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HINTERGRUND
DER ERFINDUNG
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Die
vorliegende Erfindung betrifft im allgemeinen die Herstellung von
Halbleitermaterialsubstraten, insbesondere von Siliziumwafern, welche
in der Herstellung von elektronischen Komponenten verwendet werden. Insbesondere
betrifft die vorliegende Erfindung ein Verfahren zur Wärmebehandlung
von Siliziumwafern, um agglomerierte Fehlstellendefekte aufzulösen und
die interne Getterungsfähigkeiten
zu verbessern und es so solchen Wafern zu ermöglichen, eine ideale, nicht-einheitliche
Tiefenverteilung von Sauerstoffpräzipitaten während der Wärmebehandlungszyklen von im
wesentlichen jedem beliebigen Herstellungsverfahren für elektronische
Geräte
zu bilden.
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Einkristall
Silizium, welches das Ausgangsmaterial für die meisten Prozesse für die Herstellung
von elektronischen Halbleiterkomponenten ist, wird normalerweise
durch das so genannte Czochralski-Verfahren hergestellt, wobei ein
einzelner Keimkristall in geschmolzenes Silizium getaucht wird und
dann durch langsames Herausziehen gezüchtet wird. Da geschmolzenes
Silizium in einem Quarztiegel enthalten ist, ist es mit zahlreichen
Verunreinigungen kontaminiert unter welchen hauptsächlich Sauerstoff
ist. Bei der Temperatur der geschmolzenen Siliziummasse gelangt
der Sauerstoff in das Kristallgitter bis es eine Konzentration erreicht, die
durch die Löslichkeit
des Sauerstoffs im Silizium bei der Temperatur der geschmolzenen
Masse und durch den effektiven Segregationskoeffizienten von Sauerstoff
in erstarrtem Silizium bestimmt wird. Solche Konzentrationen sind
größer als die
Löslichkeit
von Sauerstoff in festem Silizium bei der Temperatur, die normalerweise
in Herstellungsprozessen für
elektronische Geräte
angewendet werden. Wenn der Kristall aus der geschmolzenen Masse
gezüchtet
wird und abkühlt,
nimmt daher die Löslichkeit
des Sauerstoffs in ihm schnell ab, wodurch in den resultierenden
Scheiben oder Wafern Sauerstoff in übersättigter Konzentration vorhanden ist.
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Zusätzlich zu
Sauerstoff können
intrinsische Punktdefekte wie Siliziumgitterfehlstellen in dem Kristall vorhanden
sein, wenn er gebildet wird. Wie beim Sauerstoff ist die Löslichkeit
der Fehlstellen in dem festen Silizium teilweise temperaturabhängig. Wenn
der Siliziumkristall abkühlt,
kann der Kristall an einem bestimmten Punkt mit Fehlstellen kritisch übersättigt werden,
was in der Bildung von agglomerierten Fehlstellendefekten resultiert.
Agglomerierte Fehlstellendefekte sind als Ursache für solche
beobachteten Kristalldefekte wie D-Defekte, Flow Pattern Defects
(FPDs), Gate Oxide Integrity (GOI)-Defekte, Kristall-basierte Teilchendefekte ("Crystal Originated
Particle" (COP)-Defects)
und Kristall-basierte Lichtpunktdefekte ("Light Point Defects") (LPDs) als auch bestimmte Klassen
von Bulkdefekten anerkannt, die durch Infrarotlichtstreuungstechniken
wie die Scanning Infrared Microscopy und Laser Scanning Tomography
beobachtet werden. Agglomerierte Fehlstellendefekte sind als ein
Nachteil für
die Leistungsfähigkeit
von elektronischen Geräten,
die aus Wafern hergestellt werden, die sie enthalten, anerkannt.
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Die
Wärmebehandlungszyklen,
die normalerweise in der Herstellung von elektronischen Geräten angewendet
werden, können
die Präzipitation
von Sauerstoff in Siliziumwafern verursachen, welche mit Sauerstoff übersättigt sind.
Wie die Agglomeration von Fehlstellendefekten kann sich die Präzipitation
von Sauerstoff ebenfalls nachteilig auf die Geräteleistung auswirken, abhängig von
dem Ort auf dem Wafer, wo die Präzipitation
stattfindet. Zum Beispiel können
Sauerstoffpräzipitate,
die in der aktiven Geräteregion
des Wafers liegen, den Betrieb des Gerätes nachteilig beeinflussen.
Hingegen sind Sauerstoffpräzipitate,
die in dem Bulk des Wafers lokalisiert sind, vorteilhaft, da sie
in der Lage sind, unerwünschte
Metallverunreinigungen, die mit dem Wafer in Kontakt kommen können, einzufangen.
Die Verwendung von Sauerstoffpräzipitaten,
die in dem Bulk des Wafers lokalisiert sind, um Metalle einzufangen,
wird normalerweise als interne oder intrinsische Getterung ("IG") bezeichnet.
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Eine
Vielzahl von Ansätzen
sind vorgeschlagen worden wie die Bildung von agglomerierten Defekten verhindert
werden könnte
oder wie sie eliminiert werden könnten,
sobald sie sich gebildet haben. Zum Beispiel kann die Auflösung oder
Zerstörung
("annihilation") von agglomerierten
intrinsischen Punktdefekten im allgemeinen durch Hochtemperaturwärmebehandlungen
von Silizium in Waferform erreicht werden. (Siehe z.B. Fusegawa
et al., Europäische
Patentanmeldung 503, 816 A1 und S. Nadahara et al., "Hydrogen Annealed
Silicon Wafer," Solid
State Phenomena, Vols. 57-58, Seiten 19-26 (1997). Während diese
Ansätze
den gewünschten Effekt
haben können,
dass agglomerierte Defekte in der Oberflächen-nahen Region des Wafers
aufgelöst
werden, können
sie jedoch ebenfalls in der Auflösung
von Sauerstoffpräzipitaten
in dem Bulk des Wafers resultieren, welche einen Verlust der Fähigkeit
der internen Getterung verursacht.
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Dementsprechend
besteht weiterhin der Bedarf für
ein Verfahren, in welchem agglomerierte intrinsische Punktdefekte
in einem Siliziumwafer aufgelöst
oder zerstört
werden und dennoch einen Wafer hervorbringen, der die vorteilhaften
Charakteristika der internen Getterung aufweist.
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ZUSAMMENFASSUNG
DER ERFINDUNG
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Unter
den Aufgaben der Erfindung ist daher die Bereitstellung eines Einkristallsiliziumwafers,
welcher während
der Wärmebehandlungszyklen
von im wesentlichen jedem elektronischen Geräteherstellungsverfahren eine
ideale, nicht-einheitliche Tiefenverteilung von Sauerstoffpräzipitaten
bereitstellt; die Bereitstellung eines solchen Wafers, welcher in
optimaler und reproduzierbarer Weise eine denudierte Zone von genügender Tiefe
und eine ausreichende Dichte von Sauerstoffpräzipitaten in dem Waferbulk
bildet; die Bereitstellung eines solchen Wafers, in welchem die
Bildung der denudierten Zone und die Bildung von Sauerstoffpräzipitaten in
dem Waferbulk nicht abhängig
ist von Unterschieden in der Sauerstoffkonzentration in diesen Regionen
des Wafers; die Bereitstellung eines solchen Wafers, in welchem
die Dicke der resultierenden denudierten Zone im wesentlichen unabhängig ist
von den Details der IC-Herstellungsverfahrensreihenfolge; die Bereitstellung eines
solchen Wafers, in welchem die Bildung der denudierten Zone und
die Bildung der Sauerstoffpräzipitate in
dem Waferbulk nicht beeinflusst wird durch die thermische Vorgeschichte
("thermal history") und die Sauerstoffkonzentration
des Czochralski- gezüchteten
Einkristallsiliziumrohlings, aus welchen der Siliziumwafer geschnitten
wird; die Bereitstellung eines solchen Verfahrens, in welchem die
Bildung der denudierten Zone nicht abhängig ist von der Ausdiffusion
("out-diffusion") des Sauerstoffs;
und die Bereitstellung eines solchen Verfahrens, in welchem die
Konzentration der agglomerierten Fehlstellendefekte im wesentlichen
in der Oberflächenschicht
des Wafers reduziert ist.
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Kurz
gesagt, daher ist die vorliegende Erfindung auf einen Siliziumeinkristallwafer
gerichtet, der zwei hauptsächliche,
im allgemeinen parallele Oberflächen
aufweist, von denen eine die vordere Oberfläche des Wafers ist und die
andere die rückseitige
Oberfläche
des Wafers ist, eine zentrale Ebene zwischen den vorderen und rückseitigen
Oberflächen,
eine Umlaufkante ("circumferential
edge"), die die
vordere und die rückseitige
Oberfläche
verbindet, ein Stratum, das die Region des Wafers zwischen der vorderen
Oberfläche
und einem Abstand Ds umfasst, gemessen von
der vorderen Oberfläche
und in Richtung der zentralen Ebene, eine Oberflächenschicht, welche sich mindestens
teilweise zusammen mit dem Stratum erstreckt und welche die Region
des Wafers zwischen der vorderen Oberfläche und einem Abstand D1 von mindestens ungefähr 10 Mikrometern umfasst,
gemessen von der vorderen Oberfläche
und zu der zentralen Ebene hin und einer Bulkschicht, welche die
Region des Wafers zwischen der zentralen Ebene und der Oberflächenschicht
umfasst. Der Wafer wird dadurch charakterisiert, dass das Stratum
im wesentlichen frei von agglomerierten Fehlstellendefekten ist.
Zusätzlich
weist der Wafer eine nicht-einheitliche Verteilung von Kristallgitterfehlstellen
mit der Konzentration von Fehlstellen in der Bulkschicht auf, die
größer ist
als die Konzentration der Fehlstellen in der Oberflächenschicht,
wobei die Fehlstellen ein Konzentrationsprofil aufweisen, in welchem
die Peakdichte der Fehlstellen in oder nahe der zentralen Ebene
liegt, wobei die Konzentration im allgemeinen von der Position der
Peakdichte in Richtung zur vorderen Oberfläche des Wafers abnimmt, wobei
die Differenz in der Konzentration der Fehlstellen in der Oberfläche und
der Bulkschicht so ist, dass die thermische Behandlung des Wafers
bei einer Temperatur oberhalb von 750 °C in der Lage ist, eine denudierte
Zone der Oberflächenschicht und
Sauerstoffcluster oder Präzipitate
in der Bulkschicht zu bilden, wobei die Konzentration der Sauerstoffcluster
oder Präzipitate
in der Bulkschicht hauptsächlich
abhängig
sind von der Konzentration der Fehlstellen.
