DE69833610T2

DE69833610T2 - Verfahren und Vorrichtung zur Herstellung von Silicium Einkristall mit verringerten Kristalldefekten und danach hergestellte Silicium Einkristall und Silici umwafer

Info

Publication number: DE69833610T2
Application number: DE69833610T
Authority: DE
Inventors: Ltd. Makoto c/o Shin-Etsu Handotai Co. Annaka-shi Iida; Ltd. Eiichi c/o Shin-Etsu Handotai Co. Annaka-shi Iino; Ltd. Masanori c/o Shin-Etsu Handotai Co. Annaka-shi Kimura; Ltd. Shozo c/o Shin-Etsu Handotai Co. Annaka-shi Muraoka; Hideki Shin-Etsu Handotai Co. Ltd. Nishishirakawa-gun Yamanaka
Original assignee: Shin Etsu Handotai Co Ltd
Current assignee: Shin Etsu Handotai Co Ltd
Priority date: 1997-07-09
Filing date: 1998-06-24
Publication date: 2006-12-28
Anticipated expiration: 2018-06-25
Also published as: US6159438A; US5968264A; KR100558177B1; EP0890662A1; KR19990013581A; DE69833610D1; JPH1179889A; EP0890662B1; US6364947B1

Description

ALLGEMEINER STAND DER TECHNIK
Bereich der Erfindung:
Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung eines Siliziumeinkristalls mit wenigen Kristalldefekten und einer gleichmäßigen Verteilung der Sauerstoffkonzentration sowie auf einen Siliziumeinkristall und Siliziumwafer, die durch dasselbe hergestellt werden.
Beschreibung verwandter Techniken:
Zusammen mit einer Abnahme der Größe von Halbleiterelementen zur Bewältigung des erhöhten Integrationsgrades von Halbleiterkreisen sind in letzter Zeit die Qualitätserfordernisse für Siliziumeinkristalle, die mittels des Czochralski-Verfahrens (im Folgenden CZ-Verfahren genannt) zur Verwendung als Material für Substrate von Halbleiterkreisen gezüchtet werden, verschärft worden. Insbesondere ist eine Reduzierung der Dichte und Größe von eingewachsenen Defekten wie etwa Flussverhaltensdefekten (FPD = flow pattern defects), Laserstreutomographiedefekten (LSTD = laser scattering tomography defects) und vom Kristall herrührende Teilchen (COP = crystal originated particles) erforderlich gewesen.
Im Anschluss an die Beschreibung der oben genannten, in einem Siliziumeinkristall inkorporierten Defekte werden zunächst Faktoren beschrieben, die die Konzentration eines Punktdefekts, der Gitterlücke genannt wird (hier nachfolgend als V bezeichnet), und die Konzentration eines Punktdefekts, der Zwischengitteratom-Silizium (hier nachfolgend als I-Silizium bezeichnet) genannt wird, bestimmen.
In einem Siliziumkristall bezieht sich eine V-Region auf eine Region, die eine relativ große Anzahl an Gitterlücken aufweist, d. h. Vertiefungen, Grübchen oder dergleichen, die durch fehlende Siliziumatome verursacht wurden; und eine I-Region bezieht sich auf eine Region, die eine relativ große Anzahl an Versetzungen aufweist, die durch ein Übermaß an Siliziumatomen oder einer relativ großen Anzahl an Gruppen eines Übermaßes an Siliziumatomen verursacht wurde. Zwischen der V-Region und der I-Region besteht außerdem eine neutrale (kann nachfolgend als N bezeichnet werden) Region, die keine oder wenige fehlende oder im Übermaß vorhandene Siliziumatome enthält. Aus neusten Studien hat sich ergeben, dass die oben erwähnten eingewachsenen Defekte, wie etwa FPD, LSTD und COP, nur dann erzeugt werden, wenn Gitterlücken und/oder Zwischengitteratome in einem übersättigten Zustand vorhanden sind, und dass selbst wenn manche Atome von ihren idealen Stellungen abweichen, diese nicht als Defekte auftreten, solange die Gitterlücken und/oder Zwischengitteratome das gesättigte Niveau nicht überschreiten.
Gemäß weit verbreiteter Ansicht hängt bei dem CZ-Verfahren die Konzentration von Gitterlücken und/oder Zwischengitteratomen von der Beziehung zwischen der Ziehgeschwindigkeit des Kristalls und dem Temperaturgefälle G in der Nähe einer Fest-Flüssig-Grenzfläche eines wachsenden Kristalls ab (siehe 4), und eine andere Art von Defekt, oxidationsinduzierter Stapelfehler (OSF = oxidation-induced stacking fault) genannt, ist in der Nähe der Grenze zwischen der V-Region und der I-Region vorhanden (Erich Dornberger und Wilfred von Ammon, J. Electrochem. Soc., Bd. 143, Nr. 5, Mai 1996; T. Abe, H. Harada, J. Chikawa, Veröffentlichung vorgestellt auf der ICDS-12 Amsterdam, 31. August bis 3. September 1982).
Gemäß einem herkömmlichen Ziehverfahren wird das Ziehen angesichts der Wachstumskosten und in der Annahme, dass in einer an V reichen Region kein OSF besteht, größtenteils in der an V reichen Region durchgeführt, in der ein Kristall bei einer relativ hohen Wachstumsgeschwindigkeit gezüchtet werden kann. Außerdem ist während des Ziehens ein zeitlicher Temperaturverlauf oder dergleichen gesteuert, um die in der an V reichen Region erzeugten Kristalldefekte zu reduzieren. Gemäß der beim herkömmlichen Ziehverfahren praktizierten Steuerung wird zum Beispiel eine Übergangszeit über eine Temperaturzone von 1150-1080 °C relativ lang gehalten, um die Dichte der Defekte zu reduzieren, wobei jeder von diesen denkbarerweise eine Gruppe von Gitterlücken wie etwa FPD ist, so dass dort die dielektrische Durchschlagsfestigkeit des Oxidfilms, die ein Faktor bei der Beurteilung der Vorrichtungscharakteristiken ist, verbessert werden kann. Neuste Studien haben jedoch ergeben, dass ein derartiges Verfahren wie das Steuern einen zeitlichen Temperaturverlauf (einer Übergangszeit über eine gewisse Temperaturzone) während des Ziehens die Dichte der Defekte zwar reduzieren kann, sich die Größe der Defekte aber eher erhöht, woraus sich ergibt, dass ein totales Volumen von Defekten nicht reduziert werden kann.
Somit wurde vor Kurzem trotz einer Erhöhung der Herstellungskosten ein Versuch unternommen, die Ziehgeschwindigkeit zur Verbesserung der Qualität zu reduzieren oder ein Temperaturgefälle in der Nähe der Fest-Flüssig-Grenzfläche eines Kristalls so stark wie möglich zu erhöhen, um dadurch einen Kristall herzustellen, der teilweise oder gänzlich eine an I reiche Region aufweist, in der FPD, LSTD, COP und ähnliche Defekte weniger oft beobachtet werden. Neuste Studien haben jedoch ergeben, dass selbst in der an I reichen Region relativ große Secco-Ätzgrübchendefekte (nachfolgend mit L-SEPD bezeichnet) an einem Abschnitt, der sich von der Grenzregion zwischen der an V reichen Region und der an I reichen Region entfernt befindet, vorhanden sind. LSEPD ist denkbarerweise eine Versetzungsschleife, die aus einer Gruppe von überschüssigem Zwischengitteratomsilizium gebildet ist. L-SEPD wird eher eine negative Auswirkung auf die Vorrichtungscharakteristiken haben als FPD, LSTD, COP und ähnliche Defekte, die in der an V reichen Region erzeugt wurden.
Eine neue Tendenz, den Grad an Integration von Halbleitervorrichtungen zu erhöhen, erfordert die Gleichmäßigkeit von Eigenschaften über eine Siliziumwaferoberfläche. Genauer ist es wünschenswert, das die Sauerstoffkonzentration gleichmäßig über die Oberfläche eines Wafers verteilt ist, da die Verteilung den Ertrag von Vorrichtungen direkt beeinflusst.
Denkbare Faktoren, die für eine Beeinträchtigung der Sauerstoffkonzentrationsverteilung über die Oberfläche eines Siliziumwafers, der aus einem mittels des CZ-Verfahrens gezüchteten Kristall erhalten wurde, verantwortlich sind, umfassen die Konvektion von Siliziumschmelze, die Bedingungen einer Gasatmosphäre, die Drehung eines Kristalls und die Drehung eines Schmelztiegels. Insbesondere da eine Kühlungsgeschwindigkeit sich von einem äußeren Umfangsabschnitt zu einem inneren Mittelabschnitt eines wachsenden Kristallingots unterscheidet, wird eine Kristallwachstumsgrenzfläche (eine Fest-Flüssig-Grenzfläche) nicht flach, was somit eine negative Wirkung auf die Sauerstoffkonzentrationsverteilung über die Fläche eines Wafers hat.
Genauer ist bei dem CZ-Verfahren das Kristallwachstum an einem inneren Abschnitt einer Kristallwachstumsgrenzfläche relativ langsam aufgrund eines relativ langsamen Kühlens. Demzufolge wird die Kristallwachstumsgrenzfläche aufwärts konvex. Ein durch das Schneiden des so gezüchteten Siliziumingots erhaltener Wafer weist Wachstumsstreifungen auf der Oberfläche auf, die von unterschiedlichen Wachstumszeiten abgeleitet sind. Infolgedessen wird über die Waferoberfläche gemäß den Variationen der Sauerstoffkonzentration in der Richtung des Kristallwachstums eine Sauerstoffkonzentration verteilt.
Herkömmlicherweise werden derartige Variationen und eine derartige Verteilung der Sauerstoffkonzentration, die von dem Profil einer Fest-Flüssig-Grenzfläche abgeleitet werden, als unvermeidlich angesehen, wenn ein Einkristallingot mittels des CZ-Verfahrens gezüchtet wird.
