmetrischen Bereich eines Rohlingstücks mit konstantem Durchmesser zeigt.
9 ist ein längsseitiger Querschnitt eines Segments des Stückes mit konstantem Durchmesser eines Einkristall-Siliziumrohlings, welcher im Detail die axialen Veränderungen in der Breite eines axialsymmetrischen Bereiches zeigt.
10 ist ein längsseitiger Querschnitt eines Segments des Stücks mit konstantem Durchmesser eines einkristallinen Siliziumrohlings mit einem axialsymmetrischen Bereich von einer Breite, die geringer ist als der Radius des Rohlings, welcher im Detail zeigt, dass dieser Bereich ferner eine im allgemeinen zylindrische Region von Gitterlücken-dominiertem Material enthält.
11 ist eine breitseitige Querschnittsansicht des in 10 gezeigten axialsymmetrischen Bereichs.
12 ist eine längsseitige Querschnittsansicht eines Segments eines Stückes mit konstantem Durchmesser eines einkristallinen Siliziumrohlings mit einem axialsymmetrischen Bereich mit einer Breite, die gleich dem Radius des Rohlings ist, und zeigt im Detail, dass dieser Bereich ein im allgemeinen zylindrischer Bereich von Selbsteinlagerungsstellen-dominiertem Material ist, der im wesentlichen frei von agglomerierten intrinsischen Punktdefekten ist.
13 ist ein Bild, das durch Rasterung der Minoritätsladungsträger-Lebensdauer eines axialen Schnitts des Rohlings gefolgt von einer Reihe von Sauerstoffpräzipitationswärmebehandlungen erzeugt wurde, und zeigt im Detail einen im allgemeinen zylindrischen Bereich von Gitterlücken-dominiertem Material, einen im allgemeinen ringförmigen axialen symmetrischen Bereich von Selbsteinlagerungsstellen-dominiertem Material, und die V/I-Grenze zwischen diesen beiden, sowie einen Bereich mit agglomerierten Einlagerungsdefekten.
14 ist ein Diagramm der Ziehgeschwindigkeit (d. h. der Anhebung des Impfkorns) als Funktion der Kristalllänge, und zeigt, dass die Ziehgeschwindigkeit linear über einen Anteil der Länge des Kristalls verringert wird.
15 ist ein Bild, erzeugt durch eine Rasterung der Minoritätsladungsträgerlebensdauer eines axialen Schnitts des Rohlings, einer Reihe von Sauerstoffpräzipitationswärmebehandlungen folgend, wie in Beispiel 1 beschrieben.
16 ist ein Diagramm der Ziehgeschwindigkeit als Funktion der Kristalllänge für jeden von vier Einkristall-Siliziumrohlingen, gekennzeichnet als 1–4, die dazu verwendet werden, um eine Kurve zu ergeben, gekennzeichnet mit v* (Z), wie in Beispiel 1 beschrieben.
17 ist ein Diagramm des axialen Temperaturgradienten an der Kristall/Schmelzengrenzfläche G₀, als Funktion der radialen Position, für zwei verschiedene Fälle wie in Beispiel 2 beschrieben.
18 ist ein Diagramm der anfänglichen Konzentration an Gitterlücken [V] oder der Selbsteinlagerungsstellen [I] als Funktion der radialen Position für zwei verschiedene im Beispiel 2 beschriebene Fälle.
19 ist ein Diagramm der Temperatur als Funktion der axialen Position, und zeigt das axiale Temperaturprofil in Rohlingen von zwei in Beispiel 3 beschriebenen Fällen.
20 ist ein Diagramm der Selbsteinlagerungskonzentrationen, die aus den zwei Abkühlbedingungen wie in 19 gezeigt resultieren, und wie vollständiger in Beispiel 3 beschrieben.
21 ist ein Bild, erzeugt durch eine Rasterung der Minoritätsladungsträgerlebensdauer eines axialen Schnitts durch einen gesamten Rohling, einer Reihe von Sauerstoffpräzipitationswärmebehandlungen folgend, wie in Beispiel 4 beschrieben.
Detaillierte Beschreibung bevorzugter Ausführungsformen
Die folgenden Phrasen oder Begriffe haben im folgenden die hier gegebenen Bedeutungen: "agglomerierte intrinsische Punktdefekte" steht für Defekte, die verursacht werden (i) durch die Reaktion, bei der Gitterlücken agglomerieren, um D-Defekte zu erzeugen, Fließbilddefekte, Gateoxid-Integritätsdefekte, Kristallbedingte Teilchendefekte, Kristallbedingte Lichtpunktdefekte, sowie andere derartige Gitterlücken-bezogene Defekte, oder (ii) durch die Reaktion, bei der Selbsteinlagerungsstellen agglomerieren, um Dislokationsschleifen und -netzwerke zu erzeugen, sowie andere derartige Selbsteinlagerungsstellen-bezogene Defekte; "agglomerierte Einlagerungsdefekte" steht für agglomerierte intrinsische Punktdefekte, die durch die Reaktion verursacht werden, bei der Siliziumselbsteinlagerungsatome agglomerieren; "agglomerierte Gitterlückendefekte" steht für agglomerierte Gitterlückenpunktdefekte, verursacht durch die Reaktion, bei der Kristallgitterlücken agglomerieren; "Radius" bedeutet der Abstand, gemessen von einer zentralen Achse zu einer umlaufenden Kante eines Wafers oder Rohlings; "im wesentlichen frei von agglomerierten intrinsischen Punktdefekten" steht für eine Konzentration von agglomerierten Defekten, die geringer ist, als das Detektionslimit dieser Defekte, welches gegenwärtig bei etwa 10⁴ Defekte/cm³ liegt; "V/I-Grenze" steht für die Position entlang des Radius eines Rohlings oder Wafers, bei dem das Material von Gitterlücken-dominiertem zu Selbsteinlagerungs-dominiertem Material wechselt; sowie "Gitterlücken-dominiert" und "Selbsteinlagerungsstellen-dominiert" steht für Material, in dem die intrinsischen Punktdefekte vornehmlich Gitterlücken bzw. Selbsteinlagerungsstellen sind.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wurde gefunden, dass die Reaktion in der Siliziumselbsteinlagerungsatome miteinander reagieren, um agglomerierte Einlagerungsdefekte zu erzeugen, während des Züchtens von Einkristall-Siliziumrohlingen unterdrückt werden kann. Ohne auf eine bestimmte Theorie festgelegt werden zu wollen, wird angenommen, dass die Konzentration der Selbsteinlagerungsstellen während des Züchtens und Abkühlens des Kristallrohlings im Verfahren der vorliegenden Erfindung so gesteuert wird, dass die Veränderung in der freien Energie des Systems niemals einen kritischen Wert übersteigt, an dem die Agglomerierungsreaktion spontan auftritt und agglomerierte Einlagerungsdefekte erzeugt.
Im allgemeinen wird die Veränderung der freien Systemenergie, die verfügbar ist, um die Reaktion anzutreiben, in der agglomerierte Einlagerungsdefekte aus Siliziumselbsteinlagerungsstellen in einkristallinem Silizium gebildet werden, durch die Gleichung (I) bestimmt:
worin
ΔG_I die Veränderung der freien Energie ist,
k die Boltzmann-Konstante ist,
T die Temperatur in K ist,
[I] die Konzentration der Selbsteinlagerungsstellen an einem Raum- und Zeitpunkt in dem Siliziumeinkristall ist, und
[I]^eq die Gleichgewichtskonzentration der Selbsteinlagerungsstellen am gleichen Raum und Zeitpunkt ist, bei dem [I] auftritt, sowie bei der Temperatur T.
Gemäß dieser Gleichung führt bei einer gegebenen Konzentration von Selbsteinlagerungsstellen [I] eine Verringerung der Temperatur T aufgrund der scharfen Verringerung von [I]^eq mit der Temperatur im allgemeinen zu einem Anstieg bei ΔG_I.