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Die
vorliegende Erfindung ist ferner gerichtet auf ein Verfahren zur
Wärmebehandlung
eines Einkristallsiliziumwafers, um agglomerierte Fehlstellendefekte
aufzulösen
und das Präzipi tationsverhalten
von Sauerstoff in dem Wafer in einem nachfolgenden thermischen Verfahrensschritt
zu beeinflussen, wobei der Siliziumwafer zwei hauptsächliche,
im allgemeinen parallele Oberflächen
aufweist, von denen eine die vordere Oberfläche des Wafers ist und die
andere die rückseitige
Oberfläche
des Wafers ist, eine zentrale Ebene zwischen der vorderen und der
rückseitigen
Oberfläche,
eine Umlaufkante ("circumferential
edge"), die die
vordere und die rückseitige
Oberfläche
verbindet, ein Stratum, das von der vorderen Oberfläche bis
zu einem Abstand Ds reicht, gemessen von
der vorderen Oberfläche
und zu der zentralen Ebene hin, eine Oberflächenschicht, welche sich mindestens
teilweise zusammen mit dem Stratum erstreckt und welche die Region
des Wafers zwischen der vorderen Oberfläche und einem Abstand D1 von mindestens ungefähr 10 Mikrometern umfasst,
gemessen von der vorderen Oberfläche
und zu der zentralen Ebene hin und einer Bulkschicht, welche die
Region des Wafers zwischen der zentralen Ebene und der Oberflächenschicht
umfasst. Das Verfahren umfasst das thermische Tempern ("thermally annealing") des Wafers in einer
Atmosphäre
von Wasserstoff, Argon oder einer Mischung davon, um bereits existierende
agglomerierte Fehlstellendefekte in dem Stratum aufzulösen, so
dass das Waferstratum im wesentlichen frei von agglomerierten Fehlstellendefekten
ist und die Bulkschicht agglomerierte Fehlstellendefekte umfasst,
Wärmebehandlung
des getemperten Wafers, um Kristallgitterfehlstellen in der Oberfläche und
den Bulkschichten zu bilden und dann dem Steuern der Abkühlungsrate
des wärmebehandelten
Wafers auf mindestens ungefähr
20 °C pro
Sek., um einen Wafer herzustellen, der ein Fehlstellenkonzentrationsprofil
aufweist, in welchem die Peakdichte in oder nahe der zentralen Ebene liegt,
wobei die Konzentration im allgemeinen in der Richtung der vorderen
Oberfläche
des Wafers abnimmt, wobei die Differenz in der Konzentration der
Fehlstellen in der Oberfläche
und den Bulkschichten so ist, dass die thermische Behandlung des
Wafers bei einer Temperatur oberhalb von 750 °C in der Lage ist, eine denudierte
Zone in der Oberflächenschicht
und Sauerstoffcluster oder Präzipitate
in der Bulkschicht zu bilden, wobei die Konzentration der Sauerstoffcluster
oder Präzipitate
in der Bulkschicht hauptsächlich
abhängig
sind von der Konzentration der Fehlstellen.
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Die
vorliegende Erfindung betrifft ferner ein Verfahren zur Wärmebehandlung
eines Siliziumeinkristallwafers, um agglomerierte Fehlstellendefekte
aufzulösen
und das Präzipitationsverhalten
von Sauerstoff in dem Wafer in einem nachfolgenden thermischen Verarbeitungsschritt
zu beeinflussen, wobei der Siliziumwafer eine vordere Oberfläche aufweist,
eine rückseitige
Oberfläche,
eine zentrale Ebene zwischen der vorderen und der rückseitigen
Oberfläche,
ein Stratum, das von der vorderen Oberfläche bis zu einem Abstand Ds reicht, gemessen von der vorderen Oberfläche zu der
zentralen Ebene hin, eine Oberflächenschicht,
welche sich mindestens teilweise zusammen mit dem Stratum erstreckt
und welche die Region des Wafers zwischen der vorderen Oberfläche und
einem Abstand D1 von mindestens ungefähr 10 Mikrometer
umfasst, gemessen von der vorderen Oberfläche und zu der zentralen Ebene
hin und eine Bulkschicht, welche die Region des Wafers zwischen
der zentralen Ebene und der Oberflächenschicht umfasst. Das Verfahren
umfasst die Wärmebehandlung
des Wafers in einer Atmosphäre
von Wasserstoff, Argon oder einer Mischung davon, um Kristallgitterfehlstellen
in der Oberfläche
und den Bulkschichten zu bilden und dann dem Steuern der Abkühlungsrate
des wärmebehandelten
Wafers auf mindestens ungefähr
20 °C pro
Sekunde, um einen Wafer zu erzeugen, der ein Fehlstellenkonzentrationsprofil
aufweist, in welchem die Peakdichte in oder nahe der zentralen Ebene
liegt, wobei die Konzentration im allgemeinen in der Richtung der
vorderen Oberfläche
des Wafers abnimmt und die Differenz der Konzentration der Fehlstellen
in der Oberfläche
und den Bulkschichten so ist, dass die thermische Behandlung des
Wafers bei einer Temperatur oberhalb von 750 °C in der Lage ist, eine denudierte
Zone in der Oberflächenschicht
und Sauerstoffcluster oder Präzipitate
in der Bulkschicht zu bilden, wobei die Konzentration der Sauerstoffcluster
oder Präzipitate
in der Bulkschicht hauptsächlich
von der Konzentration der Fehlstellen abhängig ist. Sauerstoffpräzipitationsnukleationszentren,
die in den abgekühlten
Wafern vorhanden sind, werden durch Erhitzen des abgekühlten Wafers
auf eine Temperatur von ungefähr
650 bis ungefähr 850 °C für ungefähr 1 Stunde
bis ungefähr
4 Stunden stabilisiert und dann wird der stabilisierte Wafer in
einer Atmosphäre
thermisch getempert, um agglomerierte Fehlstellendefekte aufzulösen, die
in dem Waferstratum vorhanden sind, das von der vorderen Oberfläche bis
zu einer Tiefe von mindestens ungefähr 5 Mikrons reicht, so dass
das Waferstratum im wesentlichen frei ist von agglomerierten Fehlstellendefekten
und die Bulkschicht agglomerierte Fehlstellendefekte umfasst.
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Weitere
Aufgaben und Merkmale dieser Erfindung werden zum Teil offensichtlich
und zum Teil nachfolgend herausgestellt.
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KURZE BESCHREIBUNG
DER ZEICHNUNGEN
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1 ist
eine schematische Darstellung des idealen Präzipitationswaferverfahrens
der vorliegenden Erfindung.
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2 ist
eine Photographie eines Querschnitts eines Wafers (Probe 4-7), welcher,
wie in Beispiel 1 beschrieben, verarbeitet wurde.
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3 ist
eine Photographie eines Querschnitts eines Wafers (Probe 4-8), welcher
einer Reihe von Schritten, die in Beispiel 1 beschrieben wurden,
unterworfen wurde.
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4 ist
eine Photographie eines Querschnitts eines Wafers (Probe 3-14),
welcher einer Reihe von Schritten, wie in Beispiel 1 beschrieben,
unterworfen wurde.
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5 ist
ein Diagramm des Logarithmusses der Platinkonzentration (Atome/cm3) gegen die Tiefe von der Oberfläche des
Wafers (Probe 4-7), welche einer Serie von Schritten, wie in Beispiel
1 beschrieben, unterworfen wurde.
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6 ist
eine Photographie eines Querschnitts eines Wafers (Probe 3-4), welcher
einer Serie von Schritten, wie in Beispiel 2 beschrieben, unterworfen
wurde.
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7 ist
eine Photographie eines Querschnitts eines Wafers (Probe 3-5), welcher
einer Serie von Schritten, wie in Beispiel 2 beschrieben, unterworfen
wurde.
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8 ist
eine Photographie eines Querschnitts eines Wafers (Probe 3-6), welcher
einer Serie von Schritten, wie in Beispiel 2 beschrieben, unterworfen
wurde.
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9 ist
eine Photographie eines Querschnitts eines Wafers (Probe 1-8), welcher
einer Serie von Schritten, wie in Beispiel 3 beschrieben, unterworfen
wurde.
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10 ist
die logarithmische Darstellung der Zahlendichte ("number density") von Bulkmikrodefekten (BMD)
gegen den Partialdruck von Sauerstoff, der in der Atmosphäre während des
schnellen thermischen Temperns ("rapid
thermal annealing")
des Siliziumeinkristallwafers herrscht in Übereinstimmung mit der vorliegenden
Erfindung, wie in Beispiel 4 beschrieben.
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11 ist
eine Photographie, aufgenommen unter Vergrößerung des Querschnitts eines
Wafers (weißer
Hintergrund), welcher thermisch getempert wurde, in Übereinstimmung
mit dem vorliegenden Verfahren in einer nitrierenden Atmosphäre in der
Abwesenheit einer erweiterten ("enhanced") Oxidschicht, folgend
einer NEC-1-Behandlung.
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12 ist
eine Photographie, aufgenommen unter größerer Vergrößerung als 11,
von einem Teil des Waferquerschnitts, der in 11 gezeigt
ist, der im Detail die wesentliche Abwesenheit der denudierten Zone
zeigt.
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13 ist
eine Photographie, aufgenommen unter Vergrößerung eines Querschnitts eines
Wafers (weißer
Hintergrund), welcher thermisch getempert wurde, in Übereinstimmung
mit der vorliegenden Erfindung, in einer nitrierenden Atmosphäre in der
Abwesenheit einer erweiterten ("enhanced") Oxidschicht und welcher
einer nachfolgenden thermischen Oxidationsbehandlung unterzogen
wurde.
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14 ist
eine Photographie, aufgenommen unter größerer Vergrößerung als 13 von
einem Teil eines Waferquerschnitts, der in 13 gezeigt
ist, der im Detail das Vorliegen einer denudierten Zone zeigt.
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15 ist
eine Photographie, aufgenommen unter Vergrößerungen eines Querschnitts
eines Wafers (weißer
Hintergrund), welcher in Übereinstimmung
mit der vorliegenden Erfindung in einer nitrierenden Atmosphäre in der
Abwesenheit einer erweiterten ("enhanced") Oxidschicht thermisch
getempert wurde und welcher einer nachfolgenden thermischen Oxidationsbehandlung
lediglich auf einer Seite des Wafers unterzogen wurde.
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16 ist
eine Photographie, aufgenommen unter größerer Vergrößerung als 15,
von einem Teil des Waferquerschnitts, der in 15 gezeigt
ist, der im Detail die wesentliche Abwesenheit einer denudierten Zone
auf der geschützten
Seite ("shielded
side") des Wafers
zeigt.