Demgemäß wurde, nachdem es als selbstverständlich betrachtet wurde, dass die Variationen und die Verteilung der Sauerstoffkonzentration, die von dem Profil einer Fest-Flüssig-Grenzfläche abgeleitet werden, zum Teil vorhanden sind, ein Versuch unternommen, die Sauerstoffkonzentrationsverteilung über eine Waferoberfläche durch die Steuerung der oben erwähnten Faktoren, wie etwa die Drehung eines Kristalls, zu verbessern.
ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
Die vorliegende Erfindung wurde geschaffen, um die oben erwähnten Probleme zu lösen, und es ist ein Ziel der Erfindung, bei hoher Produktivität einen Siliziumeinkristall und einen Siliziumwafer mittels des CZ-Verfahrens zu erhalten, so dass weder eine an V reiche Region noch eine an I reiche Region vorhanden ist und eine Defektdichte über den ganzen Kristallquerschnitt sehr niedrig ist, sowie die Verteilung der Sauerstoffkonzentration über die Oberfläche eines Siliziumwafers zu verbessern.
Gemäß einem ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung ist ein Verfahren zum Herstellen eines Siliziumeinkristalls gemäß einem Czochralski- Verfahren bereitgestellt, wobei während des Wachstums eines Siliziumeinkristalls: (a) das Ziehen durchgeführt wird, so dass eine Fest-Flüssig-Grenzfläche im Kristall, mit Ausnahme eines Umfangsabschnitts mit einer Breite von 5 mm, innerhalb eines Bereichs einer durchschnittlichen Vertikalstellung der Fest-Flüssig-Grenzfläche ± 5 mm besteht; und/oder (b) eine Ofentemperatur gesteuert wird, so dass eine Temperaturgefälledifferenz ΔG (= Ge – Gc) nicht größer als 5 °C/cm ist, wobei Ge ein Temperaturgefälle (°C/cm) an einem Umfangsabschnitt des Kristalls ist, und Gc ein Temperaturgefälle (°C/cm) an einem Mittelabschnitt des Kristalls ist, wobei beide in einer im Kristall befindlichen absteigenden Temperaturzone zwischen 1420 °C und 1350 °C oder zwischen einem Schmelzpunkt von Silizium und 1400 °C in der Nähe der Fest-Flüssig-Grenzfläche des Kristalls sind.
Als Ergebnis des Ziehens eines Kristalls, so dass die Kristallwachstumsgrenzfläche (Fest-Flüssig-Grenzfläche) in dem Kristall, mit Ausnahme eines Umfangsabschnitts mit einer Breite von 5 mm, innerhalb eines Bereichs einer durchschnittlichen Vertikalstellung der Fest-Flüssig-Grenzfläche ± 5 mm besteht, weist der Kristall nur eine neutrale Region auf (nachfolgend als N-Region bezeichnet) und weist weder eine an V reiche Region noch eine an I reiche Region, die viele Defekte enthalten, auf. Außerdem kann die Sauerstoffkonzentrationsverteilung über eine Waferoberfläche bedeutend verbessert werden. Der Umfangsabschnitt mit einer Breite von 5 mm der Fest-Flüssig-Grenzfläche ist ausgeschlossen, weil der Abschnitt mit einer Breite von 5 mm im Profil bedeutende Variationen vorweist und instabil ist.
Des Weiteren kann während des Wachstums eines Kristalls durch die Einstellung einer sogenannten Heißzone (nachfolgend als HZ bezeichnet), d. h. durch die Steuerung der Ofentemperatur, so dass das Temperaturgefälle ΔG (= Ge – Gc) nicht größer als 5 °C/cm ist, – wobei Ge das Temperaturgefälle (°C/cm) an dem Umfangsabschnitt des Kristalls ist und Gc das Temperaturgefälle (°C/cm) an dem Mittelabschnitt des Kristalls ist – das Ziehen nur in der N-Region zwischen der an V reichen Region und der an I reichen Region durchgeführt werden. Die Ziehgeschwindigkeit kann außerdem dementsprechend bestimmt werden. Demnach kann ein Siliziumeinkristall auf stabile Art und Weise und bei hoher Produktivität mittels des CZ-Verfahrens gezüchtet werden, welches ausgeführt wird, während nur die N-Region gebildet wird, so dass die Defektdichte über den ganzen Querschnitt eines Kristalls sehr niedrig ist. Demgemäß kann der Wafer stabil hergestellt werden, während eine hohe Produktivität beibehalten wird.
Während des Wachstums eines Kristalls besteht außerdem die Fest-Flüssig-Grenzfläche in dem Kristall durch die Erreichung der Temperaturgefälledifferenz ΔG von nicht größer als 5 °C/cm, mit Ausnahme eines Umfangsabschnitts mit einer Breite von 5 mm, innerhalb eines Bereichs einer durchschnittlichen Vertikalstellung der Fest-Flüssig-Grenzfläche ± 5 mm. Somit kann die Verteilung der Sauerstoffkonzentration über eine Waferoberfläche bedeutend verbessert werden.
In diesem Fall kann das Temperaturgefälle G (Menge an Veränderung der Temperatur/Länge entlang der Kristallachse; °C/cm) in der Nähe der Fest-Flüssig-Grenzfläche eines Kristalls ein Temperaturgefälle in einer im Kristall befindlichen absteigenden Temperaturzone zwischen 1420 °C und 1350 °C oder zwischen einem Schmelzpunkt von Silizium und 1400 °C, vorzugsweise zwischen einem Schmelzpunkt von Silizium und 1400 °C, zur Ausübung einer genaueren Steuerung sein.
Vorzugsweise wird ein Magnetfeld an die Siliziumschmelze angelegt.
Beim Czochralski-Verfahren mit einem angelegten Magnetfeld dehnt sich somit die N-Region durch das Ziehen eines Kristalls, so dass ΔG nicht größer als 5 °C/cm ist, aus und dadurch dehnt sich der Steuerungsbereich dementsprechend aus. Dies erleichtert das Wachstums eines Siliziumeinkristalls und eines Siliziumwafers, die fast frei von Kristalldefekten sind, noch weiter.
Vorzugsweise ist das angelegte Magnetfeld ein horizontales Magnetfeld. Des Weiteren beträgt die Intensität des angelegten Magnetfelds vorzugsweise nicht weniger als 2000 G.
Zum Ausdehnen der N-Region und zum Abflachen der Fest-Flüssig-Grenzfläche durch die Unterdrückung der Konvektion einer Siliziumschmelze wird ein horizontales Magnetfeld einem vertikalen Magnetfeld oder einem Spitzenmagnetfeld vorgezogen. Das Anlegen eines Magnetfelds ergibt keine große Wirkung, wenn die Intensität des Magnetfelds weniger als 2000 G beträgt.
Ferner wird vorzugsweise die Steuerung so durchgeführt, dass die Länge eines Abschnitts eines Kristalls, die einer im Kristall befindlichen absteigenden Temperaturzone zwischen 1300 °C und 1000 °C entspricht, nicht länger als 8 cm ist. Und noch ferner wird vorzugsweise die Steuerung so durchgeführt, dass eine Übergangszeit über eine im Kristall befindliche absteigende Temperaturzone von 1300-1000 °C nicht länger als 80 Minuten beträgt.
Die oben beschriebenen Bedingungen bedeuten Ziehbedingungen, welche die Ziehgeschwindigkeit oder das Temperaturgefälle in einem festen Kristallabschnitt, der sich über der Fest-Flüssig-Grenzfläche befindet, bestimmen. Durch die Ausführung der Steuerung unter den Bedingungen wird der Absolutwert des Temperaturgefälles G relativ hoch.
Folglich kann das Ziehen selbst bei einer relativ hohen Ziehgeschwindigkeit in der N-Region durchgeführt werden.
Wenn die Länge eines Abschnitts eines Kristalls, die einer im Kristall befindlichen absteigenden Temperaturzone zwischen 1300 °C und 1000 °C entspricht, über 8 cm ist, wird der Absolutwert des Temperaturgefälles G relativ klein. Demzufolge muss die Ziehgeschwindigkeit übermäßig niedrig gehalten werden, um einen Siliziumeinkristall, dessen Defektdichte über den ganzen Kristallquerschnitt sehr niedrig ist, oder einen Siliziumwafer, dessen Defektdichte über die ganze Oberfläche sehr niedrig ist, zu erhalten. Gleichermaßen wird der Absolutwert des Temperaturgefälles G relativ klein, wenn eine Übergangszeit über eine im Kristall befindliche absteigende Temperaturzone von 1300-1000 °C länger als 80 Minuten ist. Demzufolge muss die Ziehgeschwindigkeit übermäßig niedrig gehalten werden, um einen Siliziumeinkristall, dessen Defektdichte über den ganzen Kristallquerschnitt sehr niedrig ist, oder einen Siliziumwafer, dessen Defektdichte über die ganze Oberfläche sehr niedrig ist, zu erhalten. Daher ist es schwierig, auf stabile Art und Weise eine hohe Produktivität beizubehalten.
Noch ferner werden vorzugsweise die Ziehgeschwindigkeit und das Temperaturgefälle G in einer im Kristall befindlichen absteigenden Temperaturzone zwischen 1420 °C und 1350 °C oder zwischen einem Schmelzpunkt von Silizium und 1400 °C in der Nähe der Fest-Flüssig-Grenzfläche so eingestellt, dass der Kristall über seinen ganzen Querschnitt in der neutralen Region in der Nähe der Grenzregion zwischen der an Gitterlücken reichen Region und der an Zwischengitteratomen reichen Region gezüchtet wird. Somit kann die Variation der Defektdichte über den ganzen Querschnitt des Kristalls reduziert werden.
