DE69933681T2

DE69933681T2 - Ungleichmässige verteilung von minoritätsträger-lebensdauern in silizium-hochleistungsbauelementen

Info

Publication number: DE69933681T2
Application number: DE69933681T
Authority: DE
Inventors: J. Robert FALSTER
Original assignee: SunEdison Inc
Current assignee: SunEdison Inc
Priority date: 1998-08-05
Filing date: 1999-08-05
Publication date: 2007-08-23
Anticipated expiration: 2019-08-06
Also published as: CN1153262C; KR100498943B1; WO2000008677A1; EP1110236A1; JP4312385B2; TW425641B; JP2002522901A; CN1317149A; JP2009239269A; DE69933681D1; EP1110236B1; JP5405856B2; KR20010087171A

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG
Die vorliegende Erfindung betrifft allgemein ein Verfahren zur Herstellung von Silizium-Leistungsbauelementen hoher Leistung mit verbesserter Abschalt- oder Umschaltzeit sowie verbessertem Spannungsabfall in Durchlassrichtung. Insbesondere betrifft das Verfahren der vorliegenden Erfindung die Herstellung eines Siliziumabschnitts mit Bereichen unterschiedlicher Minoritätsträger-Lebensdauer durch Steuerung des Konzentrationsprofils der Rekombinationszentren in dem Siliziumabschnitt.
Für Konstrukteure bestimmter Arten von Festkörper-Leistungsbauelementen, wie Thyristoren oder Leistungsdioden, sind die Umschaltgeschwindigkeit und Abschaltladung wichtige Belange. Je mehr die Umschaltgeschwindigkeit zunimmt und die Abschaltladung abnimmt, um so wirksamer wird das Bauelement. Herkömmliche Methoden der Steigerung der Umschaltgeschwindigkeit eines bestimmten Bauelements führen jedoch leider oft zu einer erheblichen Zunahme der Abschaltladung oder des Spannungsabfalls in Durchlassrichtung mit der Wirkung, dass der Wirkungsgrad des Bauelements beeinträchtigt wird.
Im Durchlasszustand werden Leistungsbauelemente charakteristischer Weise mit Überschussträgern geflutet, die für den Transport des erforderlichen hohen Stroms verantwortlich sind. Probleme entstehen bei diesen Bauelementen jedoch, wenn sie abgeschaltet werden. Insbesondere entstehen Probleme bei der Frage, wie man diese Träger loswird, wenn sie nicht mehr benötigt werden. Minoritätsträger-Rekombination wurde als einer der Hauptmechanismen erkannt, durch den diese Überschussträger zerstreut werden können. Je schneller die Rekombination erfolgt, um so schneller kann das Leistungsbauelement bei Abschaltung von Trägern entleert werden und um so schneller schaltet daher das Bauelement tatsächlich ab. Wenn jedoch die Rekombinationsgeschwindigkeit in der Masse des Bauelements hoch ist, wird eine höhere Spannung benötigt, um bei eingeschaltetem Bauelement den Strom zu halten. Im Ergebnis nimmt der Energieverbrauch des Bauelements zu und demgemäß nimmt der Wirkungsgrad des Bauelements ab. Daher wird jede Verbesserung der Umschaltgeschwindigkeit des Bauelements auf Kosten eines verminderten Bauelementwirkungsgrads erreicht.
Es ist in der Technik bekannt, dass eine Dotierung von Halbleiterbauelementen mit die Lebensdauer unterdrückenden Verunreinigungen (nämlich Rekombinationszentren, wie Gold oder Platin) bei Abschaltung des Bauelements zu einem Anstieg der Rekombinationsgeschwindigkeit und somit auch zu einem Anstieg der Schaltgeschwindigkeit führt (siehe z. B. V. Temple und F. Holroyd, „Optimizing Carrier Lifetime Profile for Improved Trade-off Between Turn-off Time and Forward Drop", IEEE Transactions on Electron Devices, Auflage 23, S. 782–790 (1983)). In der Vergangenheit wurde diese Verunreinigungsdotierung typischerweise auf große Flächen des Bauelements, sogar auf die gesamte Masse des Bauelements angewandt. Dieser Weg hat zu signifikanten Abnahmen der Abschaltzeit des Bauelements geführt. Diese Verbesserung ist jedoch mit einer Zunahme des Spannungsabfalls in Durchlassrichtung des Bauelements verbunden. Ähnliche Ergebnisse erhielt man mit anderen Methoden der „Lebensdauerunterdrückung" in der Masse des Bauelements, darunter der Elektronen-, Protonen- und Gamma-Strahlung.
Bei einem Versuch, die mit Volumendotierung oder Volumenbehandlung des Bauelements verbundenen Probleme zu vermeiden, wurde eine örtliche Lebensdauerunterdrückung vorgeschlagen (siehe z. B. Temple et al., IEEE Transactions on Electron Devices, S. 782–790). Zum Beispiel wurden örtliche Bereiche eines Thyristors selektiv bestrahlt oder mit Gold dotiert in einem Versuch, die Lage der Minoritätsträger-Rekombinationszentren zu steuern und somit in einem bestimmten Bereich des Bauelements die Minoritätsträger-Rekombinationslebensdauer zu verringern. Diese Wege sind attraktiv, weil sie in der Theorie wenigstens ermöglichen, dass ein Bereich selektiv mit Rekombinationszentren dotiert und somit die Schaltgeschwindigkeit in diesem Bereich verbessert wird, während das Volumen des Bauelements undotiert bleibt und somit der mit Volumendotierung oder -behandlung des Bauelements verbundene große Spannungsabfall in Durchlassrichtung verhindert wird.
Früher wurde die Optimierung der räumlichen Lage dieser Rekombinationszentren in dem Volumen des Bauelements in Erwägung gezogen. Wie beispielsweise in den 1A und 1B dargestellt ist, zeigten Temple et al., dass es wünschenswert sei, in dem Bauelement einen Bereich erhöhter Rekombination (nämlich kurzer Minoritätsträgerlebensdauer) in einer Ebene zu haben, die senkrecht zu der Richtung des Durchlass-Stromflusses ist. Bis heute hat sich jedoch das praktische Problem als schwierig erwiesen, wie die Lage von Dotierungsmitteln in dem Bauelement selektiv zugeschnitten oder gesteuert wird. Temple et al. geben tatsächlich an, dass der örtliche Zuschnitt eines solchen Bereichs in einem Bauelement nicht leicht experimentell erreichbar sein würde und alle praktischen Anwendungen ein ausgedehntes Entwicklungsprogramm mit unbekannter Erfolgsaussicht beinhalten würden.
EP-A-0694960 beschreibt ein Verfahren für die lokalisierte Verringerung der Lebensdauer von Ladungsträgern in den aktiven Bereichen integrierter Bauelemente, bei dem zurerst Helium in die aktive Schicht einer integrierten Schaltung oder eines integrierten Bauelements, etwa eines PMOS-, IGBT- oder VIP-Bauelements injiziert wird, um in der Schicht des Bauelementes Heliumblasen zu schaffen, und das Bauelement dann thermisch behandelt wird, um das Helium zu verdampfen und aus dem Bereich auszudiffundieren, wobei leere Hohlräume mit einer Größe von etwa 50 Å (etwa 50 nm) in dem aktiven Bereich der Bauelementschicht zurückbleiben. Die inneren Oberflächen dieser Hohlräume sollen Rekombinationszentrum für Lebensdauer-Träger sein. Wahlweise können Lebensdauer-Unterdrückeratome, wie Platin oder Gold, in den Hohlräumen abgeschieden werden. Die maximale Dichte der Hohlräume oder darin abgeschiedenen Lebensdauer-Unterdrückeratome befindet sich in der Nähe des Oberflächenbereichs des aktiven Bereichs des Bauelements, da sich die Hohlräume in einer epitaxialen Schicht einer Dicke von 20 bis 100 Mikron befinden, die auf der Vorderseite eines Silizium-Halbleitersubstrats abgeschieden ist.
Ein zweistufiges Diffusionsverfahren wurde zur Uniformisierung des Tiefenprofils der Anlagerungsstellenkonzentration des Platins (siehe Deng et al. Semiconductor Science and Technology, Band 11 (1996), S. 535–537). Ein solches Verfahren erzeugt ein ungleichmäßiges Platinkonzentrationsprofil, so dass die Maximalkonzentration in einem oberflächennahen Bereich des Wafers von etwa 5 bis 20 Mikron ist. Die 2 bis 5 dieses Aufsatzes zeigen, dass die Konzentration an der Oberfläche des Wafers kleiner als die Maximalkonzentration in dem Volumenbereich des Wafers ist.
Demgemäß besteht weiterhin ein Bedarf für ein Verfahren, durch das die Konzentration von Minoritätsträger-Rekombinationszentren in einem Bauelement selektiv so profiliert oder zugeschnitten werden kann, dass diese Zentren sich hauptsächlich in einem bestimmten Bereich befinden, wobei der Rest des Bauelements im Wesentlichen frei von diesen Zentren ist.