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DETAILLIERTE
BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORMEN
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Das
Verfahren der vorliegenden Erfindung erfordert die Mittel, mit welchen
ein Siliziumeinkristallwafer, der eine reduzierte Konzentration
von agglomerierten Fehlstellendefekten aufweist, erhalten werden
kann, verglichen mit der anfänglichen
Konzentration von solchen Defekten in einer Oberflächenschicht
des Wafers. Außerdem
erzeugt das vorliegende Verfahren einen Wafer, welcher "ideal präzipitierend" ist; d.h., einen
Wafer, welcher während
im wesentlichen jedem Herstellungsprozess für elektronische Geräte, eine
denudierte Zone von genügender
Tiefe erzeugen wird und einem Waferbulk, der eine ausreichende Dichte
von Sauerstoffpräzipitaten
für IG-Zwecke
enthält.
Das Verfahren der vorliegenden Erfindung fungiert, um existierende,
agglomerierende Fehlstellendefekte in dieser Oberflächenschicht
aufzulösen,
während
ein "Template", in dem Silizium erzeugt
wird, welches die Art und Weise bestimmt oder "einen Abdruck vorgibt" ("prints"), in welcher Sauerstoff während eines
Herstellungsverfahrens für
elektronische Geräte
präzipitieren
wird.
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In Übereinstimmung
mit einem ersten Ausführungsbeispiel
des Verfahrens der vorliegenden Erfindung wird ein Siliziumeinkristallwafer
zunächst
einem thermischen Tempern unterzogen, die Temperatur und Dauer des
Temperns als auch die Atmosphäre,
in welchem der Wafer getempert wird, sind so, dass die agglomerierten
Fehlstellendefekte in der Oberflächenschicht
oder dem Stratum des Wafers effektiv zerstört oder aufgelöst werden.
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Im
allgemeinen sind die Bedingungen für dieses thermische Tempern
diejenigen, die normalerweise in der Technik für das Auflösen solcher Defekte verwendet
werden. (Siehe z.B. Fusegawa et al., Europäische Patentanmeldung 503,816
A1; S. Nadahara et al., "Hydrogen
Annealed Silicon Wafer",
Solid State Phenomena, Vols. 57-58, Seiten 19-26 (1997); und D.
Graf et al., "High-Temperature
Annealed Silicon Wafers",
Electrochemical Society Proceedings, Vol. 97-22, Seiten 18-25 (1997)).
Zum Beispiel kann der Wafer in einer Argon- oder Wasserstoffatmosphäre oder
eine Mischung davon thermisch getempert werden, um agglomerierte
Fehlstellendefekte aufzulösen,
die in dem Stratum vorhanden sind, das sich von der Oberfläche und
hin zu dem Zentrum des Wafers erstreckt.
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Im
allgemeinen wird der Wafer für
einen ausreichenden Zeitraum auf eine Temperatur erhitzt, um agglomerierte
Fehlstellendefekte aufzulösen,
die in dem Stratum vorhanden sind, das sich von der Oberfläche bis
zu einer Tiefe erstreckt, gemessen von der Oberfläche und
hin zu dem Zentrum des Wafers von einigen wenigen Mikrometern (d.h.
mindestens ungefähr
1, 2, 3, 5 oder sogar 10 Mikrometern), einigen zehn Mikrometern
(d.h. ungefähr
20, 40, 80 oder mehr), hunderte von Mikrometern (d.h. ungefähr 100,
300, 500 Mikrons oder mehr) bis zu ungefähr dem Zentrum des Wafers.
Die genauen Bedingungen werden variieren, abhängig von der gewünschten
Tiefe, bis zu welcher die agglomerierte Fehlstellendefekte aufgelöst oder
in der Größe reduziert
werden. Der Wafer kann zum Beispiel auf eine Temperatur im Bereich
von ungefähr
1100 °C
bis ungefähr 1300 °C für ungefähr 1 Stunde
bis ungefähr
4 Stunden oder ungefähr
1200 °C
bis ungefähr
1250 °C
für ungefähr 2 bis
ungefähr
3 Stunden erhitzt werden.
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In
diesem Zusammenhang soll erwähnt
werden, dass zusätzlich
zu der Temperatur, der Dauer, Atmosphäre und Hochlaufbedingungen
("ramping conditions") (d.h., die Geschwindigkeit,
mit der die Zieltempertemperatur erreicht wird) des thermischen
Temperns, wobei die Größe der agglomerierten
Defekte, die aufgelöst werden,
ein Faktor in der Effizienz des Temperns beim Entfernen solcher
Defekte ist. Dementsprechend können
die Bedingungen, die notwendig sind, um das gewünschte Ergebnis zu erreichen,
empirisch durch Variation der Behandlungstemperatur, Zeit- und Atmosphärenzusammensetzung
für eine
Anzahl von Proben bestimmt werden. Daher können die Bedingungen andere
sein als hierin beschrieben, ohne von dem Bereich der vorliegenden
Erfindung abzuweichen.
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Das
Unterziehen eines Wafers dieser Defekt-auflösenden Behandlung resultiert
in der Bildung eines Stratums nahe der Oberfläche des Wafers, die eine Konzentration
von agglomerierten Fehlstellendefekten aufweist, welche reduziert
ist im Vergleich zu der Konzentration von solchen Defekten in dem
Ausgangsmaterial. Es ist jedoch bevorzugt, dass diese Oberflächenschicht
im wesentlichen frei von agglomerierten Fehlstellendefekten ist.
In diesem Zusammenhang soll erwähnt
werden, dass der Begriff "im
wesentlichen frei von agglomerierten Fehlstellendefekten" wie hierin verwendet,
bedeuten soll, dass eine Konzen tration von agglomerierten Fehlstellendefekten
innerhalb des Stratums geringer ist als die Nachweisgrenze für diese
Defekte, welche gegenwärtig
bei ungefähr
104 Defekte/cm3 liegt.
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Die
Bedingungen, die angewendet werden, in der Behandlung zum Auflösen von
agglomerierten Defekten resultieren ebenfalls in der Auflösung von
Sauerstoffpräzipitationsnukleationszentren,
die in dem Wafer vorliegen, vorausgesetzt dass der Wafer nicht zuvor
einer stabilisierenden Wärmebehandlung
unterzogen wurde. Um diese Zentren wieder zu etablieren und so dem
Wafer zu ermöglichen,
eine erhöhte
Dichte von Sauerstoffpräzipitaten
für IG-Zwecke
aufzuweisen, wird der Wafer als nächstes einer Folge von Schritten
unterzogen, in welchen ein Fehlstellenkonzentrationsprofil gebildet
wird. Dieser Teil der vorliegenden Verfahrens fungiert effektiv,
um die Art und Weise zu bestimmen oder "einen Abdruck" zu hinterlassen, in welcher der Sauerstoff
letztendlich innerhalb des Wafers während des Herstellungsprozesses
für elektronische
Geräte
präzipitieren
wird. Bezugnehmend auf 1 wird Wafer 1, der
eine vordere Oberfläche 3,
eine rückseitige
Oberfläche 5 und
eine imaginäre
zentrale Ebene 7 zwischen der vorderen und der rückseitigen
Oberfläche
aufweist, in einer Sauerstoff-enthaltenden Atmosphäre in Schritt
S1 dieses Teils des vorliegenden Verfahrens
wärmebehandelt,
um eine oberflächliche
Oxidschicht 9 zu züchten,
welche den Wafer einschließt.
Im allgemeinen wird die Oxidschicht eine Dicke aufweisen, welche
größer ist
als die natürliche
("native") Oxidschicht, welche
auf dem Silizium gebildet wird (ungefähr 15 Ångström); bevorzugt hat die Oxidschicht
eine Dicke von mindestens ungefähr
20 Ångström und in
einigen Ausführungsbeispielen
mindestens von ungefähr
25 Angström
oder sogar mindestens ungefähr
von 30 Ångström. Experimentelle
Beweise, die bislang erhalten wurden, legen jedoch nahe, dass die
Oxidschichten, die eine Dicke von größer als ungefähr 30 Ångström aufweisen,
obwohl sie nicht mit den gewünschten
Effekten interferieren, wenig oder keinen zusätzlichen Vorteil aufweisen.
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Es
soll darauf hingewiesen werden, dass die Begriffe "vordere" und "rückseitige" in diesem Zusammenhang verwendet werden,
um die beiden hauptsächlichen,
im allgemeinen planaren Oberflächen
des Wafers zu unterscheiden; die vordere Oberfläche des Wafers, wie hierin
verwendet, ist nicht notwendigerweise die Oberfläche, auf die ein elektronisches
Gerät im
nachfolgenden aufgebracht werden wird, noch ist die Rückseite
des Wafers, wie hier verwendet, notwendigerweise die hauptsächliche
Oberfläche
des Wafers, welche der Oberfläche,
auf welchem das elektronische Gerät aufgebracht wird, entgegengesetzt
ist.
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Außerdem,
da Siliziumwafer normalerweise eine gewisse Abweichung der Gesamtdicke
("total thickness
variation") (TTV),
Wölbungen
und Bogen aufweisen, ist der Mittelpunkt zwischen jedem Punkt auf
der vorderen Oberfläche
und jedem Punkt auf der rückseitigen
Oberfläche
nicht exakt innerhalb einer Ebene; praktisch ("as a practical matter") jedoch sind die
TTV, Wölbungen
und Bogen normalerweise so gering, dass mit einer guten Annäherung gesagt
werden kann, dass die Mittelpunkte innerhalb einer imaginären zentralen
Ebene liegen, welche ungefähr äquidistant
zwischen der vorderen und der rückseitigen
Oberfläche
ist.
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In
einem Schritt S2 von dem Präzipitationsteils
des vorliegenden Verfahrens wird der Wafer 1 einem Wärmebehandlungsschritt
unterzogen, in welchem der Wafer auf eine erhöhte Temperatur erhitzt wird,
um so die Zahlendichte ("number
density") der Kristallgitterfehlstellen 13 in
dem Wafer zu bilden und zu erhöhen.
Bevorzugt findet dieser Wärmebehandlungsschritt
in einem Gerät
zum schnellen thermischen Tempern ("rapid thermal annealer") statt, in welchem
die Wafer schnell auf eine Zieltemperatur erhitzt werden können und
bei dieser Temperatur nur eine relativ kurze Zeitdauer getempert
werden. Im allgemeinen wird der Wafer einer Temperatur oberhalb
von ungefähr
1150 °C,
bevorzugt mindestens ungefähr
1175 °C,
mehr bevorzugt mindestens ungefähr
1200 °C
und am meisten bevorzugt zwischen ungefähr 1200 °C und ungefähr 1275 °C ausgesetzt.