Wenn ein Kristall gemäß einem herkömmlichen Verfahren gezogen wird, welches das Konzept der N-Region nicht in Erwägung zieht, wird die Temperaturgefälledifferenz ΔG (= Ge – Gc) relativ groß; demzufolge ist die Bildung nur der N-Region über den ganzen Kristallquerschnitt unmöglich. Wie jedoch vorher erwähnt, kann die N-Region durch die Steuerung von ΔG auf ein Niveau, das nicht höher als 5 °C/cm ist, und durch die angemessene Einstellung der Ziehgeschwindigkeit über den ganzen Kristallquerschnitt gebildet werden. Die N-Region ist kaum anfällig für die Erzeugung von Gitterlücken oder Zwischengitteratomen, etabliert eine relativ niedrige Defektdichte über den ganzen Kristallquerschnitt und zeigt eine relativ kleine Variation der Defektdichte über den ganzen Kristallquerschnitt auf; somit wird eine stabile Qualität auf einen gezüchteten Kristall sowie Wafer, die aus dem Einkristall erhalten werden, übertragen.
Durch das Wachstum des Siliziumeinkristalls mittels des Verfahrens gemäß dem ersten Aspekt kann ein Siliziumeinkristall stabil in der N-Region gezogen werden. Der so gezüchtete Siliziumeinkristall enthält sehr wenige Kristalldefekte wie FPD, LSTD, COP und L-SEPD, und ein von dem Siliziumeinkristall enthaltener Wafer zeigt eine verbesserte Verteilung der Sauerstoffkonzentration über die Oberfläche des Wafers auf.
Gemäß einem zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein mittels des Czochralski-Verfahrens gezüchteter Siliziumeinkristall bereitgestellt, wobei die Variation der Sauerstoffkonzentration in einer Richtung, die senkrecht zu einer Wachstumsrichtung liegt, nicht höher als 5 % ist.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wird ΔG auf ein Niveau gesteuert, das nicht höher als 5 °C/cm ist. Des Weiteren wird das Profil der Fest-Flüssig-Grenzfläche ausreichend flach gestaltet. Demgemäß kann ein Siliziumeinkristall erhalten werden, der eine gleichmäßige Verteilung der Sauerstoffkonzentration aufweist. Genauer stellt die vorliegende Erfindung einen Einkristallingot bereit, der eine gleichmäßige Verteilung der Sauerstoffkonzentration in einer Richtung, die senkrecht zu einer Wachstumsrichtung liegt, über im Wesentlichen die ganze Länge des Ingots aufweist (d. h. die Verteilung der Sauerstoffkonzentration ist über die ganzen Oberfläche eines Wafers, der durch das Schneiden des Einkristallingots erhalten wurde, gleichmäßig).
Gemäß einem dritten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Siliziumwafer bereitgestellt, dessen FPD-Dichte nicht größer als 100 Defekte/cm² ist und dessen Dichte von SEPD mit einer Größe, die nicht kleiner als 10 μm ist, nicht größer als 10 Defekte/cm² beträgt.
Ein von einem gemäß der vorliegenden Erfindung gezüchteten Siliziumeinkristall erhaltener Siliziumwafer enthält somit sehr wenige eingewachsene Defekte, wie etwa FPD, LSTD, COP und L-SEPD, und ist daher sehr nützlich.
Bei einem Siliziumwafer der vorliegenden Erfindung ist vorzugsweise zusätzlich zu einem Merkmal von wenigen Kristalldefekten eine Verteilung der Sauerstoffkonzentration auf gleicher Ebene nicht größer als 5 %.
Hier ist die Verteilung der Sauerstoffkonzentration auf gleicher Ebene ein Wert, der erhalten wird, indem die Differenz zwischen dem maximalen Wert der Sauerstoffkonzentration über die Oberfläche eines Wafers und dem minimalen Wert der Sauerstoffkonzentration über die Oberfläche des Wafers durch den maximalen Wert geteilt wird, oder ein Wert, der erhalten wird, indem die Differenz zwischen dem maximalen Wert der Sauerstoffkonzentration über die Oberfläche des Wafers und der minimale Wert der Sauerstoffkonzentration über der Oberfläche des Wafers durch den durchschnittlichen Wert der Sauerstoffkonzentrationsmessungen geteilt wird. Gemäß der vorliegenden Erfindung wird die so errechnete Verteilung der Sauerstoffkonzentration auf gleicher Ebene 5 % oder weniger.
Die vorliegende Erfindung reduziert eingewachsene Defekte, wie etwa FPD, L-SEPD und COP, die in einem Siliziumeinkristall erzeugt werden, der mittels des CZ-Verfahrens oder des MCZ-Verfahrens gezüchtet wird. Die Erfindung ermöglicht es auch, dass ein Siliziumeinkristall so gezüchtet wird, dass ein Wafer, der aus dem Siliziumeinkristall erhalten wird, über die ganze Oberfläche des Wafers frei von Defekten ist. Beim Wachstum wird die Produktivität kraft einer relativ hohen Ziehgeschwindigkeit kaum beeinträchtigt. Außerdem wird die Variation der Sauerstoffkonzentration über eine Waferoberfläche verbessert.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
1 ist eine schematische Ansicht, die eine Kristallzieheinrichtung zeigt, welche angepasst ist, um das Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung durchzuführen, welches gemäß dem Czochralski-Verfahren funktioniert;
2 ist eine schematische Ansicht, die eine herkömmliche Kristallzieheinrichtung zeigt, die gemäß dem Czochralski-Verfahren funktioniert;
3 ist eine graphische Darstellung, die Wafer vergleicht, welche mittels eines herkömmlichen Verfahrens und mittels eines Verfahrens der vorliegenden Erfindung gezüchtet wurden, im Hinblick auf die Beziehung zwischen einer Ziehgeschwindigkeit (Wachstumsgeschwindigkeit) und einem Temperaturgefälle, wie in einem Kristall in der Nähe der Fest-Flüssig-Grenzfläche des Kristalls gemessen, um die Kristallwachstumstheorie der vorliegenden Erfindung darzulegen;
4 ist eine graphische Darstellung, die die Beziehung zwischen einer Ziehgeschwindigkeit (Wachstumsgeschwindigkeit) und einem Temperaturgefälle, wie in einem Kristall in der Nähe der Fest-Flüssig-Grenzfläche des Kristalls gemessen, zeigt, um die Kristallwachstumstheorie der vorliegenden Erfindung darzulegen;
5 ist eine Ansicht, die die Stellen zum Messen eines Temperaturgefälles in einem Kristall in der Nähe der Fest-Flüssig-Grenzfläche des Kristalls in der vorliegenden Erfindung zeigt;
6 ist eine vergrößerte Teilansicht von 1, die den Wärmeisolierstoff zeigt, welcher in der Nähe der Fest-Flüssig-Grenzfläche in der Einkristallzieheinrichtung angeordnet ist, welche angepasst ist, um das Verfahren der vorliegenden Erfindung durchzuführen;
7 ist eine graphische Darstellung, die 3 entspricht, aber durch spezifische Daten gezeigt wird;
8 ist eine graphische Darstellung, die 4 entspricht, aber durch spezifische Daten gezeigt wird;
9A und 9B sind Ansichten, die jeweils einen Querschnitt in der Nähe der Fest-Flüssig-Grenzfläche eines Kristalls zeigen, um die Kristallwachstumstheorie der vorliegenden Erfindung zu erläutern, wobei 9A einen Querschnitt eines Kristalls zeigt, der mittels eines herkömmlichen Verfahrens hergestellt wurde und V-, N- und I-Regionen aufweist, während 9B einen Querschnitt eines Kristalls zeigt, der mittels des Verfahrens der vorliegenden Erfindung hergestellt wurde und nur eine N-Region aufweist;
10A ist eine Ansicht, die Variationen der Kristalldefekte in der Kristallwachstumsrichtung zeigt, wie in Beispiel 1 beobachtet (CZ-Verfahren);
10B ist eine Ansicht, die Variationen der Kristalldefekte in der Kristallwachstumsrichtung zeigt, wie in Beispiel 2 beobachtet (MCZ-Verfahren);
11A ist eine graphische Darstellung, die Sauerstoffkonzentrationsmessungen im Vergleichsbeispiel zeigt;
11B ist eine graphische Darstellung, die Sauerstoffkonzentrationsmessungen im Beispiel 3 zeigt; und
12 ist eine schematische Ansicht, die eine Kristallzieheinrichtung zeigt, welche angepasst ist, um das Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung, welches gemäß dem MCZ-Verfahren funktioniert, durchzuführen.
BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG UND DER BEVORZUGTEM AUSFÜHRUNGSFORMEN
Die vorliegende Erfindung wird nun in allen Einzelheiten beschrieben, jedoch beschränkt sich die vorliegende Erfindung nicht auf diese. Zunächst werden die hierin vorkommenden Begriffe beschrieben.

1) FPD (Flussverhaltensdefekt) bezeichnet Flussverhalten, die zusammen mit Grübchen in der Oberfläche eines Wafers erzeugt werden, welcher von einem gezüchteten Siliziumeinkristallingot geschnitten und durch folgende Schritte behandelt wird: Entfernen einer beschädigten Schicht von dem Oberflächenabschnitt des Wafers durch Ätzen mit einer Mischlösung aus Fluorwasserstoffsäure und Salpetersäure; und Ätzen der Waferoberfläche mit einer Mischlösung aus K₂Cr₂O₇, Fluorwasserstoffsäure und Wasser (Secco-Ätzen). Während die FPD-Dichte in den Waferoberflächenabschnitt höher wird, vermehren sich die Defekte hinsichtlich der dielektrischen Durchschlagfestigkeit der Oxidschicht (Offenlegungsschrift der japanische Patentanmeldung (kokai) Nr. 4-192345).
2) SEPD (Secco-Ätzgrübchendefekt) bezeichnet Grübchen, die alleinig in dem Oberflächenabschnitt eines Wafers erzeugt werden, der auf dieselbe Art und Weise wie im Falle von FPD Secco geätzt ist. Von Flussverhalten begleitete Grübchen werden allgemein als FPD bezeichnet. SEPD mit einer Größe von nicht weniger als 10 μm stammt denkbarerweise von einer Versetzungsgruppe. Ist in einer Vorrichtung eine Versetzungsgruppe vorhanden, entweicht Strom durch die Versetzung; infolgedessen wird die Funktion eines P-N-Übergangs nicht erbracht.