SUMMARISCHER ABRISS DER ERFINDUNG
Unter den Aufgaben der Erfindung ist daher die Schaffung eines Einkristallsiliziumabschnitts, der sich für die Herstellung eines festen Leistungsbauelements mit erhöhter Schaltgeschwindigkeit ohne die damit verbundene Zunahme des Spannungsabfalls in Durchlassrichtung eignet; die Schaffung eines solchen Siliziumabschnitts, der eine ungleichmäßige Tiefenverteilung von Minoritätsträger-Rekombinationszentren hat; die Schaffung eines solchen Abschnitts, der einen Bereich mit einer verbesserten Minoritätsträger-Rekombinationsgeschwindigkeit enthält; die Schaffung eines Verfahrens zur Herstellung eines solchen Siliziumabschnitts, in dem der Abschnitt einer anfänglichen thermischen Behandlung unterzogen wird, um die Leerstellenkonzentration darin zu profilieren; und die Schaffung eines solchen Verfahrens, bei dem Zwischengitter-Platinatome in den Siliziumabschnitt unter Bedingungen eindiffundiert werden, die zu einem Platin-Konzentrationsprofil führen, das im Allgemeinen dem Leerstellen-Konzentrationsprofil entspricht.
Die vorliegende Erfindung ist gerichtet auf ein Verfahren zur Wärmebehandlung eines Einkristallsiliziumabschnitts zur Beeinflussung des Konzentrationsprofils von Substitutionsplatin aufweisenden Minoritätsträger-Rekombinationszentren in dem Abschnitt. Der Siliziumsabschnitt hat eine vordere Oberfläche, eine hintere Oberfläche und eine Mittelebene zwischen der vorderen und der hinteren Oberfläche, eine Oberflächenschicht, die den Bereich des Abschnitts zwischen der vorderen Oberfläche und einen von der vorderen Oberfläche zur Mittelebene in gemessenem Abstand D umfasst, und eine den Bereich des Abschnitts zwischen der Mittelebene und der Oberflächenschicht umfassende Volumenschicht hat. Das Verfahren umfasst die Wärmebehandlung des Abschnitts in einer Atmosphäre zur Bildung von Kristallgitterleerstellen in der Oberflächenschicht und der Volumenschicht, Steuerung der Abkühlungsgeschwindigkeit des wärmebehandelten Abschnitts, um einen Abschnitt mit einem Leerstellenkonzentrationsprofil herzustellen, bei dem die Maximaldichte an oder in der Nähe der Mittelebene ist und die Konzentration im Allgemeinen in der Richtung auf die vordere Oberfläche des Abschnitts abnimmt, und thermische Diffusion von Platinatomen in die Siliziummatrix des abgekühlten Abschnitts, so dass ein Platinkonzentrationsprofil resultiert, das im Wesentlichen von dem Leerstellenkonzentrationsprofil abhängig ist.
Andere Aufgaben und Merkmale dieser Erfindung werden nachfolgend zum Teil offenkundig und zum Teil ausgeführt.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNG
1A ist eine schematische Darstellung einer Thyristorstruktur, die einen einzigen Bereich niedriger Lebensdauer enthält, nämlich einen Bereich mit einer im Verhältnis zu anderen Bereichen der Thyristorstruktur höheren Konzentration von Minoritätsträger-Rekombinationszentren.
1B ist eine Darstellung eines bevorzugten Konzentrationsprofils von Minoritätsträger-Rekombinationszentren (d. h. ein Minoritätsträger-Lebensdauerprofil) bei der Thyristorstruktur der 1A während der Abschaltung.
2 ist eine allgemeine Darstellung der Konzentration von Minoritätsträger-Rekombinationszentren relativ zu der Tiefe eines Siliziumabschnitts (die sich von einer Oberfläche des Abschnitts zu der anderen erstreckt, aber ausschließlich der Oberflächen selbst) gemäß dem vorliegenden Verfahren.
3 ist eine Darstellung der Platinkonzentration gegen die Tiefe des Siliziumabschnitts (die sich von einer Oberfläche zu der anderen erstreckt, aber ausschließlich der Oberflächen selbst), die im Einzelnen das Platinkonzentrationsprofil als Funktion der Behandlungszeit zeigt, wenn der Frank-Turnbull-Diffusionmechanismus dominiert und das Leerstellen-Konzentrationsprofil im Allgemeinen gleichmäßig ist.
4 ist eine Darstellung der Platinkonzentration gegen die Tiefe des Siliziumabschnitts (die sich von einer Oberfläche zu der anderen erstreckt, aber ausschließlich der Oberflächen selbst), die im Einzelnen das Platinkonzentrationsprofil als Funktion der Behandlungszeit zeigt, wenn der „Herausstoß"-Mechanismus dominiert und das Leerstellenkonzentrationsprofil im Allgemeinen gleichmäßig ist.
5 ist eine schematische Abbildung des Verfahrens der vorliegenden Erfindung.
6A bis 6D sind allgemeine Darstellungen der Platinkonzentration über der Tiefe des Siliziumabschnitts (die sich von einer Oberfläche zur anderen erstreckt, aber ausschließlich der Oberflächen selbst), die im Einzelnen die verschiedenen Platinkonzentrationsprofile zeigen, die als Ergebnis verschiedener Ausführungsformen des Verfahrens der vorliegenden Erfindung erreicht werden können.
7 ist eine Darstellung der Platinkonzentration über der Tiefe des Siliziumabschnitts (die sich von einer Oberfläche zu der anderen erstreckt, aber ausschließlich der Oberflächen selbst), die im Einzelnen die Differenzprofile zeigt, die man erhalten kann, wenn während der thermischen Glühbehandlung eine verstärkte Oxidschicht anwesend ist (Kurve B) oder nur eine natürliche Oxidschicht anwesend ist (Kurve A).
Die 8A bis 8F sind allgemeine Darstellungen der Platinkonzentration über der Tiefe des Siliziumabschnitts (die sich von einer Oberfläche zu der anderen erstreckt, aber ausschließlich der Oberflächen selbst), die im Einzelnen die verschiedenen asymmetrischen Platinkonzentrationsprofile zeigen, die man als Ergebnis der verschiedenen Ausführungsformen des erfindungsgemäßen Verfahrens erreichen kann.
DETAILLIERTE BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORMEN
Nach dem erfindungsgemäßen Verfahren kann ein Siliziumabschnitt, der sich zur Herstellung elektronischer Leistungsbauelemente, wie Thyristoren und Leistungsdioden eignet, so hergestellt werden, dass er in einem spezifischen Bereich oder in spezifischen Bereichen des Abschnitts eine Maximalkonzentration an Rekombinationszentren enthält, während der Rest des Siliziumabschnitts eine Konzentration an Rekombinationszentren enthält, die vergleichsweise geringer ist. Die vorliegende Erfindung ist ferner dadurch gekennzeichnet, dass Platinatome, die in die Siliziummatrix eindiffundiert werden, ein Konzentrationsprofil annehmen, das im Wesentlichen dem Leerstellenkonzentrationsprofil entspricht, so dass in dem Siliziumabschnitt ein Konzentrationsprofil der Rekombinationszentren entsteht.
Ohne Festlegung auf irgendeine bestimmte Theorie wird allgemein angenommen, dass in erster Näherung die Rekombinationslebensdauer der Minoritätsträger umgekehrt proportional zu der Konzentration der Siliziumgitterfehlstellen ist, wodurch diskrete Energieniveaus in der verbotenen Zone eines Halbleiters geschaffen werden. Diese Niveaus bieten einen energetischen „Schrittstein" für die Rekombination eines Überschussträgers durch die verbotene Zone, so dass die Geschwindigkeit erhöht wird, mit der dies geschieht. Der typische Parameter, der zur Kennzeichnung dieser Geschwindigkeit dient, ist die Minoritätsträger-Rekombinationslebensdauer τ. Die Basis-Minoritätsträgerlebensdauer eines Halbleiters τ₀ kann durch die Gleichung (1) ausgedrückt werden: τ0 = (Vth σ Nτ)–1 (1)worin

V_th: die thermische Geschwindigkeit des Minoritätsträgers ist,
σ: der Einfangquerschnitt des Rekombinationszentrums für den Minoritätsträger ist; und
N_τ: die Dichte der Rekombinationszentren ist.

Bei einem gegebenen Halbleiter ist der einzige einstellbare Parameter in der Gleichung für die Minoritätsträgerlebensdauer die Dichte oder Konzentration der Rekombinationszentren. Um daher das durch 1B vorgeschlagene Lebensdauerprofil (worin N die Anzahl der anwesenden Träger, N die mittlere Trägerkonzentration im Durchlasszustand und N/N deren normalisierte Konzentration ist) zu erreichen, ist irgendwo zwischen den zwei Oberflächen des Siliziumabschnitt eine Materialschicht mit einer höheren Konzentration an Rekombinationszentren als in beiden Oberflächenbereichen erforderlich. Ein gewünschtes Konzentrationsprofil für diese Rekombinationszentren ist schematisch in 2 gezeigt.
Rekombinationszentren können durch eine Reihe von Maßnahmen in einen Halbleiter eingeführt werden, von denen die üblichste die Diffusion eines Fremdelements, typischerweise eines Metalls in das Siliziummaterial ist. In den letzten Jahren wurde in der Technologie der Silizium-Leistungsbauelemente viel über die Diffusion und den Einbaumechanismus von Platin, einem Rekombinationszentrum gelernt. Die bisherige Erfahrung führt zu der Annahme, dass Platin nicht durch den typischen Substitutions- oder Zwischengitterdiffusionsmechanismus im Silizium eingebaut wird, wie es für Bor bzw. Eisen der Fall ist. Platin wird vermutlich eher durch einen von zwei möglichen Mechanismen eingebaut, wobei eine schnell diffundierende Zwischengittermetallspezies geringer Löslichkeit durch Wechselwirkung mit Eigenpunktfehlstellen, d. h. Kristallgitterleerstellen und Silizium-Zwischengittereigenatomen, in eine langsam diffundierende Substitutionsspezies hoher Löslichkeit transformiert wird. Für Zwecke der Rekombination oder Minoritätsträger-Lebensdauer ist es die resultierende Konzentration der Substitutionsspezies, das ist Platin, die für die vorliegende Erfindung wichtig ist.