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In
einem ersten Ausführungsbeispiel
des Präzipitationsteils
des vorliegenden Verfahrens wird der schnelle thermische Tempernschritt
("rapid thermal
annealing step")
in Gegenwart einer nitrierenden Atmosphäre durchgeführt; d.h., das Tempern wird
ausgeführt
in einer Atmosphäre,
die Stickstoffgas (N2) oder ein Stickstoff-enthaltendes
Verbindungsgas wie z.B. Ammoniak enthält, welches in der Lage ist,
eine exponierte Siliziumoberfläche
zu nitrieren. Die Atmosphäre
kann daher vollständig
aus Stickstoff oder Stickstoffverbindungsgasen bestehen oder es
kann außerdem
ein nicht-nitrierendes Gas wie z.B. Argon umfassen. Ein Anstieg
in der Konzentration der Fehlstellen innerhalb des gesamten Wafers
wird nahe nachdem, wenn nicht sofort während des Erreichens der Temperungstemperatur
erzielt. Der Wafer wird im allgemeinen bei dieser Temperatur für mindestens
eine Sekunde, normalerweise für
mindestens einige Sekunden (z.B. wenigstens 3), bevorzugt für einige
10 Sekunden (z.B. 20, 30, 40 oder 50 Sekunden) und abhängig von
den gewünschten
Charakteristika des Wafers für
einen Zeitraum, welcher bis zu ungefähr 60 Sekunden betragen kann
(welches nahe am Limit für
kommerziell erhältliche
Geräte
zum schnellen thermischen Tempern ("rapid thermal annealer") liegt, gehalten.
Der resultierende Wafer hat ein relativ einheitliches Fehlstellenkonzentrationsprofil
(Zahlendichte) ("number
density") in dem
Wafer.
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Basierend
auf experimentellen Beweisen, die bislang erhalten wurden, weist
die Atmosphäre,
in welchem der schnell thermische Temperungsschritt durchgeführt wird,
bevorzugt nicht mehr als einen relativ geringen Teildruck an Sauerstoff,
Wasserdampf und weiteren oxidierenden Gasen auf; d.h., die Atmosphäre weist
eine vollständige
Abwesenheit von oxidierenden Gasen oder einen Partialdruck von solchen
Gasen auf, welche nicht ausreichend ist, um genügende Mengen von Siliziumzwischengitteratomen
zu injizieren, welche den Aufbau der Fehlstellenkonzentration unterdrücken würde. Während die
untere Grenze der oxidierenden Gaskonzentration nicht exakt bestimmt
wurde, ist gezeigt worden, dass für Partialdrücke von Sauerstoff von 0,01
Atmosphären
(atm.) oder 10000 Teilen pro Millionen Atome (ppma) kein Anstieg
in der Konzentration der Fehlstellen und kein Effekt beobachtet
wurde. Daher ist es bevorzugt, dass die Atmosphäre einen Partialdruck von Sauerstoff
oder weiteren oxidierenden Gasen von weniger als 0,01 atm. (10000
ppma) aufweist; mehr bevorzugt ist der Partialdruck dieser Gase
in der Atmosphäre
nicht mehr als ungefähr
0,005 atm. (5000 ppma), mehr bevorzugt nicht mehr als ungefähr 0,002
atm. (2000 ppma) und am meisten bevorzugt nicht mehr als ungefähr 0,001
atm. (1000 ppma).
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Zusätzlich zu
dem Verursachen der Bildung von Kristallgitterfehlstellen verursacht
der schnelle thermische Temperungsschritt ("rapid thermal annealing step") das Auflösen von
jeglichen unstabilisierten Sauerstoffpräzipitationsnukleationszentren,
welche in dem Siliziumstartmaterial vorliegen. Diese Nukleationszentren
können
gebildet werden z.B. während
des Züchtens
des Siliziumeinkristallrohlings, von welchem der Wafer geschnitten
wurde, oder als eine Konsequenz eines anderen Ereignisses in der
vorherigen thermischen Vorgeschichte des Wafers oder des Rohlings,
von welchem der Wafer geschnitten wurde. Daher ist das Vorliegen
oder die Abwesenheit von diesen Nukleationszentren in dem Startmaterial
nicht kritisch, vorausgesetzt diese Zentren sind in der Lage, während des
schnellen thermischen Temperungsschrittes aufgelöst zu werden.
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Die
schnelle thermische Temperung kann in einer Vielzahl von kommerziell
erhältlichen
schnellen thermischen Temperungsöfen
("rapid themal annealing
furnaces") ("RTA") ausgeführt werden,
in welchen die Wafer individuell durch Reihen ("banks") von Hochleistungslampen erhitzt werden
können.
RTA-Öfen
sind in der Lage, die Siliziumwafer schnell zu erhitzen, z.B. sind
sie in der Lage, den Wafer von Raumtemperatur bis auf 1200 °C in wenigen
Sekunden zu erhitzen. Einer dieser kommerziell erhältlichen
RTA-Öfen
ist das Modell 610 furnace, erhältlich
von AG Associates (Montain View, CA).
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Intrinsische
Punktdefekte (Fehlstellen und Siliziumzwischengitteratomplätze) sind
in der Lage, durch Einkristallsilizium mit einer Diffusionsrate
zu diffundieren, die temperaturabhängig ist. Das Konzentrationsprofil von
intrinsischen Punktdefekten ist daher eine Funktion der Diffusionsfähigkeit
der intrinsischen Punktdefekte und der Rekombinationsgeschwindigkeit
als eine Funktion der Temperatur. Zum Beispiel sind intrinsische Punktdefekte
relativ mobil bei Temperaturen in der Nähe der Temperatur, bei der
der Wafer in dem schnellen thermischen Temperungsschritt getempert
wird, wohingegen sie im wesentlichen nicht mobil sind für jegliche kommerziell
anwendbare Zeiträume
bei Temperaturen bis zu 700 °C.
Experimentelle Belege, die bislang erhalten wurden, lassen vermuten,
dass die effektive Diffusionsrate der Fehlstellen bei Temperaturen
unterhalb von ungefähr
700 °C beträchtlich
absinkt und vielleicht bis zu 800 °C, 900 °C oder sogar 1000 °C können die Fehlstellen
für jegliche
kommerziell praktisch anwendbare Zeitdauer als nicht mobil betrachtet
werden.
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Nach
der Vervollständigung
des Schrittes S2 wird der Wafer in Schritt
S3 schnell abgekühlt durch den Bereich der Temperaturen,
bei welchen die Kristallgitterfehlstellen im Siliziumeinkristall
relativ mobil sind. Da die Temperatur des Wafers durch diesen Bereich
der Temperaturen abnimmt, diffundieren die Fehlstellen zu der Oxidschicht 9 und
werden ausgelöscht,
was zu einer Änderung
in dem Fehlstellenkonzentrationsprofil führt, wobei das Ausmaß der Änderung
abhängt
von der Länge
der Zeit, in der der Wafer bei einer Temperatur innerhalb dieses
Bereichs gehalten wird. Wenn der Wafer bei dieser Temperatur innerhalb
dieses Bereichs für eine
unbeschränkte
Zeitdauer gehalten wird, würde
die Fehlstellenkonzentration wieder im wesentlichen einheitlich über den
Waferbulk 11 werden, wobei die Konzentration ein Gleichgewichtswert
ist, welche im wesentlichen geringer ist als die Konzentration der
Kristallgitterfehlstellen unmittelbar nach der Vervollständigung
des Wärmebehandlungsschrittes.
Durch schnelles Abkühlen
des Wafers kann jedoch eine nicht-einheitliche Verteilung der Kristallgitterfehlstellen
erreicht werden, wobei die maximale Fehlstellenkonzentration in
oder nahe der zentralen Ebene 7 liegt und die Fehlstellenkonzentration
in Richtung zu der vorderen Oberfläche 3 und der rückseitigen
Oberfläche 5 des
Wafers abnimmt. Im allgemeinen ist die durchschnittliche Abkühlungsrate
innerhalb dieses Bereichs der Temperatur bei mindestens ungefähr 20 °C pro Sekunde.
Abhängig
von der gewünschten
Tiefe der denudierten Zone, kann die durchschnittliche Abkühlungsgeschwindigkeit
bevorzugt mindestens ungefähr
50 °C pro
Sekunde, mehr bevorzugt mindestens ungefähr 100 °C pro Sekunde betragen, wobei
Abkühlungsraten
im Bereich von ungefähr
100 °C bis
ungefähr
200 °C pro
Sekunde gegenwärtig
für einige
Anwendungen bevorzugt sind. Sobald der Wafer auf eine Temperatur
außerhalb
des Bereichs der Temperatur abgekühlt ist, bei welchem die Kristallgitterfehlstellen
relativ mobil in dem Einkristallsilizium sind, scheint die Abkühlungsgeschwindigkeit
keinen signifikanten Einfluss auf das Präzipitationsverhalten des Wafers
zu haben und somit erscheint er nicht besonders kritisch zu sein.
In geeigneter Weise kann der Abkühlungsschritt
in derselben Atmosphäre
durchgeführt
werden, in der der Wärmeschritt
durchgeführt
worden ist.
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In
Schritt S4 des Präzipitationsteils des vorliegenden
Verfahrens wird der Wafer einer Sauerstoffpräzipitationswärmebehandlung
unterzogen. Zum Beispiel kann der Wafer bei einer Temperatur von
800 °C für vier Stunden
getempert werden und dann bei einer Temperatur von 1000 °C für 16 Stunden.
Alternativ und bevorzugt wird der Wafer in einen Ofen geladen, welcher
bei einer Temperatur von ungefähr
800 °C ist,
als der erste Schritt des Herstellungsprozesses für elektronische
Gräte.
Wenn der zuvor thermisch schnell getemperte Wafer bei dieser Temperatur
in den Ofen geladen wird, wird der Wafer separate Zonen aufweisen,
welche sich unterschiedlich in Bezug auf die Sauerstoffpräzipitation
verhalten. In Regionen mit vielen Fehlstellen (der Waferbulk) werden
sich schnell Sauerstoffcluster bilden, wenn der Wafer in den Ofen
eingebracht wird. Zu dem Zeitpunkt, an dem die Beladungstemperatur
erreicht ist, wird das Clusterungsverfahren abgeschlossen sein und
eine Verteilung der Cluster erreicht sein, welche lediglich von
der anfänglichen
Konzentration der Fehlstellen abhängt. In Regionen mit wenig
Fehlstellen (nahe der Waferoberflächen) wird der Wafer sich verhalten
wie ein normaler Wafer, welchem die bereits bestehenden Sauerstoffpräzipitationsnukleationszentren
fehlen; d.h., eine Sauerstoffclusterung wird nicht beobachtet. Wenn
die Temperatur oberhalb von 800 °C
angehoben wird oder wenn die Temperatur konstant gehalten wird,
wachsen die Cluster in der Fehlstellen-reichen Zone zu Präzipitaten
und werden so verbraucht, während
in der Fehlstellen-armen Zone nichts passiert. Durch Aufteilung des
Wafers in zahlreiche Zonen von Fehlstellenkonzentrationen wird effektiv
ein Templat erzeugt, durch welches ein Sauerstoffpräzipitationsmuster
geschrieben wird, welches in dem Moment fixiert wird, in dem der
Wafer in den Ofen geladen wird.