3) LSTD (Laser-Streutomographie-Defekt) bezeichnet einen Defekt, der in einem Wafer besteht, der von einem gezüchteten Siliziumeinkristallingot geschnitten wird und der durch die folgenden Schritte behandelt wird: Entfernen einer beschädigten Schicht von dem Oberflächenabschnitt des Wafers durch Ätzen mit einer Mischlösung aus Fluorwasserstoffsäure und Salpetersäure; und Spalten des Wafers. Infrarotlicht wird durch die Spaltungsebene in den Wafer einfließen gelassen und aus der Waferoberfläche austretendes Licht wird beobachtet, um ein Streulicht von den Defekten in dem Wafer zu erfassen. Über ein bei dieser Beobachtung erfasstes Streulicht wurde bereits bei einer Versammlung einer akademischen Gesellschaft oder dergleichen berichtet und gilt als Oxidpräzipitate (J.J.A.P. Bd. 32, S. 3679, 1993). Gemäß neuster Untersuchungen soll LSTD ein achtseitiger Hohlraum sein.
4) COP (vom Kristall herrührende Teilchen) bezeichnet einen Defekt, der die dielektrische Durchschlagsfestigkeit des Oxidfilms an einem Mittelabschnitt eines Wafers schwächt und der sich im Falle der Behandlung durch Secco-Ätzen als FPD erkennen lässt, sich im Falle der Reinigung in Ammoniak-Wasserstoffperoxid (NH₄OH:H₂O₂:H₂O = 1:1-2:5-7), das als selektives Ätzmittel dient, aber als COP erkennen lässt. Ein Grübchen weist einen Durchmesser von nicht größer als 1 μm auf und wird durch ein Lichtstreuverfahren untersucht.

Die Erfinder der vorliegenden Erfindung studierten eine Region in der Nähe der Grenze zwischen der V-Region und der I-Region im Zusammenhang mit dem Wachstum eines Siliziumeinkristalls gemäß dem CZ-Verfahren intensiv. Als Ergebnis wurde von den Erfindern befunden, dass in der Nähe der Grenze, in der Defekte wie FPD, LSTD und COP kaum vorhanden sind und kein großer SEPD besteht, eine sehr schmale neutrale Region besteht.
Die gegenwärtigen Erfinder haben deshalb einen Ansatz gewählt, bei dem sie die neutrale Region über die ganze Oberfläche eines Wafers ausdehnten, um dadurch die Punktdefekte bedeutend zu reduzieren. Die Wachstumsgeschwindigkeit (Ziehgeschwindigkeit) und das Temperaturgefälle haben dieselbe Beziehung wie in 4 gezeigt. Da die Ziehgeschwindigkeit innerhalb eines Querschnitts eines wachsenden Kristalls (der der Oberfläche eines Wafers entspricht und im Folgenden als Waferebene bezeichnet wird) im Wesentlichen konstant ist, ist das Temperaturgefälle ein Hauptfaktor, der die Verteilung der Punktdefektdichte in einer Waferebene bestimmt. Mit anderen Worten gibt es das Problem, dass in einem axialen Temperaturgefälle innerhalb einer Waferebene eine Differenz besteht. Die gegenwärtigen Erfinder kamen somit zum Schluss, dass eine Punktdefektdichte über eine Waferebene gleichmäßig gestaltet werden kann, indem die Temperaturgefälledifferenz reduziert wird.
Die gegenwärtigen Erfinder entdeckten auch, dass durch die Eliminierung einer Differenz eines axialen Temperaturgefälles innerhalb einer Waferebene das Profil der Fest-Flüssig-Grenzfläche eines wachsenden Siliziumeinkristalls flach gestaltet werden konnte, um dadurch die Verteilung der Sauerstoffkonzentration innerhalb der Oberfläche eines Wafers zu verbessern.
Die gegenwärtigen Erfinder untersuchten daher die Differenz zwischen einem Temperaturgefälle Gc an einem Mittelabschnitt eines wachsenden Kristalls und einem Temperaturgefälle Ge an einem Umfangsabschnitt des wachsenden Kristalls, wie in 5 gezeigt. Demzufolge wurde bestätigt, dass eine Temperaturgefälledifferenz (Ge – Gc) zumindest 15 °C/cm beträgt und mit dem Absolutwert des Temperaturgefälles G zunimmt. In manchen Fällen ist die Temperaturgefälledifferenz (Ge – Gc) bis zu 40 °C/cm groß.
Wenn zwischen einem Mittelabschnitt eines wachsenden Kristalls und einem Umfangsabschnitt des wachsenden Kristalls eine Temperaturgefälledifferenz besteht, wird die Fest-Flüssig-Grenzfläche (Kristallwachstumsgrenzfläche) 4 nicht flach und wird wie in 5 gezeigt aufwärts konvex. Wenn eine Temperaturgefälledifferenz ΔG 15 °C/cm ist, wie oben erwähnt, weicht der Mittelabschnitt der Fest-Flüssig-Grenzfläche in dem Kristall, mit Ausnahme eines Umfangsabschnitts mit einer Breite von 5 mm, von dem Bereich einer durchschnittlichen Vertikalstellung der Fest-Flüssig-Grenzfläche ± 5 mm ab.
Infolgedessen weist ein Wafer, der durch das Schneiden eines mittels des herkömmlichen CZ-Verfahrens gezüchteten Kristallingots erhalten wurde, auf einer Oberfläche davon Wachstumsstreifungen auf, die von unterschiedlichen Wachstumszeiten abgeleitet sind. Daher wird auf der Oberfläche des Wafers gemäß den Variationen der Sauerstoffkonzentration in der Richtung des Kristallwachstums eine Sauerstoffkonzentration verteilt.
Die gegenwärtigen Erfinder studierten ein Verfahren zur Reduzierung einer Differenz des Temperaturgefälles G durch die Verwendung von beispielsweise einer umfassenden Wärmetransferanalysesoftware namens FEMAG (F. Dupret, P. Nicodeme, Y. Ryckmans, P. Wouters und M. J. Crochet, Int. J. Heat Mass Transfer, 33, 1849 (1990)) intensiv. Wie in 6 gezeigt, machte die Studie die Idee deutlich, dass ein wärmeisolierender Abschnitt eines Kristalls einer im Kristall befindlichen absteigenden Temperaturzone von 1420-1350 °C entspricht oder einer im Kristall befindlichen absteigenden Temperaturzone zwischen dem Schmelzpunkt von Silizium und 1400 °C entspricht. Es wurde auch die Idee deutlich gemacht, dass ein Kristallabschnitt, der sich in der Nähe der Fest-Flüssig-Grenzfläche befindet, direkt Strahlungswärme von einer Schmelze ausgesetzt wird. Der verbleibende Niedertemperaturabschnitt eines wachsenden Kristalls wird so viel wie möglich abgekühlt.
Genauer wird der Wärmeisolierstoff der Fest-Flüssig-Grenzfläche über einer Siliziumschmelze aufgestellt, so dass er einen Siliziumeinkristall umgibt. Zwischen einem unteren Abschnitt des Wärmeisolierstoffs und der Oberfläche der Schmelze wird ein 3-5 cm großer Zwischenraum gebildet. Diese Aufstellung ermöglicht das ausreichende Bestrahlen der Fest-Flüssig-Grenzfläche mit Strahlungswärme von einer Heizeinrichtung.
Infolgedessen bildet sich eine Wärmeverteilung, so dass die Temperaturgefälledifferenz ΔG (= Ge – Gc) 5 °C/cm oder weniger wird, wie in 3 gezeigt, die die Beziehung zwischen der Kristallwachstumsgeschwindigkeit und dem Temperaturgefälle zeigt. Dies deutet auf die Gegenwart einer heißen Zone, die nur wenige Gitterlücken oder Zwischengitteratome enthält.
Durch das Ausführen der folgenden Ofentemperatursteuerung während des Ziehens eines Siliziumeinkristalls wurde die Kristallziehgeschwindigkeit in der N-Region, welche zwischen der an V reichen Region und der an I reichen Region besteht, bestimmt, wobei die N-Region über die ganze Oberfläche eines Wafers gebildet wurde und kaum Punktdefekte auf der Oberfläche beobachtet wurden (4). Die Ofentemperatur wird auf der Basis des HZ-Konzepts gesteuert, so dass eine Temperaturgefälledifferenz ΔG (= Ge – Gc) nicht größer als 5 °C/cm ist, wobei Ge ein Temperaturgefälle (°C/cm) an einem Umfangsabschnitt des Kristalls ist, und Gc ein Temperaturgefälle (°C/cm) an einem Mittelabschnitt des Kristalls ist, wobei beide in einer im Kristall befindlichen absteigenden Temperaturzone zwischen 1420 °C und 1350 °C oder zwischen einem Schmelzpunkt von Silizium und 1400 °C in der Nähe der Fest-Flüssig-Grenzfläche des Kristalls sind.
Wie in 4 in einer oberen Stellung ersichtlich, wird, selbst in der HZ, in der ΔG nicht größer als 5 °C/cm ist, die an V reiche Region in einem Kristall gebildet, wenn eine Wachstumsgeschwindigkeit übermäßig hoch ist. Im Gegensatz dazu wird, wie in 4 in einer niedrigeren Stellung ersichtlich, die an I reiche Region in einem Kristall gebildet, wenn eine Wachstumsgeschwindigkeit übermäßig niedrig ist. Durch die Wahl einer angemessenen Wachstumsgeschwindigkeit bildet sich die N-Region über den ganzen Querschnitt eines Kristalls, wie in 4 in einer Mittelstellung dargestellt.