Der erste Mechanismus, durch den ein Platinatom und eine Eigenpunktfehlstelle in Wechselwirkung treten können, beinhaltet die Kombination eines Zwischengitter-Platinatoms mit einer Leerstelle unter Bildung eines Platinsubstitutionsatoms. Dieser Mechanismus wird typischerweise als der „Frank-Turnbull" (d. h. „F-T")-Mechanismus bezeichnet und kann durch die Gleichung (2) ausgedrückt werden: V + Mi ↔ Ms (2)worin

V: eine Siliziumgitter-Leerstelle ist,
M_i: ein Zwischengitter-Platinatom ist, und
M_s: ein Platinsubstitutionsatom ist.

Der zweite Mechanismus tritt auf, wenn ein Zwischengitter-Platinatom ein Siliziumatom aus seinem Gitterplatz heraus und auf einen Zwischengitterplatz „stößt". Dieser Mechanismus, d. h. der „Herausstoß"-Mechanismus kann durch die Gleichung (3) ausgedrückt werden: Mi ↔ Ms + I (3)worin

I: ein Silizium-Zwischengittereigenatom ist,
M_i: ein Zwischengitter-Platinatom ist, und
M_s: ein Platinsubstitutionsatom ist.

Welcher Mechanismus bei einem gegebenen Versuch der Eindiffusion von Platin dominiert, hängt wenigstens zum Teil von der Diffusionszeit und -temperatur und der in der Probe vorliegenden Konzentration der Leerstellen und Zwischengitter-Eigenatome ab. Wenn der F-T-Mechanismus dominiert, kann in dem Siliziumabschnitt ein Platinkonzentrationsprofil wie das gebildet oder geschaffen werden, das in 3 abgebildet ist. Aus Gleichung (2) kann entnommen werden, dass bei Befolgung des F-T-Mechanismus die in der Mitte der Probe erreichte Platinkonzentration etwa gleich der Leerstellenkonzentration in der Mitte ist. Diese Beziehung kann durch die Gleichung (4) wie folgt ausgedrückt werden: Cm = Cv/(1 + Ceq v/Ceq m) (4)worin

C_m und C_v: die Konzentrationen der Metallatome bzw. Leerstellen sind und
C^eq _v und C^eq _m: die Gleichgewichtswerte der Leerstellen- bzw. Metallkonzentration bei den Diffusionstemperaturen sind.

C^eq _v ist typischerweise viel kleiner als C^eq _m, und daher C_m = C_v (d. h. C_m ist etwa gleich C_v). Bei Befolgung des F-T-Mechanismus füllen daher die eindiffundierten Zwischengitter- Platinatome die in der Probe existierenden Leerstellen aus und werden in dem Prozess substitutionell.
Aus 3 ist wiederum ersichtlich, dass die Wechselwirkung zwischen Zwischengitter-Platinatomen und Leerstellen zur Bildung von Substitutionsplatin schnell erfolgt, d. h. – wie aus 3 ersichtlich – der Transport von Zwischengitter-Platinatomen ist ausreichend schnell, so dass diese Wechselwirkung im Wesentlichen zeitunabhängig ist. Ferner ist aus 3 zu entnehmen, dass es einige Abweichung von C_m ≈ C_v in Bereichen des Siliziumabschnitts nahe den Abschnittsoberflächen gibt, während in dem Volumen des Siliziumabschnitts Cm ≈ C_v ist.
Aus 4 ist nun ersichtlich, dass bei Vergleich der Ergebnisse des Herausstoß-Mechanismus (4) und es F-T-Mechanismus (3) der F-T-Mechanismus aus der Sicht des in 1B gezeigten gewünschten Konzentrationsprofils eine gleichmäßigere Tiefenverteilung der Rekombinationszentren ergibt. Es ist jedoch Tatsache, dass durch den F-T-Mechanismus eingebaute Platinatome anscheinend in enger Beziehung zu dem Leerstellen-Konzentrationsprofil stehen, was der Brennpunkt der vorliegenden Erfindung ist. Wenn das Leerstellen-Konzentrationsprofil des Siliziummaterials gesteuert werden kann, kann auch das Platin-Konzentrationsprofil in dem Bauelement gesteuert werden, vorausgesetzt, dass die Eindiffusion der Platinatome dem F-T-Mechanismus folgt.
Demgemäß bietet das Verfahren der vorliegenden Erfindung das Mittel, durch das das Konzentrationsprofil der Rekombinationszentren in dem Siliziummaterial reproduzierbar gesteuert werden kann, indem man mit Vorteil das Leerstellen-Konzentrationsprofil steuert. Im Einzelnen können durch Steuerung des Leerstellen-Konzentrationsprofils in dem Siliziummaterial und der Bedingungen, unter denen Platin in das Material eindiffundiert wird, wobei der F-T-Mechanismus befolgt wird, Rekombinationszentren mit der gewünschten Tiefenverteilung in das Material eingebaut und dadurch eine optimale Leistung des Bauelements erreicht werden.
Das Ausgangsmaterial für das Verfahren der vorliegenden Erfindung ist typischerweise ein Abschnitt aus Einkristallsilizium, der von einem Einkristallblock abgeschnitten wurde, der nach den herkömmlichen Czochralski-Kristallzüchtungsverfahren gezüchtet wurde. Alternativ kann jedoch der Abschnitt aus Einkristallsilizium von einem Block erhalten werden, der nach den herkömmlichen Fließzonen-Kristallzüchtungsverfahren gezüchtet wurde. Diese Verfahren sowie die Standardtechnik des Schneidens, Läppens, Ätzens und Polierens von Silizium sind z. B. beschrieben in F. Shimura, Semiconductor Silicon Crystal Technology, Academic Press, 1989, und Silicon Chemical Etching, (J. Grabmaier, Herausgeber) Springer-Verlag, New York, 1982.
Da das Verfahren der vorliegenden Erfindung nach dem F-T-Mechanismus verläuft, ist zu bemerken, dass Zwischengitter-Platinatome bei der Eindiffusion Leerstellen in der Siliziummatrix ausfüllen. Daher ist das Platinkonzentrationsprofil eine Funktion des Leerstellen-Konzentrationsprofils in dem Siliziumabschnitt oder im Wesentlichen davon abhängig. Anders gesagt entsprechen die von Platinatomen in der Siliziummatrix eingenommenen Plätze den Plätzen der Leerstellen in der Matrix. Es ist daher nicht anzunehmen, dass eine Getterung durch Sauerstoff-Fällungsmittel Teil des vorliegenden Verfahrens ist. Infolgedessen ist die Sauerstoffkonzentration des Siliziumabschnitts bei dem Verfahren der vorliegenden Erfindung nicht sehr kritisch. Demgemäß kann der Siliziumabschnitt zu Anfang im Wesentlichen keinen Sauerstoff enthalten oder er kann eine Sauerstoffkonzentration haben, die irgendwo in dem Bereich oder sogar außerhalb des Bereiches liegt, der nach dem Czochralski-Verfahren erreichbar ist (der typischerweise in dem Bereich von etwa 5 × 10¹⁷ bis etwa 9 × 10¹⁷ Atome/cm³ liegt gemäß Bestimmung durch ASTM-Norm F-121-83).
Bei nach Czochralski gezüchtetem Silizium können sich in Abhängigkeit von der Abkühlungsgeschwindigkeit des Einkristall-Siliziumblocks von der Temperatur des Schmelzpunkts des Siliziums (etwa 1410°C) über den Bereich von etwa 750°C bis etwa 350°C Sauerstoffniederschlag-Keimbildungszentren bilden. Die Anwesenheit oder Abwesenheit dieser Keimbildungszentren in dem Ausgangsmaterial ist für die vorliegende Erfindung nicht kritisch. Diese Zentren können jedoch vorzugsweise durch Wärmebehandlung des Siliziums bei Temperaturen nicht über etwa 1300°C aufgelöst werden. Bestimmte Wärmebehandlungen, etwa Glühen des Silizium bei einer Temperatur von etwa 800°C für etwa vier Stunden können diese Zentren so stabilisieren, dass sie bei Temperaturen nicht über etwa 1150°C nicht aufgelöst werden können.
Wenn Substitutionskohlenstoff als Verunreinigung in Einkristallsilizium anwesend ist, hat es die Fähigkeit, die Bildung von Sauerstoffniederschlag-Keimbildungszentren zu katalysieren. Aus diesem und anderen Gründen wird daher bevorzugt, dass das Ausgangsmaterial Einkristallsilizium eine niedrige Kohlenstoffkonzentration hat. D. h., das Einkristallsilizium hat vorzugsweise eine Kohlenstoffkonzentration, die kleiner als etwa 5 × 10¹⁶ Atome/cm³, vorzugsweise kleiner als 1 × 10¹⁶ Atome/cm³ und insbesondere kleiner 5 × 10¹⁵ Atome/cm³ ist.