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Wie
in 1 dargestellt, wird die resultierende Tiefenverteilung
der Sauerstoffpräzipitate
in dem Wafer durch klare Regionen von Sauerstoffpräzipitat-freiem
Material (denudierte Zonen) 15 und 15' charakterisiert, die
sich von der vorderen Oberfläche 3 und
der rückseitigen
Oberfläche 5 bis
zu einer Tiefe t bzw. t' erstrecken. Zwischen
der Sauerstoffpräzipitat-freien
Region 15 und 15' ist
eine Region 17, welche eine im wesentlichen einheitliche
Dichte von Sauerstoffpräzipitaten
enthält.
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Die
Konzentration von Sauerstoffpräzipitaten
in der Region 17 ist hauptsächlich eine Funktion des Erwärmungsschrittes
und sekundär
eine Funktion der Abkühlungsgeschwindigkeit.
Im allgemeinen steigt die Konzentration der Sauerstoffpräzipitate
mit ansteigender Temperatur und größer werdenden Temperungszeiten
in dem Erwärmungsschritt,
wobei routinemäßig Präzipitatdichten
im Bereich von ungefähr
1 × 107 bis ungefähr 5 × 1010 Präzipitate/cm3 erhalten werden.
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Die
Tiefe t bzw. t' von
der vorderen und rückseitigen
Oberfläche
des Sauerstoffpräzipitat-freien Materials
(denudierte Zone) 15 und 15' ist hauptsächlich eine Funktion der Abkühlungsgeschwindigkeit
durch den Temperaturbereich, bei welchem die Kristallgitterfehlstellen
im Silizium relativ mobil sind. Im allgemeinen nimmt die Tiefe t
bzw. t' mit abnehmender
Abkühlungsgeschwindigkeit
zu, wobei die Tiefe der denudierten Zone mindestens ungefähr 10, 20,
30, 40, 50, 70 oder sogar 100 Mikrometer erhältlich ist. Bezeichnenderweise ist
die Tiefe der denudierten Zone im wesentlichen unabhängig von
den Details des Herstellungsprozesses der elektronischen Geräte und außerdem hängt sie
nicht von der Ausdiffusion ("out-diffusion") des Sauerstoffs
ab, wie herkömmlich
praktiziert.
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Während die
schnelle thermische Behandlung zu einer Ausdiffusion von geringen
Mengen von Sauerstoff von der Oberfläche der vorderen und der rückseitigen
Oberfläche
des Wafers führen
kann, ist die Menge der Ausdiffusion deutlich geringer als die,
die in herkömmlichen
Verfahren für
die Bildung von denudierten Zonen beobachtet wird. Als Ergebnis
wird ein "ideal
präzipitierter
Wafer" gebildet,
der eine im wesentlichen einheitliche Zwischengittersauerstoffkonzentration
als eine Funktion des Abstandes von der Siliziumoberfläche aufweist.
Vor der Sauerstoffpräzipitationswärmebehandlung
(S4) wird zum Beispiel der Wafer eine im
wesentlichen einheitlichen Konzentration von Zwischengitterplatzsauerstoffen
aufweisen von dem Zentrum des Wafers zu Regionen des Wafers, welche
innerhalb von ungefähr
15 Mikrons der Siliziumoberfläche
liegen, mehr bevorzugt vom Zentrum des Wafers zu Regionen des Wafers,
welche innerhalb von ungefähr
10 Mikrons der Siliziumoberfläche
liegen, mehr bevorzugt vom Zentrum des Siliziums zu Regionen des
Wafers, welche innerhalb von ungefähr 5 Mikrons der Siliziumoberfläche liegen
und am meisten bevorzugt vom Zentrum des Siliziums zu Regionen des
Wafers, welche innerhalb von ungefähr 3 Mikrons der Siliziumoberfläche liegen.
In diesem Zusammenhang soll eine im wesentlichen einheitliche Sauerstoffkonzentration
bedeuten, dass eine Varianz in der Sauerstoffkonzentration von nicht
mehr als ungefähr
50 %, bevorzugt nicht mehr als ungefähr 20 % und am meisten bevorzugt
nicht mehr als ungefähr
10 % vorliegt.
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Normalerweise
resultieren Sauerstoffpräzipitationswärmebehandlungen
nicht in einer substantiellen Menge von Sauerstoff Ausdiffusion
von Wärme-behandelten
Wafern. Als ein Ergebnis wird die Konzentration von Zwischengitterplatzsauerstoff
in der denudierten Zone bei Abständen
von mehr als einigen Mikrons von der Waferoberfläche sich nicht signifikant
verändern
als eine Konsequenz der Präzipitationswärmebehandlung.
Wenn zum Beispiel die denudierte Zone des Wafers aus einer Region
des Wafers zwischen der Oberfläche
des Siliziums und einem Abstand D1 besteht,
welcher mindestens ungefähr
10 Mikrometer beträgt,
gemessen von der vorderen Oberfläche
und hin zu der zentralen Ebene, wird die Sauerstoffkonzentration
bei einer Position innerhalb der denudierten Zone, welche in einem
Abstand von der Siliziumoberfläche
gleich ein halb von D1 ist, normalerweise
mindestens ungefähr
75 % der Peakkonzentration der Zwischengitterplatz-Sauerstoffkonzentration
irgendwo in der denudierten Zone entsprechen. Für einige Sauerstoffpräzipitationswärmebehandlungen
wird die Zwischengitterplatz-Sauerstoffkonzentration bei dieser
Position sogar größer sein,
d.h., mindestens 80 %, 85 %, 90 % oder sogar 95 % der maximalen
Sauerstoffkonzentration irgendwo in der denudierten Zone.
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In
einem zweiten Ausführungsbeispiel
des Präzipitationsteils
des vorliegenden Verfahrens wird eine nicht-nitrierende Atmosphäre anstelle
einer nitrierenden Atmosphäre
verwendet, die im Erwärmungs-
(schnelles thermisches Tempern) und Abkühlungsschritten des ersten
Ausführungsbeispiels
verwendet wurde. Geeignete nicht-nitrierende Atmosphären schließen Argon,
Helium, Neon, Kohlendioxid und weitere solcher nicht-oxidierenden,
nicht-nitrierenden
Elemente oder Verbindungsgase und Mischungen von solchen Gasen ein.
Die nicht-nitrierende Atmosphäre
kann, wie die nitrierende Atmosphäre, einen relativen geringen
Partialdruck an Sauerstoff enthalten, d.h., ein Partialdruck von
weniger als 0,01 atm. (10000 ppma), mehr bevorzugt weniger als 0,005
atm. (5000 ppma), mehr bevorzugt weniger als 0,002 atm. (2000 ppma)
und am meisten bevorzugt weniger als 0,001 atm. (1000 ppma). aufweisen.
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In
einem dritten Ausführungsbeispiel
des Präzipitationsteils
des vorliegenden Verfahrens wird der Schritt S1 (der
thermische Oxidationsschritt) ausgelassen und der Ausgangswafer
weist nicht mehr als die natürliche
Oxidschicht auf. Wenn solch ein Wafer in einer Stickstoffatmosphäre getempert
wird, differiert der Effekt jedoch von dem, welcher beobachtet wird,
wenn der Wafer eine Oxidschicht aufweist, welche größer in der
Dicke ist als eine natürliche
Oxidschicht ("erweiterte
Oxidschicht"), die
in Stickstoff getempert wird. Wenn der Wafer, der eine erweiterte
Oxidschicht enthält,
in einer Stickstoffatmosphäre
getempert wird, wird ein im wesentlichen einheitlicher Anstieg in
der Fehlstellenkonzentration über
den gesamten Wafer erreicht, nahe nachdem wenn nicht sofort während des
Erreichens der Temperungstemperatur; außerdem scheint die Fehlstellenkonzentration
als eine Funktion der Temperungszeit bei einer gegebenen Temperungstemperatur
nicht wesentlich anzusteigen. Wenn dem Wafer irgendetwas weiteres
fehlt als eine natürliche
Oxidschicht und wenn die vordere und rückseitige Oberfläche des
Wafers in Stickstoff getempert wurde, wird der resultierende Wafer jedoch
ein Fehlstellenkonzentrationsprofil (Zahlendichte) aufweisen, welches
im allgemeinen "U-förmig" für einen
Querschnitt des Wafers ist; d.h., die maximale Konzentration wird
bei oder innerhalb einiger Mikrometer von der vorderen und rückseitigen
Oberfläche
auftreten und eine relativ konstante und geringere Konzentration wird
innerhalb des Waferbulks auftreten, mit der Minimumkonzentration
in dem Waferbulk, welcher anfänglich nahezu
gleich war in der Konzentration, welche erhalten wurde bei Wafern,
die eine erweiterte Oxidschicht aufweisen. Weiterhin wird ein Anstieg
in der Temperungszeit zu einem Anstieg in der Fehlstellenkonzentration
in Wafern führen,
welchen irgendetwas weiteres fehlt als eine natürliche Oxidschicht.
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Experimentelle
Belege legen ferner nahe, dass dieser Unterschied im Verhalten von
Wafern, die nicht mehr als eine natürliche Oxidschicht aufweisen
und den Wafern, die eine erweiterte Oxidschicht aufweisen, durch
den Einschluss von molekularen Sauerstoff oder einem anderen oxidierenden
Gas in die Atmosphäre vermieden
werden kann. Anders gesagt, wenn Wafer, die nicht mehr als eine
natürliche
Oxidschicht aufweisen, in einer Stickstoffatmosphäre getempert
werden, die einen geringen Partialdruck von Sauerstoff enthält, werden
die Wafer sich gleich einem Wafer verhalten, der eine erweiterte
Oxidschicht aufweist. Ohne an eine Theorie gebunden zu sein, scheint
es, dass eine oberflächliche
Oxidschicht, welche größer in der
Dicke ist als eine natürliche
Oxidschicht als ein Schutz dient, welcher die Nitridisierung des
Siliziums verhindert. Diese erweiterte Oxidschicht kann daher auf
dem Ausgangswafer vorhanden sein oder sie kann in situ gebildet
werden durch Züchten
dieser Schicht während
des Temperungsschrittes.
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In Übereinstimmung
mit diesem dritten Beispiel des Präzipitationsteils des vorliegenden
Verfahrens, kann daher die Atmosphäre während des schnellen thermischen
Temperungsschrittes einen Partialdruck von mindestens ungefähr 0,0001
atm. (100 ppma), mehr bevorzugt einen Partialdruck von mindestens
ungefähr 0,0002
atm. (200 ppma) aufweisen. Aus zuvor diskutierten Gründen soll
jedoch der Partialdruck von Sauerstoff vorzugsweise 0,01 atm. (10000
ppma), und mehr bevorzugt weniger als 0,005 atm. (5000 ppma), mehr
bevorzugt weniger als 0,002 atm. (2000 ppma) und am meisten bevorzugt
weniger als 0,001 atm. (1000 ppma) nicht übersteigen.