Die Beziehung zwischen Temperaturgefällesteuerung und der Etablierung der I-, V- und N-Regionen in einem Kristall wird nun beschrieben. Wie in 7 gezeigt, zeigt HZ gemäß dem herkömmlichen CZ-Verfahren, wenn zum Beispiel Gc = 30 °C/cm und Ge = 50 °C/cm, ΔG = Ge – Gc = 20 °C/cm, wie durch das Symbol A dargestellt. An der Position des Symbols A in 7 wird ein Kristall mit einer relativ hohen Wachstumsgeschwindigkeit gezüchtet. In dem so gezüchteten Einkristall werden die I-, V- und N-Regionen, wie in 9A gezeigt, gebildet. In dem Querschnitt des Einkristalls aus 9A sind die V- und I-Regionen, die viele Defekte aufweisen, an dem Mittel- bzw. Umfangsabschnitt gebildet, während die N-Region, die wenige Defekte aufweist, kreisförmig zwischen der V-Region und der I-Region gebildet ist.
Wie durch das Symbol B in 7 dargestellt, zeigt HZ im Gegensatz dazu gemäß der vorliegenden Erfindung HZ ΔG = Ge – Gc = 5°C/cm, wenn zum Beispiel Gc = 35 °C/cm und Ge = 40 °C/cm. An der Position des Symbols B wird ein Kristall mit einer relativ niedrigen Wachstumsgeschwindigkeit gezüchtet. Wie in 9B gezeigt, wird im Querschnitt des so gezüchteten Einkristalls die N-Region, die wenige Defekte aufweist, gründlich gebildet.
Bei dem oben erwähnten Wachstum eines Kristalls ist die Wachstumsgeschwindigkeit jedoch relativ niedrig. Somit wird, wie in 8 gezeigt, die HZ-Bedingung, wie durch ein Symbol C dargestellt, in die abgewandelt, die durch ein Symbol D dargestellt ist, während die Temperaturgefälledifferenz ΔG (= Ge – Gc) auf einem Niveau, das nicht höher als 5 °C/cm ist, aufrechterhalten wird. Mit anderen Worten wird der Absolutwert des Temperaturgefälles G (Gc oder Ge), wie durch das Symbol C dargestellt, auf diejenigen erhöht, die durch das Symbol D dargestellt sind. Infolgedessen kann ein Kristall mit einer relativ hohen Wachstumsgeschwindigkeit gezüchtet werden, während die N-Region über den ganzen Querschnitt des Kristalls gebildet ist. Daher kann eine hohe Produktivität beibehalten werden.
Als das oben erwähnte Phänomen im Hinblick auf ein Temperaturgefälle eines kristallisierten Abschnitts, der sich über der Fest-Flüssig-Grenzfläche befindet, beobachtet wurde, stellte sich heraus, dass das Phänomen durch die Steuerung der Länge eines Kristallabschnitts, die einer im Kristall befindlichen absteigenden Temperaturzone von 1300-1000 °C entspricht, auf 8 cm oder kürzer erreicht werden kann. Wenn die Länge eines Abschnitts, der der Temperaturzone entspricht, über 8 cm beträgt, wird der Absolutwert des Temperaturgefälles G relativ klein. Somit muss eine relativ niedrigere Ziehgeschwindigkeit gewählt werden, was folglich die Produktionseffizienz beeinträchtigt.
Wenn ferner das oben genannte Phänomen im Hinblick auf die Ziehgeschwindigkeit beobachtet wird, wird deutlich gemacht, dass eine Übergangszeit über eine im Kristall befindliche absteigende Temperaturzone von 1300-1000 °C auf 80 Minuten oder weniger gesteuert werden muss. Wenn langsames Kühlen, das einer Übergangszeit von über 80 Minuten entspricht, durchgeführt wird, wird der Absolutwert des Temperaturgefälles G relativ klein. Infolgedessen muss, damit beim Bilden der N-Region ein Kristall erhalten wird, die Ziehgeschwindigkeit relativ niedrig sein, was folglich die Produktionseffizient beeinträchtigt.
Wenn ein Kristall gezogen wird, während ΔG auf einem Niveau, das nicht höher als 5 °C/cm ist, gehalten wird, besteht die Fest-Flüssig-Grenzfläche in dem Kristall, mit Ausnahme eines Umfangsabschnitts mit einer Breite von 5 mm, in dem Bereich einer durchschnittlichen Vertikalstellung der Fest-Flüssig-Grenzfläche ± 5 mm, besonders ± 2,5 mm. Dies erleichtert das Wachstum eines Kristalls, in dem die N-Region gebildet wird. Des Weiteren verbessert sich auch eine Verteilung der Sauerstoffkonzentration auf gleicher Ebene.
Es wurden die Ziehbedingungen beschrieben, die in der vorliegenden Erfindung zum Ziehen eines Kristalls, während die N-Region gebildet wird, verwendet werden. Nun werden die Ziehbedingungen zusammengefasst. Die Ziehgeschwindigkeit und das Temperaturgefälle G in einer im Kristall befindlichen absteigenden Temperaturzone zwischen 1420 °C und 1350 °C oder zwischen einem Schmelzpunkt von Silizium und 1400 °C in der Nähe der Fest-Flüssig-Grenzfläche werden eingestellt, so dass das Ziehen durchgeführt wird, während eine neutrale Region über den ganzen Querschnitt des Abschnitts gebildet wird. Die neutrale Region ist eine Grenzregion zwischen einer an Gitterlücken (V) reichen Region und einer an Zwischengitteratomen (I) reichen Region und zeigt eine relativ niedrige Variation der Defektdichte über den ganzen Querschnitt auf. Infolgedessen verbessert sich eine Verteilung der Sauerstoffkonzentration auf gleicher Ebene bedeutend.
Wenn ΔG auf einem Niveau von nicht mehr als 5 °C/cm gehalten wird und der Absolutwert des Temperaturgefälles G auf einem erwünschten Niveau gehalten wird, wird die Ziehgeschwindigkeit zum Ziehen eines Kristalls, während die N-Region über den ganzen Querschnitt des Kristalls gebildet wird, gemäß den folgenden Schritten erhalten: Zum Beispiel wird ein Einkristallingot mit einer relativ hohen Geschwindigkeit gezogen, um ein ΔG von nicht mehr als 5 °C/cm zu erhalten, wodurch ein an V reicher Kristall gezüchtet wird. Während anschließend ΔG auf einem Niveau von nicht mehr als 5 °C/cm gehalten wird, wird die Wachstumsgeschwindigkeit langsam auf ein Niveau gesenkt, auf dem ein an I reicher Kristall gezüchtet wird. Der so erhaltene Einkristall wird in der Längsrichtung geschnitten, um ihn auf Kristalldefekte zu untersuchen. Dies enthüllt eine Wachstumsgeschwindigkeit, die der N-Region entspricht, welche zwischen der an V reichen Region und der an I reichen Region liegt.
In diesem Fall dehnt sich die N-Region aus, wenn ein Kristall mittels des Czochralski-Verfahrens gezogen wird und ein Magnetfeld an eine Siliziumschmelze angelegt wird (MCZ-Verfahren), während ΔG auf einem Niveau von nicht mehr als 5 °C/cm gehalten wird. Dies dehnt den Bereich der Ziehgeschwindigkeit, bei der die N-Region gebildet wird, aus, was das Wachstum eines Einkristalls, in dem die N-Region gründlich gebildet wird, erleichtert.
Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung werden nun unter Bezugnahme auf die Zeichnungen im Einzelnen beschrieben. 1 zeigt eine Kristallzieheinrichtung, die angepasst ist, um das Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung durchzuführen, welches gemäß dem Czochralski-Verfahren funktioniert. Wie in 1 gezeigt, umfasst eine Kristallzieheinrichtung 30 eine Ziehkammer 31, einen in der Ziehkammer 31 bereitgestellten Schmelztiegel 32, eine um den Schmelztiegel 32 angeordnete Heizvorrichtung 34, eine den Schmelztiegel haltende Welle 33 zum Drehen des Schmelztiegels 32 und einen Drehmechanismus (nicht gezeigt) zum Drehen der den Schmelztiegel haltenden Welle 33, eine Impfkristallspannvorrichtung 6 zum Halten eines Siliziumimpfkristalls 5, ein Kabel 7 zum Aufziehen der Impfkristallspannvorrichtung 6 und einen Wickelmechanismus (nicht gezeigt) zum Drehen oder Aufwickeln des Kabels 7. Der Schmelztiegel 32 umfasst einen inneren Quarzschmelztiegel zum Aufnehmen einer Siliziumschmelze 2 und einen sich außerhalb des Quarzschmelztiegels befindenden äußeren Graphitschmelztiegel. Ein Wärmeisolierstoff 35 ist um die Heizvorrichtung 34 angeordnet.
Zur Etablierung von Wachstumsbedingungen gemäß dem Herstellungsverfahren der vorliegenden Erfindung ist um die Fest-Flüssig-Grenzfläche eines wachsenden Kristalls ein ringförmiger Fest-Flüssig-Grenzflächen-Wärmeisolierstoff 8 aufgestellt. Ein oberer ringförmiger Wärmeisolierstoff 9 ist auf dem Grenzflächen-Wärmeisolierstoff 8 aufgestellt. Zwischen dem unteren Ende des Grenzflächen-Wärmeisolierstoffs 8 und der Oberfläche der Siliziumschmelze 2 bildet sich ein 3-5 cm großer Zwischenraum 10. Das Anwenden des oberen Wärmeisolierstoffs 9 hängt von den Arbeitsbedingungen ab. Des Weiteren ist eine zylindrische Kühlvorrichtung 36 zum Kühlen eines Einkristalls durch das Abschirmen von Strahlungswärme oder durch das Ausstoßen eines Kühlgases bereitgestellt.