Das Ausgangsmaterial für die vorliegende Erfindung ist unter Bezugnahme nunmehr auf 5 vorzugsweise ein Einkristallsiliziumabschnitt 1 mit einer Vorderseite 3, einer Rückseite 5 und einer gedachten Mittelebene 7 zwischen der Vorderseite und Rückseite. Die Bezeichnungen „Vorder" und „Rück" dienen in diesem Zusammenhang zur Unterscheidung der beiden im Allgemeinen ebenen Hauptseiten des Abschnitts. Die Vorderseite des Abschnitts, wie diese Bezeichnung hier benutzt wird, ist nicht notwendigerweise die Seite, auf der später ein elektronisches Bauelement hergestellt wird, noch ist die Rückseite des Abschnitts, wie diese Bezeichnung hier benutzt wird, zwangsläufig die Hauptseite des Abschnitts, die der Seite entgegengesetzt ist, auf der das elektronische Bauelement hergestellt wird. Da ferner Siliziumabschnitte gewisse Gesamtdickenvariation (TTV), Verwerfung und Wölbung haben können, kann der Mittelpunkt zwischen jedem Punkt auf der Vorderseite und jedem Punkt auf der Rückseite nicht genau in eine Ebene fallen. Die TTV, Verwerfung und Wölbung sind jedoch charakteristischerweise so gering, dass man sagen kann, dass die Mittelpunkte mit großer Annäherung in eine gedachte Mittelebene fallen, die von der Vorderseite und Rückseite etwa gleichen Abstand hat.
Es ist zu bemerken, dass das Verfahren der vorliegenden Erfindung erfolgreich an Siliziumabschnitten variabler Dicke durchgeführt werden kann, wobei die Materialdicke teilweise eine Funktion der Art des daraus herzustellenden Bauelements ist. Z. B. kann ein relativ dünner Siliziumabschnitt, etwa ein Siliziumwafer in dem Dickenbereich von etwa 500 bis etwa 800 Mikron als das Ausgangsmaterial dienen. Alternativ können dickere Abschnitte in dem Dickenbereich von 800 Mikron aufwärts bis etwa 1500 Mikron oder mehr eingesetzt werden. Für die besonderen Bauelemente von Interesse, wie Thyristoren und Leistungsdioden sowie geräuscharme Hochleistungssiliziumdetektoren werden die Dicken jedoch typischerweise in dem Bereich von etwa 800 bis etwa 1200 Mikron liegen.
Bei einer ersten Ausführungsform des Verfahrens der vorliegenden Erfindung wird ein Abschnitt 1 in Stufe S₁ in einer sauerstoffhaltigen Atmosphäre wärmebehandelt, um eine oberflächliche Oxidschicht 9 zu züchten, die den Abschnitt 1 umhüllt. Im Allgemeinen wird die Oxidschicht eine Dicke haben, die größer als die natürliche Oxidschicht ist, die sich auf Silizium bildet (etwa 15 Ångström (etwa 15 nm)). Vorzugsweise hat die Oxidschicht eine Dicke von wenigstens etwa 20 Ångström (etwa 20 nm) und bei manchen Ausführungen von wenigstens etwa 25 Ångström (etwa 25 nm) oder sogar wenigstens etwa 30 Ångström (etwa 30 nm). Der bisher erhaltene versuchsmäßige Nachweis legt jedoch nahe, dass Oxidschichten mit einer Dicke von mehr als etwa 30 Ångström (etwa 30 nm) einen geringen oder keinen zusätzlichen Vorteil bieten, wenngleich sie den gewünschten Effekt nicht stören.
In Stufe S₂ wird der Wafer einer Wärmebehandlungsstufe unterzogen, in der die Wafer auf eine erhöhte Temperatur erhitzt werden, um in dem Volumen 11 des Wafers 1 die Anzahldichte der Kristallgitterleerstellen 13 zu bilden und dadurch zu erhöhen. Vorzugsweise wird diese Wärmebehandlungsstufe in einem Thermoschnellglüher durchgeführt, in dem die Wafer schnell auf eine Zieltemperatur erhitzt und eine relativ kurze Zeitdauer bei dieser Temperatur geglüht werden. Im Allgemeinen wird der Wafer einer Temperatur über 1150°C, vorzugsweise wenigstens 1175°C, bevorzugter bei wenigstens etwa 1200°C und insbesondere zwischen etwa 1200°C und 1275°C unterworfen.
Bei der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wird die thermische Schnellglühungsstufe in Gegenwart einer Nitrierungsatmosphäre durchgeführt, d. h. einer Atmosphäre, die Stickstoffgas (N₂) oder ein Gas einer stickstoffhaltigen Verbindung, wie Ammoniak enthält, das eine freigelegte Siliziumoberfläche nitrieren kann. Die Atmosphäre kann somit gänzlich aus Stickstoffgas oder Stickstoffverbindungsgas bestehen, oder sie kann zusätzlich ein nicht nitrierendes Gas, wie Argon enthalten. Eine Zunahme der Leerstellenkonzentration in dem Abschnitt wird fast, wenn nicht sogleich nach Erreichen der Glühtemperatur erreicht. Der Abschnitt wird im Allgemeinen wenigstens eine Sekunde, typischerweise wenigstens mehrere Sekunden (z. B. wenigstens 3), vorzugsweise mehrere zehn Sekunden (z. B. 20, 30, 40 oder 50 Sekunden) und je nach der Anfangsdicke und den gewünschten resultierenden Eigenschaften des Abschnitts für eine Zeitdauer auf dieser Temperatur gehalten, die bis zu etwa 60 Sekunden reichen kann (die etwa die Grenze bei im Handel erhältlichen thermischen Schnellglühern sind). Der anfallende Abschnitt wird ein relativ gleichmäßiges Profil der Leerstellenkonzentration (Zahlendichte) haben.
Aufgrund der bis heute erhaltenen versuchsmäßigen Nachweise hat die Atmosphäre, in der die thermische Schnellglühungsstufe durchgeführt wird, vorzugsweise nicht mehr als einen relativ kleinen Partialdruck an Sauerstoff, Wasserdampf und anderen oxidierenden Gasen. D. h., die Atmosphäre ist gänzlich frei von oxidierenden Gasen, oder sie hat einen Partialdruck dieser Gase, der zur Einbringung genügender Mengen von Silizium-Zwischengittereigenatomen ungenügend ist, die den Aufbau von Leerstellenkonzentrationen unterdrücken. Während die untere Grenze der Konzentration des oxidierenden Gases nicht genau bestimmt wurde, wurde gezeigt, dass für Sauerstoff-Partialdrucke von 0,01 Atmosphären (Atm.)(1,01 kPa) oder 10.000 Atomteilen je Million (ppma) keine Zunahme der Leerstellenkonzentration und keine Wirkung beobachtet wird. Somit hat die Atmosphäre vorzugsweise einen Partialdruck von Sauerstoff und anderen oxidierenden Gasen von weniger als 0,01 Atm. (1,01 kPa) (10.000 ppma), bevorzugter einen Partialdruck dieser Gase in der Atmosphäre von nicht mehr als etwa 0,005 Atm. (etwa 0,51 kPa) (5000 ppma), noch bevorzugter nicht mehr als etwa 0,002 Atm. (etwa 0,20 kPa) (2000 pppma) und insbesondere nicht mehr als etwa 0,001 Atm. (etwa 0,10 kPa) (1000 ppma) hat.
Die schnelle Thermoglühung kann in irgendeinem einer Anzahl im Handel erhältlicher Schnellthermoglühungsöfen („RTA") durchgeführt werden, in denen Siliziumabschnitte durch Reihen von Hochleistungslampen individuell erhitzt werden. RTA-Öfen sind im Allgemeinen in der Lage, einen Siliziumabschnitt einer Dicke in dem oben angegebenen Bereich in wenigen Sekunden von Raumtemperatur auf etwa 1200°C schnell zu erhitzen. Ein solcher im Handel erhältlicher RTA-Ofen ist der von AG Associates (Mountain View, CA) erhältliche Ofen Modell 610. Eigenpunktstörstellen (das sind Leerstellen und Silizium-Zwischengittereigenatome) können durch das Einkristallsilizium diffundieren, wobei die Diffusionsgeschwindigkeit temperaturabhängig ist. Das Konzentrationsprofil von Eigenpunktstörstellen bei einer gegebenen Temperatur ist daher eine Funktion der Diffusität der Eigenpunktstörstellen und der Rekombinationsgeschwindigkeit. Eigenpunktstörstellen sind z. B. relativ beweglich bei Temperaturen in der Nähe der Temperatur, bei der der Wafer in der thermischen Schnellglühungsstufe geglüht wird, während sie bei so hohen Temperaturen, wie 700°C in einer wirtschaftlich praktischen Zeitdauer im Wesentlichen unbeweglich sind. Die bisher erhaltenen experimentellen Nachweise lassen vermuten, dass sich die wirksame Diffusionsgeschwindigkeit der Leerstellen bei Temperaturen von weniger als etwa 700°C beträchtlich verringert und dass die Leerstellen vielleicht bei Temperaturen von 800°C, 900°C oder selbst 1000°C für jede kommerziell praktische Zeitdauer als unbeweglich angesehen werden können.
