DE69933777T2

DE69933777T2 - Verfahren zur herstellung von einem silizium wafer mit idealem sauerstoffausfällungsverhalten

Info

Publication number: DE69933777T2
Application number: DE69933777T
Authority: DE
Inventors: J. Robert FALSTER
Original assignee: SunEdison Inc
Current assignee: SunEdison Inc
Priority date: 1998-09-02
Filing date: 1999-08-27
Publication date: 2007-09-13
Anticipated expiration: 2019-08-28
Also published as: EP1110240B1; DE69933777D1; TW425636B; CN1317152A; KR100957729B1; US6713370B2; WO2000013226A1; EP1110240A1; KR20010082183A; US6579779B1; CN1155064C; JP4405083B2; US20030221609A1; US6191010B1; JP2002524852A; WO2000013226A9

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG
Die vorliegende Erfindung betrifft im Allgemeinen die Herstellung von Silizium-Wafern, die in der Herstellung von elektronischen Bauteilen eingesetzt werden. Die vorliegende Erfindung betrifft insbesondere ein Verfahren zur Behandlung von Silizium-Wafern, durch das den Wafern ermöglicht wird, während der Wärmebehandlungszyklen von im Wesentlichen jedem beliebigen Herstellungsverfahren für elektronische Geräte eine ideale, nicht-gleichmäßige Tiefenverteilung von Sauerstoff-Präzipitaten auszubilden.
Einkristallines Silizium, welches das Ausgangsmaterial für die meisten Verfahren bei der Herstellung von elektronischen Halbleiterkomponenten ist, wird gewöhnlich durch das sogenannte Czochralski-Verfahren hergestellt, bei welchem ein einzelner Impfkristall in geschmolzenes Silizium getaucht und anschließend durch langsame Extraktion gezüchtet wird. Da geschmolzenes Silizium in einem Quarzschmelztiegel enthalten ist, wird es mit verschiedenen Verunreinigungen kontaminiert, darunter hauptsächlich Sauerstoff. Bei der Temperatur der geschmolzenen Siliziummasse gelangt Sauerstoff in das Kristallgitter, bis eine Konzentration erreicht ist, die sich aus der Löslichkeit von Sauerstoff in Silizium bei der Temperatur der geschmolzenen Masse und aus dem effektiven Segregationskoeffizienten von Sauerstoff in erstarrtem Silizium ergibt. Solche Konzentrationen liegen höher als die Löslich keit von Sauerstoff in festem Silizium bei den Temperaturen, die normalerweise für die Herstellungsverfahren von elektronischen Geräten angewendet werden. In dem Maße wie der Kristall aus der Schmelzmasse gezogen wird und abkühlt, wird die Löslichkeit von Sauerstoff darin dadurch rasch abnehmen, wodurch der Sauerstoff in den entstehenden Scheibchen oder Wafern in übersättigten Konzentrationen vorliegt.
Thermische Behandlungszyklen, die gewöhnlich bei der Herstellung von elektronischen Bauteilen eingesetzt werden, können die Präzipitation von Sauerstoff in Siliziumwafern, die in Sauerstoff übersättigt sind, verursachen. Abhängig von ihrer Position im Wafer können die Präzipitate schädlich oder förderlich sein. Sauerstoff-Präzipitate, die sich im aktiven Gerätebereich des Wafers befinden, können den Gerätebetrieb beeinträchtigen. Sauerstoff-Präzipitate, die sich in der Hauptschicht (Bulk) des Wafers befinden, sind jedoch geeignet, unerwünschte Metallverunreinigungen, die mit dem Wafer in Kontakt kommen können, abzufangen. Die Verwendung von Sauerstoff-Präzipitaten, die in der Hauptschicht des Wafers lokalisiert sind, um Metalle einzufangen, wird im Allgemeinen als internes oder intrinsisches Gettering ("IG") bezeichnet.
Herstellungsverfahren von elektronischen Geräten enthielten früher eine Reihe von Schritten, die darauf ausgelegt waren, Silizium mit einer Zone oder einem Bereich nahe der Oberfläche des Wafers, die frei von Sauerstoff-Präzipitaten ist, herzustellen (im Allgemeinen als "denudierte Zone" oder "Präzipitat-freie Zone" bezeichnet), wobei der Rest des Wafers, d.h. die Wafer-Hauptschicht (Wafer-Bulk), eine ausreichende Anzahl an Sauerstoff-Präzipitaten für IG-Zwecke besitzt. Denudierte Zonen können z.B. in einer thermischen Hoch-Tief-Hoch-Abfolge ausgebildet werden, wie beispielsweise (a) Sauerstoff-Ausdiffusionswärmebehandlung bei einer hohen Temperatur (> 1100°C) in einer inerten Umgebung für eine Zeitspanne von mindestens ungefähr 4 Stunden, (b) Sauerstoff-Präzipitat-Nukleibildung bei einer niedrigen Temperatur (600-750°C), und (c) Züchten von Sauerstoff-(SiO₂)-Präzipitaten bei einer hohen Temperatur (1000-1150°C), siehe z.B. F. Shimura, Semiconductor Silicon Crystal Technology, Academic Press, Inc., San Diego California (1989) auf den Seiten 361-367 und die darin zitierten Quellenangaben.
Unlängst wurde jedoch in fortgeschrittenen Herstellungsverfahren für elektronische Geräte wie z.B. DRAM-Herstellungsverfahren begonnen, die Verwendung von Hochtemperaturverfahrensschritten zu minimieren. Obwohl einige dieser Verfahren ausreichende Hochtemperaturverfahrensschritte zur Herstellung einer denudierten Zone und ausreichenden Dichte an Präzipitaten in der Hauptschicht beibehalten haben, sind die Toleranzen des Materials zu eng, um daraus ein kommerziell brauchbares Produkt zu machen. Andere gegenwärtige fortgeschrittene Herstellungsverfahren für Elektronikgeräte umfassen überhaupt keine Ausdiffusionsschritte. Aufgrund der Probleme, die mit Sauerstoff-Präzipitaten im aktiven Gerätebereich verbunden sind, müssen daher diese Hersteller von Elektronikgeräten Silizium-Wafer verwenden, die nicht in der Lage sind, unter ihren Verfahrensbedingungen Sauerstoff-Präzipitate irgendwo in dem Wafer ausbilden können. Damit geht jedes IG-Potential verloren.
ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
Zu den Gegenständen der Erfindung gehören deshalb die Bereitstellung eines Verfahrens zur Herstellung eines einkristallinen Silizium-Wafers, der während der Wärme- bzw. Hitzebehandlungszyklen von im Wesentlichen beliebigen Herstellungsverfahren für elektronische Bauteile eine ideale, nicht-gleichmäßige Tiefenverteilung von Sauerstoff-Präzipitaten ausbilden wird; die Bereitstellung eines solchen Verfahrens, wobei im Anschluss an eine Wärmebehandlung zur Ausbildung von Kristallgitterlücken im Wafer ein oxidatives thermisches Tempern (Anneal) durchgeführt werden kann, um das Gitterlückenprofil gezielt zu erzeugen; die Bereitstellung eines solchen Wafers, der optimal und reproduzierbar eine denudierte Zone ausreichender Tiefe und eine ausreichende Dichte an Sauerstoff-Präzipitaten in der Wafer-Hauptschicht (Wafer-Bulk) ausbilden wird; die Bereitstellung eines solchen Wafers, in dem die Ausbildung der denudierten Zone und die Ausbildung der Sauerstoff-Präzipitate in der Wafer-Hauptschicht nicht von den Unterschieden in der Sauerstoff-Konzentration in diesen Bereichen des Wafers abhängt; die Bereitstellung eines solchen Verfahrens, in welchem die Ausbildung der denudierten Zone nicht von der Ausdiffusion von Sauerstoff abhängt; die Bereitstellung eines solchen Wafers, in dem die Dicke der entstehenden denudierten Zone im Wesentlichen unabhängig von den Angaben der IC-Herstellungsverfahrensabfolge ist; und die Bereitstellung eines solchen Wafers, in dem die Ausbildung der denudierten Zone und die Ausbildung der Sauerstoff-Präzipitate in der Hauptschicht des Wafers nicht durch die thermische Vorgeschichte und die Sauerstoff-Konzentration des durch das Czochralski-Verfahren gezüchteten einkristallinen Silizium-Rohlings, aus dem der Silizium-Wafer geschnitten wird, beeinflusst wird.
Kurz gesagt betrifft die vorliegende Erfindung daher ein Verfahren zur Wärmebehandlung eines einkristallinen Silizium-Wafers gemäß Anspruch 1.
Andere Gegenstände und Merkmale dieser Erfindung werden nachstehend teilweise erkennbar und teilweise dargelegt.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
1 ist eine schematische Darstellung des Verfahrens für die Herstellung einer denudierten Zone.
2 ist eine Photographie eines Querschnitts eines Wafers (Probe 4-7), der wie in Beispiel 1 beschrieben verarbeitet wurde.
