WO2014147094A1 - Rohling aus silizium, verfahren zu dessen herstellung sowie verwendung desselben - Google Patents

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WO2014147094A1
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silicon
dislocations
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PCT/EP2014/055453
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Andreas Voitsch
Matthias Müller
Dietmar Jockel
Christian KUDLA
Uwe Sahr
Christian Lemke
Albrecht Seidl
Bernhard Birkmann
Ute SAUERBREY
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Schott Ag
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Definitions

  • the invention relates generally to a blank of so-called quasi-monocrystalline silicon, as defined below, and to its production and use, and in particular relates to the use of quasi-monocrystalline silicon, which is preferably produced by the method of directional solidification, for functional components in Systems for semiconductor processing such as for showerheads or sputtering targets.
  • Monocrystalline low-resistance silicon sputtering targets are currently obtained without exception from ingots produced by the Czochralski (CZ) process or the Float Zone (FZ) process.
  • Low resistance here refers to the range of the resistivity of 0.001 ⁇ to 0.2 ⁇ , and the used range of these ingots is cylindrical.
  • the diameter corresponds to that of ingots which are used for the production of semiconductor wafers, which are used for the production of integrated circuits.
  • the diameters of such ingots are typically limited to 150 mm, 200 mm, 300 mm or 450 mm due to the limitations of the CZ method or FZ method. At the maximum, the CZ process has so far reached diameters of up to 550 mm.
  • the electrical efficiency of the solar cells used is the most important quality criterion for their use. It is known that with monocrystalline solar wafers, which are produced by the CZ process, higher efficiencies can be achieved than with multicrystalline solar wafers. This is due, in particular, to recombinations of charge carriers generated under solar irradiation at the large number of grain boundaries present in the material.
  • the entire ingot is further processed into solar wafers after the separation of an edge region, which inevitably results from the standardized crucible size, and the separation of a lid and bottom region.
  • the invention aims to provide a quasi-monocrystalline silicon material, as defined below, for low-resistance mono- or quasi-monocrystalline functional components for use in semiconductor processing equipment, which is substantially less expensive than monocrystalline material originating from the CZ or FZ process. is to produce and meets only those technical requirements for these functional components such as low-resistance sputtering or low-impedance showerheads, which are actually mandatory for the application.
  • This object is achieved by a method according to claim 1, by a blank (blank) according to claim 14 and by a use according to claim 24. Further advantageous embodiments are the subject of the dependent claims.
  • quasi-monocrystalline first appears as a technical term in solar cell production in about 2010.
  • this term is intended to denote a silicon material which is directionally solidified in a crucible or the like, wherein the bottom of the crucible is integrally formed with one or multi-piece monocrystalline or quasi-monocrystalline seed layer, which originates in particular from a CZ or FZ process is designed, the seed layer are melted and this crystal growth or the directional solidification of the silicon melt their crystallographic orientation on freshly crystallized material
  • the seed plate (s) of the seed layer may also be made of silicon material that already originates from a process as shown in the previous sentence and thus already consists of quasi-monocrystalline material
  • quasi-monocrystalline silicon material in the sense of the present invention consists of a single grain, which may, however, contain dislocation clusters and small-angle grain boundaries with a certain proportion, wherein the grain contains twins contained therein as well Foreign grains, if present, should completely
  • quadsi-monocrystalline also includes synonymous designations, such as, for example, mono-like, near-monocrystalline silicon, M-grades, U-grades and others, which however are manufacturer-specific and apply only to solar wafer material known in this field.
  • showerheads as they are e.g. used in plasma etching, are synonymous often referred to as electrode plates or shower head electrodes or gas distribution plates.
  • blade refers to a blank or a semi-finished product which is produced from a crude crystal produced after a cultivation in order to be able to evaluate the material quality of this blank on its surface and / or in its interior
  • This blank is a round or square disk, a ring or other shaped part (eg a blank for a racetrack target (Fig.3b) with a thickness greater than 0.5mm and less than 30mm.)
  • a blank rated useful for the intended application after its evaluation a further processing to adjust the final geometry and surface quality of the component.
  • the quasi-monocrystalline silicon crystal material according to the invention for functional components is only as good as really necessary and can thus be manufactured more cost-effectively than conventionally.
  • cost advantages can be realized in that only the properties absolutely necessary for a satisfactory functional component are maintained. It was surprisingly It has been found that the degree of manifestation of certain defects and certain defects themselves, which may or may not occur to a certain degree in silicon wafer materials, do not or do not significantly affect the performance of functional components for use in semiconductor processing equipment.
  • planar determination of carrier lifetime (or physical quantity correlating therewith) with silicon and other semiconductor materials such as germanium, gallium arsenide and other so-called compound semiconductors is a very simple, fast and nondestructive method to improve tool life
  • the measuring technique actually developed for evaluating the electrical quality of solar silicon or for determining the achievable efficiency of solar cells, can be used with the method described here for evaluating the structural quality or chemical stability of quasi-monocrystalline silicon.
  • the surface of the workpiece to be examined is investigated using, for example, the following methods: ⁇ -PCD (Microwave-Detected Photo-Conductance Decay Measurement), MWT (Microwave Detected Photoconductivity), PL (Photoluminescence), or similar scanning or imaging measurement techniques. All these measurement techniques determine a value which is proportional to the charge carrier lifetime in the area of the surface.
  • the spatial resolution of the respective measurement techniques is different; It can range from a few ⁇ to a few mm.
  • the carrier lifetime decreases greatly, since the dislocation lines or small angle grain boundaries represent places of very high charge carrier recombination and the distances of the dislocation lines go below the diffusion length of the charge carriers.
  • the only condition for the material is that no other recombination mechanisms are allowed to superimpose the recombination on the dislocation lines. This means that a massive contamination, for example, with evenly distributed in the volume of metallic impurities prevents them Type of detection of dislocation clusters.
  • transition metals such as Fe, Cr, Co, Ni, Ti and the like should not exceed a concentration of 0.1 ppm.
  • a known grain-based method of directional solidification of silicon for the production of quasi-monocrystalline Si ingots for the photovoltaic industry is modified according to the present invention and supplemented in particular by an allocation and evaluation process such that a volume fraction of the resulting ingot is defined and evaluated so that it the production of low-resistance functional components for use in systems for semiconductor processing, eg Sputtering or showerheads with a resistivity in the range of 0.001 ⁇ to 0.2 Qcm can be used.
  • the allotment and evaluation method can be used expressly for differently manufactured silicon crystal material. These include silicon material which was produced by the known Czochralski method and contains unwanted twins and thus can not be used for semiconductor wafers, or silicon material which is produced by a method based on the Kyropoulos method for silicon without crucible contact (cf. Nakajima et al., J. Cryst. Growth 372 (2013) 121-128).
  • a bone-based growth method in a crucible by the method of directional solidification for the production of quasi-monocrystalline silicon according to the invention in a Bridgman-type culturing plant or a Vertical Gradient Freeze (VGF) plant the following process steps are carried out in principle:
  • test surface in terms of content, distribution and / or
  • the seed layer can be formed in one piece and completely cover the bottom of the crucible or container.
  • the seed layer can also be formed from a plurality of seed plates, which are arranged directly adjacent to each other (forming as narrow gaps as possible between them) on the bottom of the crucible in order to completely cover it.
  • a method for producing the aforementioned seed layer from a plurality of seed plates can in principle also be produced by a Czochralski method or by a floating zone method.
  • the plurality of germination plates is arranged on a planar seedbed, which is flat by a sawing process or even ground flat.
  • the abutting surfaces or additionally at least one further surface are ground.
  • the abutment surfaces of adjacent germination plates are ground at right angles so that, when using three or more germ plates, the width of the resulting column (viewed from above) is as small as possible. It is of equal importance that even during the melting of the germ plates no column arise. This means that even with a lateral (horizontal) view of the germ plate, the ground abutment surfaces have a right angle.
  • the ground surfaces (in particular the edge surfaces) have a roughness of Rz according to DIN 4762 of less than ⁇ , more preferably less than ⁇ and particularly preferably less than 5 ⁇ and their angularity is considered both vertically and horizontally so good that gaps formed during the laying out of the germination plates and during the melting of the germination plates between immediately adjacent germinal plates are smaller than 1 mm, more preferably less than 0.1 mm, and more preferably less than 0.01 mm, at each point.