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Es
soll jedoch erwähnt
werden, dass als eine Alternative zur Anwendung einer Atmosphäre, die
einen Partialdruck von Sauerstoff aufweist, der Siliziumwafer einfach
einer thermischen Temperung oder einer schnellen thermischen Temperung
unterzogen werden kann, wobei eine Behandlung in einer Sauerstoffatmosphäre nach
Temperung in einer Stickstoffatmosphäre oder einer neutralen Atmosphäre, in Übereinstimmung mit
Schritt S2 abgeschlossen ist. Der Sauerstofftemperungsschritt
kann durchgeführt
werden nachdem es dem Wafer erlaubt wurde, abzukühlen oder alternativ kann er
durchgeführt
werden bei einer Temperatur (d.h. während der Wafer noch heiß ist, nachdem
der anfängliche
thermische Temperungsschritt abgeschlossen ist). Ferner kann dieser
Sauerstofftemperungsschritt optional durchgeführt werden für jede der
oben beschriebenen Ausführungsformen
als ein Mittel, durch welches die Fehlstellenkonzentration innerhalb
des Siliziumwafers und als solche das resultierende Sauerstoffpräzipitatmuster
in dem Wafer weiter maßgeschneidert
oder profiliert wird.
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Ohne
an eine bestimmte Theorie gebunden zu sein, wird angenommen, dass
die Sauerstofftemperungsergebnisse in der Oxidation der Siliziumoberfläche und
als ein Ergebnis fungiert, um einen nach innen gerichteten Fluss
der Siliziumzwischengitterplätze
zu erzeugen. Dieser nach innen gerichtete Fluss der Zwischengitterplätze hat
den Effekt des schrittweisen Veränderns
des Fehlstellenkonzentrationsprofils durch das Verursachen vom Stattfinden
von Rekombinationen, beginnend an der Oberfläche und dann nach innen bewegend.
Eine Region von geringer Fehlstellenkonzentration kann daher erzeugt
werden, welche gefolgt von einer Sauerstoffpräzipitationswärmehandlung
in einer denudierten Zone resultiert, die eine Tiefe aufweist, die optimiert
ist für
die spezielle Endanwendung des Gerätes, welches aus dem Siliziumwafer
hergestellt wird.
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Für Siliziumwafer,
die eine Peakkonzentration von Fehlstellen innerhalb des Bulks 17 des
Siliziumwafers aufweisen, wobei die Tiefe t bzw. t' der Regionen 15 bzw. 15' durch Steuerung
der Rate selektiv angehoben werden kann, bei welcher die Oxidation
der Oberfläche
erfolgt. Die Oxidationsrate ist wiederum abhängig von einer Anzahl von Faktoren
wie z.B. den atmosphärischen
Bedingungen, der Temperatur und Dauer dieses Oxidationsschrittes.
Die Rate der Oxidation wird z.B. ansteigen, wenn die Konzentration
von Sauerstoff in der Atmosphäre
ansteigt, wobei die Rate am größten ist,
wenn pyrogener Dampf ("pyrogenic
steam") angewendet wird.
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Es
soll erwähnt
werden, dass die exakten Bedingungen für die oxidative Behandlung
empirisch bestimmt werden können
durch Anpassung der Temperatur und Dauer des Temperns und der atmosphärischen Bedingungen
(d.h., die Zusammensetzung der Atmosphäre sowohl als auch des Sauerstoffpartialdrucks),
um die Tiefen von t bzw. t' zu
optimieren. Wenn jedoch etwas anderes als reiner Sauerstoff oder
pyrogener Dampf ("pyrogenic
steam") in dem vorliegenden
Verfahren eingesetzt wird, wird der Partialdruck von Sauerstoff
in einer Atmosphäre
vorzugsweise mindestens ungefähr
0,0001 (100 ppma), mehr bevorzugt mindestens ungefähr 0,0002
(200 ppma), noch mehr bevorzugt mindestens ungefähr 0,0004 (400 ppma) und noch
mehr bevorzugt mindestens ungefähr
0,0008 (800 ppma) betragen. In diesem Zusammenhang soll erwähnt werden,
dass die Grenzen, die dem Sauerstoffgehalt oder Partialdruck für den thermischen
Temperungsschritt S2 auferlegt worden sind,
nicht für
diesen optionalen Schritt des Präzipitationsverfahrens
anwendbar sind. Wenn weiterhin die Peakkonzentration der Fehlstellen
für die
Region 17 im wesentlichen erhalten wird, ist die Temperatur
für diese oxidative
Behandlung bevorzugt oberhalb von ungefähr 1150 °C. Mehr bevorzugt ist die Temperatur
mindestens ungefähr
gleich der Temperatur, die während
der thermischen Behandlung des Schrittes S2 angewendet wird.
Ohne an eine bestimmte Theorie gebunden zu sein, wird angenommen,
dass die Temperatur geringer ist als die Temperatur, die während der
thermischen Behandlung angewendet wird, wobei die Peakkonzentration der
Fehlstellen in der Region 17 tatsächlich aufgrund der direkten
Rekombination von Fehlstellen und Zwischengitterplätzen abnehmen
kann.
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Sobald
die oxidative Behandlung abgeschlossen ist, wird der Wafer schnell
abgekühlt,
wie im obigen Schritt S3 durch den Bereich
der Temperatur, bei welchen die Kristallgitterfehlstellen in dem
Einkristallsilizium relativ mobil sind. Durch schnelles Abkühlen des
Wafers, wird das Fehlstellenkonzentrationsprofil effektiv "eingefroren" in der Siliziummatrix
und so eine nichteinheitliche Verteilung der Kristallgitterfehlstellen
etabliert. Es ist daher wünschenswert,
mit einer durchschnittlichen Rate innerhalb dieses Bereichs der
Temperatur von mindestens ungefähr
20 °C pro
Sekunde abzukühlen,
um zu vermeiden, dass das Fehlstellenkonzentrationsprofil, welches
etabliert wurde, verloren geht oder ausgelöscht wird. Es soll erwähnt werden,
dass wenn die Abkühlungsrate
verändert
wird, das resultierende Profil ferner modifiziert werden kann. Entsprechend
in Abhängigkeit
von dem gewünschten
Profil, das erhalten werden soll, kann die durchschnittliche Abkühlungsrate
mindestens ungefähr
50 °C pro
Sekunde, ungefähr
100 °C pro
Sekunde oder bis zu ungefähr
200 °C pro
Sekunde oder mehr betragen.
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Sobald
der Wafer abgekühlt
ist auf eine Temperatur außerhalb
des Bereichs der Temperatur, bei welchem die Kristallgitterfehlstellen
im Einkristallsilizium relativ mobil sind, scheint die Abkühlungsrate
nicht signifikant die Präzipitationscharakteristika
des Wafers zu beeinflussen und so scheint sie nicht besonders kritisch zu
sein. Geeigneterweise kann der Abkühlungsschritt in der gleichen
Atmosphäre
durchgeführt
werden, in der auch der Erhitzungsschritt durchgeführt wird.
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Die
separate oxidative Behandlung ist eine akzeptable Alternative der
Kontrolle des Fehlstellenkonzentrationsprofils durch Mittel der
Einstellung der Abkühlungsrate,
wie oben im Detail beschrieben. Wenn diese oxidative Behandlung
angewendet wird, kann die Abkühlungsrate
dementsprechend von Schritt S4 größer sein als
hierin beschrieben. Außerdem
sollte erwähnt
werden, dass diese oxidative Behandlung bevorzugt ist, wenn die
gewünschte
Tiefe von t bzw. t' oberhalb
von Zehnern von Mikrometern, einigen Zehnern von Mikrometern oder
mehr ist.
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Es
soll ferner erwähnt
werden, dass die Flexibilität,
die durch die oxidative Behandlung angeboten wird, es ermöglicht,
diesen Ansatz erfolgreich an einem Wafer durchzuführen, der
ein Fehlstellenkonzentrationsprofil (Zahlendichte) aufweist, welche
im allgemeinen "U-förmig" ist. Insbesondere, wie oben erwähnt, wenn
ein Wafer, der lediglich eine natürliche Oxidschicht auf der
Waferoberfläche
aufweist, einem thermische Temperungsschritt S2 unterzogen
wird, wird der resultierende Wafer ein Fehlstellenprofil aufweisen,
welches im allgemeinen "U-förmig" ist. Durch Unterziehen
eines solchen Wafers dieser oxidativen Temperungsbehandlung kann
das Fehlstellenkonzentrationsprofil verändert werden, wobei die Expositionsbedingungen
selektiv bestimmt werden, um ein gewünschtes Fehlstellenprofil zu
erhalten, welches mit der vorliegenden Erfindung übereinstimmt.
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In
weiteren Ausführungsformen
des Präzipitationsverfahrens
kann die vordere und rückseitige
Oberfläche
des Wafers verschiedenen Atmosphären
exponiert werden, wobei jede davon ein oder mehr nitrierende oder
nicht-nitrierende Gase enthält.
Zum Beispiel kann die rückseitige
Oberfläche
des Wafers einer nitrierenden Atmosphäre ausgesetzt werden, während die
vordere Oberfläche
einer nicht-nitrierenden Atmosphäre ausgesetzt
wird. Alternativ können
zahlreiche Wafer (z.B. 2, 3 oder mehr Wafer) simultan getempert
werden, während
sie in einer Seite-auf-Seite-Anordnung ("face-to-face arrangement") aufeinandergestapelt
sind; wenn sie auf diese Art und Weise getempert werden, sind die
Seiten, welche in Seite-auf-Seite-Kontakt
sind, mechanisch von der Atmosphäre
während
des Temperns geschützt.
Alternativ und abhängig
von der Atmosphäre, die
während
des schnellen thermischen Temperungsschrittes eingesetzt wird und
des gewünschten
Präzipitationsprofils
des Wafers, kann die Oxidschicht lediglich auf der Seite des Wafers
gebildet werden, auf welcher die denudierte Zone erwünscht ist,
z.B. auf der vorderen Oberfläche 3 des
Wafers (siehe 1).