In letzter Zeit ist oftmals ein sogenanntes MCZ-Verfahren angewendet worden. Wie in 12 gezeigt, ist ein Magnet 38 außerhalb der Ziehkammer 31 in einer horizontalen Richtung angeordnet, so dass ein Magnetfeld in einer horizontalen oder vertikalen Richtung oder in einer ähnlichen Richtung an die Siliziumschmelze 2 angelegt wird. Der Magnet 38 ist aus einer normal leitfähigen oder superleitfähigen Spule oder dergleichen zusammengesetzt. Durch das Anlegen eines Magnetfelds an die Siliziumschmelze 2 wird die Konvektion der Schmelze 2 unterdrückt, um dadurch einen Einkristall stabil zu züchten. Die Richtung, in die ein Magnetfeld an die Schmelze 2 angelegt wird, kann leicht durch die Abwandlung der Aufstellung des Magneten 38 abgewandelt werden. Zum Beispiel wird, wenn eine einzelne Spule so aufgestellt ist, dass sie die Ziehkammer 31 horizontal umgibt, ein vertikales Magnetfeld (Längsmagnetfeld) an die Schmelze 2 angelegt. Wenn zwei Spulen außerhalb der Ziehkammer 31 aufgestellt sind, so dass die Spulen einander in einer horizontalen Richtung gegenüberliegen, wobei die Ziehkammer 31 zwischen ihnen positioniert ist, wird ein horizontales Magnetfeld (Seitenmagnetfeld) an die Schmelze 2 angelegt.
Wie vorher erwähnt, dehnt sich die N-Region aus, wenn das oben erwähnte MCZ-Verfahren in der vorliegenden Erfindung verwendet wird, und somit dehnt sich der Bereich der Steuerung dementsprechend aus. Dies erleichtert das Wachstum eines Einkristalls, in dem die N-Region gründlich gebildet wird.
Als nächstes wird ein Vorgang zum Züchten eines Einkristalls durch die Verwendung der Kristallzieheinrichtung 30 aus 1 beschrieben. Zuerst wird ein hochreines polykristallines Siliziummaterial auf seinen Schmelzpunkt (ungefähr 1420 °C) oder höher erhitzt und auf diese Weise in dem Schmelztiegel 32 geschmolzen. Danach wird das Kabel 7 gelockert, bis ein äußerstes Ende des Impfkristalls 5 mit der Oberfläche der Schmelze 2 an einem Mittelabschnitt in Berührung kommt oder in die Schmelze 2 an einem Mittelabschnitt eingetaucht wird. Danach wird die den Schmelztiegel haltende Welle 33 in eine geeignete Richtung gedreht. Gleichzeitig wird das Kabel 7 gedreht und aufgewickelt, um dadurch den Impfkristall 5 nach oben zu ziehen. Damit wird mit dem Züchten eines Einkristalls begonnen. Anschließend kann durch geeignetes Regulieren der Ziehgeschwindigkeit und -temperatur ein im Wesentlichen zylindrischer Einkristallingot 1 erhalten werden.
Um die Ziele der vorliegenden Erfindung zu erreichen, wendet die Erfindung die folgenden strukturellen Merkmale an.
Wie in 6 gezeigt, die eine unvollständige vergrößerte Ansicht von 1 ist, ist der ringförmige Fest-Flüssig-Grenzflächen-Wärmeisolierstoff 8 in der Ziehkammer 31 angeordnet, um die HZ eines Einkristalls 1 zu umschließen. Die HZ ist ein Abschnitt des Einkristalls 1, der sich in der Nähe der Schmelzenoberfläche befindet und einer im Kristall befindlichen absteigenden Temperaturzone zwischen 1420 °C und 1350 °C (oder zwischen einem Schmelzpunkt von Silizium und 1400 °C) entspricht. Der obere ringförmige Wärmeisolierstoff 9 befindet sich auf dem Grenzflächen-Wärmeisolierstoff 8. Zwischen dem unteren Ende des Grenzflächen-Wärmeisolierstoffs 8 und der Oberfläche 3 der Siliziumschmelze 2 bildet sich der 3-5 cm große Zwischenraum 10. Die Anwendung des oberen Wärmeisolierstoffs 9 hängt von den Arbeitsbedingungen ab. Ferner ist eine Kristallkühlvorrichtung, zum Beispiel die Kühlvorrichtung 36, über dem oberen Wärmeisolierstoff 9 bereitgestellt. Die Kühlvorrichtung 36 lässt ein Kühlgas gegen den Einkristall 1 von oberhalb ab, um dadurch den Einkristall 1 abzukühlen. Die Kühlvorrichtung 36 kann einen Strahlungswärmereflektor, der an einem unteren Abschnitt des Zylinders der Vorrichtung 36 befestigt ist, umfassen.
Wie oben erwähnt, ist ein Wärmeisolierstoff über der Oberfläche einer Schmelze innerhalb eines vorbestimmten Zwischenraums, der dazwischen gebildet ist, aufgestellt. Ferner ist eine Vorrichtung zum Kühlen eines Kristalls über dem Wärmeisolierstoff bereitgestellt. Diese Aufstellung ergibt eine Wärmeisolierstoffwirkung in der Nähe der Kristallzüchtungsgrenzfläche mittels Strahlungswärme. Ein oberer Abschnitt des Kristalls wird gegenüber Strahlungswärme von einer Heizvorrichtung oder dergleichen abgeschirmt. Infolgedessen wird das Temperaturgefälle Ge an einem Umfangsabschnitt relativ klein. Des Weiteren wird die Differenz zwischen dem Temperaturgefälle Ge an dem Umfangsabschnitt und dem Temperaturgefälle Gc an dem Mittelabschnitt relativ klein. Ferner wird die Fest-Flüssig-Grenzfläche 4 flach. Ein Kristall kann dementsprechend gezogen werden, während die N-Region, die eine relativ kleine Variation der Defektdichte aufzeigt, über den ganzen Querschnitt des Kristalls gebildet wird.
Die vorliegende Erfindung wendet die zylindrische Kühlvorrichtung 36 als die oben erwähnte Kristallkühlvorrichtung an. Zusätzlich zu der zylindrischen Kühlvorrichtung 36 kann jedoch ein luftgekühlter Kanal, ein wassergekühltes Rohr oder eine ähnliche Vorrichtung, die einen wachsenden Kristall umgibt, bereitgestellt werden, um ein erwünschtes Temperaturgefälle in dem Kristall zu etablieren.
In der vorliegenden Erfindung ist der Magnet 38 vorzugsweise außerhalb der Ziehkammer 31 angeordnet, wie in 12 gezeigt. In diesem Fall wird ein horizontales Magnetfeld an die Schmelze 2 angelegt. Die Intensität des Magnetfelds ist vorzugsweise nicht weniger als 2000 G, besser nicht weniger als 3000 G.
Durch das Anlegen eines Magnetfelds an eine Siliziumschmelze wird die Konvektion der Schmelze unterdrückt und dadurch dehnt sich die N-Region innerhalb eines Kristalls aus. Damit eine flache Fest-Flüssig-Grenzfläche erhalten wird, wird ein horizontales Magnetfeld einem vertikalen Magnetfeld oder einem Spitzenmagnetfeld gegenüber bevorzugt. Das Anlegen eines Magnetfelds ergibt auch keine große Wirkung, wenn die Intensität des Magnetfelds weniger als 2000 G beträgt.
Im Gegensatz zu herkömmlicher Technologie erfordert die vorliegende Erfindung weder eine übermäßige Reduzierung der Ziehgeschwindigkeit noch langsames Kühlen für eine bestimmte Temperaturzone. Dementsprechend kann die Einkristallqualität ohne eine Beeinträchtigung der Produktivität verbessert werden. Des Weiteren verbessert sich auch eine Verteilung der Sauerstoffkonzentration auf gleicher Ebene. Die Anwendung des MCZ-Verfahrens wird den Steuerungsbereich ausdehnen, um somit das Wachstum eines Kristalls mit wenigen Defekten sicherzustellen.
2 zeigt eine herkömmliche Kristallzieheinrichtung zum Vergleich mit den Kristallzieheinrichtungen zur Verwendung gemäß der vorliegenden Erfindung, die in 1 und 12 gezeigt sind.
Die herkömmliche Kristallzieheinrichtung von 2 weist im Grunde eine Struktur ähnlich der einer Kristallzieheinrichtung, die für den Zweck der vorliegenden Erfindung geeignet ist, auf, ist aber nicht mit Gegenstücken des Fest-Flüssig-Grenzflächen-Wärmeisolierstoffs 8, des oberen ringförmigen Wärmeisolierstoffs 9 und der Kühlvorrichtung 36 aus 1 und 12 ausgestattet.
Ein Siliziumeinkristall, der mittels des oben erwähnten Verfahrens und Einrichtung gezüchtet wurde, enthält sehr wenige Kristalldefekte wie FPD, LSTD, COP und L-SEPD kraft des stabilen Ziehens in der N-Region.
Eine Variation der Sauerstoffkonzentration kann außerdem in einer Richtung, die senkrecht zu einer Kristallwachstumsrichtung liegt, über die im Wesentlichen ganze Länge eines Einkristalls bei nicht größer als 5 gehalten werden.
Ein Siliziumwafer, der aus einem derartigen Siliziumeinkristall gefertigt wurde, zeigt eine FPD-Dichte von nicht größer als 100 Defekten/cm² und eine SEPD-Dichte von nicht größer als 10 Defekten/cm² auf, wobei SEPD eine Größe von nicht weniger als 10 μm aufweist. Wenn der so gefertigte Siliziumwafer einer Sauerstoffpräzipitations-Wärmebehandlung unterzogen wird und durch Röntgenstrahlen beobachtet wird, wird über die Oberfläche davon ein gleichmäßiger Präzipitationskontrast beobachtet, und es wird eine kleine Anzahl an Streifungsringen beobachtet. Das heißt, dass, da eine Wachstumsgrenzfläche flach ist, eine gute Gleichmäßigkeit auf der Oberfläche eines Wafers etabliert ist und insbesondere, dass eine Verteilung der Sauerstoffkonzentration auf gleicher Ebene 5 % oder weniger wird.