  • the silicon material according to the invention as a whole has no twin grains (shock twins) which are formed on germ buds.
  • the crucible is then further filled with silicon raw material with the addition of substantially more dopant than required for the production of solar cells, ie, for example for the above-mentioned range of resistivity from 0.001 to 0.2 and the use of one or more already suitably doped nuclei a large amount of dopant is added, resulting in an initial concentration in the melt of about 1.2 * 10 20 atoms / cm 3 to 1.0 * 10 17 atoms / cm 3 of the dopant boron (B) or about 7 , 4 * 10 19 atoms / cm 3 to 3.1 * 10 16 atoms / cm 3 of the dopant phosphorus (P).
  • the filled crucible is placed in a technically modified system for directional solidification of silicon, in particular a VGF plant. This is followed by melting of the raw materials, melting of the germ or germs without keying the phase boundary, followed by a directional solidification of the liquid silicon to form an ingot.
  • the cutting of the ingot soil from the ingot can be followed for preferential reuse as seed material.
  • the quality of the cut makes it possible, if necessary, to visually recognize multicrystalline edge regions on both opposite cut surfaces and, if appropriate, separate them from the germplate.
  • the cutting off of the cladding layer from the ingot can take place in a predetermined thickness or a thickness which is visually recognizable as non-monocrystalline at the cut surface.
  • the remaining ingot can be cut into slices corresponding to the desired thickness in order to be able to produce blanks for functional components, such as sputtering targets or showerheads. Possibly.
  • a surface treatment of the wafer surfaces may be carried out to better ensure the visual distinctness of multicrystalline and quasi-monocrystalline regions of the processed surfaces and to mark the quasi-monocrystalline surface region.
  • the marked quasi-monocrystalline surface region (test surface) on the disk or on the ingot can be checked for the presence and the location of detected foreign grains or detected twin boundaries.
  • Examination of a selected quasi-monocrystalline surface area (test surface) of the disk can be made by one of three preferred electrical methods for quantifying the content of this test surface to clusters of dislocations or small angle grain boundaries. In the process, it is detected whether and at which location on the test surface pixels with clusters of dislocations or small-angle grain boundaries are present.
  • Quasi-monocrystalline material according to this invention contains an average concentration of isolated dislocations between
  • the quasi-monocrystalline silicon material according to the invention differs from the conventional monocrystalline silicon produced, for example, with the Czochralski or the floating zone. Method with the use as a semiconductor wafer for the production of microelectronic components.
  • the germs used in the methods according to the prior art for the production of p-doped quasi-monocrystalline solar cells have a comparatively very high resistance (typically 1 ⁇ to 3 ⁇ with B doping).
  • a comparatively very high resistance typically 1 ⁇ to 3 ⁇ with B doping.
  • the silicon raw material disposed above the seed (s) is additionally added with a smaller amount of boron dopant than in the present invention.
  • VGF process As one of the methods of directional solidification. Silicon material produced by this process is also referred to below as VGF mono-silicon. Show it:
  • Figure 1 is a vertical section through a generation 4 Si ingot made by a crystallization process according to the present invention, with exemplary distribution of the material in monocrystalline and multicrystalline and a possible fragmentation of, for example, horizontally cut out slices to obtain blanks for functional components. eg for sputtering targets or showerheads;
  • Figure 2 is another vertical section through a Generation 5 Si ingot made by a crystallisation process according to the present invention, with an exemplary distribution of the material in monocrystalline and multicrystalline and a possible division of, for example, horizontally excisable slices to obtain blanks for functional components , eg for sputtering targets or showerheads;
  • FIGS. 4a and 4b show PL (left) and ⁇ PCD images (right) of a rough-cut wafer surface of monocrystalline dislocation-free silicon material produced by a CZ process (annular structures are visible);
  • Figures 4c and 4d show corresponding PL (left) and ⁇ PCD (right) mounts of a sawn-up
  • Wafer surface of dislocation monocrystalline silicon material prepared by a VGF method according to the present invention no ring-shaped structures visible, no clusters of dislocations, no foreign grains or twin boundaries;
  • Figures 5a and 5b show respective PL and ⁇ PCD images of a rough-cut wafer surface of monocrystalline silicon material derived from a bottom-near region of an ingot made by a VGF process according to the present invention, wherein clusters of dislocations or small-angle grain boundaries are visible ;
  • Figures 6a and 6b show respective PL and ⁇ PCD images of a rough-cut wafer surface of monocrystalline silicon material originating from a lid-near region of an ingot made by a VGF process according to the present invention, wherein clusters of higher pitch or small angle grain boundaries Area fraction than after
  • Fig. 7 shows a PL-imput of a VGF monocrystalline test surface from the
  • thermocouple off-center at the bottom of a thermocouple
  • thermocouple off-center on the underside of a
  • Germplasmic seed layer whose edges are ground and worked
  • FIG 9 shows an exemplary temperature profile in a method according to the present invention.
  • a ready-to-use crucible inside coated by the crucible manufacturer or a crucible coated by the user himself eg a quartz or fused silica crucible
  • a graphite crucible or a Si 3 N 4 crucible can be used.
  • the crucible base depends on the size of the low-resistance components to be produced therein for the semiconductor industry. It can be used for square G4 (720 mm x 720 mm), G5 (880 mm x 880 mm)
  • G6 (1050 mm x 1050 mm) or even larger crucibles up to 3000 mm x 3000 mm that are currently not in use, round crucibles with a diameter larger than 450 mm or even rectangular crucibles of minimum base surface edge length of 450 mm and maximum base edge length of 3000 mm are used.
  • a crucible height of less than 350 mm is just as meaningless as a crucible height (possibly including crucible attachment) of more than 800 mm.
  • Total crucible heights of 450 mm, 550 mm, 650 mm and 780 mm or sizes in between have proved to be very practical.
  • FIG. 8 a shows a schematic cross section through a crucible 2 of a plant 1 for the production of silicon ingots.
  • the container 2 usually a quartz crucible, has a bottom 3, which extends perpendicular to the longitudinal direction 5, and at least one side wall 4, which extends in the longitudinal direction 5 and can be formed circumferentially, in particular of four rectangular surfaces can be formed specify an overall rectangular or preferably square base of the container 2.
  • the bottom 3 may according to further embodiments also have a different cross section, for example, an octagonal, circular or oval cross-section.
  • a seed layer 10 made of silicon is arranged on the bottom 3 of the container 2 as a seed template, which is formed in one piece and completely covers the bottom 3.
  • the seed layer 10 preferably has the same material properties as the silicon ingot to be formed.
  • a planar seed pad 13 is provided on the bottom 3, of which at least the top of a sufficient planarity having. This corresponds at least to the quality of a standard saw cut, the top can also be ground flat. In this way, an orientation of the seed layer is achieved exactly perpendicular to the perpendicular bisector 5 on the bottom 3.
  • the container 2 is shown in FIG. 8a on a crucible setting plate 14 made of a good heat-conducting material, preferably of graphite. This allows, as well as the underlying cooling plate 15, heat of the underlying meandering bottom heater 17 very well to heat the bottom 3.
  • the crucible mounting plate 14 is designed for an exactly vertical arrangement of the container 2.
  • thermocouple 16 having a protective tube is provided off-center in the cooling plate 15 to monitor the temperature during directional solidification. An elaborate and disturbing monitoring of the temperature by means of a measuring tube immersed in the Si melt can thus not be dispensed with according to the invention. More specifically, the thermocouple 15 is arranged at a radial distance from the center of the bottom 3, which corresponds to half the diameter of the container 2, if this is round, or half of an edge length of the container 2, if this has a square base , in particular with a tolerance of + 30mm and -100mm. As will be explained in more detail with reference to FIG. 9, is controlled in the method to the temperature signal of the thermocouple 15.
  • FIG. 8b shows, in a schematic cross-section through a crucible, an alternative embodiment for the production of silicon ingots, in which a seed layer is used, which is formed from a plurality of seed plates 11 whose edges or joints form as narrow gaps as possible 12 directly abut each other and completely cover the bottom 3 of the container 2.