2 veranschaulicht schematisch die Veränderung von ΔG_I und der Konzentration der Siliziumselbsteinlagerungsstellen bei einem Rohling, der auf die Verfestigungstemperatur abgekühlt wird, ohne gleichzeitig bestimmte Mittel zur Unterdrückung der Konzentration an Siliziumselbsteinlagerungsstellen einzusetzen. Wenn der Rohling abkühlt, erhöht sich ΔG_I gemäß Gleichung (I), aufgrund der steigenden Übersättigung von [I], und die Energiebarriere für die Bildung von agglomerierten Einlagerungsdefekten wird angenähert. Mit fortschreitender Abkühlung wird diese Energiebarriere möglicherweise überschritten, und an diesem Punkt tritt eine Reaktion ein. Diese Reaktion führt zur Bildung von agglomerierten Einlagerungsdefekten und dem damit einhergehenden Abfall von ΔG_I, wenn das übersättigte System relaxiert wird.
Die Agglomeration von Selbsteinlagerungsstellen kann, wenn der Rohling auf die Verfestigungstemperatur abkühlt, durch Aufrechterhalten der freien Energie des Siliziumselbsteinlagerungssystems bei einem Wert, der geringer ist als der, an dem die Agglomerierungsreaktion auftreten wird, verhindert werden.
Mit anderen Worten, das System kann so gesteuert werden, dass es niemals kritisch übersättigt wird. Dies kann dadurch erreicht werden, dass man eine anfängliche Konzentration von Selbsteinlagerungsstellen aufbaut, die hinreichend niedrig ist, so dass die kritische Übersättigung niemals erreicht wird. In der Praxis sind derartige Konzentrationen jedoch schwierig zu erreichen, insbesondere quer durch den gesamten Kristallradius, und im allgemeinen kann die kritische Übersättigung daher durch Unterdrückung der anfänglichen Siliziumselbsteinlagerungskonzentration nach der Kristallverfestigung vermieden werden.
Die 3 und 4 veranschaulichen schematisch zwei mögliche Effekte der Unterdrückung von [I] beim Anstieg von ΔG_I, wenn der Rohling der 2 auf die Verfestigungstemperatur abgekühlt wird. In 3 führt die Unterdrückung von [I] zu einer Verringerung der Anstiegsgeschwindigkeit von ΔG_I, in diesem Fall ist jedoch die Unterdrückung nicht ausreichend, um ΔG_I überall bei einem Wert zu halten, der geringer ist als der kritische Wert, bei dem die Reaktion auftritt; im Ergebnis diente die Unterdrückung hier nur dazu, die Temperatur, bei der die Reaktion auftritt, zu verringern. In 4 ist eine erhöhte Unterdrückung von [I] ausreichend um ΔG_I überall bei einem Wert zu halten, der niedriger ist als der kritische Wert, bei dem die Reaktion auftritt; diese Unterdrückung hemmt daher die Bildung von Defekten.
Überraschenderweise wurde gefunden, dass es aufgrund der relativ großen Mobilität der Selbsteinlagerungsstellen möglich ist, die Unterdrückung über relativ große Distanzen zu bewirken, mittels der radialen Diffusion der Selbsteinlagerungsstellen an Deponierungsplätze, die an der Kristalloberfläche liegen, oder in Gitterlücken-dominierte Bereiche. Die radiale Diffusion kann in wirksamer Weise dazu benutzt werden, die Konzentration der Selbsteinlagerungsstellen zu drücken, vorausgesetzt, dass für die radiale Diffusion der anfänglichen Konzentration an Selbsteinlagerungsstellen eine ausreichende Zeit zur Verfügung steht. Im allgemeinen wird die Diffusionszeit von der radialen Variation der anfänglichen Konzentration an Selbsteinlagerungsstellen abhängen, wobei geringere radiale Variationen kürzere Diffusionszeiten benötigen.
Typscherweise steigt der axiale Temperaturgradient G₀ als Funktion eines steigenden Radius bei einkristallinem Silizium, das gemäß dem Czochralski-Verfahren gezüchtet wird. Dies bedeutet, dass der Wert von v/G₀ üblicherweise entlang des Radius eines Rohlings nicht einheitlich ist. Als ein Ergebnis dieser Variation ist die Art und die anfängliche Konzentration der intrinsischen Punktdefekte nicht konstant. Wenn der kritische Wert von v/G₀, in den 5 und 6 als die V/I-Grenze 2 bezeichnet, an irgendeinem Punkt entlang des Radius 4 erreicht wird, wandelt sich das Material von Gitterlücken-dominiertem zu Selbsteinlagerungs-dominiertem. Zusätzlich wird der Rohling einen axialsymmetrischen Bereich an Selbsteinlagerungs-dominiertem Material 6 enthalten (indem die anfängliche Konzentration von Siliziumselbsteinlagerungsatomen als Funktion eines ansteigenden Radius selbst ansteigt), und welche eine im allgemeinen zylindrische Region von Gitterlücken-dominiertem Material 8 umgibt (indem die anfängliche Konzentration von Gitterlücken als Funktion des ansteigenden Radius abnimmt).
Die 7a und 7b zeigen schematisch die Auswirkung des Unterdrückens von [I] beim Anstieg von ΔG_I, wenn ein Rohling auf die Verfestigungstemperatur gemäß einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung abgekühlt wird. Wenn der Rohling gemäß dem Czochralski-Verfahren gezogen wird, enthält der Rohling einen axialsymmetrischen Bereich an Einlagerungs-dominiertem Material, welches sich von der Kante des Rohlings bis zu der Position entlang des Radius erstreckt, an dem die V/I-Grenze auftritt, sowie eine im allgemeinen zylindrische Region von Gitterlücken-dominiertem Material, welches sich vom Zentrum des Rohlings bis an die Position entlang des Radius erstreckt, an dem die V/I-Grenze auftritt. Wenn der Rohling auf die Verfestigungstemperatur abgekühlt wird, bewirkt die radiale Diffusion von Einlagerungsatomen eine radial einwärts gerichtete Versetzung der V/I-Grenze aufgrund einer Rekombination von Selbsteinlagerungsstellen mit Gitterlücken, sowie einer beträchtlichen Unterdrückung der Selbsteinlagerungskonzentration außerhalb der V/I-Grenze. Ferner ist die Unterdrückung von [I] ausreichend, um ΔG_I überall auf einem Wert zu halten, der niedriger ist als der kritische Wert, bei dem die Siliziumselbsteinlagerungsreaktion auftritt.
Unter Bezugnahme auf die 8 und 9 wird im Verfahren der vorliegenden Erfindung ein Einkristall-Siliziumrohling 10 gemäß dem Czochralksi-Verfahren gezüchtet. Der Siliziumrohling umfasst eine zentrale Achse 12, einen Impfkonus 14, einen Endkonus 16 und ein Stück mit konstantem Durchmesser 18 zwischen dem Impfkonus und dem Endkonus. Der Anteil mit konstantem Durchmesser weist eine umlaufende Kante 20 und einen Radius 4 auf, der sich von der zentralen Achse zu der umlaufenden Kante erstreckt. Das Verfahren umfasst das Steuern der Wachstumsgeschwindigkeit v, sowie des momentanen axialen Temperaturgradienten G₀ des Kristalls während des Züchtens des Rohlingstücks mit konstantem Durchmesser, um die Bildung eines axialsymmetrischen Bereiches 6 zu bewirken, der beim Abkühlen des Rohlings auf die Verfestigungstemperatur im wesentlichen frei von agglomerierten intrinsischen Punktdefekten ist.