Nach Beendigung der Stufe S₂ wird der Wafer in Stufe S₃ durch den Temperaturbereich hindurch, in dem Kristallgitterleerstellen in dem Einkristallsilizium relativ beweglich sind, schnell abgekühlt. Die Leerstellen diffundieren bei Absenkung der Temperatur des Abschnitts durch diesen Temperaturbereich hindurch zu der Oxidschicht 9 und werden vernichtet, was zu einer Veränderung des Leerstellen-Konzentrationsprofils führt, wobei das Ausmaß der Veränderung von der Länge der Zeit abhängt, in der der Abschnitt auf einer Temperatur innerhalb dieses Bereiches gehalten wird. Wenn der Abschnitt auf dieser Temperatur in diesem Bereich eine unbegrenzte Zeitspanne gehalten würde, würde die Leerstellenkonzentration in dem Volumen 11 wiederum im Wesentlichen gleichmäßig werden, wobei die Konzentration ein Gleichgewichtswert ist, der wesentlich kleiner als die Konzentration der Kristallgitterleerstellen unmittelbar nach Beendigung der Wärmebehandlungsstufe ist. Durch schnelles Abkühlen des Abschnitts kann jedoch eine ungleichmäßige Verteilung der Kristallgitterleerstellen erreicht werden, wobei die maximale Leerstellenkonzentration an oder in der Nähe der Mittelebene 7 vorliegt und die Leerstellenkonzentration in der Richtung der Vorderseite 3 und Rückseite 5 des Abschnitts abnimmt.
Im Allgemeinen ist die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit in diesem Temperaturbereich wenigstens etwa 5°C je Sekunde und vorzugsweise wenigstens etwa 20°C bis etwa 30°C je Sekunde oder mehr. In Abhängigkeit von der gewünschten Tiefe des Bereichs niedriger Leerstellenkonzentration in der Nähe der Oberfläche kann die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit vorzugsweise wenigstens etwa 50°C je Sekunde, noch bevorzugter wenigstens etwa 100°C je Sekunde betragen, wobei Abkühlungsgeschwindigkeiten in dem Bereich von 100°C bis etwa 200°C je Sekunde für einige Anwendungen gegenwärtig bevorzugt werden. Sobald der Abschnitt auf eine Temperatur außerhalb des Temperaturbereiches abgekühlt ist, in dem die Kristallgitterleerstellen in dem Einkristallsilizium relativ beweglich sind, beeinflusst die Abkühlungsgeschwindigkeit das Leerstellenkonzentrationsprofil des Abschnitts anscheinend nicht signifikant und scheint daher nicht sehr entscheidend zu sein. Zweckmäßigerweise kann die Kühlstufe in der gleichen Atmosphäre erfolgen, in der die Erhitzungsstufe durchgeführt wird.
In Stufe S₄ werden Platinatome in Kristallgitterleerstellen eindiffundiert. Im Allgemeinen wird Platin auf der Oberfläche des Siliziumabschnitts abgeschieden und durch Erhitzen des Abschnitts für eine angegebene Zeitdauer in eine horizontale Oberfläche eindiffundiert. Die Diffusionszeit und -temperatur werden vorzugsweise so ausgewählt, dass der Frank-Turnbull-Mechanismus die Platindiffusion dominiert. Ferner sind die Diffusionszeit und -temperatur vorzugsweise ausreichend, dass die Leerstellendekoration durch Platinatome den stationären Zustand erreichen kann.
Bei Siliziumabschnitten mit Leerstellenkonzentrationen, die für die vorliegende Erfindung typisch sind, liegt die Diffusionstemperatur typischerweise in dem Bereich von etwa 650 bis etwa 850°C. Vorzugsweise liegt die Temperatur jedoch in dem Bereich von etwa 670 bis etwa 750°C. Insbesondere reicht die Temperatur von etwa 680 bis etwa 720°C. Die Diffusionszeit liegt typischerweise in dem Bereich von etwa 2 Minuten bis etwa 4 Stunden. Vorzugsweise liegt die Zeit jedoch in dem Bereich von etwa 10 Minuten bis etwa 2 Stunden. Insbesondere liegt die Zeit in dem Bereich von etwa 15 Minuten bis etwa 30 Minuten.
Vorzugsweise wird die thermische Platindiffusion unter einer Atmosphäre durchgeführt, die Stickstoff oder ein Inertgas oder Gemische daraus enthält. Eine Sauerstoff enthaltende Atmosphäre kann bei den gegebenen tiefen Temperaturen des vorliegenden Verfahrens ebenfalls benutzt werden. Es ist jedoch zu bemerken, dass diese thermische Diffusionsstufe im Allgemeinen unter irgendeiner Atmosphäre durchgeführt werden kann, die bei den angewandten tiefen Temperaturen nicht zur Einbringung von Punktstörstellen in die Matrix des Siliziumsegments führt.
Es ist jedoch zu bemerken, dass die genaue Zeit und Temperatur, die für dien Diffusionsprozess nötig sind, damit Platinatome gänzlich mit den in dem Siliziumabschnitt vorliegenden Leerstellen reagieren oder diese ausfüllen, wenigstens teilweise als Funktion der Dicke der Probe und der Anzahl der anwesenden. Leerstellen variieren können. Im Ergebnis kann die optimale Zeit und Temperatur empirisch bestimmt werden. Ein Siliziumabschnitt kann z. B. in mehrere Stücke geteilt werden, und nach Abscheidung der gleichen Platinkonzentration auf jedes Stück kann jedes Stück bei Anwendung verschiedener Zeit- und Temperaturkombinationen wärmebehandelt werden.
Eine Silizidierung der Probenoberfläche wird vorzugsweise vermieden, weil Silizidierung zu der Einführung von Punktstörstellen führen kann. Mechanische Beanspruchung kann ebenfalls von der Silizidschicht ausgehen, die einen nicht vernachlässigbaren Einfluss auf die Platindiffusion haben kann. Ferner kann die Silizidierung der Probenoberfläche einen unerwünschten Einfluss auf Platinnachweismethoden oder Messmethoden haben. Um demgemäß den möglicherweise negativen Einfluss des Silizidierungsprozesses zu minimieren, führt die Platinabscheidungsmethode vorzugsweise zu einer Oberflächenkonzentration von weniger als einer Monoschicht, wobei eine Platin-Monoschicht einer Oberflächenkonzentration von etwa 2 × 10¹⁵ Atome/cm² entspricht. Anders gesagt wird es bevorzugt, dass eine solche Platinmenge auf die Oberfläche des Siliziumabschnitts abgeschieden wird, dass die resultierende Oberflächenkonzentration etwa 2 × 10¹⁵ Atome/cm² nicht übersteigt.
Platinabscheidung kann durch im Wesentlichen jede in der Technik übliche Methode erreicht werden, vorausgesetzt, dass diese Methoden nicht zur Abscheidung einer Platinmenge auf der Oberfläche des Siliziumabschnitts führen, die in der Schaffung von Oberflächenstörstellen und der Einbringung von Punktstörstellen in das Volumen des Abschnitts resultiert. Beispielsweise kann Zerstäubungs- oder e-Strahlverdampfungstechnik dazu dienen, Teile einer Monoschicht auf der Oberfläche des Abschnitts abzuscheiden. Alternativ kann eine angesäuerte Platinlösung mit einer Platinkonzentration von z. B. etwa 1 Gramm/Liter durch Drehbeschichtung oder Eintauchen des Abschnitts in die Lösung auf der Oberfläche abgeschieden werden, vorzugsweise nachdem die Oberfläche des Abschnitts etwa 10 Minuten bei etwa 80°C mit einer Lösung von HCl : H₂O₂ : H₂O (1 : 1 : 6) behandelt wurde.
Nach Beendigung der Eindiffusionswärmebehandlung der Stufe S₄ kann das Tiefenprofil oder Konzentrationsprofil des Platins in dem Siliziumabschnitt nach in der Technik üblichen Methoden bestimmt werden, etwa unter Benutzung von Messungen der Tiefstand-Übergangsspektroskopie (DLTS). Bei einer Ausführungsform der DLTS-Messungen werden Proben des Siliziumabschnitts in Stücke von etwa 1 cm² geschnitten, mit Winkeln von 1,17° und 2,86° abgeschrägt und poliert. Eine etwa 15 Mikron dicke Siliziumschicht wird dann von einer Oberfläche unter Benutzung einer Ätzlösung abgeätzt, die HF (Fluorwasserstoffsäure, 50%ige Lösung), HNO₃ (Salpetersäure, rauchend) und CH₃CO₂H (Eisessigsäure) im Verhältnis 2:1:1 enthält. Schottky-Kontakte werden durch Verdampfung von Hafnium abgeschieden. Für Ohmsche Kontakte an der Rückseite wird Gallium verwendet. Der Nachweisbereich der Konzentration C_S des Substitutionsplatins hängt von der Konzentration D_d des Dotierungsmittel ab, wobei die Beziehung zwischen diesen als C_d × 10^–9 < C_S < C_d × 10^–1 ausgedrückt werden kann.
Platin-Diffusionsverfahren sowie Platinnachweisverfahren sind an anderer Stelle eingehender beschrieben, siehe z. B. die Artikel von Jacob et al., J. Appl. Phys., Band 82, S. 182 (1997); Zimmermann und Ryssel, „The Modeling of Platinum Diffusion In Silicon Unter Non-Equilibrium Conditions", J. Electrochemical Society, Band 139, S. 256 (1992); Zimmermann, Goesele, Seilenthal und Eichiner, "Vacancy Concentration Wafer Mapping In Silicon", Journal of Crystal Growth, Band 129, S. 582 (1993); Zimmermann und Falster "Investigation Of The Nucleation of Oxygen Precipitates in Czochralski Silicon At An Early Stage", Appl. Phys. Lett., Band 60, S. 3250 (1992); und Zimmermann und Ryssel, Appl. Phys. A, Band 55, S. 121 (1992).