3 ist eine Photographie eines Querschnitts eines Wafers (Probe 4-8), der der Abfolge der in Beispiel 1 beschriebenen Schritten unterzogen wurde.
4 ist eine Photographie eines Querschnitts eines Wafers (Probe 3-14), der der Abfolge der in Beispiel 1 beschriebenen Schritten unterzogen wurde.
5 ist ein Diagramm des Logarithmus der Platin-Konzentration (Atome/cm³) gegen die Tiefe der Oberfläche eines Wafers (Probe 4-7), der der Abfolge der in Beispiel 1 beschriebenen Schritten unterzogen wurde.
6 ist eine Photographie eines Querschnitts eines Wafers (Probe 3-4), der der Abfolge der in Beispiel 2 dargestellten Schritten unterzogen wurde.
7 ist eine Photographie eines Querschnitts von einem Wafer (Probe 3-5), der der Abfolge der in Beispiel 2 dargestellten Schritten unterzogen wurde.
8 ist eine Photographie eines Querschnitts eines Wafers (Probe 3-6), der der Abfolge der in Beispiel 2 dargestellten Schritten unterzogen wurde.
9 ist eine Photographie eines Querschnitts eines Wafers (Probe 1-8), der der Abfolge der in Beispiel 3 dargestellten Schritten unterzogen wurde.
10 ist eine logarithmische Auftragung der Zahlendichte von Mikrodefekten in der Hauptschicht (Bulk-Mikrodefekte, BMD) gegen den Sauerstoffpartialdruck, der in der Atmosphäre während des schnellen thermischen Temperns (Annealing) von einkristallinen Silizium-Wafern gemäß der vorliegenden Erfindung, wie in Beispiel 4 beschrieben, vorliegt.
11 ist eine unter Vergrößerung aufgenommene Photographie eines Querschnitts von einem Wafer (weißer Hintergrund), der gemäß dem vorliegenden Verfahren in einer nitrierenden Atmosphäre ohne verstärkte Oxidschicht nach einer NEC-1-Behandlung thermisch getempert wurde.
12 ist eine unter stärkerer Vergrößerung als in 11 aufgenommene Photographie eines Ausschnitts des in 11 dargestellten Waferquerschnittes, in der detailliert die erforderliche Abwesenheit einer denudierten Zone gezeigt ist.
13 ist eine unter Vergrößerung aufgenommene Photographie eines Querschnitts eines Wafers (weißer Hintergrund), der gemäß der vorliegenden Erfindung in einer nitrierenden Atmosphäre in Abwesenheit einer verstärkten Oxidschicht thermisch getempert wurde und der anschließend einer thermischen Oxidationsbehandlung unterworfen wurde.
14 zeigt eine noch stärker vergrößerte Photographie als in 13 von einem Teilbereich des in 13 gezeigten Waferquerschnitts, die detailliert das Vorliegen einer denudierten Zone zeigt.
15 ist eine unter Vergrößerung aufgenommene Photographie eines Querschnitts eines Wafers (weißer Hintergrund), der gemäß der vorliegenden Erfindung in einer nitrierenden Atmosphäre ohne verstärkte Oxidschicht thermisch getempert wurde und der anschließend einer thermischen Oxidationsbehandlung auf nur einer Seite des Wafers unterworfen wurde.
16 ist eine unter stärkerer Vergrößerung als in 15 aufgenommene Photographie eines Teilbereichs des in 15 gezeigten Waferquerschnitts, die detailliert die erforderliche Abwesenheit einer denudierten Zone auf der abgeschirmten Seite des Wafers zeigt.
DETAILLIERTE BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORMEN
Ein ideal präzipitierender Wafer, der während eines im Wesentlichen beliebigen Herstellungsverfahrens für elektronische Geräte eine denudierte Zone von ausreichender Tiefe und eine Wafer-Hauptschicht, die eine ausreichende Dichte an Sauerstoff-Präzipitaten für IG-Zwecke enthält, ausbilden wird, kann innerhalb von Minuten unter Verwendung von Mitteln, die allgemein in der Halbleiter-Silizium-Herstellungsindustrie gebräuchlich sind, hergestellt werden. Dieses Verfahren erzeugt ein "Template" im Silizium, das die Art und Weise bestimmt oder "druckt", in der der Sauerstoff während des Herstellungsverfahrens für elektronische Geräte präzipitieren wird.
Das Ausgangsmaterial für den ideal präzipitierenden Wafer ist ein einkristalliner Silizium-Wafer, der aus einem einkristallinen Rohling, der gemäß den herkömmlichen Czochralski-Kristallzüchtungsverfahren gezüchtet wurde, geschnitten wurde. Solche Verfahren sowie Standard-Silizium-Schneide-, Läpp-, Ätz- und Poliertechniken sind z.B. in F. Shimura, Semiconductor Silicon Crystal Technology, Academic Press, 1989, und Silicon Chemical Etching, (J. Grabmaier, Hrsg.) Springer Verlag, New York, 1982 beschrieben (hier durch Bezugnahme miteinbezogen).
Czochralski-gezüchtetes Silizium weist normalerweise eine Sauerstoff-Konzentration im Bereich von ungefähr 5 × 10¹⁷ bis ungefähr 9 × 10¹⁷ Atomen/cm³ auf (ASTM-Standard F-121-83). Da das Sauerstoff-Präzipitierungsverhalten des Wafers von der Sauerstoff-Konzentration im ideal präzipitierenden Wafer im Wesentlichen entkoppelt wird, kann der Ausgangswafer eine Sauerstoff-Konzentration aufweisen, die irgendwo in den Bereich oder sogar außerhalb des Bereichs fällt, der durch das Czochralski-Verfahren erhalten wird.
In Abhängigkeit der Abkühlgeschwindigkeit des einkristallinen Siliziumrohlings von der Temperatur des Schmelzpunktes von Silizium (ungefähr 1410°C) bis einschließlich dem Bereich von ungefähr 750°C bis ungefähr 350°C können sich im einkristallinen Siliziumrohling, aus dem der Wafer zugeschnitten wird, Sauerstoffpräzipitatkeimbildungszentren ausbilden. Die Gegenwart oder Abwesenheit solcher Keimbildungszentren im Ausgangsmaterial ist für die vorliegende Erfindung nicht entscheidend, diese Zentren können jedoch durch Wärmebehandeln des Siliziums bei Temperaturen von nicht mehr als ungefähr 1300°C aufgelöst werden. Bestimmte Wärmebehandlungen wie beispielsweise das Tempern (Annealing) des Siliziums bei einer Temperatur von ungefähr 800°C für ungefähr vier Stunden können diese Zentren stabilisieren, so dass sie bei Temperaturen von nicht mehr als ungefähr 1150°C nicht aufgelöst werden können. Die Nachweisgrenze für Sauerstoff-Präzipitate liegt derzeit bei ungefähr 5 × 10⁶ Präzipitaten/cm³. Die Anwesenheit (oder Dichte) von Sauerstoffpräzipitatkeimbildungszentren kann nicht direkt unter Verwendung von derzeit zur Verfügung stehenden Techniken gemessen werden. Verschiedene Techniken können jedoch eingesetzt werden, um deren Anwesenheit indirekt zu detektieren. Wie vorstehend diskutiert können vorher vorhandene Sauerstoffpräzipitatkeimbildungszentren im Silizium stabilisiert werden und Präzipitate können an diesen Stellen wachsen, indem das Silizium einer Sauerstoffpräzipitatwärmebehandlung unterzogen wird. Die Anwesenheit dieser Keimbildungszentren kann daher indirekt nach einer Sauerstoffpräzipitatwärmebehandlung, z.B. Tempern des Wafers bei einer Temperatur von 800°C für vier Stunden und anschließend bei einer Temperatur von 1000°C für sechzehn Stunden, gemessen werden.
Substitutionaler Kohlenstoff, wenn als Verunreinigung in einkristallinem Silizium vorhanden, besitzt die Fähigkeit, die Bildung von Sauerstoffpräzipitatkeimbildungszentren zu katalysieren. Aus diesem oder anderen Gründen ist es daher bevorzugt, dass das einkristalline Silizium-Ausgangsmaterial eine geringe Konzentration an Kohlenstoff aufweist. Das heißt, das einkristalline Silizium sollte eine Kohlenstoffkonzentration von weniger als ungefähr 5 × 10¹⁶ Atomen/cm³, vorzugsweise weniger als 1 × 10⁶ Atome/cm³, und noch bevorzugter weniger als 5 × 10¹⁵ Atome/cm³ aufweisen.