  • the germ plates 11 preferably have a uniform cross section, in particular a rectangular or square cross section, so that the bottom 3 can be completely covered.
  • the germ plates 11 may in particular be arranged in a mirror-symmetrical arrangement with respect to a center plane (not shown) extending perpendicularly to the bottom 3 of the container 2.
  • the shape of the germ plates 11 may also be suitably adapted to the shape of the bottom 3 in other ways.
  • the thicknesses of the seed plates 11 are the same in each case, so that a substantially planar surface of the seed layer is formed.
  • a planar seed pad 13 is provided on the base 3, of which at least the upper side has sufficient planarity. This corresponds at least to the quality of a standard saw cut, the top can also be ground flat.
  • the germ plates 11 can thus be arranged with exactly uniform orientation on the bottom 3 of the container 2.
  • the surfaces of the germ plates 11 are preferably completely or partially ground.
  • the roughness Rz in accordance with DIN 4762 should be less than ⁇ , more preferably less than ⁇ and more preferably less than 5 ⁇ .
  • the distance between the individual seed plates is preferably small, regardless of whether this is caused by tilting of the seed plates or by non-plane-parallel edges. This distance is less than 1 mm, more preferably less than 0.1 mm and more preferably less than 0.01 mm, so that resulting gaps 12 between immediately adjacent seed plates 11 at any point are of this order of magnitude.
  • a silicon melt 6 is provided in the container 2.
  • lumped silicon can be introduced into the container 2 and melted, for example as disclosed in the applicant's EP 2028292 A2.
  • the silicon melt 6 can also initially be provided in another container (not shown) and transferred into the container 2 in liquid form. The process is carried out in such a way that the seed layer 10, 12, which acts as a seed receiver, is merely melted on, that is to say only partially but not completely melted. Subsequently, the silicon melt 6 is directionally solidified in a conventional manner. After solidification of the silicon melt 6 to a silicon ingot it is removed from the container 2 and further processed.
  • this is sawed suitable, for example by cuts along the longitudinal direction 5 of the silicon ingot.
  • a bottom and a cap of the silicon ingot is removed by cuts perpendicular to the longitudinal direction 5 of the silicon ingot.
  • part of the soil separated from the silicon ingot may not have the desired material properties.
  • a surface germ filling almost the entire inner surface of the crucible is particularly useful. This can be obtained by a bottom cut from a previous ingot.
  • a seed layer in the size of the area seed can also be composed of quasi-monocrystalline sections of the ingot cut slices to one.
  • the germ or the germ layer should not be unnecessarily thick, but also not too thin, so that there is no danger of it completely melting in the later germination phase. Seed thicknesses of 15 mm, 30 mm, 45 mm, 50 mm, 70 mm, 80 mm or intermediate sizes have proven useful, with 40 mm or 45 mm being preferred.
  • the orientation of the seeds is rather of secondary importance.
  • the (100) orientation of the microorganisms desired in photovoltaics is not mandatory for the production of low-resistance components for functional components in semiconductor processing plants, it is the preferred microbial orientation for breeding-related considerations. Depending on the objective, however, it can also be bred based on (111), (110), or still differently oriented germs.
  • the above-mentioned and preferred area germ does not limit the possibilities of germination. If the bottom of the crucible is to be laid over a full area of smaller nuclei or up to a small peripheral area, it is advisable to arrange the germs on a level seed plate and the germination surfaces and especially the Seed edges of the individual germs as already described above to be sanded so that the abutting edges have a low roughness and, if possible, butt together without joints. Germs can be worked out quadratically from parts of a surface germ, a round crystal produced according to a CZ method, in the above seed thickness. Germs may also be obtained from longitudinal sections of the desired thickness stated above from a crystal made by a CZ method.
  • Germs can also be cut out vertically from a previously ingame-based directionally solidified ingot as vertical boards or ingots in the desired thickness mentioned above. It is important for all types of seed production that the seed already has a high purity with respect to metallic impurities. Concerning. its doping level, the nucleus may be undoped, lightly doped corresponding to a resistivity greater than 5 Qcm, heavily doped corresponding to a specific resistance less than 0.2 Qcm, or already suitable for the target resistance of greater than 0.2 Qcm and less than 5 Qcm. With knowledge of Nucleation and the intended degree of melt back of the nucleus, the addition amount of dopant to the pure Si raw material is chosen so that the target value for the resistivity within the desired range of greater than 0.2 ⁇ and less than 5 ⁇ is achieved.
  • the remaining crucible volume is still filled with Si raw material (at least in the purity of solar grade) and dopant.
  • Si raw material at least in the purity of solar grade
  • dopant dopant.
  • the resulting total height is used as possible.
  • a filling height of less than 250 mm is just as meaningless as a filling height (possibly including crucible attachment) of more than 800 mm.
  • Total crucible heights of 350 mm, 450 mm, 550 mm, 650 mm and 780 mm or intermediate sizes have proved to be very practical.
  • the concentration of the dopant eg, boron
  • the filled crucible is then placed in a Bridgman-type crystal growing facility or in a VGF facility.
  • the latter is equipped with different heater configurations depending on the system type. Commonly used are systems with only ceiling heaters, systems with ceiling and floor heaters, systems only with jacket heaters, systems with ceiling and jacket heaters or systems with ceiling, jacket and bottom heaters.
  • the raw material is melted from above. By a suitable temperature control of the heater with simultaneous cooling of the seed layer is ensured both that the added raw material is completely melted, the germ or the germs are not completely melted, but necessarily melted.
  • each individual area fraction of the seed layer is defined with a size of approximately 1 cm 2 .
  • Each of these individual surface portions should be melted above a crucible bottom up to a certain height.
  • This height coordinate, up to which the melting of each area fraction takes place, is in the range of 20% to 90% of the thickness of the inserted seed layer.
  • areas are found that are preferred. For example, with a seed thickness of 40 mm, an area of the height coordinate of 35% to 75% of the original seed thickness or, with a seed thickness of 45 mm, a range of the height coordinate of 30%> to 80%> of the original seed thickness is preferred.
  • a horizontal phase boundary forms in the flatness in the interior of the crucible, which makes it possible to melt the seed layer without a key for determining the position of the phase boundary.
  • the measurement of the temperature is not made in the center of symmetry on the underside of the plate, which is referred to as a crucible mounting plate.
  • the measurement of the temperature is carried out by placing a thermocouple in the graphite crucible setting plate at a radial distance from the center of the crucible bottom which corresponds to half the edge length or diameter of the crucible Ringes lie by a positive tolerance deviation of 30mm and a negative tolerance deviation of 100mm radius range, which corresponds nominally half of the crucible edge length.
  • the measurement thus takes place, as shown in FIGS. 8a and 8b, at a point further out which is close to the edge of the crucible and provides representative and accurate measurement results by this layer in order to prevent complete melting of the seed layer near the crucible wall.
  • the melting of the seed layer takes place without mechanically touching the position of the phase boundary.
  • the procedure is such that the temperature of the underside of the crucible mounting plate is measured at a defined distance from the center of symmetry of the crucible bottom, specifically at the periphery of the crucible mounting plate of good heat-conducting graphite, by means of a pyrometer or thermocouple. 9 shows a typical time profile of the temperature profile, as measured by the thermocouple 16 shown in FIGS. 8a and 8b.
  • a bottom heater is used (see reference numeral 17 in Figures 8a and 8b), which operates from the beginning of the heating of the silicon until the melting temperature of the silicon is reached.
  • the shutdown of the floor heater takes place on reaching the melting temperature of the silicon at the time ti in FIG. 9 and there is a simultaneous connection of a floor cooler with a cooling capacity of a maximum of lW / cm 2 , with a maximum of 0.65W / cm 2 are preferred.
  • the temperature measured at the location of the thermocouple increases even after the time ti until it finally falls. This temperature drop is shown in FIG. 9.
  • thermocouple 9 at a time t 2 initiated by increasing the cooling capacity of a maximum of 0,65W / cm 2 to a minimum of 2W / cm 2, preferably minimally l, 5W / cm 2, as soon as the thermocouple at the crucible mounting measured temperature after passing through the bottom heater cut-off and cooling power turn-on minimum (such as described above) has risen again by a predetermined temperature difference ( ⁇ ) of preferably 5 K to 25 K above this minimum.
