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HINTERGRUND
DER ERFINDUNG
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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ZUSAMMENFASSUNG
DER ERFINDUNG
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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.
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Kurz
gesagt betrifft die vorliegende Erfindung daher ein Verfahren zur
Wärmebehandlung
eines einkristallinen Silizium-Wafers gemäß Anspruch 1.
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Andere
Gegenstände
und Merkmale dieser Erfindung werden nachstehend teilweise erkennbar
und teilweise dargelegt.
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KURZE BESCHREIBUNG
DER ZEICHNUNGEN
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1 ist
eine schematische Darstellung des Verfahrens für die Herstellung einer denudierten
Zone.
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2 ist
eine Photographie eines Querschnitts eines Wafers (Probe 4-7), der
wie in Beispiel 1 beschrieben verarbeitet wurde.
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3 ist
eine Photographie eines Querschnitts eines Wafers (Probe 4-8), der
der Abfolge der in Beispiel 1 beschriebenen Schritten unterzogen
wurde.
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4 ist
eine Photographie eines Querschnitts eines Wafers (Probe 3-14),
der der Abfolge der in Beispiel 1 beschriebenen Schritten unterzogen
wurde.
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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.
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6 ist
eine Photographie eines Querschnitts eines Wafers (Probe 3-4), der
der Abfolge der in Beispiel 2 dargestellten Schritten unterzogen
wurde.
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7 ist
eine Photographie eines Querschnitts von einem Wafer (Probe 3-5),
der der Abfolge der in Beispiel 2 dargestellten Schritten unterzogen
wurde.
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8 ist
eine Photographie eines Querschnitts eines Wafers (Probe 3-6), der
der Abfolge der in Beispiel 2 dargestellten Schritten unterzogen
wurde.
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9 ist
eine Photographie eines Querschnitts eines Wafers (Probe 1-8), der
der Abfolge der in Beispiel 3 dargestellten Schritten unterzogen
wurde.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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DETAILLIERTE
BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORMEN
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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.
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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).
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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).
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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.
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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).
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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).
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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.
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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.
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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).
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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).
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Beispiele 1 bis 5 veranschaulichen
ein ideales Sauerstoff-Präzipitierungsverfahren.
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BEISPIEL 1
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Silizium-Einkristalle
wurden durch das Czochralski-Verfahren gezogen, geschnitten und
poliert, um Silizium-Wafer zu bilden. Diese Wafer wurden anschließend einem
Oberflächenoxidationsschritt
(S
1), einem schnellen thermischen Temperschritt
in Stickstoff oder Argon unterzogen (S
2),
schnell abgekühlt
(S
3) und einem Sauerstoffstabilisierungs-
und wachstumsschritt (S
4) unter den in Tabelle
I dargelegten Bedingungen unterzogen. Die anfängliche Sauerstoffkonzentration
der Wafer (O
i) vor den Schritten S
1-S
4, die Sauerstoffpräzipitatdichte
in der Hauptschicht der Wafer nach Schritt S
4 (OPD),
und die Tiefe der denudierten Zone nach Schritt S
4 (DZ)
sind ebenso in Tabelle I angegeben. TABELLE
I
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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.
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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.
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BEISPIEL 2
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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 S
1-S
4, die
Sauerstoff-Präzipitatdichte
(OPD) in der Hauptschicht der Wafer nach Schritt S
4 und
die Tiefe der denudierten Zone (DZ, denuded zone) nach Schritt S
4, 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
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BEISPIEL 3
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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).
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BEISPIEL 4
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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.
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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
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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.
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BEISPIEL 5
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Oxidative
thermische Temperbehandlung
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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.
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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.