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Es
soll erwähnt
werden, dass alternativ das Präzipitationverfahren
an einem Siliziumwafer vor dem thermischen Tempern des Wafers durchgeführt werden
kann, um agglomerierte Fehlstellendefekte aufzulösen. Wenn jedoch eine solche
Herangehensweise angewendet wird, ist es bevorzugt, dass der Wafer
vor der Unterziehung der Defekt-auflösenden Behandlung einer Stabilisierungswärmebehandlung
unterzogen wird. Der Wafer kann zum Beispiel auf eine Temperatur
innerhalb des Bereichs von ungefähr
400 bis ungefähr
850 °C für einen
Zeitraum, der ausreichend ist, um die Stabilität zu gewährleisten, die notwendig ist,
um der Temperatur zur Defektauflösungsbehandlung
zu widerstehen. In diesem Zusammenhang soll erwähnt werden, dass größere Stabilisierung
gewährleistet
ist, wenn die Dauer der Wärmebehandlung
erhöht
wird. Dementsprechend können
Zeiträume
von 20, 40, 60 oder mehr Minuten bis hin zu 2, 3 oder 4 Stunden
oder mehr notwendig sein, abhängig
von den Bedingungen der Defekt-auflösenden Behandlung, die angewendet
wird. Zum Beispiel schließt
ein typischer Satz von Bedingungen, die zur Stabilisation angewendet
werden, das Erhitzen des Wafers auf eine Temperatur zwischen ungefähr 650 und
ungefähr
850 °C für ungefähr 1 bis
ungefähr
4 Stunden ein.
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Wenn
eine Wärmebehandlung
angewendet wird, die ausreichend ist, um Sauerstoffpräzipitationsnukleationszentren
zu stabilisieren, dann können
Sauerstoffpräzipitate
optional direkt während
der Defektauflösungsbehandlung
gebildet werden; d.h., der Sauerstoffpräzipitationsschritt S4 kann durch die Defektauflösungsbehandlung
ersetzt werden. Alternativ, wenn gewünscht, kann die Sauerstoffpräzipitationswärmebehandlung,
wie die, auf die oben für
Schritt S4 Bezug genommen wird, vor dem
Beginn des Defektauflösungsschrittes
abgeschlossen sein.
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Das
Ausgangsmaterial für
das Verfahren der vorliegenden Erfindung ist ein Siliziumeinkristallwafer, der
aus einem Siliziumeinkristallrohling geschnitten wurde, der in Übereinstimmung
mit einer konventionellen Czochralski-Kristallzüchtungsmethoden gezüchtet wurde.
Solche Verfahren als auch Standardsiliziumschneiden, Läppen ("lapping"), Ätzen und
Poliertechniken sind offenbart zum Beispiel in F. Shimura, Semiconductor Silicon
Crystal Technology, Academic Press, 1989 und Silicon Chemical Etching,
(J. Grabmaier Ed.) Springer-Verlag, New York, 1982 (hiermit als
Referenz eingefügt).
Der Siliziumwafer kann poliert oder, alternativ, "geläppt" und geätzt, aber
nicht poliert werden. Außerdem
können
die Wafer Fehlstellen oder Zwischengitterpunktdefekte als vorherrschende
intrinsiche Punkt defekte aufweisen. Zum Beispiel kann der Wafer
Fehlstellen-dominiert sein vom Zentrum zum Rand, Zwischengitterplatz
dominiert vom Zentrum zum Rand oder es kann einen zentralen Kern
von Fehlstellen dominiertem Material enthalten, umgeben von axialen
symmetrischen Ringen von Zwischengitter-dominiertem Material.
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Czochralski-gezüchtetes
Silizium weist typischerweise eine Sauerstoffkonzentration im Bereich
von ungefähr
5 × 101 bis ungefähr 9 × 1017 Atome/cm3 (ASTM-Standard F-121-83) auf. Da das Sauerstoffpräzipitationsverhalten
des Wafers im wesentlichen von der Sauerstoffkonzentration im vorliegenden
Verfahren entkoppelt wird, kann der Ausgangswafer eine Sauerstoffkonzentration
aufweisen, die irgendwo innerhalb oder sogar außerhalb des Bereichs liegt,
der durch den Czochralski-Prozess erhältlich ist.
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Abhängig von
der Abkühlungsrate
des Einkristallsiliziumrohlings von der Temperatur des Schmelzpunktes
des Siliziums (ungefähr
1410 °C)
durch den Bereich von ungefähr
750 °C bis
ungefähr
350 °C können Sauerstoffpräzipitationsnukleationszentren
in dem Siliziumeinkristallrohling gebildet werden, von welchem der Wafer
geschnitten wird. Das Vorliegen oder die Abwesenheit dieser Nukleationszentren
in dem Ausgangsmaterial ist nicht kritisch für die vorliegende Erfindung,
vorausgesetzt, dass diese Zentren jedoch in der Lage sind, durch
Wärmebehandlung
des Siliziums bei Temperaturen nicht oberhalb von ungefähr 1300 °C aufgelöst zu werden.
Bestimmte Wärmebehandlungen,
wie z.B. Tempern des Siliziums bei einer Temperatur von ungefähr 800 °C für ungefähr vier
Stunden, kann diese Zentren stabilisieren, so dass sie nicht in
der Lage sind, bei Temperaturen nicht oberhalb von ungefähr 1150 °C aufgelöst zu werden.
Die Nachweisgrenze für
Sauerstoffpräzipitate
ist derzeit ungefähr
5 × 106 Präzipitate/cm3. Das Vorliegen (oder die Dichte) von Sauerstoffpräzipitationsnukleationszentren
kann nicht direkt unter Verwendung von derzeit zur Verfügung stehenden
Techniken gemessen werden. Zahlreiche Techniken können jedoch
angewendet werden, um indirekt ihr Vorliegen zu detektieren. Wie
zuvor diskutiert, können
bereits existierende Sauerstoffpräzipitationsnukleationszentren
in dem Silizium stabilisiert werden und Präzipitate können an diesen Stellen durch
Unterwerfen des Siliziums einer Sauerstoffpräzipitationswärmebehandlung
gezüchtet
werden. Daher kann das Vorliegen dieser Nukleationszentren indirekt
nach einer Sauerstoffpräzipitationswärmebehandlung
gemessen werden, z.B. durch Tempern des Wafers bei einer Temperatur
von 800 °C
für vier
Stunden und dann bei einer Temperatur von 1000 °C für 16 Stunden.
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Substitutioneller
Kohlenstoff ("substitutional
carbon"), wenn er
als Verunreinigung im Einkristallsilizium vorliegt, hat die Fähigkeit,
die Bildung von Sauerstoffpräzipitationsnukleationszentren
zu katalysieren. Aus diesem und weiteren Gründen ist es daher bevorzugt,
dass das Einkristallsiliziumausgangsmaterial eine geringe Kohlenstoffkonzentration
aufweist. D.h., der Siliziumeinkristall sollte eine Konzentration
von Kohlenstoff aufweisen, welche geringer ist als ungefähr 5 × 1016 Atome/cm3, bevorzugt
welche geringer ist als 1 × 1016 Atome/cm3 und
mehr bevorzugt weniger als 5 × 1015 Atome/cm3.
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Wenn
eine epitaxiale Schicht auf dem Wafer, der in Übereinstimmung mit der vorliegenden
Erfindung hergestellt wurde, abgeschieden wird, kann das vorliegende
Verfahren entweder vor oder nach der epitaxialen Abscheidung durchgeführt werden.
Wenn es zuvor ausgeführt
wird, kann es wünschenswert
sein, die Sauerstoffpräzipitationsnukleationszentren
in dem Wafer nach dem Verfahren der vorliegenden Erfindung und vor
der epitaxialen Abscheidung zu stabilisieren. Wenn es hinterher
ausgeführt
wird, kann es wünschenswert sein,
das Verfahren der vorliegenden Erfindung in den epitaxialen Reaktor
sofort nach der epitaxialen Abscheidung durchzuführen, vorausgesetzt, die Abkühlungsraten,
die das Verfahren der vorliegenden Erfindung erfordern, können erreicht
werden.
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Die
Messung von Kristallgitterfehlstellen im Siliziumeinkristall kann
durch Platindiffusionsanalyse durchgeführt werden. Im allgemeinen
wird Platin auf der Probe abgeschieden und in einer horizontalen
Oberfläche
diffundiert, wobei die Diffusionszeit und Temperatur bevorzugt so
ausgewählt
werden, dass der Frank-Turnbull-Mechanismus die Platindiffusion
dominiert, aber welcher ausreichend ist, um einen stabilen Zustand
der Fehlstellendekoration durch Platinatome zu erhalten. Für Wafer,
die eine Fehlstellenkonzentration aufweisen, welche typisch für die vorliegende
Erfindung sind, kann eine Diffusionszeit und Temperatur von 730 °C für 20 Minuten
angewendet werden, obgleich eine genauere Nachverfolgung bei geringerer
Temperatur erzielbar erscheint, z.B. bei ungefähr 680 °C. Um außerdem den möglichen
Einfluss durch Silizidationsprozesse („silicidation processes") zu minimieren,
resultiert die Platinabscheidungsmethode bevorzugt in einer Oberflächenkonzentration
von weniger als einer Monoschicht. Platindiffusionstechniken sind
anderswo beschrieben, zum Beispiel durch Jacob et al., J.Appl. Phys.,
Vol. 82, Seite 182 (1997); Zimmermann und Ryssel, "The Modeling of Platinum
Diffusion In Silicon Under Non-Equelibrium Conditions," J. Electrochemical
Society, Vol. 139, Seite 256 (1992); Zimmermann, Goesele, Seilenthal
und Eichiner, "Vacancy
Concentration Wafer Mapping In Silicon", Journal of Crystal Growth, Vol. 129,
Seite 582 (1993); Zimmermann und Falster, "Investigation Of The Nucleation Of Oxygen
Precipitates in Czochralski Silicon At An Early Stage", Appl. Phys. Lett.,
Vol. 60, Seite 3250 (1992); und Zimmermann und Ryssel, Appl. Phys.
Vol. 55, Seite 121 (1992).
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Die
Beispiele 1 bis 5 illustrieren den Präzipitationsteil der vorliegenden
Erfindung. Diese Beispiele sollten daher nicht in einer limitierenden
Art und Weise interpretiert werden.
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BEISPIEL 1
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Siliziumeinkristalle
wurden nach der Czochralski-Methode gezüchtet, geschnitten und poliert,
um Siliziumwafer zu bilden. Diese Wafer wurden dann einem Oberflächenoxidationsschritt
(S1), einem schnellen thermischen Temperungsschritt
in Stickstoff oder Argon (S2), schnell abgekühlt (S3) und einem Sauerstoffstabilisations- und
Wachstumsschritt (S4) unterzogen, unter
den Bedingungen, die in Tabelle I aufgeführt sind. Die anfängliche
Sauerstoffkonzentration der Wafer (Oi) vor
den Schritten S1 – S4,
die Sauerstoffpräzipitationsdichte in
dem Bulk des Wafers nach dem Schritt S4 (OPD)
und die Tiefe der denudierten Zone nach Schritt S4 (DZ) sind
ebenfalls in Tabelle I aufgeführt.
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Die 2, 3 und 4 zeigen
Querschnitte der resultierenden Wafer (diese Figuren sind Vergrößerungen
von Photografien, die mit einer Vergrößerung von 200 x aufgenommen
wurden); Probe 4-7 ist in 2 gezeigt,
Probe 4-8 ist in 3 gezeigt und Probe 3-14 ist
in 4 gezeigt.