  • ⁇ predetermined temperature difference
  • thermocouple as an example of a more common temperature sensor, may also be located elsewhere near the crucible of the apparatus of Figures 8a and 8b so long as there is sufficient correlation between the temperature signal of such a temperature sensor and the actual temperature prevailing in the crucible.
  • This correlation can for example be determined in advance by means of calibration or reference measurements and stored in the memory of a control device, for example a processor, in order to achieve a suitable temperature control.
  • phase boundary solid-liquid convex in the crystallization phase, in order to curb the propagation of crystal grains of other orientation, which always occur due to foreign nucleation on the crucible wall in the direction of ingot center.
  • the convexity of the phase boundary must not be too large in order not to excite the dislocation formation caused by thermal stress.
  • the finished cultured ingot After the finished cultured ingot has been cooled to a temperature close to room temperature according to a standard program, it is taken out of the crystal growing plant together with the crucible and demoulded. If one intersects such an ingot now parallel to an edge running and extending through the center of symmetry of the ingot fictitious on, we obtain a fictitious cut surface, which illustrates where the unmelted seed layer is and where multi and monocrystalline regions are present, as they are suitable for the production of low-resistance components for systems for semiconductor processing with the dimensions and dimensions exemplified in Figures 1 and 2.
  • Figures 1 and 2 show how such an ingot can be cut horizontally, for example, in order to obtain blanks for various end products. A photograph of such a horizontal section is shown in FIG. 3, which will be explained in more detail below.
  • FIG. 1 Such a basic cross-section of a generation 4 ingot (630 mm ⁇ 630 mm base and height 430 mm) is shown in FIG. 1 and a generation 5 ingot (780 mm ⁇ 780 mm base and height 430 mm) is shown in FIG. 2.
  • the four side surfaces can be cut to a predefined thickness. Which thickness is necessary results from experience, i. from previous processes, or from whether the bottom of the crucible was designed completely or with the omission of a narrow border area with germs.
  • the soil layer to be sawn off after this step is slightly smaller in this procedure than in the procedure according to a). Thus, in the case of reuse of the soil layer as a germ in the subsequent process, this crucible bottom does not fill up to 100%.
  • the determination of the specific resistance is expediently carried out in two steps: First, the resistance at the inner cut surface of a side surface along a vertical line is determined pointwise. This is to check at which height coordinates the ingot reaches the required resistivity for one or more types of final products. After cutting out horizontal slices from the ingot, specimens cut adjacent to the area selected for the final product can be further enhanced in higher accuracy in the form of a surface scan across the specimen.
  • the methods or devices that can be used for the measurement differ only in what range of resistance is expected and whether it is necessary to record the measured values over a wide area.
  • the measurement can be carried out offline and pointwise or scanning in the range up to 30 ⁇ with an eddy current measuring method (eg with the meter RT 100 Fa.
  • FIG. 3 shows a photograph of the plan view of a slice cut from the ingot in the middle ingot height. Although in this case the side surfaces have already been separated, one can see a multicrystalline region (B), which has grown in from the edge in the direction of the quasi-monocrystalline center (A) and is separated in this image by a hand-drawn line from the quasi-monocrystalline material region. In the quasi-monocrystalline center (A), three round blanks of different diameters are shown by way of example.
  • the sample shown in FIG. 3 is representative of various sample geometries and sample positions. This can be for the o.g. Resistance measurements, transmission measurements, FTIR measurements or for contamination determination (AAS, GDMS, ICP-MS, ).
  • the quasi-monocrystalline material region must be investigated in more detail whether it is not the position and above all local strong concentrations of clusters of dislocations and small-angle grain boundaries, foreign grains or twin boundaries rendering certain areas unusable for the intended use. As a result of these tests described below, the size and position of the blanks obtainable from a disk must be finally determined.
  • Such disks - especially their quasi-monocrystalline region - are now evaluated for content, distribution and quality relevance of a first group of crystal defects known as “dislocation clusters”, “dislocation agglomerations”, “small angle grain boundary clusters” or the like is referred to in the following text as “clusters of dislocations or small angle grain boundaries” or simply as dislocation clusters or clusters.
  • the assessment of this first group of crystal defects is based on the following relationships and should be described as follows:
  • VGF-mono-silicon material which is produced as a result of the directional solidification containing an average concentration of isolated dislocations between greater than 1 x 10 2 cm “2 and less than 1 x 10 cm", typically between 10 cm “and 10 cm” ,
  • VGF mono-silicon differs from the ideal monocrystalline silicon, manufactured for example with the Czochralski or the floating zone method. Silicon produced by the latter method is usually below 10 2 cm -2 and is typically even wholly or nearly free of dislocations
  • monocrystalline silicon from the Czochralski or the floating zone method may also have very high concentrations of dislocation multiplication offsets.
  • the local orientation of the crystal lattice is not macroscopically affected by the presence of the dislocations.
  • the optical appearance of a machined, ground or polished workpiece surface of quasi-monocrystalline silicon workpieces of different dislocation concentration does not differ. Transmission and reflection behavior are identical.
  • dislocation clusters may also extend to small angle grain boundaries. The latter then enclose crystal regions which, compared to the rest of the matrix of the workpiece, can have a significant tilt of a few arc minutes to, in the extreme case, a few degrees, so-called subgrains.
  • dislocation clusters of this type have many such small and minute sub-grains tilted adjacent to each other, with distances and dimensions ranging from ⁇ to cm.
  • Areas of greater tilt are similar in appearance to foreign grains and can visually be detected with unarmed eyes and under good lighting on the mechanically machined surface, if they are sufficiently large. They represent a second group of crystal defects in VGF mono-silicon. Also the third group of crystal defects in VGF mono-silicon, the twin boundaries, are visually recognizable like the second group.
  • the angle of incidence of the illumination to the surface to be assessed covers the angle range from 10 ° to 75 ° and the light source rotates azimuthally in 10 ° increments over 360 °.
  • the viewing direction of the area to be assessed by the appraiser must be from the direction of incidence and the same incidence angle range from 10 ° to 75 °.
  • an azimuthal viewing angle range of -90 ° to + 90 ° to the viewing direction must be covered. Sanded surfaces are suitable for this, better are sandblasted surfaces. However, it has been found that a roughly ground surface quality typically achieved by wire-cutting lapping or on a band saw is also sufficient for the evaluation.
  • Class FK1 Silicon material with discrete dislocations in the range of greater than 1 x 10 2 cm 2 to less than 1 x 10 6 cm 2 in its quasi-monocrystalline, dislocation cluster or small angle grain boundary free volume having no foreign grains on a cut surface through the material.
  • Test surface Visibility in the test surface.
  • the test surface is either the disk surface or the blank surface, which points to final components of small thickness in the direction of stress or chemical attack (functional surface).
  • a small thickness means that the blank or the slice cut out of the ingot has a thickness of at least 5 times less than its largest surface dimension.
  • Class FK2 silicon material with individual dislocations in the range of greater than 1 x 10 2 cm “2 to less than lx l0 6 cm” 2 in its quasi monocrystalline ver arrangementscluster- or small-angle grain boundaries free volume which to a sectional area through the material of a maximum of 1 foreign grain per dm 2 having a size smaller than 50 mm 2 .
  • Determination criterion Visibility in the test surface.
  • the test surface is either the disk surface or the blank surface, which points to the final component in the direction of stress or chemical attack (functional surface).
  • the direction of stress or chemical attack present at the final component means the side of the component that is exposed to the stress, such as the surface that is near a plasma or that is exposed to reactive gases.
  • the quantity "number of foreign particles per dm 2 means the area density of foreign grains on the evaluated surface.
  • Class FK3 silicon material with individual dislocations in the range of greater than 1 x 10 2 cm “2 to less than lx l0 6 cm” 2 in its quasi monocrystalline ver arrangementscluster- or small-angle grain boundaries free volume which to a sectional area through the material of a maximum of 2 extraneous seeds per dm 2 having a size smaller than 50 mm 2 ,
  • Determination criterion Visibility in the test surface.