Die Züchtungsbedingungen sind vorzugsweise so kontrolliert, um die V/I-Grenze 2 an einer Position zu halten, welche das Volumen des axialsymmetrischen Bereichs 6 in Bezug auf das Volumen des Stückes 18 mit konstantem Durchmesser des Rohlings 10 zu maximieren. Im allgemeinen ist es deshalb bevorzugt, dass der axialsymmetrische Bereich eine Breite 22 (gemessen von der umlaufenden Kante radial in Richtung auf die zentrale Achse des Rohlings) und eine Länge 24 (gemessen entlang der zentralen Achse des Rohlings) aufweist, welche dem Radius 4 bzw. der Länge 26 des Rohlingsstücks mit konstantem Durchmesser entsprechen. In der Praxis werden jedoch die Betriebsbedingungen und die Hardware-Beschränkungen der Kristallziehvorrichtung diktieren, dass der axialsymmetrische Bereich einen geringeren Anteil des Rohlingsstücks mit konstantem Durchmesser einnimmt.
Im allgemeinen hat daher der axialsymmetrische Bereich eine Breite von mindestens etwa 30%, bevorzugt mindestens etwa 40%, stärker bevorzugt mindestens etwa 60% und insbesondere bevorzugt mindestens etwa 80% des Radius des Rohlingsstücks mit konstantem Durchmesser. Zusätzlich erstreckt sich der axialsymmetrische Bereich über eine Länge von mindestens etwa 20%, vorzugsweise mindestens etwa 40%, mehr bevorzugt mindestens etwa 60% und insbesondere bevorzugt mindestens etwa 80% der Länge des Rohlingsstücks mit konstantem Durchmesser.
Mit Bezug auf 9, kann die Breite 22 des axialsymmetrischen Bereiches 6 eine bestimmte Variation entlang der Länge der zentralen Achse 12 aufweisen. Bei einem axialsymmetrischen Bereich mit einer gegebenen Länge wird daher die Breite durch Messen der Distanz von der umlaufenden Kante 20 des Rohlings 10 radial auf einen Punkt, der am weitesten von der Zentralachse entfernt liegt, bestimmt. Mit anderen Worten, die Breite 22 wird so gemessen, dass der minimale Abstand innerhalb einer gegebenen Länge 24 des axialsymmetrischen Bereiches 6 bestimmt wird.
Wenn der axialsymmetrische Bereich 6 des Stücks 18 mit konstantem Durchmesser des Rohlings 10 eine Breite 22 aufweist, die geringer ist als der Radius 4 des konstanten Durchmesserstückes, ist der Bereich im allgemeinen ringförmig, wie in 10 und 11 gezeigt. Ein im allgemeinen zylindrischer Bereich von Gitterlücken-dominiertem Material 8, der mittig um die zentrale Achse 12 angeordnet ist, liegt radial einwärts von dem im allgemeinen ringförmigen Segment. Bezüglich 12 sollte klar sein, dass, wenn die Breite 22 des axialsymmetrischen Bereiches 6 gleich dem Radius 4 des konstanten Durchmesserstückes 18 ist, der Bereich diese Gitterlücken-dominierte Region nicht enthält; im Gegenteil ist der axialsymmetrische Bereich selbst im allgemeinen zylindrisch und enthält Selbsteinlagerungsstellen-dominiertes Material, das im wesentlichen frei von agglomerierten intrinsischen Punktdefekten ist.
Während es im allgemeinen bevorzugt ist, dass die Kristallzüchtungsbedingungen so gesteuert werden, dass die Breite des Einlagerungsstellen-dominierten Bereiches maximiert wird, können dabei Grenzen vorgegeben sein für ein gegebenes Heißzonendesign einer Kristallziehvorrichtung. Wenn die V/I-Grenze näher an die zentrale Kristallachse bewegt wird, unter der Voraussetzung, dass die Kühlungsbedingungen und G₀ (r) sich nicht ändert, wobei G₀ (r) die radiale Variation von G₀ ist, steigt die minimale Menge der benötigten radialen Diffusion an. Unter diesen Umständen kann es einen minimalen Radius des Gitterlücken-dominierten Bereiches geben, der benötigt wird, um die Bildung von agglomerierten Einlagerungsdefekten durch radiale Diffusion zu unterdrücken.
Die 7c und 7d zeigen schematisch ein Beispiel, bei dem der minimale Radius des Gitterlücken-dominierten Bereiches überschritten wird. In diesem Beispiel sind die Kühlbedingun gen und G₀ (r) dieselben, wie die für die Kristalle der 7a und 7b verwendeten, bei denen eine ausreichende Ausdiffusion vorlag, um agglomerierte Einlagerungsdefekte für die gezeigte V/I-Grenze zu vermeiden. In den 7c und 7d wird die Position der V/I-Grenze näher an die zentrale Achse bewegt (verglichen mit den 7a und 7b), was zu einem Anstieg der Konzentration an Einlagerungsstellen im Bereich außerhalb der V/I-Grenze führt. Als Ergebnis wird mehr radiale Diffusion benötigt, um die Einlagerungsstellenkonzentration in ausreichender Weise zu unterdrücken. Wenn eine genügende Ausdiffusion nicht erreicht wird, wird ΔG_I des Systems über den kritischen Wert hinaus ansteigen und die Reaktion, welche agglomerierte Einlagerungsstellendefekte erzeugt, wird auftreten, und einen Bereich von diesen Defekten in einem ringförmigen Bereich zwischen der V/I-Grenze und der Kante des Kristalls ausbilden. Der Radius der V/I-Grenze, bei der dieses auftritt, ist der minimale Radius für die gegebene Heißzone. Dieser minimale Radius wird verkleinert, wenn mehr radiale Diffusion von Einlagerungsstellen ermöglicht wird.
Die 7e, 7f, 7g und 7h veranschaulichen den Effekt einer erhöhten radialen Ausdiffusion auf die Einlagerungsstellenkonzentrationsprofile und den Anstieg von ΔG_I des Systems bei einem Kristall, der mit den gleichen anfänglichen Gitterlücken- und Einlagerungsstellenkonzentrationsprofilen gezogen wurde, wie der in den 7a, 7b, 7c und 7d veranschaulichte Kristall. Eine erhöhte radiale Diffusion von Einlagerungsstellen führt zu einer größeren Unterdrückung der Einlagerungsstellenkonzentration, und unterdrückt so den Anstieg von ΔG_I des Systems in einem höheren Ausmaß als in den 7a, 7b, 7c und 7d. In diesem Fall wird ΔG_I des Systems für den kleineren Radius der V/I-Grenze nicht überschritten.
Die 7i und 7j veranschaulichen ein Beispiel, in dem eine ausreichende radiale Diffusion ermöglicht wird, so dass der minimale Radius durch Sicherstellen einer ausreichenden radialen Diffusion auf Null reduziert wird, um eine Unterdrückung von agglomerierten Einlagerungsstellendefekten überall entlang des Kristallradius zu erreichen.
In einer bevorzugten Ausführungsform des Verfahrens der vorliegenden Erfindung wird die anfängliche Konzentration an Siliziumselbsteinlagerungsatomen in dem axialsymmetrischen, Selbsteinlagerungsstellen-dominierten Bereich des Rohlings gesteuert. Wie in 1 gezeigt, wird im allgemeinen die anfängliche Konzentration an Siliziumselbsteinlagerungsatomen durch Steuern der Kristallwachstumsgeschwindigkeit v, sowie des momentanen axialen Temperaturgradienten G₀ kontrolliert, so dass der Wert des Verhältnisses v/G₀ relativ nahe am kritischen Wert dieses Verhältnisses liegt, an dem die V/I-Grenze auftritt. Zusätzlich kann der momentane axiale Temperaturgradient G₀ so eingerichtet werden, dass die Variation bei G₀ (und daher von v/G₀) als Funktion des Rohlingradius ebenso kontrolliert wird.