BEISPIELE
Die vorliegende Erfindung wird als nächstes mittels Beispielen beschrieben, welche nicht dahin auszulegen sind, dass sie die Erfindung begrenzen.
Beispiel 1:
Durch die Verwendung der Kristallzieheinrichtung 30 aus 1 wurde ein Siliziumeinkristall gezüchtet. 60 kg eines polykristallinen Siliziummaterials wurden in einen Quarztiegel mit einem Durchmesser von 20 Inch gefüllt. Ein Einkristallingot aus Silizium mit einem Durchmesser von 6 Inch und einer Ausrichtung von <100> wurde gezogen, während die durchschnittliche Ziehgeschwindigkeit über den Bereich zwischen 1,0 mm/min und 0,4 mm/min variiert wurde (die Länge eines geraden Körperabschnitts des Einkristalls betrug ungefähr 85 cm).
Die Temperatur einer Siliziumschmelze betrug 1420 °C. Ein ringförmiger Fest-Flüssig-Grenzflächen-Wärmeisolierstoff mit einer Höhe von 10 cm wurde über der Schmelzenoberfläche angeordnet, so dass sich ein Zwischenraum von 4 cm zwischen der Schmelzenoberfläche und dem unteren Ende des Grenzflächen-Wärmeisolierstoffs bildete. Die Höhe einer Decke einer Ziehkammer wurde durch die Einstellung einer Schmelztiegelhaltewelle auf 30 cm über der Schmelzenoberfläche eingestellt. Ein ringförmiger oberer Wärmeisolierstoff wurde auf dem Grenzflächen-Wärmeisolierstoff angeordnet.
Das Temperaturgefälle in einer im Kristall befindlichen absteigenden Temperaturzone zwischen einem Schmelzpunkt von Silizium und 1400 °C in der Nähe der Fest-Flüssig-Grenzfläche wurde wie folgt festgesetzt: Ge = 45,0 (°C/cm); Gc = 42,0 (°C/cm); ΔG = Ge – Gc = 3,0 (°C/cm). Wafer wurden von dem auf diese Weise erhaltenen Einkristallingot geschnitten. Die Wafer wurden hochglanzpoliert, wodurch Einkristall-Spiegelwafer aus Silizium erhalten wurden.
Die so erhaltenen Spiegelwafer wurden auf eine FPD-Dichte und eine L-SEPD-Dichte gemessen. Tabelle 1 zeigt die Beziehung zwischen der Ziehgeschwindigkeit und der gemessenen Defektdichte.
Ein weiterer Einkristallingot aus Silizium wurde auf dieselbe Art und Weise wie oben gezüchtet. Der Einkristallingot wurde der Länge nach aufgespalten, um die Variationen der Kristalldefekte in der Wachstumsrichtung zu beobachten. Das Ergebnis ist in 10A gezeigt.
Tabelle 1
Wie aus Tabelle 1 ersichtlich, wird selbst dann, wenn ΔG nicht höher als 5 °C/cm ist und die Dichte der in einem Kristall erzeugten Punktdefekte über einen Kristallquerschnitt gleichmäßig ist, ein Defektzustand des Kristalls reich an V oder reich an I, außer es wird eine angemessene Ziehgeschwindigkeit gewählt. Infolge eines Versuchs, eine angemessene Ziehgeschwindigkeit zum Bilden der N-Region (siehe 4) zu finden, hat sich herausgestellt, dass ein Siliziumwafer, dessen N-Region über die ganze Oberfläche gebildet ist, bei einer Ziehgeschwindigkeit von 0,55 mm/min erhalten wurde.
Wie aus 10A ersichtlich, ist das Kristallwachstumsgrenzflächenprofil 43 flach und die Verteilung der Sauerstoffkonzentration gleichmäßig. Eine N-Region 39, die zwischen einer an V reichen Region 40 und einer an I reichen Region 41 liegt, ist jedoch relativ schmal. Um die N-Region 39 über den ganzen Querschnitt eines Kristalls zu etablieren, muss eine hochpräzise Steuerung durchgeführt werden. Zwischen den N-Regionen 39 wird eine OSF-Region 42 beobachtet.
Beispiel 2:
Durch die Verwendung der Kristallzieheinrichtung aus 12 wurde ein Siliziumeinkristall gezüchtet. Ein Kristall wurde gezogen, während ein horizontales Magnetfeld mit einer Intensität von 3000 G an die Schmelze 2 angelegt war. Die Ziehbedingungen waren mit jenen aus Beispiel 1 identisch, mit der Ausnahme der Anlegung eines Magnetfelds.
Genauer wurden 60 kg eines polykristallinen Materials aus Silizium in einen Quarzschmelztiegel mit einem Durchmesser von 20 Inch gefüllt. Ein Siliziumeinkristallingot mit einem Durchmesser von 6 Inch und einer Ausrichtung von <100> wurde gezogen, während die durchschnittliche Ziehgeschwindigkeit über den Bereich zwischen 1,0 mm/min und 0,4 mm/min variiert wurde.
Die Temperatur einer Siliziumschmelze betrug 1420 °C. Ein ringförmiger Fest-Flüssig-Grenzflächen-Wärmeisolierstoff mit einer Höhe von 10 cm wurde über der Schmelzenoberfläche angeordnet, so dass sich ein Zwischenraum von 4 cm zwischen der Schmelzenoberfläche und dem unteren Ende des Grenzflächen-Wärmeisolierstoffs bildete. Die Höhe einer Decke einer Ziehkammer wurde durch die Einstellung einer Schmelztiegelhaltewelle auf 30 cm über der Schmelzenoberfläche eingestellt. Ein ringförmiger oberer Wärmeisolierstoff wurde auf dem Grenzflächen-Wärmeisolierstoff angeordnet.
Das Temperaturgefälle in einer im Kristall befindlichen absteigenden Temperaturzone zwischen einem Schmelzpunkt von Silizium und 1400 °C in der Nähe der Fest-Flüssig-Grenzfläche wurde wie folgt festgesetzt: Ge = 45,0 (°C/cm); Gc = 42,0 (°C/cm); ΔG = Ge – Gc = 3,0 (°C/cm). Der so erhaltene Einkristallingot wurde der Länge nach aufgespalten, um die Variationen der Kristalldefekte in der Wachstumsrichtung zu beobachten. Das Ergebnis ist in 10B gezeigt.
Wie aus 10B ersichtlich, kann ein Siliziumwafer, dessen N-Region über die ganze Oberfläche gebildet ist, im Falle des gewöhnlichen CZ-Verfahrens bei einer Ziehgeschwindigkeit in dem Bereich zwischen 0,55 mm/min und 0,58 mm/min erhalten werden. Des Weiteren ist das Kristallwachstumsgrenzflächenprofil 43 flach und die Verteilung der Sauerstoffkonzentration gleichmäßig.
Der Einkristall aus 10B unterscheidet sich insofern bedeutend von demjenigen aus 10A, dass die N-Region weit ausgedehnt ist, was anzeigt, dass ein Steuerbereich für die Ziehgeschwindigkeit bedeutend ausgedehnt ist und dass die Grenzen zwischen dem an V reichen Gebiet und dem N-Gebiet und zwischen dem N-Gebiet und dem an I reichen Gebiet relativ flach sind. Wenn Wafer folglich von einem mittels des vorliegenden Verfahrens gezüchteten Einkristallingot geschnitten werden, ist ein Wafer, dessen N-Region über die ganze Oberfläche gebildet ist, leichter erhältlich.
Wie oben erwähnt, bewirkt das Anlegen eines Magnetfeldes eine bedeutende Änderung eines Musters der Erzeugung von Kristalldefekten. Bisher ist ein definitiver Grund dafür unbekannt. Denkbare Gründe sind Folgende: Das Anlegen eines Magnetfelds an die Schmelze stabilisiert die Konvektion der Schmelze. Daraus folgt, dass sich ein Temperaturgefälle in der Schmelze dementsprechend ändert, was zu einer günstigen Änderung der Menge an in einem Kristall erzeugten Defekten führt. Eine derartige Änderung eines Temperaturgefälles in der Schmelze beeinflusst ein Temperaturgefälle in der Nähe der Wachstumsgrenzfläche eines Kristalls günstig. Infolgedessen wird das Temperaturgefälle in dem Kristall stabil und ideal.
Beispiel 3 und Vergleichsbeispiel:
Der Einfluss des Fest-Flüssig-Grenzflächenprofils auf die Sauerstoffkonzentration in der Oberfläche eines Wafers wurde studiert.
Durch die Verwendung der Kristallzieheinrichtung aus 12 wurde ein Siliziumeinkristall gezüchtet. 60 kg eines polykristallinen Materials aus Silizium wurden in einen Quarztiegel mit einem Durchmesser von 20 Inch gefüllt. Ein Einkristallingot aus Silizium mit einem Durchmesser von 8 Inch und einer Ausrichtung von <100> wurde gezogen, während ein Magnetfeld mit einer Intensität von 3000 G angelegt wurde.
Die Temperatur einer Siliziumschmelze betrug 1420 °C. Ein ringförmiger Fest-Flüssig-Grenzflächen-Wärmeisolierstoff mit einer Höhe von 10 cm wurde über der Schmelzenoberfläche angeordnet, so dass sich ein Zwischenraum von 4 cm zwischen der Schmelzenoberfläche und dem unteren Ende des Grenzflächen-Wärmeisolierstoffs bildete. Die Höhe einer Decke einer Ziehkammer wurde durch die Einstellung einer Schmelztiegelhaltewelle auf 30 cm über der Schmelzenoberfläche eingestellt. Ein ringförmiger oberer Wärmeisolierstoff wurde auf dem Grenzflächen-Wärmeisolierstoff angeordnet.