Als Ergebnis werden bei der ersten Ausführungsform des vorliegenden Verfahrens innerhalb des Volumens des Siliziumabschnitts befindliche Bereiche hoher Leerstellenkonzentration gebildet und anschließend dekoriert oder durch Platinatome ausgefüllt, die nach dem F-T-Mechanismus in den Siliziumabschnitt eindiffundiert werden. Wie durch 5 gezeigt, ist der resultierende Siliziumabschnitt durch einen Bereich 17 charakterisiert, der eine maximale Platinkonzentration enthält, die im Wesentlichen gleichmäßig ist. Ferner enthält der Siliziumabschnitt Bereiche 15 und 15', die von der Vorderseite 3 und der Rückseite 5 bis zu einer Tiefe t bzw t' reichen. Im Vergleich zu dem Bereich 17 des Siliziumabschnitts enthalten die Bereiche 15 und 15' eine relativ geringere Platinkonzentration (nicht gezeigt) und infolgedessen besitzen sie längere Minoritätsträger-Rekombinationslebensdauern als der Bereich 17. Die Platinkonzentrationen innerhalb dieser Oberflächenschichten oder -bereiche können von einer niedrigen Konzentration von weniger als etwa 1 × 10¹¹ Atome/cm² bis zu etwa 1 × 10¹² Atome/cm², etwa 1 × 10¹³ Atome/cm² oder sogar eine Maximalkonzentration von etwa 5 × 10¹³ Atome/cm² (ausschließlich der Oberflächen des Abschnitts) reichen. Durch Unterteilung des Siliziumabschnitts in verschiedene Zonen oder Bereiche mittels Zuschneiden oder Steuerung des Leerstellenkonzentrationsprofils wird in wirksamer Weise eine Schablone geschaffen, durch die nach beendeter Eindiffusion ein Muster oder Profil für die resultierende Platinkonzentration geschrieben wird.
Es ist zu bemerken, dass wegen Wechselwirkungen, die auf den Oberflächen des Siliziumabschnitts zwischen Platin und gegebenenfalls vorhandenen Eigenpunktstörstellen auftreten können, Bezugnahmen auf Bereiche mit Maximalkonzentration und vergleichsweise geringeren Konzentrationen die Siliziumoberflächen ausschließen sollen. Anders gesagt, sollen die Oberflächen des Siliziumabschnitts nicht berücksichtigt werden, wenn man das Konzentrationsprofil der Rekombinationszentren bestimmt oder bewertet oder aufgrund dessen Vergleiche anstellt.
Nach dem Verfahren der vorliegenden Erfindung ist die Konzentration der Minoritätsträger-Rekombinationszentren in dem Bereich 17 primär eine Funktion der anwesenden Leerstellenkonzentrationen, die ihrerseits eine Funktion der Erhitzungsstufe (S₂) und sekundär eine Funktion der Abkühlungsgeschwindigkeit (S₃) ist. Desgleichen ist die Tiefe t, t' der Bereiche 15 und 15' von der Vorder- bzw. Rückseite auch eine Funktion der Leerstellenkonzentration, die ihrerseits hauptsächlich eine Funktion der Abkühlungsgeschwindigkeit durch den Temperaturbereich hindurch ist, bei dem Kristallgitterleerstellen in Silizium relativ beweglich sind. Vorausgesetzt, dass die Tiefe t, t' mit abnehmenden Kühlgeschwindigkeiten zunimmt, kann demgemäß die Kühlgeschwindigkeit so gesteuert werden, dass Tiefen von wenigstens etwa 10, 20, 30, 40, 50, 70 oder sogar 100 Mikron erreichbar sind.
Bei einer zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wird eine neutrale (d. h. eine nicht nitrierende, nicht oxidierende) Atmosphäre anstelle der nitrierenden Atmosphäre der ersten Ausführungsform in der Erhitzungsstufe (schnelles thermisches Glühen) und der Abkühlungsstufe benutzt. Geeignete neutrale Atmosphären enthalten Argon, Helium, Neon, Kohlendioxid und andere solche nicht oxidierenden, nicht nitrierenden elementaren Gase oder Gasverbindungen oder Gemische solcher Gase. Die neutrale Atmosphäre kann wie die nitrierende Atmosphäre einen relativ kleinen Sauerstoff-Partialdruck enthalten, d. h. einen Partialdruck von weniger als 0,01 Atm. (1,01 kPa) (10.000 ppma), bevorzugter weniger als 0,005 Atm. (0,51 kPa) (5.000 ppma), noch bevorzugter weniger als 0,002 Atm. (0,20 kPa) (2.000 ppma) und insbesondere weniger als 0,001 Atm. (0,10 kPa) (1.000 ppma).
Bei einer dritten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wird die Stufe S₁ (die thermische Oxidationsstufe) weggelassen, und der Siliziumabschnitt zu Beginn hat nicht mehr als eine natürliche Oxidschicht. Wenn ein solcher Abschnitt unter Bezugnahme nunmehr auf 6A unter einer neutralen Atmosphäre geglüht wird, wie oben mit Bezug zu der zweiten Ausführungsform diskutiert wurde, werden im Allgemeinen ähnliche Ergebnisse wie bei den Ausführungsformen 1 und 2 erhalten. Wenn jedoch ein solcher Abschnitt in einer nitrierenden Atmosphäre, wie etwa der der ersten Ausführungsform geglüht wird, ist die Wirkung anders als die, welche man beobachtet, wenn ein Abschnitt mit einer Oxidschicht, die dicker als eine natürliche Oxidschicht ist (nämlich eine „verstärkte Oxidschicht" ist) in einer Stickstoffatmosphäre geglüht wird.
Wenn der eine verstärkte Oxidschicht enthaltende Abschnitt in einer Stickstoffatmosphäre (6A) geglüht wird, wird eine im Wesentlichen gleichmäßige Zunahme der Leerstellenkonzentration fast, wenn nicht unmittelbar bei Erreichen der Glühtemperatur in dem Abschnitt erreicht. Ferner nimmt die Leerstellenkonzentration als Funktion der Glühzeit bei gegebener Glühtemperatur anscheinend nicht wesentlich zu. Aus 6A ist somit ersichtlich, dass der resultierende Abschnitt in seinem Querschnitt einen im Allgemeinen „U-förmigen" Verlauf der Leerstellenkonzentration (Anzahldichte) haben wird, wenn der Abschnitt nicht mehr als eine natürliche Oxidschicht auf der Oberfläche hat und die Vorderseite und Rückseite des Abschnitts in Stickstoff geglüht werden. Wie in 6B und 7 (Kurve A) dargestellt ist, kann dieser Verlauf anschließend bei der Abkühlung des Abschnitts modifiziert werden, wobei er eine im Allgemeinen „M-förmige" Gestalt annimmt infolge von Leerstellentransport in dem oberflächennahen Bereich zu der Oberfläche selbst, die als Senke für diese Eigenpunktstörstellen wirkt. Genauer gesagt wird eine maximale Leerstellenkonzentration an der Vorder- und Rückseite oder innerhalb von einigen Mikron oder einigen zehn Mikron von der Vorder- und Rückseite entfernt auftreten, und eine relativ konstante und geringere Konzentration wird in dem Volumen auftreten, wobei die geringste Konzentration in dem Volumen zu Anfang etwa gleich der Konzentration ist, die man in Siliziumabschnitten mit einer verstärkten Oxidschicht nach Behandlung nach dem erfindungsgemäßen Verfahren (in 7 als Kurve B angegeben) erhält. Ferner wird eine Zunahme der Glühzeit zu einer Erhöhung der Leerstellenkonzentration in Siliziumabschnitten führen, die nicht mehr als eine natürliche Oxidschicht haben.
Wenn demgemäß unter Bezugnahme auf 5 ein Abschnitt mit nur einer natürlichen Oxidschicht nach dem erfindungsgemäßen Verfahren unter einer nitrierenden Atmosphäre geglüht wird, wird sich die resultierende Maximalkonzentration der Minoritätsträger-Rekombinationszentren nach der Platindiffusion anfangs allgemein innerhalb der Bereiche 15 und 15' befinden, während das Volumen 17 des Siliziumabschnitts eine vergleichsweise geringere Konzentration an Rekombinationszentren enthalten wird. Typischerweise befinden sich diese Bereiche maximaler Konzentration innerhalb einiger Mikron (d. h. etwa 5 oder 10 Mikron) oder einiger zehn Mikron (d. h. etwa 20 oder 30 Mikron) bis zu etwa 40 bis etwa 60 Mikron von der Oberfläche des Siliziumabschnitts entfernt.