Die Wachstumsgeschwindigkeit v und der momentane axiale Temperaturgradient G₀ werden typischerweise so gesteuert, dass das Verhältnis von v/G₀ im Bereich von Werten von etwa 0,5 bis etwa 2,5 Mal des kritischen Wertes von v/G₀ liegt (d. h. etwa 1 × 10^–5 cm²/sK bis etwa 5 × 10^–5 cm²/sK, basierend auf gegenwärtig verfügbaren Informationen über den kritischen Wert von v/G₀). Vorzugsweise liegt das Verhältnis v/G₀ im Bereich von Werten von etwa 0,6 bis etwa 1,5 Mal dem kritischen Wert von v/G₀ (d. h. etwa 1,3 × 10^–5 cm²/sK bis etwa 3 × 10^–5 cm²/sK, basierend auf gegenwärtig erhältlichen Informationen über den kritischen Wert von v/G₀). Besonders bevorzugt liegt das Verhältnis v/G₀ im Bereich von Werten von etwa 0,75 bis etwa 1 Mal des kritischen Wertes von v/G₀ (d. h. 1,6 × 10^–5 cm²/sK bis etwa 2,1 × 10^–5 cm²/sK, basierend auf gegenwärtig erhältlichen Informationen über den kritischen Wert von v/G₀). Diese Verhältnisse werden durch unabhängige Steuerung der Wachstumsgeschwindigkeit v und des momentanen axialen Temperaturgradienten G₀ erreicht.
Im allgemeinen kann die Steuerung des momentanen axialen Temperaturgradienten G₀ in erster Linie durch das Design der "heißen Zone" der Kristallziehvorrichtung erreicht werden, d. h. des Graphits (oder der anderen Materialien), welche den Heizer, die Isolierung und die Hitzeabschirmungen bilden, u. a. Obwohl die Einzelheiten des Aufbaus in Abhängigkeit von der Machart und dem Modell der Kristallziehvorrichtung variieren können, kann im allgemeinen G₀ unter Verwendung von jeder der gegenwärtig im Stand der Technik bekannten Mittel zur Minimierung von axialen Variationen beim Wärmeübergang an der Schmelze/Feststoffgrenzfläche kontrolliert werden, einschließlich von Reflektoren, Strahlungsabschirmungen, Spülrohren, Lichtröhren und Heizern. Im allgemeinen werden radiale Variationen bei G₀ durch Positionieren von einem derartigen Apparat innerhalb eines Abstands von etwa einem Kristalldurchmesser oberhalb der Schmelze/Festgrenzfläche minimiert. G₀ kann ferner durch Einstellen der Position des Apparats relativ zur Schmelze und dem Kristall gesteuert werden. Dies wird entweder durch Einstellen der Position des Apparates in der Heißzone bewerkstelligt, oder durch Einstellen der Position der Schmelzenoberfläche in der Heißzone. Eines oder beide dieser Verfahren können während eines Czochralski-Verfahrens-Ansatzes verwendet werden, bei dem das Schmelzenvolumen während des Prozesses ausgeschöpft wird.
Bei einigen Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung ist es im allgemeinen bevorzugt, dass der momentane axiale Temperaturgradient G₀ als eine Funktion des Rohlingdurchmessers relativ konstant ist. Es sollte jedoch beachtet werden, dass, nachdem Verbesserungen beim Heißzonendesign es ermöglichen, dass Veränderungen bei G₀ minimiert werden, die mechanischen Themen die mit dem Aufrechterhalten einer konstanten Züchtungsgeschwindigkeit verbunden sind, ein wichtiger Faktor werden. Dies folgt daraus, dass der Züchtungsprozess immer mehr für jede Veränderung der Ziehgeschwindigkeit sensitiv wird, was sich wiederum direkt auf die Wachstumsgeschwindigkeit v auswirkt. In Begriffen der Prozesssteuerung bedeutet das, dass es vorteilhaft ist Werte für G₀ zu haben die über den Radius des Rohlings differieren. Beträchtliche Unterschiede im Wert von G₀ können jedoch zu einer großen Konzentration von Selbsteinlagerungsstellen nahe der Waferkante führen und dadurch die Schwierigkeit beim Vermeiden der Bildung von agglomerierten intrinsischen Punktdefekten erhöhen.
Angesichts des Vorgenannten erfordert die Steuerung von G₀ ein Gleichgewicht zwischen dem Minimieren von radialen Abweichungen von G₀ und dem Aufrechterhalten von günstigen Prozesssteuerungsbedingungen. Die Ziehgeschwindigkeit wird daher typischerweise nach etwa einem Durchmesser der Kristalllänge im Bereich von etwa 0,2 mm/Minute bis etwa 0,8 mm/Minute liegen. Vorzugsweise wird die Ziehgeschwindigkeit von etwa 0,25 mm/Minute bis etwa 0,6 mm/Minute, und insbesondere bevorzugt von etwa 0,3 mm/Minute bis etwa 0,5 mm/Minute reichen. Zu beachten ist, dass die angegebenen Bereiche typisch für Kristalle mit 200 mm Durchmesser sind.
Die Ziehgeschwindigkeit ist jedoch sowohl vom Kristalldurchmesser als auch dem Design der Kristallziehvorrichtung abhängig. Im allgemeinen wird die Ziehgeschwindigkeit mit zunehmendem Kristalldurchmesser abnehmen.
Die Menge der Selbsteinlagerungsstellendiffusion kann durch Steuern der Kühlgeschwindigkeit geregelt werden, wenn der Rohling von der Verfestigungstemperatur (1410°C) zu der Temperatur abgekühlt wird, bei der die Siliziumselbsteittlagerungsstellen immobil werden, für kommerziell verwendbare Zwecke. Siliziumselbsteinlagerungsstellen sind bei Temperaturen nahe der Verfestigungstemperatur von Silizium, d. h. bei etwa 1410°C extrem mobil. Die Mobilität verringert sich jedoch mit abnehmender Temperatur des Einkristall-Siliziumrohlings. Bis heute erhaltene experimentelle Nachweise legen nahe, dass die Diffusionsgeschwindigkeit von Selbsteinlagerungsstellen sich um einen beträchtlichen Grad verlangsamt, so dass sie für kommerzielle und praktische Zeiträume bei Temperaturen von weniger als etwa 700°C im wesentlichen immobil sind, und vielleicht auch bei Temperaturen bis zu 800°C, 900°C oder sogar 1000°C.
Innerhalb des Temperaturbereichs bei dem die Selbsteinlagerungsstellen mobil zu sein scheinen und in Abhängigkeit von der Temperatur der Heißzone wird die Abkühlgeschwindigkeit typischerweise im Bereich von etwa 0,2°C/Minute bis etwa 2°C/Minute liegen. Vorzugsweise liegt die Abkühlgeschwindigkeit im Bereich von etwa 0,2°C/Minute bis etwa 1,5°C/Minute und insbesondere bevorzugt bei etwa 0,2°C/Minute bis etwa 1°C/Minute. Die Steuerung der Abkühlgeschwindigkeit kann erreicht werden unter Verwendung jedes derzeit im Stand der Technik zur Minimierung des Wärmeübergangs bekannte Mittel, einschließlich der Verwendung von Isolatoren, Heizern und Strahlungsabschirmungen.
Wie vorher bemerkt, existiert ein minimaler Radius des Gitterlücken-dominierten Bereiches, bei dem eine Unterdrückung der agglomerierten interstitiellen Defekte erreicht werden kann. Der Wert des minimalen Radius hängt von v/G₀ (r) und der Abkühlgeschwindigkeit ab. Mit variierenden Kristallziehvorrichtungs- und Heißzonenaufbauten verändern sich die oben angegebenen Bereiche für v/G₀ (r), die Ziehgeschwindigkeit und die Abkühlgeschwindigkeit ebenso. In entsprechender Weise können diese Bedingungen auch entlang der Länge eines wachsenden Kristalls variieren. Wie auch oben bemerkt, wird die Breite des Einlagerungsstellen-dominierten Bereichs frei von agglomerierten Einlagerungsstellendefekten vorzugsweise maximiert. Daher ist es erwünscht, die Breite dieses Bereiches auf einem Wert zu halten, der so nahe wie möglich am Unterschied zwischen dem Kristallradius und dem minimalen Radius des Gitterlücken-dominierten Bereiches entlang der Länge des wachsenden Kristalls bei einer gegebenen Kristallziehvorrichtung ist, ohne diesen zu überschreiten.