Bezug nehmend auf 1 besitzt das Ausgangsmaterial für den ideal präzipitierenden Wafer, den einkristallinen Silizium-Wafer 1, eine Vorderseite 3, eine Rückseite 5, und eine imaginäre zentrale Ebene 7 zwischen der Vorder- und Rückseite. Die Begriffe "Vorder-" und "Rück-" werden in diesem Zusammenhang verwendet, um die beiden Hauptoberflächen des Wafers, die im Allgemeinen planar sind, zu unterscheiden; die Vorderseite des Wafers, wie der Begriff hier verwendet wird, ist nicht notwendigerweise die Seite, auf der eine elektronische Einheit anschließend hergestellt wird, noch ist die Rückseite des Wafers, wie der Begriff hier verwendet wird, notwendigerweise die Hauptseite des Wafers, die der Seite gegenüberliegt, auf der das elektronische Bauteil hergestellt wird. Da außerdem Silizium- Wafer normalerweise eine gewisse Gesamtdickenvariation (total thickness variation, TTV), Krümmung und Biegung, aufweisen, kann der Mittelpunkt zwischen jedem Punkt auf der Vorderseite und jedem Punkt auf der Rückseite nicht präzise in eine Ebene fallen; aus praktischen Gründen jedoch sind die TTV, Krümmung und Biegung normalerweise so gering, dass davon ausgegangen werden kann, dass in ziemlich genauer Näherung die Mittelpunkte in eine imaginäre zentrale Ebene fallen, die etwa gleich weit entfernt von der Vorderseite und der Rückseite liegen.
In einem ersten Beispiel wird Wafer 1 in einer sauerstoffhaltigen Atmosphäre in Schritt S₁ wärmebehandelt, um eine Oberflächen-Oxidschicht 9 aufwachsen zu lassen, die den Wafer 1 umschließt. Im Allgemeinen wird die Oxidschicht eine Dicke aufweisen, die größer ist als die native Oxidschicht, die sich auf dem Silizium ausbildet (ungefähr 15 Ångström); vorzugsweise weist die Oxidschicht eine Dicke von mindestens ungefähr 20 Angström (10Å = 1 nm) auf und in einigen Ausführungsformen mindestens ungefähr 25 Ångström oder sogar mindestens ungefähr 30 Ångström. Bislang erhaltene experimentelle Beweise legen jedoch nahe, dass Oxidschichten mit einer Dicke von mehr als ungefähr 30 Ångström, obwohl sie nicht mit dem gewünschten Effekt interferieren, nur wenig dazu beitragen oder überhaupt keine zusätzlichen Vorteile mit sich bringen.
In Schritt S₂ wird der Wafer einem Wärmebehandlungsschritt unterzogen, in welchem die Wafer auf eine erhöhte Temperatur erhitzt werden, um Kristallgitterlücken 13 im Wafer 1 auszubilden und dadurch deren Zahlendichte zu erhöhen. Dieser Wärmebehandlungsschritt wird vorzugsweise in einem schnellen thermischen Temperungsofen (Rapid Thermal Annealer) durchgeführt, in welchem die Wafer schnell auf eine Zieltemperatur erhitzt werden und bei dieser Temperatur für eine relativ kurze Zeitdauer getempert werden. Der Wafer wird im Allgemeinen einer Temperatur von mehr als 1150°C, vorzugsweise mindestens 1175°C, bevorzugter mindestens ungefähr 1200°C und am meisten bevorzugt zwischen ungefähr 1200°C und 1275°C ausgesetzt.
Im ersten Beispiel zur Herstellung einer denudierten Zone wird der Schritt des schnellen thermischen Temperns in Anwesenheit einer nitrierenden Atmosphäre ausgeführt, d.h. eine Atmosphäre, die Stickstoffgas (N₂) oder eine gasförmige stickstoffhaltige Verbindung wie beispielsweise Ammoniak enthält, welche zum Nitrieren einer exponierten Silizium-Oberfläche geeignet ist. Die Atmosphäre kann daher völlig aus Stickstoffgas oder einer gasförmigen Stickstoff-Verbindung bestehen, oder sie kann zusätzlich ein nicht-nitrierendes Gas wie beispielsweise Argon umfassen. Ein Anstieg in der Lückenkonzentration über dem gesamten Wafer wird nahezu, wenn nicht sofort, beim Erreichen der Annealing-Temperatur erzielt. Der Wafer wird im Allgemeinen bei dieser Temperatur für mindestens eine Sekunde gehalten werden, normalerweise für mindestens mehrere Sekunden (z.B. mindestens 3), vorzugsweise für mehrere zehn Sekunden (z.B. 20, 30, 40 oder 50 Sekunden) und, abhängig von den erwünschten Merkmalen des Wafers für eine Zeitspanne, die bis zu ungefähr 60 Sekunden erreichen kann (was nahe dem Limit für kommerziell erhältliche Rapid Thermal Annealer liegt). Der resultierende Wafer wird ein relativ gleichmäßiges Gitterlückenkonzentrations-(Zahlendichte)-Profil im Wafer aufweisen.
Auf Basis der bislang erhaltenen experimentellen Beweise hat die Atmosphäre, in der der Schritt des Rapid Thermal Annealing durchgeführt wird, vorzugsweise nicht mehr als einen relativ geringen Partialdruck von Sauerstoff, Wasserdampf und anderen oxidierenden Gasen; das heißt die Atmosphäre ist völlig frei von oxidierenden Gasen oder weist einen Partialdruck an solchen Gasen auf, der nicht ausreicht, um ausreichende Mengen an Silizium-Eigenzwischengitteratomen, die den Anstieg von Gitterlückenkonzentrationen unterdrücken, zu injizieren. Obwohl die Untergrenze an oxidierender Gaskonzentration bislang nicht genau bestimmt wurde, wurde gezeigt, dass für Sauerstoff-Partialdrücke von 0,01 Atmosphäre (atm.) oder 10.000 Teile je Million Atome (ppma) kein Anstieg in der Lückenkonzentration und kein Effekt beobachtet wird. Es ist daher bevorzugt, dass die Atmosphäre einen Partialdruck an Sauerstoff und anderen oxidierenden Gasen von weniger als 0,01 atm. (10.000 ppma) aufweist; bevorzugter ist der Partialdruck an diesen Gasen in der Atmosphäre nicht höher als ungefähr 0,005 atm. (5.000 ppma), bevorzugter nicht höher als ungefähr 0,002 atm. (2.000 ppma) und am meisten bevorzugt nicht höher als ungefähr 0,001 atm. (1.000 ppma).
Zusätzlich zu der Verursachung der Ausbildung von Kristallgitterfehlstellen bzw. -lücken bewirkt der Schritt des raschen thermischen Temperns die Auflösung von jeglichen instabilen Sauerstoffpräzipitat-Keimbildungszentren, die im Silizium-Ausgangsmaterial vorhanden sind. Diese Keimbildungszentren können z.B. ausgebildet werden während des Wachstums des einkristallinen Siliziumrohlings, aus dem der Wafer geschnitten wurde, oder infolge eines anderen Ereignisses in der thermischen Vorgeschichte des Wafers oder des Rohlings, aus dem der Wafer geschnitten wurde. Die Anwesenheit oder Abwesenheit dieser Keimbildungszentren im Ausgangsmaterial ist deshalb nicht kritisch, vorausgesetzt diese Zentren können während des schnellen thermischen Temperns aufgelöst werden.
Das schnelle thermische Tempern kann in einem beliebigen aus einer Reihe von kommerziell erhältlichen RTA-Öfen (rapid thermal annealing, "RTA") durchgeführt werden, in denen die Wafer durch Reihenanordnungen von Hochenergielampen individuell erhitzt werden. RTA-Öfen können einen Silizium-Wafer schnell erhitzen, z.B. können sie einen Wafer von Raumtemperatur auf 1200°C in wenigen Sekunden erhitzen. Ein solcher kommerziell erhältlicher RTA-Ofen ist das Ofenmodell 610, erhältlich von AG Associates (Mountain View, CA).
Intrinsische Punktdefekte (Lücken und Silizium-Eigenzwischengitterplätze) besitzen die Fähigkeit, durch einkristallines Silizium zu diffundieren, wobei die Diffusionsrate temperatur abhängig ist. Das Konzentrationsprofil der intrinsischen Punktdefekte ist daher eine Funktion des Diffusionsvermögens der intrinsischen Punktdefekte und der Rekombinationsrate als Funktion der Temperatur. Die intrinsischen Punktdefekte sind z.B. relativ mobil bei Temperaturen nahe der Temperatur, bei welcher der Wafer beim schnellen thermischen Tempern getempert wird, während sie für eine beliebige kommerziell angewandte Zeitdauer bei Temperaturen von bis zu etwa 700°C im Wesentlichen immobil sind. Bislang erhaltene experimentelle Daten legen nahe, dass sich bei Temperaturen von weniger als ungefähr 700°C die effektive Diffusionsgeschwindigkeit der Gitterlücken wesentlich verlangsamt, und vielleicht bis 800°C, 900°C oder sogar 1000°C können die Lücken als in beliebigen kommerziell praktikablen Zeitspannen immobil betrachtet werden.