Versuchsmäßige Nachweise legen ferner nahe, dass dieser Unterschied im Verhalten bei Siliziumabschnitten mit nicht mehr als einer natürlichen Oxidschicht und solchen mit einer verstärkten Oxidschicht dadurch vermieden werden kann, dass man molekularen Sauerstoff oder ein anderes oxidierendes Gas in die Atmosphäre einbringt. Wenn anders gesagt Siliziumabschnitte mit nicht mehr als einer natürlichen Oxidschicht in einer Stickstoffatmosphäre geglüht werden, enthält die Atmosphäre vorzugsweise zusätzlich einen kleinen Sauerstoffpartialdruck. Diese atmosphärischen Bedingungen führen zu Abschnitten mit nur einer natürlichen Oxidschicht, die sich ebenso wie Abschnitte verhalten, die eine verstärkte Oxidschicht haben. Ohne Festlegung auf eine bestimmte Theorie scheint es, dass oberflächliche Oxidschichten, die dicker als eine natürliche Oxidschicht sind, als ein Schild dienen, der eine Siliziumnitrierung hemmt. Es wird angenommen, dass die Nitrierung zu der Bildung von Leerstellen in der Siliziummatrix oder der Einbringung von Leerstellen in die Siliziummatrix führt. Wie aus einem Vergleich der 6A und 6B als Ergebnis entnommen werden kann, ist die maximale Konzentration der Leerstellen (und somit auch der Rekombinationszentren) tatsächlich größer als der Maximalwert, der sonst beobachtet werden könnte, wenn keine Leerstellen eingebracht würden.
Die Oxidschicht kann daher zu Beginn auf dem Siliziumabschnitt vorhanden sein oder in situ während der Glühstufe durch Wachsen einer verstärkten Oxidschicht gebildet werden. Wenn der letztere Weg beschritten wird, enthält die Atmosphäre während der schnellen thermischen Glühstufe vorzugsweise einen Partialdruck von wenigstens etwa 0,0001 Atm. (etwa 0,01 kPa) (100 ppma) und bevorzugter einen Partialdruck von wenigstens etwa 0,0002 Atm. (etwa 0,02 kPa) (200 ppma) Sauerstoff. Auf diese Weise können unter Bezugnahme wiederum auf 6A Ergebnisse erhalten werden, die denen der ersten und zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ähnlich sind. Aus den zuvor diskutierten Gründen überschreitet jedoch der Partialdruck des Sauerstoffs vorzugsweise nicht 0,01 Atm. (1,01 kPa) (10.000 ppma), wobei Partialdrucke von weniger 0,005 Atm. (0,51 kPa) (5.000 ppma), 0,002 Atm. (0,20 kPa) (2.000 ppma) und sogar 0,001 Atm. (0,10 kPa) (1.000 ppma) mehr bevorzugt werden.
Es ist jedoch zu bemerken, dass als Alternative zur Anwendung einer Atmosphäre mit einem Sauerstoff-Partialdruck der Siliziumabschnitt einfach unter einer Sauerstoffatmosphäre geglüht werden kann, nachdem die Glühung unter einer Stickstoffatmosphäre oder einer neutralen Atmosphäre wie in den obigen Ausführungsformen beschrieben beendet ist. Die Sauerstoff-Glühstufe kann durchgeführt werden, nachdem der Abschnitt abkühlen gelassen wurde, oder sie kann alternativ bei Temperatur durchgeführt werden (d. h. während der Abschnitt nach Beendigung der ersten thermischen Glühstufe noch heiß ist). Ferner kann diese Sauerstoff-Glühstufe wahlweise bei einer der oben beschriebenen Ausführungsformen als Maßnahme durchgeführt werden, durch die die Leerstellenkonzentration in dem Siliziumabschnitt und somit die resultierende Platinkonzentration weiter zugeschnitten oder profiliert wird.
Ohne Festlegung auf eine bestimmte Theorie wird angenommen, dass eine Sauerstoffglühung zu einer Oxidation der Siliziumoberfläche führt und im Ergebnis die Wirkung hat, dass ein Einwärtsfluß von Silizium-Zwischengittereigenatomen geschaffen wird. Dieser Einwärtsfluß von Zwischengittereigenatomen hat die Wirkung, dass sich das Profil der Leerstellenkonzentration allmählich dadurch verändert, dass an der Oberfläche beginnend und dann einwärts wandernd Rekombinationen auftreten. Es kann daher ein Bereich niedriger Leerstellenkonzentration mit einer Tiefe geschaffen werden, die für die spezielle Endverwendung des Bauelements optimiert werden kann, das aus dem Siliziumabschnitt hergestellt werden soll. Unter Bezugnahme nun auf die 6C und 6D ist ersichtlich, dass je nach den Bedingungen, die vor der Sauerstoff-Glühstufe zur Anwendung kamen, schließlich eine Reihe unterschiedlicher Platinkonzentrationsprofile erhalten werden kann (wobei die Kurven A bis E jeweils schematisch unterschiedliche Profile darstellen, die unter unterschiedlichen Sauerstoff-Glühbedingungen der vorliegenden Erfindung erhalten wurden). Die Kurven A bis E der 6C und 6D zeigen im Einzelnen die resultierenden Platinkonzentrationsprofile, die man als Ergebnis der Sauerstoff-Glühstufe zur Änderung des Leerstellenkonzentrationsprofils vor der Platin-Eindiffusion erhalten kann.
Unter Bezugnahme auf 6D ist zu einem Siliziumabschnitt mit maximaler Leerstellenkonzentration nahe der Vorder- und Rückseite zu bemerken, dass man nach Platin-Eindiffusion einen Abschnitt erhalten kann, in dem die Verteilung der Rekombinationszentren nicht gleichmäßig ist. Insbesondere enthält dieser Abschnitt eine ungleichmäßige Verteilung von Rekombinationszentren, wobei die maximale Konzentration in einem Bereich liegt, der zwischen der Vorderseite und der Mittelebene und näher zu der Vorderseite als zu der Mittelebene liegt, wobei die Konzentration der Keimbildungszentren von der Vorderseite zu dem Bereich maximaler Konzentration ansteigt und von dem Bereich maximaler Konzentration zu der Mittelebene abnimmt.
Bei Siliziumabschnitten mit der maximalen Leerstellenkonzentration in dem Volumen 17 des Siliziumabschnitts kann die Tiefe t und t' der Bereiche bzw. 15' selektiv dadurch vergrößert werden, dass man die Geschwindigkeit steuert, mit der die Oxidation der Oberflächen erfolgt. Die Oxidationsgeschwindigkeit ist ihrerseits von einer Reihe von Faktoren abhängig, wie etwa den atmosphärischen Bedingungen, der Temperatur und Dauer dieser Oxidationsstufe. Beispielsweise wird die Oxidationsgeschwindigkeit zunehmen, wenn die Sauerstoffkonzentration in der Atmosphäre ansteigt, wobei die Geschwindigkeit am größten ist, wenn pyrogener Wasserdampf benutzt wird.
Es ist zu bemerken, dass die genauen Bedingungen für die oxidative Behandlung durch Einstellung der Temperatur, Dauer und atmosphärischen Zusammensetzung empirisch bestimmt werden kann, um die Tiefe t und/oder t' zu optimieren. Wenn jedoch bei dem vorliegenden Verfahren etwas anderes als reiner Sauerstoff oder pyrogener Wasserdampf eingesetzt wird, wird der Sauerstoff-Partialdruck in der Atmosphäre vorzugsweise wenigstens etwa 0,0001 Atm. (etwa 0,01 kPa) (100 ppma) und bevorzugter wenigstens etwa 0,0002 Atm. (etwa 0,02 kPa) (200 ppma) betragen. Hierzu ist zu bemerken, dass die für den Sauerstoffgehalt oder -partialdruck gesetzten Grenzen bei der thermischen Glühstufe S₂ nicht auf diese wahlweise Verfahrensstufe anwendbar sind. Wenn ferner die maximale Konzentration der Leerstellen und somit der Minoritätsträger-Rekombinationszentren für den Bereich 17 (oder die Bereiche 15 und 15') im Wesentlichen beibehalten werden soll, liegt die Temperatur dieser oxidativen Behandlung vorzugsweise oberhalb etwa 1150°C. Insbesondere ist die Temperatur wenigstens etwa gleich der Temperatur, die während der thermischen Behandlung der Stufe S₂ angewendet wird. Ohne Festlegung auf eine bestimmte Theorie wird angenommen, dass bei geringerer Temperatur als der während der thermischen Behandlung angewandten Temperatur die maximale Konzentration der Rekombinationszentren in dem Bereich 17 wegen der direkten Rekombination von Leerstellen und Zwischengitter-Eigenatomen tatsächlich abnehmen kann.
Dieser Weg einer separaten oxidativen Behandlung ist eine akzeptable Alternative zu der Steuerung des Leerstellenkonzentrationsprofils und demgemäß des Platinkonzentrationsprofils durch Einstellung der Abkühlungsgeschwindigkeit, wie sie im Einzelnen oben beschrieben wurde. Er kann in manchen Fällen wegen der zusätzlichen Flexibilität bevorzugt werden, die er schafft. Ferner wird dieser Weg bevorzugt, wenn die Tiefe von t oder t' größer als 10 Mikron oder einige zehn Mikron ist. Ferner schafft die nachfolgende oxidative Behandlung des nach einem der oben beschriebenen Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung hergestellten Siliziumabschnitts die Mittel, durch die ein Siliziumabschnitt hergestellt werden kann, der eine Anzahl unterschiedlicher Konzentrationsprofile von Minoritätsträger-Rekombinationszentren enthält, wie es schematisch in den 6C und 6D dargestellt ist.