  • the test surface is either the disk surface or blank surface accessible to the evaluation
  • the blank surface accessible for evaluation is the outer surface of a
  • Blanks through which suitable measuring methods provide information on a surface quality representative of the volume or the surface quality that can be achieved after final processing.
  • Class FK4 silicon material with individual dislocations in the range of greater than 1 x 10 2 cm “2 to less than lx l0 6 cm” 2 in its quasi monocrystalline verskyscluster- or small-angle grain boundaries free volume which to a sectional area through the material of a maximum of 5 foreign grains per dm 2 having a size smaller than 50 mm 2 .
  • Determination criterion Visibility in the test surface.
  • the test surface is either the disk surface or blank surface accessible to the evaluation.
  • Class FK5 silicon material with individual dislocations in the range of greater than 1 x 10 2 cm "2 to less than lx l0 6 cm" 2 in its quasi monocrystalline ver arrangementscluster- or small-angle grain boundaries free volume with on a sectional area through the material of foreign grains without numerical limitation but has a size of less than 50 mm 2 .
  • Determination criterion Visibility in the test surface.
  • the test surface is either the disk surface or blank surface accessible to the evaluation.
  • the method described above for the determination of foreign grains on the respective test surface is also suitable for the determination of twin limits.
  • a twin boundary is defined as a coherent grain boundary, preferably as a ⁇ 3 grain boundary.
  • Class ZI Silicon material with discrete dislocations in the range of greater than 1 x 10 2 cm 2 to smaller l x 10 6 cm 2 in its quasi-monocrystalline, dislocation cluster or small angle grain boundary-free volume which has no twin boundaries on a cut surface through the material
  • Class Z2 silicon material with individual dislocations in the range of greater than 1 x 10 2 cm "2 to less than lx l0 6 cm" 2 in its quasi monocrystalline verskyscluster- or small-angle grain boundaries free volume which to a sectional area through the material of a maximum of 4 pieces of twin boundaries of a total length of max. 0.5 m per dm 2 .
  • Class Z3 silicon material with individual dislocations in the range of greater than 1 x 10 2 cm "2 to less than lx l0 6 cm” 2 in its quasi monocrystalline verskyscluster- or small-angle grain boundaries free volume which to a sectional area through the material of a maximum of 10 twin boundaries with a Total Length of 1.4 m per dm 2 .
  • Class Z4 silicon material with individual dislocations in the range of greater than 1 x 10 2 cm "2 to less than lx l0 6 cm” 2 in its quasi monocrystalline verskyscluster- or small-angle grain boundaries free volume which to a sectional area through the material of a maximum of 100 pieces twin boundaries with a total length of 14 m per dm 2 .
  • Class Z5 Single-dislocation silicon material in the range of greater than 1 x 10 2 cm 2 to smaller l x 10 6 cm 2 in its quasi-monocrystalline, dislocation cluster or small angle grain boundary-free volume which has more than 100 twinned boundaries per section through the material dm 2 has.
  • the surface of the workpiece to be examined is examined with, for example, the following methods: ⁇ -PCD (mlcrowave-detected Photo-Conductance Decay Measurement), MWT (Microwave-DetectedPhotoconductivity), PL (Photoluminescence), or similar scanning or imaging measurement techniques.
  • ⁇ -PCD microwave-detected Photo-Conductance Decay Measurement
  • MWT Microwave-DetectedPhotoconductivity
  • PL Photoluminescence
  • similar scanning or imaging measurement techniques for all these measuring methods, there are already manufacturers of commercial measuring instruments, such as the company Semilab / Hungary, the company Freiberg Instruments / Germany or the company Hennecke / Germany.
  • All these measurement techniques determine a value which is proportional to the charge carrier lifetime in the area of the surface.
  • the spatial resolution of the respective measurement techniques is different; It can range from a few ⁇ to a few mm.
  • the carrier lifetime decreases greatly because the dislocation lines or the small angle grain boundaries represent sites of very high carrier recombination and the dislocation line distances are less than the carrier diffusion length.
  • the only condition for the material is that no other recombination mechanisms are allowed to superimpose the recombination on the dislocation lines. This means that massive contamination, for example with evenly distributed metallic impurities, prevents this type of detection of dislocation clusters.
  • transition metals such as Fe, Cr, Co, Ni, Ti and the like should not exceed a concentration of 0.1 ppm.
  • efficient use of the method benefits that dislocation clusters once present in the VGF monosilicon material continue to propagate and spread in the course of directional solidification, but never disappear or dissolve. So it is sufficient for a simple classification to examine the side of the workpiece, which is finally solidified. This corresponds to the measurement of the total area shown in FIG. 3 or the minimum of the quasi-monocrystalline area A marked in this image. The evaluation or classification of the examination-accessible side of a cuboid, round, annular or other shaped blank takes place according to the area fraction of dislocation clusters found.
  • this area proportion takes place by means of image evaluation of the areal images (raster measurements or camera shots, depending on the measuring technique) of individual sides of the workpiece (possibly only the last solidified side).
  • the measured values for the carrier lifetime in the region of the dislocation clusters are clearly below the mean of the measured values outside the dislocation clusters.
  • the absolute values and the resolution depend on the chosen measuring technique, the type of mechanical surface treatment, the electrical conductivity of the material and the content of metallic impurities, the areas of dislocation clusters are always distinguished from the unloaded areas by significantly lower measured values.
  • the definition of a threshold value for the charge carrier lifetime or a measured variable correlated with this charge carrier lifetime can then be used to separate area proportions with dislocation clusters from those without dislocation clusters or to quantify their areal proportion.
  • FIGS. 4a and 4c each show PL recordings
  • FIGS. 4b and 4d respectively show the ⁇ -PCD mapping of a respective rough-cut wafer surface of quasi-monocrystalline dislocation-free CZ material (FIGS. 4a and 4b) and VGF monosterization-related Silicon ( Figures 4c and 4d). In both cases, there are no dislocation clusters (defect area fraction 0%). The materials are very similar.
  • the color gradient in the ⁇ PCD images is due to thickness variations of the wire-trimmed wafer and has nothing to do with quality differences. These pictures are merely intended to demonstrate that the defect type individual dislocation can not be determined with the named measuring methods and this is also not necessary for the quality assessment according to the present invention.
  • FIG. 5 a shows a PL recording and FIG. 5 b shows a ⁇ -PCD mapping of a rough-cut surface of VGF monosilicon material in the geometric shape of a wafer.
  • the sample contains dislocation clusters, which are analyzed by image evaluation Area ratio is evaluable. The area fraction interspersed with dislocation clusters and small-angle grain boundaries is low in this case.
  • FIG. 6a shows a PL recording
  • FIG. 6b shows a ⁇ -PCD mapping of a VGF monosilicon material in the geometric shape of a wafer.
  • the area occupied by Ver GmbHsclustem and Klemwinkelkomalian surface area is high in this case.
  • FIG. 7 shows a surface element (test surface) of a larger blank as a PL area image of the size 156 mm ⁇ 156 mm.
  • the larger blank can be further processed into a sputtering target and made from the VGF monocrystalline region A of an ingot.
  • the entire area of the quasi-monocrystalline region A or blank to be evaluated is either taken as a frame and evaluated or composed of several frames (e.g., area elements as shown in Fig. 7) and evaluated. If a statement is to be made about a specific blank geometry in the sense of a quality classification in the five classes C1 to C5 mentioned below, a contour (new test surface) is inserted into the evaluated surface or into the composite image, within which the area fraction in the total surface is determined, which is interspersed by Ver GmbHsclustem and Klemwinkelkomgrenzen.
  • the charge carrier lifetime or a value correlated with the charge carrier lifetime of the material is always determined for a pixel of the test surface by means of the abovementioned latching or imaging measurement techniques (in the case of low-resistance material, preferably PL). This is also done for all adjacent pixels in a subarea of the total area to be evaluated. This subarea may be square, rectangular, circular or elliptical. From the pixels completely enclosed in this area with a center pixel (border pixels are not allowed), an averaged image is generated. This can be obtained, for example, from an area of 11 ⁇ 11 pixels, ie 121 pixels, or an arbitrarily defined number of pixels, for example greater than 50 pixels or greater than 100 pixels.