Nach Abschluss von Schritt S₂ wird der Wafer in Schritt S₃ durch den Temperaturenbereich, in dem Kristallgitterlücken im einkristallinen Silizium relativ mobil sind, schnell abgekühlt. In dem Maße, wie die Temperatur des Wafers durch diesen Temperaturbereich vermindert wird, diffundieren die Lücken zur Oxidschicht 9 und werden annihiliert, was zu einer Veränderung im Gitterlückenkonzentrationsprofil führt, wobei das Ausmaß der Veränderung von der Zeitspanne abhängt, bei welcher der Wafer bei einer Temperatur innerhalb dieses Bereichs gehalten wird. Falls der Wafer bei dieser Temperatur in diesem Bereich für eine unbegrenzte Zeitspanne gehalten wird, würde die Gitterlückenkonzentration wiederum im Wesentlichen gleichmäßig über die Wafer-Hauptschicht 11 verteilt sein, wobei die Konzentration einen Gleichgewichtswert darstellen würde, der im Wesentlichen geringer ist als die Konzentration der Kristallgitterlücken unmittelbar nach Abschluss des Wärmebehandlungsschritts. Durch schnelles Kühlen des Wafers kann jedoch eine nichtgleichmäßige Verteilung an Kristallgitterlücken erreicht werden, wobei die maximale Lückenkonzentration bei oder nahe der zentralen Ebene 7 auftreten wird und die Lückenkonzentration in Richtung Vorderseite 3 und Rückseite 5 des Wafers abnimmt. Die durchschnittliche Kühlrate innerhalb dieses Temperaturbereichs liegt im Allgemeinen bei mindestens ungefähr 5°C pro Sekunde und vorzugsweise bei mindestens ungefähr 20°C pro Sekunde. Abhängig von der gewünschten Tiefe der denudierten Zone kann die mittlere Abkühlgeschwindigkeit vorzugsweise mindestens ungefähr 50°C pro Sekunde, noch bevorzugter mindestens ungefähr 100°C pro Sekunde betragen, wobei die Abkühlgeschwindigkeiten im Bereich von ungefähr 100°C bis ungefähr 200°C pro Sekunde derzeit für einige Anwendungen bevorzugt sind. Sobald der Wafer auf eine Temperatur außerhalb des Temperaturbereichs gekühlt wurde, bei dem die Kristallgitterlücken im einkristallinen Silizium relativ mobil sind, scheint die Abkühlgeschwindigkeit die Präzipitierungseigenschaften des Wafers nicht signifikant zu beeinflussen und ist daher im engeren Sinne nicht mehr kritisch. Der Kühlschritt kann üblicherweise in der gleichen Atmosphäre durchgeführt werden, in welcher der Wärmeschritt durchgeführt wird.
In Schritt S₄ wird der Wafer einer Sauerstoff-Präzipitierungswärmebehandlung ausgesetzt. Der Wafer kann beispielsweise bei einer Temperatur von 800°C für vier Stunden und anschließend bei einer Temperatur von 1000°C für sechzehn Stunden getempert werden. Alternativ und bevorzugt wird der Wafer in einen Ofen eingebracht, und zwar bei einer Temperatur von ungefähr 800°C als erster Schritt eines Herstellungsverfahrens für elektronische Bauteile. Beim Einbringen in einen Ofen bei dieser Temperatur wird der vorher schnell thermisch getemperte Wafer getrennte Zonen aufweisen, die sich hinsichtlich der Sauerstoffabscheidung unterschiedlich verhalten. In den gitterlückenreichen Regionen (der Hauptschicht des Wafers) clustert der Sauerstoff schnell, sobald der Wafer in den Ofen eingeführt wird. Sobald die Beladungstemperatur erreicht wird, ist der Clusterprozess abgeschlossen und eine Verteilung an Clustern ist erreicht, die nur von der Anfangskonzentration an Gitterlücken abhängt. In den lückenarmen Regionen (nahe den Waferoberflächen) verhält sich der Wafer wie ein normaler Wafer, der keine vorexistierenden Sauerstoffpräzipitatkeimbildungszentren aufweist, d.h. eine Sauerstoff-Clusterbildung wird nicht beobachtet. Sobald die Temperatur auf über 800°C erhöht wird oder falls die Temperatur konstant bleibt, wachsen die Cluster in der lückenreichen Zone zu Präzipitaten zusammen und werden dabei aufgebraucht, während in der lückenarmen Zone nichts geschieht. Durch Teilen des Wafers in verschiedene Lückenkonzentrationszonen wird effektiv ein Template erzeugt, durch das ein Sauerstoffpräzipitatmuster wiedergegeben wird, welches zu dem Zeitpunkt fixiert wird, an dem der Wafer in den Ofen eingebracht wird.
Wie in 1 dargestellt, ist die resultierende Tiefenverteilung an Sauerstoffpräzipitaten im Wafer charakterisiert durch klare Bereiche an Sauerstoffpräzipitat-freiem Material (denudierte Zonen) 15 und 15', die sich von der Vorderseite 3 und der Rückseite 5 zu einer Tiefe t bzw. t' erstrecken, gekennzeichnet. Zwischen den Sauerstoffpräzipitat-freien Regionen 15 und 15' besteht eine Region 17, die eine im Wesentlichen gleichmäßige Dichte an Sauerstoff-Präzipitaten enthält.
Die Konzentration an Sauerstoff-Präzipitaten in Region 17 ist primär eine Funktion des Wärmeschritts und sekundär eine Funktion der Abkühlgeschwindigkeit. Im Allgemeinen steigt die Konzentration an Sauerstoff-Präzipitaten mit steigender Temperatur und steigenden Temperzeiten im Wärmeschritt, wobei Präzipitatdichten im Bereich von ungefähr 1 × 10⁷ bis ungefähr 5 × 10¹⁰ Präzipitaten/cm³ routinemäßig erhalten werden.
Die Tiefe t, t' von der Vorder- bzw. Rückseite des Sauerstoffpräzipitat-freien Materials (denudierte Zonen) 15 und 15' ist primär eine Funktion der Abkühlgeschwindigkeit durch den Temperaturbereich, bei dem Kristallgitterlücken im Silizium relativ mobil sind. Im Allgemeinen steigt die Tiefe t, t' mit abnehmender Abkühlgeschwindigkeiten, wobei denudierte Zonentiefen von mindestens ungefähr 10, 20, 30, 40, 50, 70 oder sogar 100 μM erreichbar sind. Interessanterweise ist die Tiefe der denudierten Zone im Wesentlichen unabhängig von den Details des Herstellungsverfahrens für elektronische Bauteile und hängt auch nicht von der Ausdiffusion von Sauerstoff, wie es herkömmlich praktiziert wird, ab.
Während die schnellen thermischen Behandlungen, die in dem Verfahren der vorliegenden Erfindung eingesetzt werden, zur Ausdiffusion einer geringen Sauerstoffmenge aus den Oberflächen der Vorder- und Rückseite des Wafers führen können, ist die Menge der Ausdiffusion signifikant geringer als die, die in herkömmlichen Verfahren für die Bildung von denudierten Zonen beobachtet wird. Daher weisen die ideal präzipitierenden Wafer der vorliegenden Erfindung eine im Wesentlichen gleichmäßige Konzentration an interstitiellem Sauerstoff abhängig vom Abstand von der Siliziumoberfläche auf. Vor der Sauerstoffpräzipitationswärmebehandlung hat beispielsweise der Wafer eine im Wesentlichen gleichmäßige Konzentration an interstitiellem Sauerstoff von dem Zentrum des Wafers in die Bereiche des Wafers, die innerhalb von ungefähr 15 μm der Siliziumoberfläche liegen, bevorzugter von dem Zentrum des Siliziums in die Bereiche des Wafers, die innerhalb von ungefähr 10 μm der Siliziumoberfläche liegen, noch bevorzugter von dem Zentrum des Siliziums in die Bereiche des Wafers, die innerhalb von ungefähr 5 μm der Siliziumoberfläche liegen und am meisten bevorzugt von dem Zentrum des Siliziums in die Bereiche des Wafers, die innerhalb von ungefähr 3 μm der Siliziumoberfläche liegen. In diesem Zusammenhang soll eine im Wesentlichen gleichmäßige Sauerstoffkonzentration eine Varianz in der Sauerstoffkonzentration von nicht mehr als ungefähr 50%, vorzugsweise von nicht mehr als 20% und am meisten bevorzugt von nicht mehr als ungefähr 10% bedeuten.