Die optimale Breite des axialsymmetrischen Bereichs und das benötigte optimale Kristallziehgeschwindigkeitsprofil für ein gegebenes Kristallziehvorrichtungsheißzonendesign kann empirisch bestimmt werden. Ganz allgemein gesagt, beinhaltet dieser empirische Ansatz zunächst das Ermitteln sofort verfügbarer Daten bezüglich des axialen Temperaturprofils bei einem Rohling, der in einem bestimmten Kristallzieher gezüchtet wird, wie auch der radialen Variationen beim momentanen axialen Temperaturgradienten eines Rohlings, der in derselben Ziehvorrichtung gezüchtet wird. Zusammengenommen werden diese Daten verwendet, um einen oder mehrere Einkristall-Siliziumrohlinge zu ziehen, die anschließend auf die Präsenz von agglomerierten Einlagerungsdefekten analysiert werden. Auf diese Weise kann ein optimales Ziehgeschwindigkeitsprofil bestimmt werden.
13 ist eine bildliche Darstellung, erzeugt durch eine Rasterung der Minoritätsladungsträgerlebensdauer eines Axialschnitts einer Sektion eines 200 mm Durchmesser-Rohlings nach einer Reihe von Sauerstoffpräzipitationswärmebehandlungen, welche Defektverteilungsmuster aufzeigen. Hier wird ein Beispiel dafür gezeigt, wie ein nahezu optimales Ziehgeschwindigkeitsprofil bei einem gegebenen Kristallziehvorrichtungsheißzonendesign angewandt wurde. In diesem Beispiel tritt ein Übergang vom optimalen v/G₀ (r) an dem der axialsymmetrische Bereich die maximale Breite aufweist zu einem v/G₀ (r) auf, bei dem die maximale Breite des Einlagerungs-dominierten Bereiches überschritten wird, was zur Erzeugung von Bereichen mit agglomerierten Einlagerungsstellendefekten 28 führt.
Zusätzlich zu den radialen Variationen bei v/G₀, die aus einem Anstieg von G₀ über den Radius des Rohlings stammen, kann v/G₀ ebenso axial variieren, als Ergebnis einer Veränderung von v oder als ein Ergebnis natürlicher Variationen bei G₀ aufgrund des Czochralski-Verfahrens. Bei einem Standard Czocharalski-Verfahren wird v verändert, wenn die Ziehgeschwindigkeit während des gesamten Züchtungszyklus eingestellt wird, um den Rohling bei konstantem Durchmesser zu erhalten. Diese Einstellungen oder Veränderungen der Ziehgeschwindigkeit wiederum verursachen eine Variation von v/G₀ über die Länge des Rohlingsstückes mit konstantem Durchmesser. Gemäß dem Verfahren der vorliegenden Erfindung wird die Ziehgeschwindigkeit daher so gesteuert, dass die Breite des axialsymmetrischen Bereiches des Rohlings maximiert wird. Daraus können jedoch Variationen beim Radius des Rohlings auftreten. Um sicherzustellen, dass der fertige Rohling einen konstanten Durchmesser aufweist, wird der Rohling daher vorzugsweise mit einem größeren Durchmesser als benötigt gezüchtet. Der Rohling wird anschließend den üblichen Standardverfahren des Standes der Technik unterzogen, um überflüssiges Material von der Oberfläche zu entfernen, womit sichergestellt wird, dass ein Rohling mit einem konstanten Durchmesserbereich erhalten wird.
Bei einem gemäß den Verfahren der vorliegenden Erfindung hergestellten und eine V/I-Grenze aufweisenden Rohling hat die Erfahrung gezeigt, dass Materialien mit niedrigem Sauerstoffgehalt, d. h. weniger als 13 PPMA (parts per million Atome, AST Standard F-121-83), bevorzugt sind. Insbesondere bevorzugt enthält das Einkristallsilizium weniger als 12 PPMA Sauerstoff, stärker bevorzugt weniger als 11 PPMA Sauerstoff und am meisten bevorzugt weniger als 10 PPMA Sauerstoff. Dies beruht darauf, dass bei mittleren bis hohen Sauerstoffgehalten in Wafern, d. h. 14 PPMA bis 18 PPMA die Bildung von Sauerstoffinduzierten Packungsfehlern und Bändern mit erhöhter Sauerstoffclusterbildung genau innerhalb der V/I-Grenze stärker betont werden. Jede dieser Tatsachen stellt eine potentielle Quelle für Probleme bei einem gegebenen Herstellungsverfahren für integrierte Schaltungen dar.
Die Effekte der gesteigerten Sauerstoffclusterbildung können ferner mittels zwei Verfahren verringert werden, die einzeln oder in Kombination verwendet werden. Sauerstoffpräzipitationsnukleierungszentren bilden sich typischerweise in Silizium, das bei einer Temperatur im Bereich von etwa 350° bis etwa 750°C getempert wird. Bei einigen Anwendungen kann es daher bevorzugt sein, dass der Kristall ein "kurzer" Kristall ist, d. h. ein Kristall, der nach dem Czochralski-Verfahren gezüchtet wurde, bis das Impfende vom Schmelzpunkt des Siliziums (1410°C) bis auf etwa 750°C abgekühlt ist, wonach der Rohling schnell abgekühlt wird. Auf diese Weise wird die Zeit innerhalb des zur Bildung von Nukleierungszentrenkritischen Temperaturbereiches auf ein Minimum beschränkt und die Sauerstoffpräzipitations-Nukleierungszentren verfügen nicht über eine angemessene Zeit um sich in der Kristallziehvorrichtung zu bilden.
Alternativ und eher bevorzugt werden die Sauerstoffpräzipitations-Nukleierungszentren, die sich während des Wachstums des Einkristalls gebildet haben, durch Tempern des Einkristallsiliziums aufgelöst. Vorausgesetzt, dass sie nicht einer stabilisierenden Wärmebehandlung unterzogen wurden, können Sauerstoffpräzipitations-Nukleierungszentren durch rasches Aufheizen des Siliziums auf eine Temperatur von mindestens etwa 875°C aus dem Silizium herausgetempert werden, sowie vorzugsweise Fortsetzen des Temperaturanstiegs bis auf mindestens 1000°C. Zu dem Zeitpunkt, wo das Silizium die 1000°C erreicht, wurden im wesentlichen alle (z. B. mehr als 99%) dieser Defekte herausgetempert. Es ist wichtig, dass die Wafer sehr schnell auf diese Temperaturen aufgeheizt werden, d. h. dass die Geschwin digkeit des Temperaturanstiegs mindestens etwa 10°C pro Minute und mehr, bevorzugt mindestens etwa 50°C pro Minute beträgt. Ansonsten könnten einige oder alle der Sauerstoffpräzipitations-Nukleierungszentren durch die Wärmebehandlung stabilisiert werden. Ein Gleichgewicht scheint nach relativ kurzen Zeiträumen erreicht zu werden, d. h. in der Größenordnung von 1 Minute. Dementsprechend können Sauerstoffpräzipitations-Nukleierungszentren in dem einkristallinen Silizium durch Tempern bei einer Temperatur von mindestens etwa 875°C über einen Zeitraum vom mindestens etwa 30 Sekunden, vorzugsweise mindestens etwa 10 Minuten aufgelöst werden. Die Auflösung kann in einem konventionellen Ofen durchgeführt werden, oder in einem thermischen Schnelltempersystem (RTA). Zusätzlich kann die Auflösung bei Kristall-Rohlingen oder bei Wafern, vorzugsweise bei Wafern, durchgeführt werden.