Bei anderen Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung können die Vorderseite und Rückseite des Abschnitts verschiedenen Atmosphären ausgesetzt werden, von denen jede ein oder mehrere nitrierende oder nicht nitrierende Gase enthalten kann. Die Rückseite des Siliziumabschnitts kann z. B. einer nitrierenden Atmosphäre ausgesetzt werden, während die Vorderseite einer nicht nitrierenden Atmosphäre ausgesetzt wird. Ferner kann eine der Oberflächen während der Behandlung abgeschirmt werden. Unter Bezugnahme nunmehr auf die 8A bis 8F kann z. B. nach Einstellung des Leerstellen-Konzentrationsprofils in dem Siliziumabschnitt eine Seite abgeschirmt werden, während die andere wie oben angegeben in einer Sauerstoffatmosphäre thermisch geglüht wird. Die Abschirmung kann z. B. dadurch erreicht werden, dass man mehrere Abschnitte (z. B. 2, 3 oder mehr) in aufeinandergestapelter Anordnung gleichzeitig glüht. Bei Glühung in dieser Weise sind während der Glühung die Seiten, die Seite-auf-Seite in Kontakt sind, mechanisch von der Atmosphäre abgeschirmt. Alternativ kann ein ähnlicher Effekt (in Abhängigkeit von der bei der schnellen thermischen Glühstufe benutzten Atmosphäre und dem gewünschten Platinkonzentrationsprofil des Abschnitts) dadurch erreicht werden, dass man eine Oxidschicht nur auf der Seite des Abschnitts bildet, auf der Platin-Eindiffusion gewünscht wird. Die Abschirmung einer der Seiten des erfindungsgemäß hergestellten Siliziumabschnitts in dieser Weise kann schließlich einen Abschnitt liefern, der ein asymmetrisches Konzentrationsprofil der Rekombinationszentren enthält, wie die Beispiele in den 8A bis 8F zeigen. Im Einzelnen zeigen die 8A und 8F Beispiele der resultierenden Platinkonzentrationsprofile, die als Ergebnis der Sauerstoffglühstufe zur Änderung des Leerstellen-Konzentrationsprofils auf diese Weise vor der Platin-Eindiffusion erhalten werden können.
Es ist zu bemerken, dass zur Anwesenheit des gewünschten Konzentrationsprofils der Rekombinationszentren in dem aus dem Siliziumabschnitt schließlich hergestellten Bauelement das vorliegende Verfahren typischerweise in das Verfahren zur Herstellung des Bauelements an einer Stelle eingefügt wird, die zur Erreichung der Ziele der vorliegenden Erfindung geeignet ist. Ferner wird die Stufe der Platin-Eindiffusion des vorliegenden Verfahrens vorzugsweise unmittelbar nach der schnellen thermischen Glühung und den anschließenden Abkühlungsstufen S₂ und S₃ durchgeführt. Insbesondere wird es bevorzugt, dass die Stufen des vorliegenden Verfahrens in einer Reihenfolge ohne irgendwelche Zwischenbehandlungen durchgeführt werden. Wenn jedoch Zwischenbehandlungen als Teil des Verfahrens zur Herstellung des Bauelements notwendig sind, erfolgen diese Behandlungen vorzugsweise nur für kurze Zeitspannen und bei tiefen Temperaturen. Insbesondere wird jede Zwischenbehandlung vorzugsweise bei einer Temperatur von weniger als etwa 1000°C für eine Dauer durchgeführt, die nicht für eine nennenswerte Änderung des Leerstellen-Konzentrationsprofils oder Rekombinationszentrumprofils ausreicht, das zuvor in dem Siliziumabschnitt als Ergebnis des vorliegenden Verfahrens ausgebildet wurde.
Das Ausgangsmaterial für das Verfahren der vorliegenden Erfindung kann ein polierter Siliziumabschnitt, etwa ein Siliziumwafer, oder alternativ ein Siliziumabschnitt sein, der geläppt und geätzt, aber nicht poliert wurde. Ferner kann der Abschnitt Leerstellen-Punktstörstellen oder Zwischengittereigenatom-Punktstörstellen als überwiegende Eigenpunktstörstelle haben. Der Abschnitt kann z. B. von der Mitte zum Rand Leerstellen-dominiert, von der Mitte zum Rand Zwischengittereigenatom-dominiert sein, oder er kann einen zentralen Kern aus Leerstellen-dominiertem Material enthalten, der von einem axialsymmetrischen Ring aus Zwischengittereigenatom-dominiertem Material umgeben ist.
Im Hinblick auf das oben Gesagte ist ersichtlich, dass die verschiedenen Ziele der Erfindung erreicht werden.
Da bei den obigen Verfahren verschiedene Änderungen vorgenommen werden könnten, ohne den Erfindungsumfang nach Definition durch die anschließenden Ansprüche zu verlassen, soll die gesamte in der obigen Beschreibung enthaltene Materie als beispielhaft und nicht in einem einschränkenden Sinne interpretiert werden.

Claims

Verfahren zur Wärmebehandlung eines Einkristallsiliziumabschnitts (1) zur Beeinflussung des Konzentrationsprofils von Substitutionsplatin aufweisenden Minoritätsträger-Rekombinationszentren in dem Siliziumabschnitt (1), der eine vordere Oberfläche (3), eine hintere Oberfläche (5), eine Mittelebene (7) zwischen der vorderen und hinteren Oberfläche (3, 5), eine Oberflächenschicht (9), die den Bereich des Abschnitts (1) zwischen der vorderen Oberfläche (3) und einem von der vorderen Oberfläche (3) zur Mittelebene (7) hin gemessenen Abstand D umfaßt, und eine den Bereich des Abschnitts zwischen der Mittelebene (7) und der Oberflächenschicht (9) umfassende Volumenschicht (11) hat, wobei das Verfahren die Stufen umfaßt: Wärmebehandlung des Abschnitts (1) in einer Atmosphäre zur Bildung von Kristallgitterleerstellen (13) in der Oberflächen- und Volumenschicht (9, 11), Regelung der Abkühlungsgeschwindigkeit des wärmebehandelten Abschnitts (1) auf eine Geschwindigkeit von wenigstens 5°C je Sekunde, um einen Abschnitt mit einem Leerstellenkonzentrationsprofil herzustellen, bei dem die Maximaldichte an oder in der Nähe der Mittelebene (7) ist und die Konzentration im allgemeinen in der Richtung auf die vordere Oberfläche (3) des Abschnitts (1) abnimmt und thermische Diffusion von Platinatomen in die Siliziummatrix des abgekühlten Abschnitts (1), so daß ein Platinkonzentrationsprofil resultiert, das im wesentlichen von dem Leerstellenkonzentrationsprofil abhängig ist.
Verfahren nach Anspruch 1, bei dem die Wärmebehandlung zur Bildung von Kristallgitterleerstellen (13) die Erhitzung des Abschnitts (1) auf eine Temperatur über 1175°C in einer nichtoxidierenden Atmosphäre umfaßt.
Verfahren nach Anspruch 1 bis 2, bei dem die Wärmebehandlung zur Bildung von Kristallgitterleerstellen (13) die Erhitzung des Abschnitts (1) auf eine Temperatur über 1200°C in einer nichtoxidierenden Atmosphäre umfaßt.
Verfahren nach Anspruch 1 bis 3, bei dem die Kühlgeschwindigkeit wenigstens 50°C je Sekunde über einen Temperaturbereich ist, bei dem Kristallgitterleerstellen (13) in Silizium relativ beweglich sind, wobei sich der genannte Temperaturbereich abwärts bis 1.000°C oder darunter erstreckt.
Verfahren nach Anspruch 4, bei dem die Kühlgeschwindigkeit wenigstens etwa 100°C je Sekunde über einen Temperaturbereich ist, bei dem Kristallgitterleerstellen (13) in Silizium relativ beweglich sind.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, bei dem Platinatome in die Siliziummatrix des Abschnitts (1) dadurch thermisch eindiffundiert werden, daß man den Abschnitt (1) auf eine Temperatur in dem Bereich von 670 bis 750°C erhitzt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, bei dem Platinatome in die Siliziummatrix des Abschnitts (1) dadurch thermisch eindiffundiert werden, daß man den Abschnitt (1) 10 Minuten bis 2 Stunden erhitzt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, bei dem der wärmebehandelte oder gekühlte Abschnitt (1) vor der Platin-Eindiffusien einer zweiten Wärmebehandlung in einer Atmosphäre aus reinem Sauerstoff oder pyrogenem Dampf unterworfen wird, wobei die Temperatur der zweiten Wärmebehandlung wenigstens etwa gleich der Temperatur der ersten ist.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, bei dem die genannte Wärmebehandlung zur Bildung von Kristallgitterleerstellen (13) die Stufen umfaßt: (a) Unterwerfen des Abschnitts (1) einer ersten Wärmebehandlung bei einer Temperatur von wenigstens 700°C in einer Sauerstoff enthal tenden Atmosphäre, um eine oberflächliche Siliziumdioxidschicht (9) zu bilden, die als Senke für Kristallgitterleerstellen (13) dienen kann und (b) Unterwerfen des Produkts der Stufe (a) einer zweiten Wärmebehandlung bei einer Temperatur von wenigstens 1150°C in einer weniger als 10.000 ppma Sauerstoff enthaltenden Atmosphäre, um Kristallgitterleerstellen (13) in dem Volumen (11) des Siliziumabschnitts (1) zu bilden.