Wärmebehandlungen zur Sauerstoffabscheidung führen typischerweise nicht zu einer wesentlichen Menge an Sauerstoff-Ausdiffusion aus dem wärmebehandelten Wafer. Die Konzentration an interstitiellen Sauerstoffatomen in der denudierten Zone bei Abständen von mehr als einigen Mikrometern von der Waferoberfläche wird sich daher infolge der Präzipitationswärmebehandlung nicht signifikant ändern. Falls beispielsweise die denudierte Zone des Wafers aus der Region des Wafers zwischen der Oberfläche des Siliziums und einem Abstand, D₁ (der mindestens ungefähr 10 μm beträgt) wie von der Vorderseite und in Richtung der zentralen Ebene gemessen, besteht, würde die Sauerstoffkonzentration an einer Stelle innerhalb der denudierten Zone, die sich in einem einer Hälfte von D₁ entsprechenden Abstand von der Siliziumoberfläche befindet, gewöhnlich mindestens ungefähr 75% der Maximalkonzentration der Konzentration an interstitiellem Sauerstoff irgendwo in der denudierten Zone betragen. Für einige Wärmebehandlungen zur Sauerstoffabscheidung wird die interstitielle Sauerstoffkonzentration an dieser Stelle sogar größer sein, d.h. mindestens 85%, 90% oder sogar 95% der maximalen Sauerstoffkonzentration, irgendwo in der denudierten Zone.
In einem zweiten Beispiel wird eine nicht-nitrierende Atmosphäre anstelle der nitrierenden Atmosphäre im Wärme- (rasches thermisches Tempern) und Kühlschritt der ersten Ausführungsform eingesetzt. Geeignete nicht-nitrierende Atmosphären schließen ein: Argon, Helium, Neon, Kohlenstoffdioxid, und andere derart nicht-oxidierende, nicht-nitrierende natürliche Gase und gasförmige Verbindungen, oder Gemische solcher Gase. Die nicht-nitrierende Atmosphäre kann, wie die nitrierende Atmosphäre, einen relativ niedrigen Sauerstoffpartialdruck enthalten, d.h. einen Partialdruck von weniger als 0,01 atm. (10.000 ppma), bevorzugter weniger als 0,005 atm. (5.000 ppma), bevorzugter weniger als 0,002 atm. (2.000 ppma) und am meisten bevorzugt weniger als 0,001 atm. (1.000 ppma).
In einem dritten Beispiel wird Schritt S₁ (der thermische Oxidationsschritt) weggelassen und der Ausgangswafer verfügt über nicht mehr als eine native Oxidschicht. Wenn ein solcher Wafer in einer Stickstoff-Atmosphäre getempert wird, unterscheidet sich jedoch der Effekt von dem, der beobachtet wird, wenn ein Wafer mit einer Oxidschicht, die dicker als eine native Oxidschicht ist ("verstärkte Oxidschicht"), in Stickstoff getempert wird. Wenn der eine verstärkte Oxidschicht enthaltende Wafer in einer Stickstoff-Atmosphäre getempert wird, wird ein im Wesentlichen gleichmäßiger Anstieg in der Lückenkonzentration über den gesamten Wafer in etwa, wenn nicht sogar unmittelbar beim Erreichen der Temper- Temperatur erreicht. Die Lückenkonzentration scheint darüber hinaus in Abhängigkeit von der Temperzeit bei gegebener Tempertemperatur keinen signifikanten Anstieg herbeizuführen. Falls dem Wafer nicht mehr als eine native Oxidschicht aufweist und falls die Vorder und Rückseite des Wafers in Stickstoff getempert werden, wird jedoch der daraus resultierende Wafer ein Gitterlückenkonzentrations-(Zahlendichte)-profil aufweisen, das im Allgemeinen "U-förmig" für einen Querschnitt des Wafers ist, d.h. eine Maximalkonzentration wird bei oder innerhalb mehrerer Mikrometer von der Vorder- und Rückseite auftreten und eine relativ konstante und geringere Konzentration wird über die Wafer-Hauptschicht auftreten, wobei die Minimalkonzentration in der Wafer-Hauptschicht anfangs annähernd der Konzentration entspricht, die für Wafer mit einer verstärkten Oxidschicht erhalten wird. Ein Anstieg in der Temperzeit wird außerdem zu einem Anstieg in der Lückenkonzentration in Wafern führen, die nicht mehr als eine native Oxidschicht aufweisen.
Ferner legen experimentelle Daten nahe, dass dieser Unterschied im Verhalten bei Wafern mit nicht mehr als einer nativen Oxidschicht und Wafern mit einer verstärkten Oxidschicht verhindert werden kann, indem molekularer Sauerstoff oder ein anderes oxidierendes Gas in der Atmosphäre eingebracht wird. Anders ausgedrückt, wenn Wafer mit nicht mehr als einer nativen Oxidschicht in einer Stickstoff-Atmosphäre enthaltend einen niedrigen Sauerstoffpartialdruck getempert werden, verhält sich der Wafer genauso wie ein Wafer mit einer verstärkten Oxidschicht. Ohne an eine bestimmte Theorie gebunden zu sein scheint es, dass oberflächliche Oxidschichten, die dicker sind als eine native Oxidschicht, als Abschirmung dienen, welche die Nitridierung des Siliziums inhibiert. Diese Oxidschicht kann daher auf dem Ausgangswafer vorhanden sein oder in situ durch Aufwachsen einer verstärkten Oxidschicht während des Temperschrittes gebildet werden.
Gemäß der vorliegenden Erfindung enthält daher die Atmosphäre während des schnellen thermischen Temperschrittes vorzugsweise einen Partialdruck von mindestens ungefähr 0,0001 atm. (100 ppma), bevorzugter einen Partialdruck von mindestens ungefähr 0,0002 atm. (200 ppma). Aus den vorstehend diskutierten Gründen liegt der Sauerstoffpartialdruck jedoch vorzugsweise nicht über 0,01 atm. (10.000 ppma), und beträgt bevorzugter weniger als 0,005 atm. (5.000 ppma), noch bevorzugter weniger als 0,002 atm. (2.000 ppma) und am meisten bevorzugt weniger als 0,001 atm. (1.000 ppma).
Gemäß der vorliegenden Erfindung kann der Silizium-Wafer, als Alternative zur Nutzung einer Atmosphäre mit einem Sauerstoffpartialdruck, einfach einer schnellen thermischen Temperbehandlung in einer Sauerstoff-Atmosphäre unterzogen werden, nachdem das Tempern in einer Stickstoff-Atmosphäre oder einer neutralen Atmosphäre gemäß Schritt S₂ abgeschlossen wurde. Der Sauerstoff-Temperschritt wird durchgeführt, solange der Wafer noch heiß ist, nachdem der anfängliche thermische Temperschritt abgeschlossen wurde.
Ohne an eine besondere Theorie gebunden zu sein, wird angenommen, dass das Sauerstoff-Tempern zur Oxidation der Silizium-Oberfläche führt und daher einen nach innen gerichteten Fluss von Silizium-Eigenzwischengitteratomen erzeugt. Dieser nach innen gerichtete Fluss von Eigenzwischengitteratomen hat den Effekt der graduellen Veränderung des Lückenkonzentrationsprofils, indem das Auftreten von Rekombinationen beginnend an der Oberfläche und dann nach innen bewegend verursacht wird. Ein Bereich von niedriger Lückenkonzentration kann daher erzeugt werden, welche nach einer Wärmebehandlung für eine Sauerstoffabscheidung zu einer denudierten Zone mit einer Tiefe führt, welche für den besonderen Endgebrauch des Gerätes, das aus dem Silizium-Wafer hergestellt werden soll, optimiert ist.
Für Silizium-Wafer mit der Maximalkonzentration an Gitterlücken innerhalb der Hauptschicht 17 des Silizium-Wafers kann die Tiefe t und t' der Regionen 15 bzw. 15' durch Steuerung der Geschwindigkeit, mit der eine Oxidation der Oberflächen auftritt, selektiv erhöht werden. Die Oxidationsgeschwindigkeit ist wiederum abhängig von einer Anzahl an Faktoren, wie beispielsweise der atmosphärischen Bedingungen, Temperatur und Dauer dieses Oxidationsschrittes. Die Oxidationsgeschwindigkeit wird beispielsweise steigen, sobald die Konzentration an Sauerstoff in der Atmosphäre ansteigt, wobei die Geschwindigkeit am höchsten ist, wenn pyrogener Dampf eingesetzt wird.
Es ist zu bemerken, dass die genauen Bedingungen für die oxidative Behandlung durch Einstellen der Temperatur, Dauer des Temperns und atmosphärischen Bedingungen (d.h. die Zusammensetzung der Atmosphäre sowie des Sauerstoffpartialdrucks) empirisch ermittelt werden können, um die Tiefe t und/oder t' zu optimieren. Falls jedoch etwas anderes als reiner Sauerstoff oder pyrogener Dampf in dem vorliegenden Verfahren eingesetzt wird, wird der Sauerstoffpartialdruck in der Atmosphäre bevorzugt mindestens ungefähr 0,0001 (100 ppma), und bevorzugter mindestens ungefähr 0,0002 (200 ppma) betragen. Diesbezüglich wird bemerkt, dass die Beschränkungen für den Sauerstoffgehalt oder -partialdruck für den thermischen Temperschritt S₂ nicht für diesen optionalen Schritt des Verfahrens anwendbar ist. Falls die Maximalkonzentration an Gitterlücken für die Region 17 im Wesentlichen beibehalten werden soll, ist außerdem die Temperatur bei dieser oxidativen Behandlung vorzugsweise mehr als ungefähr 1150°C. Bevorzugter entspricht die Temperatur mindestens ungefähr der Temperatur, die während der thermischen Behandlung von Schritt S₂ eingesetzt wird. Ohne an irgendeiner besonderen Theorie festzuhalten, wird angenommen, dass die Maximalkonzentration an Lücken in der Region 17 aufgrund der direkten Rekombination von Lücken und Eigenzwischengitteratomen tatsächlich abnimmt, falls die Temperatur geringer ist als die, die während der thermischen Behandlung eingesetzt wird.