Obwohl die Temperatur, bei der eine Selbsteinlagerungsstellenagglomerierungsreaktion auftritt in der Theorie über einen weiten Bereich von Temperaturen variieren kann, scheint unter praktischen Gesichtspunkten dieser Bereich bei konventionellem Czochralski-gezüchtetem Silizium relativ eng zu sein. Dies ist eine Konsequenz des relativ engen Bereichs von anfänglichen Selbsteinlagerungsstellenkonzentrationen, die typischerweise bei Silizium erhalten werden, welches nach der Czochralski-Methode gezüchtet wird. Im allgemeinen wird daher eine Selbsteinlagerungsstellenagglomerierungsreaktion, wenn überhaupt, typischerweise bei Temperaturen innerhalb des Bereichs von etwa 1100°C bis etwa 800°C auftreten. Wie die unten angegebenen Beispiele belegen, gewährleistet die vorliegende Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines Einkristall-Siliziumrohlings bei dem, wenn der Rohling auf die Verfestigungstemperatur gemäß der Czochralski-Methode abkühlt, die Agglomerierung von intrinsischen Punktdefekten innerhalb eines axialsymmetrischen Bereiches des Stückes mit konstantem Durchmesser des Rohlings verhindert wird, aus dem die Wafer geschnitten werden.
Die folgenden Beispiele führen einen Satz von Bedingungen aus, der verwendet werden kann, um das gewünschte Ergebnis zu erreichen. Alternative Ansätze existieren zum Bestimmen eines optimalen Ziehgeschwindigkeitsprofils für eine gegebene Kristallziehvorrichtung. Beispielsweise kann anstelle des Ziehens einer Reihe von Rohlingen bei verschiedenen Ziehgeschwindigkeiten ein Einkristall mit Ziehgeschwindigkeiten gezüchtet werden, die entlang der Länge des Kristalls ansteigen und sich verringern; bei diesem Ansatz würde bewirkt, dass agglomerierte Selbsteinlagerungsdefekte während des Wachstums eines Einkristalls vielfach auftreten und wieder verschwinden. Optimale Ziehgeschwindigkeiten könnten dann für eine Reihe von verschiedenen Kristallpositionen bestimmt werden. Dementsprechend sollten die folgenden Beispiele nicht in einem beschränkenden Sinne verstanden werden.
Beispiel 1
Optimierungsprozess für eine Kristallziehvorrichtung mit einem vorexistierenden Heißzonendesign
Ein erster 200 mm Einkristall-Siliziumrohling wurde unter Bedingungen gezüchtet, bei denen die Ziehgeschwindigkeit linear von 0,75 mm/min. auf 0,35 mm/min. über die Länge des Kristalls abfiel. 14 zeigt die Ziehgeschwindigkeit als Funktion der Kristalllänge. Unter Berücksichtigung des vorgegebenen axialen Temperaturprofils eines wachsenden 200 mm Rohlings in der Kristallziehvorrichtung und der vorgegebenen radialen Variationen beim momentanen axialen Temperaturgradienten G₀, d. h. der axiale Temperaturgradient an der Schmelze/Festgrenzfläche, wurden diese Ziehgeschwindigkeiten ausgewählt, um sicherzustellen, dass der Rohling an einem Ende Gitterlücken-dominiertes Material von der Mitte zur Kante und Einlagerungsstellen-dominiertes Material von der Mitte zur Kante am anderen Ende des Rohlings aufweist. Der gezüchtete Rohling wurde längs aufgeschnitten und analysiert, um zu bestimmen, wo die Bildung von agglomerierten interstitiellen Defekten anfängt.
15 ist eine Bilddarstellung, erzeugt durch Rasterung der Minoritäsladungsträgerlebensdauer eines Axialschnitts des Rohling über eine Sektion, reichend von etwa 635 mm bis etwa 760 mm von der Schulter des Rohlings, nach einer Reihe von Sauerstoffpräzipitationswärmebehandlungen, welche die Defektverteilungsmuster aufzeigen. Bei einer Kristallposition von etwa 680 mm kann ein Band von agglomerierten interstitiellen Defekten 28 erkannt werden. Diese Position entspricht einer kritischen Ziehgeschwindigkeit von v* (680 mm) = 0,33 mm/min. An diesem Punkt ist die Breite des axialsymmetrischen Bereiches 6 (ein Bereich der Einlagerungsstellen-dominiertes Material ist, jedoch einen Mangel an agglomerierten interstitiellen Defekten aufweist) an seinem Maximum; die Breite des Gitterlücken-dominierten Bereiches 8, R_v* (680) liegt bei etwa 35 mm und die Breite des axialsymmetrischen Bereiches R_I* (680) beträgt etwa 65 mm.
Eine Serie von vier Einkristall-Siliziumrohlingen wurde anschließend bei stetigen Ziehgeschwindigkeiten gezüchtet, die ein bisschen größer und ein bisschen kleiner als die Ziehgeschwindigkeit waren, bei der die maximale Breite des axialsymmetrischen Bereiches des ersten 200 mm Rohlings erhalten wurde. 16 zeigt die Ziehgeschwindigkeit als eine Funktion der Kristalllänge für jeden der vier Kristalle, markiert mit 1–4. Diese vier Kristalle wurden anschließend analysiert, um die axiale Position (und die entsprechende Ziehgeschwindigkeit) bei der die agglomerierten interstitiellen Defekte als erstes auftreten oder verschwinden. Diese vier empirisch bestimmten Stellen (mit "*" markiert) sind in 16 gezeigt. Die Interpolation zwischen und die Extrapolation von diesen Punkten ergab eine Kurve, markiert mit v* (Z) in 16. Diese Kurve steht in erster Näherung für die Ziehgeschwindigkeit für 200 mm Kristalle als Funktion der Länge in der Kristallziehvorrichtung, bei der der axialsymmetrische Bereich seine maximale Breite erreicht.
Die Züchtung weiterer Kristalle mit anderen Ziehgeschwindigkeiten und die weitergehende Analyse dieser Kristalle würde die empirische Definition von v* (Z) weiter verfeinern.
Beispiel 2
Verringerung der radialen Variation bei G₀ (r)
Die 17 und 18 zeigen die Verbesserung der Qualität, die durch Verringerung der radialen Variation des axialen Temperaturgradienten an der Kristall/Schmelzengrenzfläche, G₀ (r) erreicht werden kann. Die anfängliche Konzentration (etwa 1 cm von der Kristall/Schmelzengrenzfläche) von Gitterlücken und Einlagerungsstellen wird für zwei Fälle mit unterschiedlichem G₀ (r) berechnet: (1) G₀ (r) = 2,65 + 5 × 10^–4r² (K/mm) sowie (2) G₀ (r) = 2,65 + 5 × 10^–5r² (K/mm). In jedem Fall wurde die Ziehgeschwindigkeit so eingestellt, dass die Grenze zwischen Gitterlücken-reichem Silizium und Einlagerungsstellen-reichem Silizium bei einem Radius von 3 cm liegt. Die verwendete Ziehgeschwindigkeit im Fall 1 und 2 betrug 0,4 bzw. 0,35 mm/min. Aus der 18 wird deutlich, dass die anfängliche Konzentration der Einlagerungsstellen in dem Einlagerungsstellen-reichen Stück des Kristalls dramatisch verringert wird, wenn die radiale Variation des anfänglichen axialen Temperaturgradienten verringert wird. Dies führt zu einer Verbesserung der Materialqualität, da es leichter wird, die Bildung von Einlagerungsdefektclustern aufgrund der Übersättigung der Einlagerungsstellen zu vermeiden.