Das Temperaturgefälle in einer im Kristall befindlichen absteigenden Temperaturzone zwischen einem Schmelzpunkt von Silizium und 1400 °C in der Nähe der Fest-Flüssig-Grenzfläche wurde wie folgt festgesetzt: Ge = 32,6 (°C/cm); Gc = 30,5 (°C/cm); ΔG = Ge – Gc = 2,1 (°C/cm).
Der so erhaltene Einkristallingot wurde der Länge nach aufgespalten, um die Variationen der Sauerstoffkonzentration in einer Wachstumsrichtung an einem Mittelabschnitt des Kristalls und an einem Umfangsabschnitt des Kristalls zu beobachten. Das Ergebnis ist in 11B gezeigt (Beispiel 3).
In diesem Fall war das Profil der Fest-Flüssig-Grenzfläche in einem Kristall leicht aufwärts konvex, war aber nahezu flach. Genauer besteht die Fest-Flüssig-Grenzfläche in dem Kristall, mit Ausnahme eines Umfangsabschnitts mit einer Breite von 5 mm, innerhalb eines Bereichs einer durchschnittlichen Vertikalstellung der Fest-Flüssig-Grenzfläche ± 2 mm.
Im Vergleichsbeispiel wurde ein Siliziumeinkristall durch die Verwendung der Kristallzieheinrichtung aus 12 gezüchtet, mit der Ausnahme, dass der Fest-Flüssig-Grenzflächen-Wärmeisolierstoff und der obere ringförmige Wärmeisolierstoff entfernt wurden. Ein Einkristallingot aus Silizium mit einem Durchmesser von 8 Inch wurde gezogen, während ein Magnetfeld mit einer Intensität von 3000 G angelegt war.
In diesem Fall wurde das Temperaturgefälle in der Nähe der Fest-Flüssig-Grenzfläche wie folgt festgesetzt: Ge = 63,5 (°C/cm); Gc = 30,4 (°C/cm); ΔG = Ge – Gc = 33,1 (°C/cm).
Der so erhaltene Einkristallingot wurde der Länge nach aufgespalten, um die Variationen der Sauerstoffkonzentration in einer Wachstumsrichtung an einem Mittelabschnitt des Kristalls und an einem Umfangsabschnitt des Kristalls zu beobachten. Das Ergebnis ist in 11A gezeigt (Vergleichsbeispiel).
In diesem Fall war das Profil der Fest-Flüssig-Grenzfläche in einem Kristall aufwärts konvex. Genauer besteht die Fest-Flüssig-Grenzfläche in dem Kristall, mit Ausnahme eines Umfangsabschnitts mit einer Breite von 5 mm, innerhalb eines Bereichs einer durchschnittlichen Flachheit der Fest-Flüssig-Grenzfläche ± 10 mm.
In 11A unterscheidet sich die Sauerstoffkonzentration zwischen dem Mittelabschnitt des Kristalls und dem Umfangsabschnitt des Kristalls bedeutend. Es wurden Variationen der Sauerstoffkonzentration in einer Wachstumsrichtung beobachtet. Die Variationen an dem Mittelabschnitt zeigen ein im Wesentlichen ähnliches Muster wie im Fall des Umfangsabschnitts. Zwischen dem Variationsprofil des Mittelabschnitts und demjenigen des Umfangsabschnitts besteht eine Phasendifferenz von circa 12-20 mm.
Dieses Merkmal spiegelt das konvexe Profil der Kristallwachstumsgrenzfläche wider.
Im Gegensatz dazu ist in 11B die Sauerstoffkonzentration an dem Mittelabschnitt des Kristalls im Wesentlichen ähnlich der an dem Umfangsabschnitt des Kristalls. Variationen der Sauerstoffkonzentration in einer Wachstumsrichtung, wie an dem Mittelabschnitt beobachtet, zeigen eine gute Übereinstimmung mit jenen, die an dem Umfangsabschnitt beobachtet werden. Zwischen dem Variationsprofil des Mittelabschnitts und demjenigen des Umfangsabschnitts besteht eine Phasendifferenz von lediglich circa 0-3 mm.
Der Siliziumeinkristall von 11B zeigt Variationen der Sauerstoffkonzentration entlang einer Wachstumsrichtung, zeigt aber eine gute Sauerstoffkonzentrationsverteilung in einer Richtung, die senkrecht zu der Wachstumsrichtung liegt. Demgemäß zeigen von dem Siliziumeinkristall geschnittene Wafer eine ausgezeichnete Verteilung der Sauerstoffkonzentration auf gleicher Ebene.
Dieses Merkmal spiegelt das flache Profil der Kristallwachstumsgrenzfläche wider.
Die vorliegende Erfindung ist nicht auf die oben beschriebenen Ausführungsformen beschränkt. Die oben beschriebenen Ausführungsformen sind lediglich Beispiele, und diejenigen mit im Wesentlichen derselben Struktur wie die beschriebenen und die ähnliche Abläufe und Wirkungen bereitstellen, sind in dem Bereich der vorliegenden Erfindung, wie in den beigefügten Ansprüchen festgelegt, eingeschlossen.
Zum Beispiel werden die obigen Ausführungsformen beschrieben, während das Wachstum von Siliziumeinkristallen mit Durchmessern von 6 und 8 Inch erwähnt wird. Die vorliegende Erfindung ist jedoch nicht darauf beschränkt, sondern ist auch auf das Wachstum von Siliziumeinkristallen mit Durchmessern von 8-16 Inch oder gar mehr anwendbar, solange die Ziehgeschwindigkeit in der N-Region so eingestellt wird, dass die Temperaturgefälledifferenz zwischen einem Mittelabschnitt und einem Umfangsabschnitt eines Kristalls in der Nähe der Fest-Flüssig-Grenzfläche des Kristalls relativ klein gestaltet wird.
Außerdem beschränkt sich das Anlegen eines Magnetfelds an eine Siliziumschmelze nicht auf ein horizontales Magnetfeld, sondern es kann ein vertikales Magnetfeld, ein Spitzenmagnetfeld oder dergleichen sein.

Claims

Ein Verfahren zum Herstellen eines Siliziumeinkristalls gemäß einem Czochralski-Verfahren, dadurch gekennzeichnet, dass während des Wachstums eines Siliziumeinkristalls aus einer Siliziumschmelze: (a) das Ziehen durchgeführt wird, so dass eine Fest-Flüssig-Grenzfläche im Kristall, mit Ausnahme eines Umfangsabschnitts mit einer Breite von 5 mm, innerhalb eines Bereichs einer durchschnittlichen Vertikalstellung der Fest-Flüssig-Grenzfläche +/– 5 mm besteht; und/oder (b) eine Ofentemperatur gesteuert wird, so dass eine Temperaturgefälledifferenz ΔG (= Ge – Gc) nicht größer als 5 °C/cm ist, wobei Ge ein Temperaturgefälle (°C/cm) an einem Umfangsabschnitt des Kristalls ist, und Gc ein Temperaturgefälle (°C/cm) an einem Mittelabschnitt des Kristalls ist, wobei beide in einer im Kristall befindlichen absteigenden Temperaturzone zwischen 1420 °C und 1350 °C oder zwischen einem Schmelzpunkt von Silizium und 1400 °C in der Nähe der Fest-Flüssig-Grenzfläche des Kristalls sind.
Verfahren zum Herstellen eines Siliziumeinkristalls gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass ein Magnetfeld an die Siliziumschmelze angelegt wird.
Verfahren zum Herstellen eines Siliziumeinkristalls gemäß Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass das angelegte Magnetfeld ein horizontales Magnetfeld ist.
Verfahren zum Herstellen eines Siliziumeinkristalls gemäß Anspruch 2 oder 3, wobei die Intensität des angelegten Magnetfelds nicht weniger als 2000 G beträgt.
Verfahren zum Herstellen eines Siliziumeinkristalls gemäß einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Steuerung so durchgeführt wird, dass die Länge eines Abschnitts eines Kristalls, die einer im Kristall befindlichen absteigenden Temperaturzone zwischen 1300 °C und 1000 °C entspricht, nicht länger als 8 cm ist.
Verfahren zum Herstellen eines Siliziumeinkristalls gemäß einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass die Steuerung so durchgeführt wird, dass eine Übergangszeit über eine im Kristall befindliche absteigende Temperaturzone von 1300-1000 °C nicht länger als 80 Minuten beträgt.
Verfahren zum Herstellen eines Siliziumeinkristalls gemäß einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass die Ziehgeschwindigkeit und das Temperaturgefälle G in einer im Kristall befindlichen absteigenden Temperaturzone zwischen 1420 °C und 1350 °C oder zwischen einem Schmelzpunkt von Silizium und 1400 °C in der Nähe von der Fest-Flüssig-Grenzfläche so eingestellt werden, dass der Kristall über seinen ganzen Querschnitt, unter Bedingungen in der Nähe der Grenzregion zwischen einer an Gitterlücken reichen Region und einer an Zwischengitteratomen reichen Region, d. h, in einer neutralen Region, in der die Variation der Defektdichte über den ganzen Querschnitt des Kristalls klein ist, gezüchtet wird.
Ein Siliziumeinkristall, der mittels eines Czochralski-Verfahrens gezüchtet wird, dadurch gekennzeichnet, dass die Variation der Sauerstoffkonzentration in einer Richtung, die senkrecht zu einer Wachstumsrichtung liegt, nicht höher als 5 % ist.
Ein Siliziumwafer, dadurch gekennzeichnet, dass die FPD-Dichte (Flow Pattern Defects, Flussverhaltensdefekte) des Wafers nicht mehr als 100 Defekte/cm² beträgt und dessen Dichte von SEPD (Secco Etch Pit Defects, Secco-Ätzgrübchendefekten), die eine Größe von nicht weniger als 10 μm aufweisen, nicht größer als 10 Defekte/cm² beträgt.
Siliziumwafer gemäß Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass ein auf gleicher Ebene befindliches Verteilen der Sauerstoffkonzentration nicht größer als 5 % ist.