Sobald die oxidative Behandlung abgeschlossen wurde, wird der Wafer, wie im vorstehenden Schritt S₃ durch den Temperaturenbereich, in dem Kristallgitterlücken im einkristallinen Silizium relativ mobil sind, rasch abgekühlt. Durch rasches Abkühlen des Wafers wird das Lückenkonzentrationsprofil innerhalb der Siliziummatrix effektiv "eingefroren", wodurch eine nicht-gleichmäßige Verteilung an Kristallgitterlücken aufgebaut wird. Es ist daher wünschenswert innerhalb dieses Temperaturenbereichs bei einer mittleren Geschwindigkeit von mindestens ungefähr 5°C pro Sekunde abzukühlen, um einen Verlust oder eine Auslöschung des aufgebauten Gitterlückenkonzentrationsprofils zu verhindern. Vorzugsweise ist die Kühlrate jedoch mindestens ungefähr 20°C pro Sekunde. Es ist zu bemerken, dass sobald die Abkühlgeschwindigkeit geändert wird, das resultierende Profil weiter modifiziert werden kann. Abhängig vom gewünschten Profil, das erhalten werden soll, kann die mittlere Abkühlgeschwindigkeit entsprechend mindestens ungefähr 50°C pro Sekunde, ungefähr 100°C pro Sekunde oder bis zu ungefähr 200°C pro Sekunde oder mehr betragen.
Sobald der Wafer auf eine Temperatur außerhalb des Temperaturenbereichs, in dem Kristallgitterlücken im einkristallinen Silizium relativ mobil sind, abgekühlt wird, scheint die Abkühlgeschwindigkeit die abscheidenden Eigenschaften des Wafers nicht signifikant zu beeinflussen und scheint daher nicht besonders kritisch zu sein. Üblicherweise kann der Kühlschritt in der gleichen Atmosphäre durchgeführt werden, in welcher der Wärmeschritt durchgeführt wird.
Diese separate oxidative Behandlung ist eine akzeptable Alternative zur Steuerung des Gitterlückenkonzentrationsprofils mittels Einstellung der Abkühlgeschwindigkeit wie vorstehend im Detail beschrieben. Wenn diese oxidative Behandlung durchgeführt wird, kann dementsprechend die Abkühlgeschwindigkeit von Schritt S₄ größer sein als diejenige, die hier beschrieben ist. Ferner ist zu bemerken, dass diese oxidative Behandlung bevorzugt wird, wenn die gewünschte Tiefe von t oder t' mehr als ein paar Dutzend Mikrometer, mehrere Dutzend Mikrometer oder mehr beträgt.
Es ist außerdem zu bemerken, dass durch die oxidative Behandlung gebotene Flexibilität ermöglicht wird, diesen Ansatz auf einem Wafer mit einem Gitterlückenkonzentrations-(Zahlendichte)-profil, welches im Allgemeinen "U-förmig" ist, erfolgreich durchzuführen. Insbesondere wird, wie vorstehend angemerkt, der so erhaltene Wafer ein Gitterlückenprofil aufweisen, welches im Allgemeinen "U-förmig" ist, falls ein Wafer mit nur einer nativen Oxidschicht auf der Waferoberfläche dem thermischen Temperschritt S₂ in einer nitrierenden Atmosphäre unterzogen wird. Indem ein solcher Wafer dieser oxidativen Temperbehandlung unterzogen wird, kann das Gitterlückenkonzentrationsprofil verändert werden, wobei die Einwirkungsbedingungen selektiv bestimmt werden, um ein gewünschtes Gitterlückenprofil zu erzeugen, welches mit der vorliegenden Erfindung übereinstimmt.
In anderen Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung kann die Vorder- und Rückseite des Wafers unterschiedlichen Atmosphären ausgesetzt werden, wobei jede von ihnen ein oder mehrere nitrierende oder nicht-nitrierende Gase enthalten kann. Die Rückseite des Wafers kann beispielsweise einer nitrierenden Atmosphäre ausgesetzt sein, während die Vorderseite einer nicht-nitrierenden Atmosphäre ausgesetzt wird. Alternativ können mehrere Wafer (z.B. 2, 3 oder mehr Wafer) gleichzeitig getempert werden, solange sie in einer sich gegenüberstehenden Anordnung gestapelt werden. Wenn sie auf diese Art und Weise getempert werden, werden die Flächen, die sich gegenüberstehen, während des Temperns mechanisch von der Atmosphäre abgeschirmt. Alternativ dazu und in Abhängigkeit von der Atmosphäre, die während des schnellen thermischen Temperschrittes und des gewünschten Sauerstoffabscheidungsprofils des Wafers eingesetzt wird, kann die Oxidschicht nur auf der Seite des Wafers ausgebildet werden, auf der die denudierte Zone gewünscht ist, z.B. die Vorderseite 3 des Wafers (siehe 1). Ein derartiges Abschirmen einer der Seiten eines Silizium-Wafers führt zu einem Wafer, der eine asymmetrische Verteilung an Gitterlücken umfasst. Es kann daher ein Wafer erhalten werden, der eine denudierte Zone auf nur einer Seite aufweist oder eine im Vergleich zur anderen Seite tiefere denudierte Zone auf einer Seite aufweist.
Das Ausgangsmaterial für das Verfahren der vorliegenden Erfindung kann ein polierter Silizium-Wafer sein oder alternativ ein Silizium-Wafer, der geläppt und geätzt, aber nicht poliert wurde. Der Wafer kann zusätzlich Gitterlücken- oder Eigenzwischengitteratom-Punktdefekte als vorherrschende intrinsische Punktdefekte aufweisen. Der Wafer kann beispielsweise vom Zentrum zum Rand Gitterlücken-dominiert sein, vom Zentrum zum Rand Eigenzwischengitteratom-(Selbsteinlagerungsstellen-) dominiert oder er kann einen zentralen Kern an Gitterlücken dominiertem Material enthalten, welches von einem axial symmetrischen Ring an Eigenzwischengitteratom-dominiertem Material umgeben ist.
Falls eine epitaktische Schicht auf einen ideal präzipitierten Wafer abgeschieden werden soll, kann das Verfahren der vorliegenden Erfindung entweder vor oder nach der epitaktischen Abscheidung durchgeführt werden. Falls sie vorher durchgeführt wird, kann es wünschenswert sein, die Sauerstoffpräzipitatkeimbildungszentren im Wafer nach dem Verfahren der vorliegenden Erfindung und vor der epitaktischen Abscheidung zu stabilisieren. Falls sie nachher durchgeführt wird, so kann es erwünscht sein, das Verfahren der vorliegenden Erfindung im Epitaxialreaktor unmittelbar nach der epitaktischen Abscheidung durchzuführen, vorausgesetzt, dass die Abkühlgeschwindigkeiten, die bei dem Verfahren der vorliegenden Erfindung benötigt werden, erreicht werden können.
Die Messung der Kristallgitterlücken in einkristallinem Silizium kann durch Platindiffusionsanalyse durchgeführt werden. Das Platin wird im Allgemeinen auf den Proben abgeschieden und in eine horizontale Fläche diffundiert, wobei die Diffusionszeit und Temperatur vorzugsweise so ausgewählt wird, dass der Frank-Turnbull-Mechanismus die Platindiffusion dominiert, die aber ausreichend ist, um den Gleichgewichtszustand am Gitterlücken-Dekor durch Platinatome zu erreichen. Für Wafer mit Gitterlückenkonzentrationen, die für die vorliegende Erfindung typisch sind, kann eine Diffusionszeit und Temperatur von 730°C für 20 Minuten verwendet werden, obwohl ein genaueres Tracking bei einer niedrigeren Temperatur, z.B. ungefähr 680°C erreichbar scheint. Zur Minimierung eines möglichen Einflusses durch Silizidierungsprozesse führt außerdem das Platinabscheidungsverfahren vorzugsweise zu einer Oberflächenkonzentration von weniger als einer Monoschicht. Platindiffusionstechniken sind an anderer Stelle beschrieben, zum Beispiel bei Jacob et al., J. Appl. Phys., Band 82, Seite 182 (1997); Zimmermann und Ryssel, "The Modeling of Platinum Diffusion In Silicon Under Non-Equilibrium Conditions", J. Electrochemical Society, Band 139, Seite 256 (1992); Zimmermann, Goesele, Seilenthal und Eichiner, "Vacancy Concentration Wafer Mapping In Silicon", Journal of Crystal Growth, Band 129, Seite 582 (1993); Zimmermann und Falster, "Investigation Of The Nucleation of Oxygen Precipitates in Czochralski Silicon At An Early Stage", Appl. Ph Lett., Band 60, Seite 3250 (1992); und Zimmermann und Ryssel, Appl. Phys. A, Band 55, Seite 121 (1992).