  • a difference between the average of the defined number of neighboring pixels and the center pixel reading is formed. If this difference exceeds a previously defined amount, the center pixel is evaluated as a bad pixel.
  • the resistivity of the specimen and the doping p- or n-conducting.
  • a threshold value of 0.22 is a suitable value.
  • the cluster content in% is determined as follows:
  • the cluster content in% in the total area to be evaluated or in the stored contour (for example, the blank surface or new test surface) is used to grade the quality.
  • VGF silicon material for functional components e.g. Sputtering targets or showerheads are divided into the following five quality classes:
  • Class Cl silicon material with individual dislocations in the range of greater than 1 x 10 2 cm “2 to less than lx l0 6 cm” 2 in its quasi monocrystalline verskyscluster- or small-angle grain boundaries free volume which to a sectional area through the material of an area ratio of 0% clusters which is interspersed by dislocation clusters or small angle grain boundaries.
  • Class C2 silicon material with individual dislocations in the range of greater than 1 x 10 2 cm “2 to less than lx l0 6 cm” 2 in its quasi monocrystalline verskyscluster- or small-angle grain boundaries free volume which to a sectional area through the material of a surface portion of less than or equal 25% interspersed with dislocation clusters and small angle grain boundaries.
  • Class C3 Silicon material with discrete dislocations in the range of greater than 1 x 10 2 cm “2 to smaller lx 10 6 cm “ 2 in its quasi-monocrystalline, dislocation cluster or small angle grain boundary-free volume which has an areal fraction of less than or equal to a sectional surface through the material 50% interspersed with dislocation clusters and small angle grain boundaries.
  • Class C4 silicon material with individual dislocations in the range of greater than 1 x 10 2 cm “2 to less than lx l0 6 cm” 2 in its quasi monocrystalline verskyscluster- or small-angle grain boundaries free volume which to a sectional area through the material of a surface portion of less than or equal 80% interspersed with dislocation clusters and small angle grain boundaries.
  • Class C5 Silicon material that passes through the material on a cut surface
  • the classes FK1 to FK5, ZI to Z5 and Cl to C5 shall be used for the assessment.
  • the flat etching removal per unit time in particular, for example, in plasma etching plants
  • the homogeneity of the etching removal in particular, for example, in plasma etching plants
  • Particle release under conditions of use (in particular e.g.
  • Classes FK comparatively strong negative effect Regardless of whether a evaluated according to the present invention, low-resistance silicon material was classified into one of the classes Z, C or FK and for the production of functional components in etching equipment (whether with or without plasma support), CVD systems (all the same whether with or without plasma assist) or other equipment for processing semiconductor devices, it has always had better performance characteristics than traditional low resistance multicrystalline material.
  • suitable low-resistance quasi-monocrystalline silicon material from the CZ or FZ method is the low-ohmic quasi-monocrystalline silicon material according to the present invention, only weakly superior in terms of its use characteristics.
  • a crucible with crucible attachment with a total height of 760 mm is placed in a G4 furnace.
  • the crucible contains a monocrystalline germ plate with a length x width of 600 mm x 600 mm and a height of 40 mm, crystalline silicon raw material and dopant boron.
  • the total weight is 450 kg.
  • the germination plate is positioned on the crucible bottom in such a way that a uniform gap remains between the germination plate and the crucible wall.
  • the furnace system has three heating zones: ceiling heater, jacket heater and bottom heater.
  • an active cooling arrangement which consists of water-cooled copper plate and an overlying highly heat-conductive graphite block identical geometry shape.
  • the cooling arrangement can be moved vertically by means of a lifting mechanism and contacts the crucible installation plate via the graphite block.
  • the water-cooled copper plate and the graphite each have a hole at the edge through which a pyrometer can see directly from below on the crucible mounting plate. This pyrometer is used to control the germplasm temperature.
  • the cooling plate is in the lower position and all heaters are active.
  • the crystalline silicon is melted from above. From a certain temperature, which corresponds to the melting point of the silicon, the cooling plate is partially moved up and reduces the performance of the bottom heater. To At this time, the cooling plate still has no contact with the overlying crucible mounting plate.
  • the bottom heater encloses the graphite cylinder when fully driven upwards.
  • the soil is simultaneously cooled and heated to not completely melt the seed but to minimize heat losses at the edge of the crucible.
  • the cooling capacity must be adjusted to the heater temperatures in such a way that, especially during the seeding process, a flat phase boundary is established.
  • the temperature determined by the pyrometer at the measuring location below the crucible setting plate goes through a minimum in each process, which is determined and stored as an absolute value.
  • the temperature difference between the current temperature value after passing through the minimum and the previously determined minimum is used to determine the height of the seeding point. This corresponds to a temperature difference between measured value and temperature minimum of 20 K. If this difference is reached, the crystallization is initiated.
  • the Ankeimstelle lies with a germ with a height of 40 mm and then in the range of 15-25 mm above the crucible bottom.
  • the cooling plate is fully moved up to the crucible mounting plate.
  • the contact with the crucible mounting plate increases the heat dissipation downward as a result of an increase in the maximum cooling capacity.
  • 0,65W / cm 2 on minimal l, 5W / cm 2 and the phase boundary moves upwards.
  • all heater temperatures are reduced according to a temperature-time profile.
  • the cooling rates are a maximum of 100 K / h.
  • the ingot is removed from the crystallization unit and removed from the crucible.
  • the ingot soil is separated in a thickness of 45 mm. In this way, a plate is recovered, which is used again as a germ after a sandblasting process with suitable material and subsequent cleaning. From the remaining ingot side parts are now sawed off so that the resulting ingot base area is reduced to 630 mm x 630 mm.
  • the ingot is placed on a side surface, and there is a lid cut, which removes the experience according to segregation contaminated with impurities and therefore useless material of appropriate thickness. This shows how large the quasi-monocrystalline region is in the center of the ingot both on the bottom and on the lid.
  • slices with a corresponding thickness allowance are cut out of the ingot, which are sufficient to cut out blanks for functional components.
  • Under obliquely incident light of a source of illumination is a marking of the quasi-monocrystalline region (center region) of the disc.
  • the outer edge region is therefore the multicrystalline region of the disc.
  • the quasi-monocrystalline center region is now being examined in more detail in which number or at what location within the quasi-monocrystalline matrix foreign or twin boundaries could be present and in which class FK 1 to FK 5 or ZI to Z 5 this center region or correspondingly predetermined Areas made therefrom, which are used to manufacture functional components such as blanks for showerheads or round or rectangular sputtering targets of the dimensions 0 450 mm ⁇ 10 mm or 320 mm ⁇ 100 mm ⁇ 8 mm or an area of approximately 420 mm ⁇ approx. 170 mm ⁇ about 12 mm for two halves of a Racetrack Target appear suitable, to be classified.
  • functional components such as blanks for showerheads or round or rectangular sputtering targets of the dimensions 0 450 mm ⁇ 10 mm or 320 mm ⁇ 100 mm ⁇ 8 mm or an area of approximately 420 mm ⁇ approx. 170 mm ⁇ about 12 mm for two halves of a Racetrack Target appear suitable, to be
  • this center area or corresponding predetermined areas thereof which appear suitable for the production of functional components, by means of scanning or imaging measurement techniques (such as MDP, ⁇ -PCD or low-resistance material preferably PL) examined and divided into the classes Cl to C5.
  • scanning or imaging measurement techniques such as MDP, ⁇ -PCD or low-resistance material preferably PL
  • a sample is also cut out of the quasi-monocrystalline center region to control the resistivity by means of a 4-peak measuring station, i. to confirm that he e.g. within the required range of 0.001 ⁇ cm to 0.2 ⁇ cm.
  • the measured resistivity and the selection of a range of dimensions and classification (FK1-FK5, ZI-Z5 and C1-C5) suitable range of the quasi-monocrystalline center region A (see example in Figures 3a or 3b) for the blank is now working out the blanks from the disc.
  • the blank surface now corresponds to a newly defined test surface for which the classification applies. If blanks are required for a plurality of identical or different components, an optimization based on the geometrical dimensions and the locally different classification results of the quasi-monocrystalline regions of removed slices is carried out according to FIGS. 1, 2 and 3.