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Außerdem wurde
die Konzentration der Kristallgitterfehlstellen in der Probe 4-7
unter Verwendung von einer Platindiffusionstechnik verfolgt. Ein
Diagramm der Platinkonzentration gegen die Tiefe der Oberfläche des
Wafers (eine Tiefe von 0 Mikrometern entspricht der vorderen Seite
des Wafers) ist in 5 gezeigt.
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BEISPIEL 2
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Um
zu zeigen, dass der Präzipitationsteil
des Verfahrens der vorliegenden Erfindung relativ unabhängig von
der Sauerstoffkonzentration der Czochralski-gezüchteten Siliziumwafer ist,
wurden drei Wafer, die eine unterschiedliche Sauerstoffkonzentrationen
aufweisen, der gleichen Folge von Schritten, wie in Beispiel 1 beschrieben,
unterzogen. Die Bedingungen für
jeden dieser Schritte, die anfängliche
Sauerstofflkonzentration des Wafers (Oi)
vor den Schritten S1 – S4,
die Sauerstoffpräzipitationsdichte
(OPD) in dem Bulk des Wafers nach Schritt S4 und
die Tiefe der denudierten Zone (DZ) nach Schritt S4 wurde
von der Oberfläche
des Wafers gemessen und sind in Tabelle II berichtet. Die 6, 7 und 8 zeigen
Querschnitte der resultierenden Wafer (diese Figuren sind Vergrößerungen
von Fotografien, die bei einer Vergrößerung von 200 x aufgenommen
wurden); Probe 3-4 ist in 6 gezeigt,
Probe 3-5 ist in 7 gezeigt und Probe 3-6 ist
in 8 gezeigt.
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BEISPIEL 3
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Um
zu zeigen, dass der Präzipitationsteil
des Verfahrens der vorliegenden Erfindung relativ unabhängig von
den Bedingungen ist, die für
die Sauerstoffpräzipitationsstabilisierungs-
und Wachstumsschritt (S4) verwendet werden,
wurde ein Wafer (Probe 1-8), der dieselbe anfängliche Sauerstoffkonzentration
aufweist, derselben Folge von Schritten unterzogen, wie in Beispiel
2 für Probe
3-4, mit der Ausnahme, dass ein proprietäres ("proprietary") kommerzielles 16 Mb DRAM-Verfahren
als Sauerstoffpräzipitationsstabilisierungs-
und Wachstumsschritt (Sa) angewendet wurde. 9 zeigt
einen Querschnitt des resultierenden Wafers (diese Figur ist eine
Vergrößerung einer
Photografie, die mit einer Vergrößerung von
200 x aufgenommen wurde). Nach Schritt S4 wiesen
die Proben 1-8 und 3-4 vergleichbare Bulk-Sauerstoffpräzipitationsdichten
(7 × 1010/cm3 für Probe
1-8 gegenüber
4 × 1010/cm3 für Probe
3-4) und vergleichbare denudierte Zonentiefen (ungefähr 40 μm) auf.
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BEISPIEL 4
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Diese
Beispiele illustrieren den Trend, der beobachtet werden kann in
der Dichte von Bulkmikrodefekten (BMD), d.h., dass die Dichte von
Sauerstoffpräzipitaten
und die Tiefe der denudierten Zone (DZ) von einem Anstieg in der
Konzentration des Sauerstoffs in der Atmosphäre während des Wärmebehandlungsschrittes des
Präzipitationsverfahrens
resultieren. Drei verschiedene Gruppen von Wafern wurden einer schnellen
thermischen Temperung unter verschiedenen Verfahrensbedingungen
unterzogen. Die Wafer in Gruppe A wurden bei 1200 °C für 30 Sekunden
in einer Stickstoffatmosphäre
getempert; die Wafer in Gruppe B wurden getempert unter den gleichen
Bedingungen für
20 Sekunden und die Wafer der Gruppe C wurden bei 1200 °C für 30 Sekunden
in einer Argonatmosphäre
getempert. Ein Vor-Oxidationsschritt wurde bei keinem der Wafer
in diesen drei Gruppen dieses Beispiels durchgeführt.
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Wie
in Tabelle III unten gezeigt, wurde der Sauerstoffpartialdruck für jeden
Wafer innerhalb einer gegebenen Gruppe angehoben. Sobald das Tempern
abgeschlossen war, wurde die BMD-Dichte und die Tiefe der DZ für jeden
Wafer durch Standardmethoden in der Technik bestimmt. Die Ergebnisse
sind in Tabele III, unten, gezeigt. Tabelle
III
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Die
obigen Daten zeigen, dass wenn der Partialdruck des Sauerstoffs
in der Atmosphäre
ansteigt, die Zahlendichte ("number
density") der Bulk-Mikrodefekte
abnimmt. Außerdem
ist die Zahlendichte der Bulk-Mikrodefekte nicht unterscheidbar
von der Zahlendichte der Bulkmikrodefekte, wenn der Sauerstoffpartialdruck 10000
ppma erreicht, was beobachtet wird in Wafern, welche einer Sauerstoffpräzipitationswärmebehandlung ohne
einer vorherigen schnellen thermischen Temperung in Übereinstimmung
mit dem Präzipitationsteil
der vorliegenden Erfindung unterzogen wurden.
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BEISPIEL 5
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Oxidative thermische Temperungsbehandlung
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Um
die oxidative thermische Temperungsbehandlung des Präzipitationsteils
der vorliegenden Erfindung zu illustrieren, wurden Siliziumwafer,
die von einem Siliziumeinkristallrohling, der in Übereinstimmung
mit der Czochralski-Methode gezüchtet
wurde, die lediglich eine natürliche
Oxidschicht aufweisen, einem schnellen thermischen Temperungsschritt
(S2) unterzogen. In jedem Fall wurden die
Wafer in einem schnellen thermischen Temperungsgerät in einer
Ammoniak-haltigen Atmosphäre
bei ungefähr
1180 °C
für ungefähr 3 Minuten
getempert und dann schnell abgekühlt
(S3). Bezugnehmend auf die 11 und 12 kann
beobachtet werden, dass, folgend einem Sauerstoffstabilisations-
und Wachstumsschritt (S4) und einer NEC-1-Behandlung,
diese Verfahrensbedingungen einen Siliziumwafer erzielen, der im
wesentlichen keine denudierte Zone und eine Bulk-Sauerstoffpräzipitationsdichte
(OPD) aufweist, welche größer ist
als ungefähr
1 × 1010 Atome/cm3.
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Im
Gegensatz zu den Wafern der 11 und 12,
kann eine denudierte Zone gebildet werden, wenn, nachdem das Abkühlen (S3) abgeschlossen ist und vor dem Schritt
S4, der Wafer einem oxidativen thermischen
Temperungsschritt unterzogen wird. Nun Bezug nehmend auf die 13 und 14,
nachdem das Abkühlen
abgeschlossen war, wurde die Oberfläche eines Wafers leicht angeätzt, um
jegliche Nitridschicht, die vorliegt, zu entfernen. Der Wafer wurde
dann auf ungefähr
1180 °C
für ungefähr 3 Minuten
in einem schnellen thermischen Temperungsgerät in einer Sauerstoff-enthaltenden
Umgebung erhitzt, die eine Sauerstoffkonzentration in diesem Beispiel
von ungefähr
100 % aufweist. Es kann beobachtet werden, dass nachfolgend einem
Sauerstoffstabilisations- und Wachstumsschritt (S4)
und einer NEC-1-Behandlung solche Verfahrensbedingungen einen Siliziumwafer
erzeugen, der eine denudierte Zonentiefe von ungefähr 60 μm und eine Bulk-Sauerstoffpräzipitationsdichte
(OPD) aufweist, welche größer ist
als ungefähr
1 × 1010 Atome/cm3.
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Bezug
nehmen nun auf die 15 und 16 kann
beobachtet werden, dass der oxidative thermische Temperungsschritt
nur auf einer Seite des Siliziumwafers durchgeführt werden kann. Die Behandlung
einer Seite wird erreicht durch Schützen der Seite des Wafers,
welche nicht behandelt werden soll. Der Wafer, der in 15 und 16 gezeigt
ist, wurde in der gleichen Art und Weise behandelt, wie der Wafer,
der in den 13 und 14 gezeigt
ist, mit der Ausnahme, dass eine Seite des Wafers geschützt wurde
durch eine vorangegangene Bildung einer Siliziumnitridbeschichtung
unter Verwendung eines Niedrigtemperaturchemischen-Gasphasenabscheidungsverfahrens
(CVD). Es kann beobachtet werden, dass nachfolgend einem Sauerstoffstabilisations-
und Wachtumsschritt (S4) und einer NEC-1-Behandlung, der resultierende
Wafer eine denudierte Zonentiefe von ungefähr 60 μm auf der einen Seite aufweist,
welche nicht geschützt
war (Vorderseite), während
die geschützte
Seite (Rückseite)
des Wafers im wesentlichen keine denudierte Zone aufweist. Die Bulk-Sauerstoffpräzipitationsdichte
(OPD) des Wafers war größer als
ungefähr
1 × 1010 Atome/cm3.
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Es
soll erwähnt
werden, dass die Oberflächenätzung des
Wafers zur Entfernung jeglicher vorhandener Nitridschicht nicht
notwendig ist, um die Ergebnisse des Präzipitationsteils des vorliegenden
Verfahrens zu erzielen. Die Oberflächenätzung ist vielmehr optional
und daher nicht als limitierend zu betrachten.
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Es
soll weiterhin angemerkt werden, dass im Hinblick auf Beispiel 5
eine denudierte Zone effektiv gebildet werden kann durch thermisches
Tempern des Wafers in der Gegenwart einer oxidierenden Atmosphäre. Außerdem kann
eine denudierte Zone, die in weiteren Ausführungsformen des Präzipitationsteils
der vorliegenden Erfindung gebildet wird, weiter durch diese thermische
Oxidationsbehandlung modifiziert werden. Zum Beispiel kann die Tiefe
der denudierten Zone von den Proben 4-7 und 4-8 (Beispiel 1) erhöht werden
durch Unterziehen der Proben dieser thermischen Oxidationsbehandlung
vor der Sauerstoff präzipitationswärmebehandlung
des Schrittes Sa. Genauso kann für
die Probe 3-14 (Beispiel 1) eine denudierte Zone durch Unterziehen
des Wafers dieser thermischen Oxidationsbehandlung gebildet werden.
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Im
Hinblick auf das oben Gesagte, ist ersichtlich, dass zahlreiche
Aufgaben der Erfindung erreicht wurden. Da zahlreiche Änderungen
gemacht werden können
in den obigen Zusammensetzungen und Verfahren ohne von dem Bereich
der Erfindung abzuweichen, ist es beabsichtigt, dass alles, was
in der obigen Beschreibung enthalten ist, als erklärend und
nicht als limitierend interpretiert werden soll.