Beispiele 1 bis 5 veranschaulichen ein ideales Sauerstoff-Präzipitierungsverfahren.
BEISPIEL 1
Silizium-Einkristalle wurden durch das Czochralski-Verfahren gezogen, geschnitten und poliert, um Silizium-Wafer zu bilden. Diese Wafer wurden anschließend einem Oberflächenoxidationsschritt (S₁), einem schnellen thermischen Temperschritt in Stickstoff oder Argon unterzogen (S₂), schnell abgekühlt (S₃) und einem Sauerstoffstabilisierungs- und wachstumsschritt (S₄) unter den in Tabelle I dargelegten Bedingungen unterzogen. Die anfängliche Sauerstoffkonzentration der Wafer (O_i) vor den Schritten S₁-S₄, die Sauerstoffpräzipitatdichte in der Hauptschicht der Wafer nach Schritt S₄ (OPD), und die Tiefe der denudierten Zone nach Schritt S₄ (DZ) sind ebenso in Tabelle I angegeben. TABELLE I
Die 2, 3 und 4 zeigen Querschnitte der resultierenden Wafer (diese Abbildungen sind Vergrößerungen von Photographien, die mit einer 200-fachen Vergrößerung aufgenommen wurden); Probe 4-7 wird in 2 gezeigt, Probe 4-8 wird in 3 gezeigt und Probe 3-14 wird in 4 gezeigt.
Die Konzentration an Kristallgitterlücken in Beispiel 4-7 wurde zusätzlich unter Verwendung einer Platindiffusionstechnik abgebildet. Eine graphische Auftragung der Platinkonzentration gegen die Tiefe der Waferoberfläche (eine Tiefe von 0 Mikrometer entspricht der Vorderseite des Wafers) ist in 5 gezeigt.
BEISPIEL 2
Um darzustellen, dass das ideale Sauerstoffpräzipitationsverfahren von der Sauerstoffkonzentration für Czochralski-gezogene Silizium-Wafer relativ unabhängig ist, wurden drei Wafer mit unterschiedlichen Sauerstoffkonzentrationen der gleichen Schrittfolge, die in Beispiel 1 beschrieben ist, unterzogen. Die Bedingungen für jeden dieser Schritte, die anfängliche Sauerstoffkonzentration der Wafer (O_i) vor den Schritten S₁-S₄, die Sauerstoff-Präzipitatdichte (OPD) in der Hauptschicht der Wafer nach Schritt S₄ und die Tiefe der denudierten Zone (DZ, denuded zone) nach Schritt S₄, wie von der Oberfläche des Wafers gemessen, sind in Tabelle II angegeben. Die 6, 7 und 8 zeigen Querschnitte der resultierenden Wafer (diese Abbildungen sind Vergrößerungen von Photographien, die bei einer 200-fachen Vergrößerung aufgenommen wurden; Probe 3-4 wird in 6 gezeigt, Probe 3-5 wird in 7 gezeigt und Probe 3-6 wird in 8 gezeigt. TABELLE II
BEISPIEL 3
Um zu zeigen, dass das ideale Sauerstoff-Präzipitationsverfahren relativ unabhängig von den Bedingungen war, die für den Sauerstoffpräzipitat-Stabilisierungs- und Wachstumsschritt (S₄) verwendet wurden, wurde ein Wafer (Probe 1-8) mit der gleichen anfänglichen Sauerstoffkonzentration der gleichen Folge von Schritten, die in Beispiel 2 für die Probe 3-4 beschrieben ist, unterzogen, mit der Ausnahme dass ein proprietäres kommerzielles 16Mb DRAM-Verfahren als Sauerstoffpräzipitat-Stabilisierungs- und Wachstumsschritt (S₄) eingesetzt wurde. 9 zeigt einen Querschnitt des resultierenden Wafers (diese Abbildung ist eine Vergrößerung einer Photographie, die bei einer 200-fachen Vergrößerung aufgenommen wurde). Nach Schritt S₄ hatten die Proben 1-8 und 3-4 vergleichbare Sauerstoffpräzipitatdichten in der Hauptschicht (7 × 10¹⁰/cm³ für Probe 1-8 gegenüber 4 × 10¹⁰/cm³ für Probe 3-4) und vergleichbare denudierte Zonentiefen (annähernd 40 Mikrometer).
BEISPIEL 4
Dieses Beispiel zeigt den Trend, der in der Dichte von Bulk-Mikrodefekten (BMD) beobachtet werden kann, d.h. die Dichte an Sauerstoff-Präzipitaten und die Tiefe der denudierten Zone (DZ), die von einem Anstieg der Sauerstoffkonzentration in der Atmosphäre während der Wärmebehandlung herrühren. Drei unterschiedliche Wafersätze wurden dem schnellen thermischen Tempern unter variierenden Verfahrensbedingungen unterzogen. Die Wafer in Satz A wurden bei 1200°C für 30 Sekunden in einer Stickstoff-Atmosphäre getempert, die Wafer in Satz B wurden unter den gleichen Bedingungen für 20 Sekunden getempert und die Wafer in Satz C wurden bei 1200°C für 30 Sekunden in einer Argon-Atmosphäre getempert. Ein vorgeschalteter Oxidationsschritt wurde bei keinem der Wafer in den drei Sätzen dieses Beispiels durchgeführt.
Wie nachstehend in Tabelle III gezeigt, wurde der Sauerstoffpartialdruck für jeden Wafer innerhalb eines festgelegten Satzes erhöht. Sobald das Tempern abgeschlossen war, wurde die BMD-Dichte und die DZ-Tiefe für jeden Wafer durch in der Technik bekannte Standardmethoden bestimmt. Die Ergebnisse sind in nachstehender Tabelle III dargestellt. Tabelle III

ND = nicht ermittelt

Die vorstehenden Daten zeigen, dass bei Ansteigen der Sauerstoffpartialdruck in der Atmosphäre, die Zahlendichte der Bulk-Mikrodefekte abnimmt. Wenn der Sauerstoffpartialdruck 10.000 ppma erreicht, ist außerdem die Zahlendichte an Bulk-Mikrodefekten nicht unterscheidbar von der Zahlendichte an Bulk-Mikrodefekten, die in Wafern beobachtet wird, die einer Sauerstoffpräzipitationswärmebehandlung ohne ein vorgeschaltetes schnelles thermisches Tempern gemäß der vorliegenden Erfindung unterzogen wurden.
BEISPIEL 5
Oxidative thermische Temperbehandlung
Silizium-Wafer, die aus einkristallinen Silizium-Rohlinge erhalten wurden, die gemäß dem Czochralski-Verfahren gezüchtet wurden, und die nur eine native Oxidschicht aufweisen, wurden einem schnellen thermischen Temperschritt (S₂) unterzogen. Die jeweiligen Wafer wurden in einem Rapid Thermal Annealer in einer ammoniakhaltigen Atmosphäre bei ungefähr 1180°C für ungefähr 3 Minuten getempert und anschließend rasch abgekühlt (S₃). Nun auf die 11 und 12 Bezug nehmend kann beobachtet werden, dass nach einem Sauerstoff-Stabilisierungs- und Wachstumsschritt (S₄) und einer NEC-1-Behandlung solche Verfahrensbedingungen einen Silizium-Wafer im Wesentlichen ohne denudierte Zone und einer Bulk-Sauerstoffpräzipitatdichte (OPD), die größer als ungefähr 1 × 10¹⁰ Atome/cm³ ist, erzeugen.
Im Gegensatz zum Wafer aus den 11 und 12 kann eine denudierte Zone ausgebildet werden, falls nach Abschluss des Kühlens (S₃) und vor Schritt S₄ der Wafer einem oxidativen thermischen Temperschritt unterworfen wird. Bezugnehmend nun auf die 13 und 14 wurde die Oberfläche eines Wafers leicht geätzt, nachdem das Kühlen abgeschlossen wurde, um eine ggf. vorhandene Nitrid-Schicht zu entfernen. Der Wafer wurde anschließend auf ungefähr 1180°C für ungefähr 3 Minuten in einer sauerstoffhaltigen Umgebung mit einer Sauerstoffkonzentration in diesem Beispiel von ungefähr 100% in einem Rapid Thermal Annealer erwärmt. Es kann beobachtet werden, dass nach einem Sauerstoff-Stabilisierungs- und Wachstumsschritt (S₄) und einer NEC-1-Behandlung solche Verfahrensbedingungen einen Silizium-Wafer mit einer denudierten Zonentiefe von ungefähr 60 Mikrometern und einer Bulk-Sauerstoffpräzipitatdichte (OPD), die größer als ungefähr 1 × 10¹⁰ Atome/cm³ ist, erzeugen.