  • Embodiment 2 Embodiment 2
  • a crucible with crucible attachment with a total height of 780 mm is introduced.
  • a planar seed pad made of silicon is introduced, on which a plurality of silicon seed plates are arranged in a layer.
  • the thickness of the seed pad is 5 to 20mm, with 10 to 20mm being preferred.
  • the germplates are cut horizontally from quasi-monocrystalline areas of previous ingots to a thickness of 45mm.
  • the abutting surfaces of the germ plates or additionally at least one further surface are ground. In this case, the abutment surfaces of adjacent germination plates are ground at right angles so that, when using three or more seed plates, the width of the resulting gaps (viewed from above) is as small as possible is.
  • the ground abutment surfaces have a right angle.
  • the ground surfaces (in particular the edge surfaces) have a roughness of Rz according to DIN 4762 of less than ⁇ , more preferably less than ⁇ and particularly preferably less than 5 ⁇ and their angularity is considered both vertically and horizontally so good that gaps formed during the laying out of the germination plates and during the melting of the germination plates between immediately adjacent germinal plates are smaller than 1 mm, more preferably less than 0.1 mm, and more preferably less than 0.01 mm, at each point. Due to this predetermined accuracy of fit, the silicon material to be grown according to the invention does not have any twin grains (shock twins) which are formed on germ buds.
  • Crystalline silicon raw material of a total weight of 700 kg and boron dopant are introduced onto the seed layer.
  • the seed layer is dimensioned and positioned on the microplate so that there is a gap of approx. 20 mm all around. Their upwards or, if necessary, additionally downwards pointing surface is roughened in a sandblasting process with suitable material.
  • the silicon raw material and the dopant are filled.
  • the Si raw material has at least 7N purity.
  • the kiln plant is a multi-zone kiln plant with a total of four temperature-controlled heating zones: ceiling heaters, overhead heaters, bottom heaters and bottom heaters.
  • Under the crucible mounting plate is an active cooling device.
  • the cooling medium used is gaseous nitrogen.
  • the dimensions of the cooling device (length, width) correspond at least to the dimensions of the crucible mounting plate.
  • the protective tube abuts the overlying graphite plate from below.
  • On top of this graphite plate are the crucible mounting plate made of graphite and above it the crucible.
  • the melting process is designed such that the silicon raw material is melted from above and the silicon germination plate is only partially melted.
  • a temperature profile is set, which typically has a higher temperature on the ceiling heater than on the bottom heater.
  • the bottom heater is in operation only in the heating phase and is switched off at the time t ls reaching the melting temperature of the silicon, in order to prevent melting of the quasi-monocrystalline nucleus.
  • the gas cooling is activated from reaching about 1400 C on the side heater. The cooling capacity must be adjusted to the heater temperatures in such a way that, especially during the seeding process, a flat phase boundary is established.
  • the crystalline silicon raw material continues to melt above the germplate as a result of the ceiling and side heaters, which continue to be held at a predefined temperature value.
  • the temperature at the measuring point below the crucible setting plate passes through a recognizable minimum in each process in Fig. 9, which is determined and stored as an absolute value.
  • the total heating power inevitably decreases continuously in the same period of time.
  • the height of the Ankeimstelle can be determined. In the case of a germ of 45 mm height, the germination site is ideally in the range of 25 mm to 35 mm above the crucible bottom.
  • the crystallization is initiated. It can be several hours between temperature minimum and start of crystallization.
  • the crystallization is initiated on the one hand by increasing the cooling capacity of the gas cooling and on the other hand via a controlled temperature-time profile of the active heater. In this case, the cooling capacity is rapidly increased, for example, from a maximum of 5 kW (specifically, a maximum of 0.65W / cm 2 ) to at least 15 kW (specifically, a maximum of 1.5 W / cm 2 considered ) to prevent melting of the germ.
  • the temperatures of the heating zones are slowly reduced.
  • the cooling rates are in the range of -0.4 K / h to - 15 K / h.
  • a convex phase boundary is set in the center, which pushes the polycrystalline edge region further outward or supports a vertical columnar growth there.
  • the cooling phase begins.
  • the heaters are controlled by a further temperature-time profile.
  • the cooling rates are -10 K / h to -80 K / h.
  • the ingot is removed from the crystallization unit and removed from the crucible.
  • the ingot soil is separated in a thickness of 45 mm. In this way, a plate is obtained, which can be used again as a germ after a sandblasting process with suitable material and subsequent cleaning. From the remaining ingot side parts are now sawed off so that the resulting ingot base area is reduced to 780 mm x 780 mm.
  • slices with a corresponding thickness allowance are cut out of the ingot sufficient to produce, for example, round or rectangular sputtering targets of the dimensions 0 450 mm ⁇ 10 mm or 320 mm ⁇ 100 mm ⁇ 8 from their quasi-monocrystalline volume mm or an area of approx. 700 mm x approx. 123 mm x approx. 12 mm for a one-piece Racetrack Target. Also, dummy Wafer or Buffle wafers of thickness greater than or equal to 0.5mm are made from this Quasimono material.
  • scanning or imaging measurement techniques such as MDP, ⁇ -PCD or low-resistance material PL
  • a sample is also cut out of the quasi-monocrystalline center region to control the resistivity by means of a 4-peak measuring site, i. to confirm that he e.g. within the required range of 0.001 ⁇ cm to 0.2 ⁇ cm.
  • the measured resistivity and the selection of a range of dimensions and classification (FK1-FK5, ZI-Z5 and C1-C5) suitable range of the quasi-monocrystalline center region A (see example in Figures 3a or 3b) for the blank is now working out the blanks from the disc.
  • the blank surface now corresponds to a newly defined test surface for which the classification applies.
  • thermocouple with protective tube 16 thermocouple with protective tube

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Abstract

Die Erfindung betrifft die Verwendung von quasimonokristallinem Silizium, welches bevorzugt nach dem Verfahren der gerichteten Erstarrung hergestellt wird, für Funktionsbauteile in Anlagen zur Halbleiterprozessierung wie zum Beispiel für Showerheads oder Sputtertargets. Die Blanks weisen erfindungsgemäß eine Konzentration von Einzelversetzungen im Bereich von 102 bis 106 cm-2 in einem sowohl versetzungscluster- als auch kleinwinkelkorngrenzenfreien Volumen und einen spezifischen Widerstand von 0,001 bis 0,2 Ωcm auf, können Fremdkörner, Zwillingskorngrenzen oder Cluster an Versetzungen oder Kleinwinkelkorngrenzen enthalten und sind somit kostengünstiger und effizienter herstellbar als Blanks aus monokristallinem Silizium nach den Czochralski oder Float Zone Verfahren.

Description

Rohling aus Silizium, Verfahren zu dessen Herstellung sowie Verwendung desselben
Die vorliegende Anmeldung beansprucht die Prioritäten der folgenden Deutschen Patentanmeldungen, deren gesamter Inhalt hiermit im Wege der Bezugnahme ausdrücklich mit aufgenommen sei: DE 10 2013 102 762.8,„Rohling aus Silizium, Verfahren zu dessen Herstellung sowie Verwendung desselben", angemeldet am 18.3.2013; DE 10 2013 107 188.0, „Rohling aus Silizium, Verfahren zu dessen Herstellung sowie Verwendung desselben", angemeldet am 8.7.2013; DE 10 2014 101 222.4,„Verfahren zur Herstellung eines Silizium-Ingots sowie einer Keimschicht hierfür", angemeldet am 31.1.2014.
Gebiet der Erfindung
Die Erfindung betrifft allgemein einen Rohling (Blank) aus sog. quasi-monokristallinem Silizium, wie nachfolgend definiert, sowie dessen Herstellung und Verwendung, und betrifft insbesondere die Verwendung von quasimonokristallinem Silizium, welches bevorzugt nach dem Verfahren der gerichteten Erstarrung hergestellt wird, für Funktionsbauteile in Anlagen zur Halbleiterprozessierung wie zum Beispiel für Showerheads oder Sputtertargets.