Beispiel 3
Erhöhte Ausdiffusionszeit für Einlagerungsstellen
Die 19 und 20 zeigen die Qualitätsverbesserung, die durch Erhöhen der Zeit für die Ausdiffusion von Einlagerungsstellen erreicht werden kann. Die Konzentration der Einlagerungsstellen wird für zwei Fälle mit unterschiedlichem axialen Temperaturprofilen in Kristall dT/dz berechnet. Der axiale Temperaturgradient an der Kristall/Schmelzengrenzfläche ist in beiden Fällen der gleiche, so dass die anfängliche Konzentration (etwa 1 cm von der Kristall/Schmelzengrenzfläche) der Einlagerungsstellen in beiden Fällen die gleiche ist. In diesem Beispiel wurde die Ziehgeschwindigkeit so eingestellt, dass der gesamte Kristall Einlagerungstellenreich ist. Die Ziehgeschwindigkeit war in beiden Fällen die gleiche, 0,32 mm/min. Die längere Zeit für die Ausdiffusion der Einlagerungsstellen in Fall 2 führt zu einer Gesamtverringerung der Einlagerungsstellenkonzentration. Dies führt zu einer Qualitätsverbesserung des Materials, da es leichter wird, die Bildung von interstitiellen Defektclustern aufgrund der Übersättigung mit Einlagerungsstellen zu vermeiden.
Beispiel 4
Ein 700 mm langer Kristall, mit 150 mm Durchmesser wurde mit variierender Ziehgeschwindigkeit gezüchtet. Die Ziehgeschwindigkeit variierte nahezu linear von 1,2 mm/min an der Schulter bis 0,4 mm/min in 430 mm Entfernung von der Schulter, und anschließend nahezu linear zurück auf 0,65 mm/min bei 700 mm entfernt von der Schulter. Unter diesen Bedingungen in diesem bestimmten Kristallziehgerät wird der gesamte Radius unter Einlagerungsstellen-reichen Bedingungen über die Länge des Kristalls von etwa 320 mm bis 525 mm entfernt von der Schulter des Kristalls gezüchtet. Bei einer axialen Position von etwa 525 mm und einer Ziehgeschwindigkeit von etwa 0,47 mm/min ist der Kristall frei von agglomerierten intrinsischen Punktdefektclustern, über den gesamten Durchmesser. Mit anderen Worten, es gibt eine kleine Sektion des Kristalls, in der die Breite des axialsymmetrischen Bereichs, d. h. der Bereich, der im wesentlichen frei von agglomerierten Defekten ist, gleich dem Radius des Rohlings ist.
Angesichts des oben Ausgeführten, wird deutlich, dass die vielfältigen Ziele der Erfindung erreicht wurden.

Claims

Einkristallsiliziumwafer gezogen nach dem Czochralski-Verfahren, mit einer zentralen Achse, einer Vorderseite und einer Rückseite die im Allgemeinen senkrecht zu der Achse liegen, einer umlaufenden Kante, einem Radius der sich von der zentralen Achse zur umlaufenden Kante des Wafers erstreckt, sowie einem Nominaldurchmesser von 200 mm, wobei der Wafer dadurch gekennzeichnet ist, dass der Wafer einen axialsymmetrischen Bereich aufweist der im Wesentlichen frei von agglomerierten intrinsischen Punktdefekten ist, und der axialsymmetrische Bereich sich von der umlaufenden Kante des Wafers radial einwärts erstreckt und eine Breite aufweist, die gemessen von der umlaufenden Kante in radialer Richtung auf die zentrale Achse mindestens 80% der Radiuslänge des Wafers beträgt.
Einkristallsiliziumwafer gezogen nach dem Czochralski-Verfahren, mit einer zentralen Achse, einer Vorderseite und einer Rückseite die im Allgemeinen senkrecht zu der Achse liegen, einer umlaufenden Kante, einem Radius der sich von der zentralen Achse zur umlaufenden Kante des Wafers erstreckt, sowie einem Nominaldurchmesser von 150 mm, wobei der Wafer dadurch gekennzeichnet ist, dass der Wafer einen axialsymmetrischen Bereich aufweist der im Wesentlichen frei von agglomerierten intrinsischen Punktdefekten ist, und der axialsymmetrische Bereich sich von der umlaufenden Kante des Wafers radial einwärts erstreckt und eine Breite aufweist, die gemessen von der umlaufenden Kante in radialer Richtung auf die zentrale Achse mindestens 80% der Radiuslänge des Wafers beträgt.
Wafer nach Anspruch 1 oder Anspruch 2, wobei der axialsymmetrische Bereich eine Breite gemessen von der umlaufenden Kante in radialer Richtung auf die zentrale Achse aufweist, die dem Radius des Wafers entspricht.
Wafer nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei der axialsymmetrische Bereich Siliziumselbsteinlagerungsstellen als die vorherrschenden intrinsischen Punktdefekte aufweist.
Wafer nach einem der Ansprüche 1 bis 4, wobei der Wafer einen Sauerstoffgehalt aufweist, der weniger als 13 PPMA beträgt.
Wafer nach einem der Ansprüche 1 bis 4, wobei der Wafer einen Sauerstoffgehalt aufweist der weniger als 11 PPMA beträgt.
Wafer nach einem der Ansprüche 1 bis 6, wobei der Wafer keine Nukleierungszentren für Sauerstoffpräzipitierung aufweist.
Einkristallsiliziumrohling gezogen nach dem Czochralski-Verfahren, mit einer zentralen Achse, einem Impfkonus, einem Endkonus und einem Stück mit konstantem Durchmesser zwischen dem Impfkonus und dem Endkonus, der eine umlaufende Kante aufweist sowie einen Radius der sich von der zentralen Achse zu der umlaufenden Kante erstreckt, sowie einen Nominaldurchmesser von 200 mm, wobei der Einkristallsiliziumrohling dadurch gekennzeichnet ist, dass nachdem der Rohling gezogen und auf die Erstarrungstemperatur abgekühlt wurde, das Stück mit konstantem Durchmesser einen axialsymmetrischen Bereich enthält, der im Wesentlichen frei von agglomerierten intrinsischen Punktdefekten ist, wobei sich der axialsymmetrische Bereich radial einwärts von der umlaufenden Kante des Rohlings erstreckt und eine Breite aufweist, die gemessen von der umlaufenden Kante in radialer Richtung auf die zentrale Achse des Rohlings, mindestens 30% der Radiuslänge des Stücks mit konstantem Durchmesser beträgt, und eine Länge aufweist, die gemessen entlang der zentralen Achse mindestens 80% der Länge des Stücks mit konstantem Durchmesser des Rohlings beträgt.
Einkristallsiliziumrohling gezogen nach dem Czochralski-Verfahren, mit einer zentralen Achse, einem Impfkonus, einem Endkonus und einem Stück mit konstantem Durchmesser zwischen dem Impfkonus und dem Endkonus, der eine umlaufende Kante aufweist sowie einen Radius der sich von der zentralen Achse zu der umlaufenden Kante erstreckt, sowie einen Nominaldurchmesser von 150 mm, wobei der Einkristallsiliziumrohling dadurch gekennzeichnet ist, dass nachdem der Rohling gezogen und auf die Erstarrungstemperatur abgekühlt wurde, das Stück mit konstantem Durchmesser einen axialsymmetrischen Bereich enthält, der im Wesentlichen frei von agglomerierten intrinsischen Punktdefekten ist, wobei sich der axialsymmetrische Bereich radial einwärts von der umlaufenden Kante des Rohlings erstreckt und eine Breite aufweist, die gemessen von der umlaufenden Kante in radialer Richtung auf die zentrale Achse des Rohlings, mindestens 30% der Radiuslänge des Stücks mit konstantem Durchmesser beträgt, und eine Länge aufweist, die gemessen entlang der zentralen Achse mindestens 80% der Länge des Stücks mit konstantem Durchmesser des Rohlings beträgt.