Bezugnehmend nun auf die 15 und 16 kann beobachtet werden, dass der oxidative thermische Temperschritt auf nur einer Seite des Silizium-Wafers durchgeführt werden kann. Eine einseitige Behandlung wird erreicht, indem die Seite des Wafers, die nicht behandelt werden soll, abgeschirmt wird. Der in den 15 und 16 gezeigte Wafer wurde auf die gleiche Art und Weise wie der in den 13 und 14 dargestellte Wafer behandelt, mit der Ausnahme, dass eine Seite des Wafers abgeschirmt wurde, indem zuerst eine Silizium-Nitrid-Beschichtung unter Anwendung des Verfahrens zur chemischen Abscheidung in der Dampfphase (CVD-Verfahren) bei niedriger Temperatur ausgebildet wird. Es kann beobachtet werden, dass nach einem Sauerstoffstabilisierungs- und Wachstumsschritt (S₄) und einer NEC-1-Behandlung der dadurch erhaltene Wafer eine denudierte Zonentiefe von ungefähr 60 μm auf der Seite aufweist, die nicht abgeschirmt wurde (Vorderseite), während die abgeschirmte Seite (Rückseite) des Wafers im Wesentlichen keine denudierte Zone aufwies. Die Bulk-Sauerstoffpräzipitatdichte (OPD) des Wafers betrug mehr als ungefähr 1 × 10¹⁰ Atome/cm³.
Es sei anzumerken, dass ein Oberflächen-Ätzen des Wafers zur Entfernung einer vorhandenen Nitridschicht nicht notwendig ist, um die Ergebnisse des vorliegenden Verfahrens zu erhalten. Es ist eher so, dass das Oberflächen-Ätzen optional ist und dementsprechend nicht als beschränkend anzusehen ist.
Es sei außerdem anzumerken, dass angesichts Beispiel 5 eine denudierte Zone effektiv ausgebildet werden kann, indem der Wafer bei Anwesenheit einer oxidierenden Atmosphäre thermisch getempert wird. Eine durch andere vorliegend offenbarte Beispiele gebildete denudierte Zone kann zusätzlich durch diese thermische Oxidationsbehandlung weiter modifiziert werden. Zum Beispiel kann die Tiefe der denudierten Zonen der Proben 4-7 und 4-8 (Beispiel 1) kann zum Beispiel erhöht werden, indem die Proben vor der Sauerstoffabscheidungswärmebehandlung von Schritt S₄ dieser thermischen Oxidationsbehandlung unterzogen werden. Ebenso kann für Probe 3-14 (Beispiel 1) eine denudierte Zone gebildet werden, indem der Wafer dieser thermischen Oxidationsbehandlung unterzogen wird.

Claims

Verfahren zur Wärmebehandlung eines einkristallinen Siliziumwafers zur Beeinflussung des Präzipitierungsverhaltens von Sauerstoff in dem Wafer in einem nachfolgenden thermischen Verarbeitungsschritt, wobei der Siliziumwafer eine Vorderseite, eine Rückseite, eine zentrale Ebene zwischen der Vorder- und Rückseite, eine Oberflächenschicht, die den Bereich des Wafers zwischen der Vorderseite und einem Abstand D, gemessen von der Vorderseite in Richtung der zentralen Ebene, umfasst, sowie eine Hauptschicht, welche den Bereich des Wafers zwischen der zentralen Ebene und der Oberflächenschicht umfasst, aufweist, wobei das Verfahren die Schritte umfasst: Schnelles thermisches Tempern (Annealing) des Wafers bei einer Temperatur von mehr als 1150°C in einer nitrierenden Atmosphäre oder einer neutralen Atmosphäre und in Abwesenheit von oxidierenden Gasen zur Ausbildung von Kristallgitterlücken in der Oberflächenschicht und der Hauptschicht des Wafers, anschließend thermisches Tempern ohne Kühlen des schnell thermisch getemperten Wafers bei einer Temperatur von mehr als 1150°C in einer Atmosphäre mit einem Sauerstoffpartialdruck von mindestens 100 ppma, um einen nach innen gerichteten Fluss von Silizium-Eigenzwischengitteratomen zu erzeugen und um die Konzentration an Lücken in der Oberflächenschicht zu reduzieren; und anschließend Steuern der Abkühlgeschwindigkeit des getemperten Wafers auf mindestens 5°C/s, um einen Wafer zu erzeugen, der ein Gitterlückenkonzentrationsprofil aufweist, in welchem die Maximaldichte bei oder nahe bei der zentralen Ebene liegt, mit im Allgemeinen abnehmender Konzentration in Richtung der Vorderseite des Wafers, und wobei der Unterschied in der Gitterlückenkonzentration in der Oberflächen- und der Hauptschicht derart ist, dass eine thermische Behandlung des Wafers bei einer Temperatur oberhalb von 750°C die Ausbildung einer denudierten Zone in der Oberflächenschicht und von Sauerstoffclustern oder Präzipitaten in der Hauptschicht ermöglicht, wobei die Konzentration der Sauerstoffcluster oder Präzipitate in der Hauptschicht in erster Linie von der Konzentration der Gitterlücken abhängig ist.
Verfahren nach Anspruch 1, wobei das schnelle thermische Tempern zur Ausbildung von Kristallgitterlücken durch Erwärmen des Wafers auf mindestens 1175°C für eine Zeitspanne von weniger als 60 Sekunden erreicht wird.
Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, wobei der Wafer in einer nitrierenden Atmosphäre zur Ausbildung von Kristallgitterlücken schnell thermisch getempert wird.
Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, wobei der Wafer in einer nicht-nitrierenden Atmosphäre ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Argon, Helium, Neon, Kohlenstoffdioxid oder Kombinationen davon zur Ausbildung von Kristallgitterlücken schnell thermisch getempert wird.
Verfahren nach Anspruch 4, wobei die nicht-nitrierende Atmosphäre aus Argon, Helium oder einem Gemisch davon besteht.
Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, wobei eine Oxidschicht auf der Vorderseite des Wafers aufwachsen gelassen wird, indem der Wafer in Gegenwart einer sauerstoffhaltigen Atmosphäre vor der Wärmebehandlung zur Ausbildung von Kristallgitterlücken erwärmt wird.
Verfahren nach Anspruch 6, wobei der Wafer in einer nitrierenden Atmosphäre zur Ausbildung von Kristallgitterlücken wärmebehandelt wird.
Verfahren nach Anspruch 6, wobei der Wafer in einer nicht-nitrierenden Atmosphäre ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Argon, Helium, Neon, Kohlenstoffdioxid oder Kombinationen davon zur Ausbildung von Kristallgitterlücken wärmebehandelt wird.
Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, wobei die Temperatur für das thermische Tempern ungefähr der Temperatur für die Wärmebehandlung entspricht.
Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, wobei die Atmosphäre für das thermische Tempern einen Sauerstoffpartialdruck von mindestens 200 ppma aufweist.
Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, wobei der getemperte Wafer mit einer Geschwindigkeit von mindestens 20°C/Sekunde durch den Temperaturbereich, in dem Kristallgitterlücken in Silizium beweglich sind, gekühlt wird.
Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, wobei der getemperte Wafer mit einer Geschwindigkeit von mindestens 50°C/Sekunde durch den Temperaturbereich, in dem Kristallgitterlücken in Silizium beweglich sind, gekühlt wird.
Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, wobei der wärmebehandelte Wafer mit einer Geschwindigkeit von mindestens 100°C/Sekunde durch den Temperaturbereich, in dem Kristallgitterlücken in Silizium beweglich sind, gekühlt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 13, wobei die Oberfläche des Wafers während der thermischen Temperbehandlung oxidiert wird.
Verfahren nach Anspruch 14, wobei die Oberfläche des wärmebehandelten Wafers durch Erwärmen des Wafers in Gegenwart von pyrogenem Dampf oxidiert wird.
Verfahren nach Anspruch 1, ferner umfassend den Schritt des Enthüllens des Gitterlückenkonzentrationsprofils, indem der getemperte Wafer einer Sauerstoffpräzipitationswärmebehandlung bei einer Temperatur von mehr als 750°C unterzogen wird, um die Ausbildung von Sauerstoffclustern oder Präzipitaten in der Hauptschicht herbeizuführen, wobei die Konzentration der Sauerstoffcluster oder Präzipitate in der Hauptschicht von der Gitterlückenkonzentration abhängig ist.
Verfahren nach Anspruch 16, wobei die Sauerstoffpräzipitationswärmebehandlung darin besteht, den Wafer bei einer Temperatur von 800°C für vier Stunden thermisch zu tempern und anschließend den Wafer bei einer Temperatur von 1000°C für 16 Stunden thermisch zu tempern.