Einkristallsiliziumrohling nach Anspruch 8 oder Anspruch 9, wobei die Länge des axialsymmetrischen Bereichs der Länge des Stücks mit konstantem Durchmesser des Rohlings entspricht.
Einkristallsiliziumrohling nach einem der Ansprüche 8 bis 10, wobei die Breite mindestens 60% der Radiuslänge des Stücks mit konstantem Durchmesser beträgt.
Einkristallsiliziumrohling nach einem der Ansprüche 8 bis 10, wobei der axialsymmetrische Bereich eine Breite aufweist, die etwa gleich der Radiuslänge des Stücks mit konstantem Durchmesser ist.
Einkristallsiliziumrohling nach einem der Ansprüche 8 bis 12, wobei der axialsymmetrische Bereich Siliziumselbsteinlagerungsstellen als vorherrschende intrinsische Punktdefekte aufweist.
Verfahren zum Ziehen eines Einkristallsiliziumrohlings, bei dem der Rohling eine zentrale Achse, einen Impfkonus, einen Endkonus und ein Stück mit konstantem Durchmesser zwischen dem Impfkonus und dem Endkonus mit einer umlaufenden Kante und einem Radius der sich von der zentralen Achse zu der umlaufenden Kante erstreckt sowie einen Durchmesser von 200 mm aufweist, wobei der Rohling nach dem Czochralski-Verfahren aus einer Siliziumschmelze gezogen und anschließend auf die Erstarrungstemperatur abgekühlt wird, wobei das Verfahren umfasst: Steuern einer Wachstumsgeschwindigkeit, v, und eines momentanen axialen Temperaturgradienten, G₀, des Kristalls während des Ziehens des Stücks mit konstantem Durchmesser des Rohlings, so dass das Verhältnis v/G₀ im Bereich von Werten vom 0,5 bis 2,5-fachen des kristischen Wertes von v/G₀ liegt, um die Ausbildung eines axialsymmetrischen Bereichs zu bewirken, der nach dem Abkühlen des Rohlings auf die Erstarrungstemperatur im Wesentlichen frei von agglomerierten intrinsischen Punktdefekten ist, wobei sich der axialsymmetrische Bereich von der umlaufenden Kante des Rohlings einwärts erstreckt und eine Breite aufweist, die gemessen von der umlaufenden Kante in radialer Richtung auf die zentrale Achse des Rohlings mindestens 30% der Radiuslänge des Rohlings beträgt, und eine Länge aufweist, die mindestens 20% der Länge des Stücks mit konstantem Durchmesser des Rohlings beträgt, wobei die Steuerung von G₀ das Steuern des Wärmeübergangs an der Schmelze/Feststoffgrenzfläche durch Verändern des Abstands zwischen der Schmelzenoberfläche und einer Vorrichtung, die oberhalb der Schmelzenoberfläche positioniert ist, oder durch Einstellen der einem Heizer in der Nähe der Siliziumschmelze zugeführten Leistung umfasst.
Verfahren zum Ziehen eines Einkristallsiliziumrohlings, bei dem der Rohling eine zentrale Achse, einen Impfkonus, einen Endkonus und ein Stück mit konstantem Durchmesser zwischen dem Impfkonus und dem Endkonus mit einer umlaufenden Kante und einem Radius, der sich von der zentralen Achse zu der umlaufenden Kante erstreckt, sowie einen Durchmesser von 150 mm aufweist, wobei der Rohling nach dem Czochralski-Verfahren aus einer Siliziumschmelze gezogen und anschließend auf die Erstarrungstemperatur abgekühlt wird, wobei das Verfahren umfasst: Steuern einer Wachstumsgeschwindigkeit, v, und eines momentanen axialen Temperaturgradienten, G₀, des Kristalls während des Ziehens des Stücks mit konstantem Durchmesser des Rohlings, so dass das Verhältnis v/G₀ im Bereich von Werten vom 0,5 bis 2,5-fachen des kristischen Wertes von v/G₀ liegt, um die Ausbildung eines axialsymmetrischen Bereichs zu bewirken, der nach dem Abkühlen des Rohlings auf die Erstarrungstemperatur im Wesentlichen frei von agglomerierten intrinsischen Punktdefekten ist, wobei sich der axialsymmetrische Bereich von der umlaufenden Kante des Rohlings einwärts erstreckt und eine Breite aufweist, die gemessen von der umlaufenden Kante in radialer Richtung auf die zentrale Achse des Rohlings mindestens 30% der Radiuslänge des Rohlings beträgt, und eine Länge aufweist, die mindestens 20% der Länge des Stücks mit konstantem Durchmesser des Rohlings beträgt, wobei die Steuerung von G₀ das Steuern des Wärmeübergangs an der Schmelze/Feststoffgrenzfläche durch Verändern des Abstands zwischen der Schmelzenoberfläche und einer Vorrichtung die oberhalb der Schmelzenoberfläche positioniert ist, oder durch Einstellen der einem Heizer in der Nähe der Siliziumschmelze zugeführten Leistung umfasst.
Verfahren nach Anspruch 14 oder Anspruch 15, wobei die Vorrichtung aus der Gruppe bestehend aus einem Reflektor, einer Strahlungsabschirmung, einem Abführrohr (purge tube) oder einem Lichtrohr (light pipe) ausgewählt ist.
Verfahren nach Anspruch 14 oder Anspruch 15, wobei der Wärmeübergang kontrolliert wird durch Verändern der Position der Schmelzenoberfläche relativ zur Position der Vorrichtung.
Verfahren nach Anspruch 14 oder Anspruch 15, wobei der Wärmeübergang durch Verändern der Position der Vorrichtung relativ zur Position der Schmelzenoberfläche gesteuert wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 18, wobei die Länge des axialsymmetrischen Bereichs mindestens 40% der Länge des Stücks mit konstantem Durchmesser des Rohlings beträgt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 18, wobei die Länge des axialsymmetrischen Bereichs mindestens 60% der Länge des Stücks mit konstantem Durchmesser des Rohlings beträgt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 20, wobei der axialsymmetrische Bereich eine Breite aufweist, die mindestens 60% der Radiuslänge des Stücks mit konstantem Durchmesser beträgt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 20, wobei der axialsymmetrische Bereich eine Breite aufweist, die mindestens 80% der Radiuslänge des Stücks mit konstantem Durchmesser beträgt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 22, wobei die Wachstumsgeschwindigkeit, v, und der momentane axiale Temperaturgradient, G₀, so gesteuert werden, dass das Verhältnis v/G₀ bei Werten vom 0,6 bis 1,5-fachen des kritischen Wertes von v/G₀ liegt.
Verfahren nach Anspruch 23, ferner dadurch gekennzeichnet, dass eine Abkühlgeschwindigkeit des axialsymmetrischen Bereichs in einem Temperaturbereich von 1400°C bis 800°C gesteuert wird, so dass die Geschwindigkeit im Bereich von 0,2°C/Minute bis 1,5°C/Minute liegt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 22, wobei die Wachstumsgeschwindigkeit, v, und der momentane axiale Temperaturgradient, G₀, so gesteuert werden, dass das Verhältnis v/G₀ bei Werten vom 0,75 bis 1-fachen des kritischen Werts von v/G₀ liegt.
Verfahren nach Anspruch 25, ferner dadurch gekennzeichnet, dass eine Abkühlgeschwindigkeit des axialsymmetrischen Bereichs in einem Temperaturbereich von 1400°C bis 1000°C so gesteuert wird, dass die Geschwindigkeit im Bereich von 0,2°C/Minute bis 1°C/Minute liegt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 26, wobei Nukleierungszentren für die Sauerstoffpräzipitierung, die während des Ziehens des Einkristalls gebildet werden, durch Tempern des einkristallinen Siliziums aufgelöst werden.
Einkristallsiliziumwafer erhältlich nach dem Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 27.
Einkristallsiliziumrohling erhältlich nach dem Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 27.