Stand der Technik
Monokristalline niederohmige Sputtertargets aus Silizium werden derzeit ausnahmslos aus Ingots gewonnen, die nach dem Czochralski (CZ)-Verfahren oder dem Float Zone (FZ)- Verfahren hergestellt werden. Niederohmig bezeichnet hier den Bereich des spezifischen Widerstandes von 0,001 Ωαη bis 0,2 Ωαη, und der verwendete Gutbereich dieser Ingots ist zylindrisch. Der Durchmesser entspricht dem von Ingots, welche zur Herstellung von Halbleiterwafern dienen, welche zur Herstellung integrierter Schaltkreise Verwendung finden. Die Durchmesser solcher Ingots sind durch die Limitierungen des CZ- Verfahrens bzw. FZ- Verfahrens typischerweise auf 150 mm, 200 mm, 300 mm oder 450 mm begrenzt. Im Maximum sind mit dem CZ- Verfahren bisher Durchmesser bis 550 mm erreicht.
Die gleichen geometrischen Limitierungen gelten auch für die Herstellung niederohmiger monokristalliner Showerheads, wie sie z.B. in Plasmaätzanlagen, Plasmareinigungsanlagen oder Beschichtungsanlagen verwendet werden.
Da die Herstellung von CZ-Ingots größer 320mm Rohdurchmesser extrem teuer und kaum verfügbar ist, wird dieses Material für solche Funktionsbauteile nur in Ausnahmefällen eingesetzt. Oft wird notgedrungen auf preiswertes multikristallines Material zurückgegriffen, das allerdings Nachteile bei der Anwendung hat.
Die an derartige Funktionsbauteile gestellten Qualitätsanforderungen beinhalten bisher stets intrinsische Materialqualitätsanforderungen bzgl. Gehalt an metallischen Verunreinigungen, Stickstoff und Sauerstoff. Je nach Anwendungsfall wird noch eine Dotierungsart (p-leitend oder n-leitend), ein elektrischer Widerstand z.B. 0,001 Qcm bis 0,2 Ωαη, eine bestimmte kristallografische Orientierung in Verbindung mit dem Format (rund oder rechteckig) und eine bestimmte Reinheit (z.B. 6N) gefordert (vgl. beispielsweise die Anforderungen für ein Sputtertarget auf http ://www.spm. Ii/ deutsch/sputtering-targets/ Silizium/) .
Da am Markt neben CZ- bzw. FZ-Material kein anderes monokristallines Material entsprechender Dotierung erhältlich ist, wurde nie hinterfragt, ob die hohe Qualität des teuren CZ-Materials bzw. des noch teureren FZ-Materials für Funktionsbauteile in Anlagen zur Halbleiterprozessierung wie zum Beispiel niederohmige Showerheads oder niederohmige Sputtertargets wirklich zwingend notwendig ist.
In der Photovoltaikindustrie ist der elektrische Wirkungsgrad der verwendeten Solarzellen das wichtigste Qualitätskriterium für deren Einsatz. Es ist bekannt, dass mit monokristallinen Solarwafern, die nach dem CZ- Verfahren hergestellt werden, höhere Wirkungsgrade erzielt werden können als mit multikristallinen Solarwafern. Ursache hierfür sind insbesondere Rekombinationen von unter Sonneneinstrahlung erzeugten Ladungsträgern an der Vielzahl im Material vorhandener Korngrenzen.
Für die Photovoltaikindustrie wurde gemäß dem Stand der Technik ein Verfahren der gerichteten Erstarrung von Ingots entwickelt, um einheitlich (lOO)-orientierte Solarzellen ohne Korngrenzen und dadurch leistungsstärkere Solarzellen herstellen zu können (vgl. EP 2028292, WO 2007/084934, WO 2009/014957). Bei diesem Verfahren finden auf dem Tiegelboden angeordnete monokristalline Keime Verwendung, welche die gerichtete Erstarrung einleiten und führen sollen. Die Anmelder dieser Patente haben die beschriebenen Herstellungsverfahren und die Methoden der Materialevaluierung jedoch nicht für andere Anwendungsfälle weiterentwickelt, da sie diese Anwendungsfälle weder in Betracht gezogen noch für möglich gehalten haben. Exemplarisch belegen dies die Aussagen in [0002] der EP 2028292 oder [003] in WO 2007/084934 oder [002] in WO 2009/014957.
Bei diesen speziell für die Photovoltaikindustrie entwickelten Kristallisationsverfahren wird nach Abtrennen eines Randbereiches, welcher sich durch die standardisierte Tiegelgröße zwangsläufig ergibt, und dem Abtrennen eines Deckel- und Bodenbereiches der gesamte Ingot zu Solarwafern weiterverarbeitet.
ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
Die Erfindung hat das Ziel, ein quasimonokristallines Silizium-Material, wie nachfolgend definiert, für niederohmige mono- oder quasimonokristalline Funktionsbauteile zur Verwendung in Anlagen zur Halbleiterprozessierung bereitzustellen, das wesentlich preiswerter als monokristallines Material, das aus dem CZ- bzw. FZ- Verfahren entstammt, herzustellen ist und das nur solche technischen Anforderungen an diese Funktionsbauteile wie z.B. niederohmige Sputtertargets oder niederohmige Showerheads erfüllt, welche für den Anwendungsfall auch tatsächlich zwingend sind. Diese Aufgabe wird gelöst durch ein Verfahren nach Anspruch 1, durch einen Blank (Rohling) nach Anspruch 14 sowie durch eine Verwendung nach Anspruch 24. Weitere vorteilhafte Ausführungsformen sind Gegenstand der rückbezogenen Unteransprüche.
Der Begriff„quasimonokristallin" taucht als Fachterminus in der Solarzellenfertigung etwa im Jahr 2010 erstmals auf. Dieser Begriff soll im Sinne der vorliegenden Anmeldung ein Silizium-Material bezeichnen, welches in einem Schmelztiegel oder dergleichen gerichtet erstarrt wird, wobei der Boden des Schmelztiegels mit einer einstückig oder mehrstückig ausgebildeten monokristallinen oder quasi-monokristallinen Keimschicht, die insbesondere aus einem CZ- oder FZ- Verfahren stammt, ausgelegt wird, die Keimschicht angeschmolzen werden und diese während des Kristallwachstums bzw. der gerichteten Erstarrung der Silizium-Schmelze ihre kristallographische Orientierung auf frisch kristallisiertes Material über der Keimschicht überträgt. Die Keimplatte(n) der Keimschicht kann (können) auch aus Silizium-Material hergestellt sein, dass bereits einem Prozess entstammt, wie er im vorangegangenen Satz dargestellt ist und damit bereits aus quasimonokristallinem Material bestehen. Während quasimonokristallines Silizium-Material für die Solarzellenfertigung auch noch multikristalline Volumenanteile enthalten darf, besteht quasimonokristallines Silizium- Material im Sinne der vorliegenden Erfindung aus einem einzigen Korn, das jedoch Versetzungscluster und Kleinwinkelkorngrenzen mit einem gewissen Anteil enthalten darf, wobei das Korn sowohl darin enthaltene Zwillinge als auch Fremdkörner, sofern vorhanden, vollständig umschließen soll. Für den Einsatz in der Photovoltaik finden sich für den Begriff „quasimonokristallin" auch synonyme Bezeichnungen, wie beispielsweise mono-like, near- monocrystalline Silicon, M-Grade, U-Grade und weitere, die jedoch herstellerspezifisch nur für Solarwafermaterial gelten und dem Fachmann auf diesem Gebiet bekannt sind.
Beispiele für Funktionsbauteile im Sinne der vorliegenden Anmeldung sind insbesondere Sputtertargets und Showerheads. Showerheads wie sie z.B. in Plasmaätzanlagen Verwendung finden, werden synonym oft auch als Elektrodenplatten oder Shower Head Elektroden oder Gas Distribution Plates bezeichnet.
Der Begriff „Blank", wie er in der vorliegenden Anmeldung verwendet wird, bezeichnet einen Rohling oder ein Halbzeug, welches aus einem nach einer Züchtung entstehenden Rohkristall herausgearbeitet wird, um die Materialqualität dieses Blanks an seiner Oberfläche und/oder in seinem Inneren bewerten zu können. Dieses Blank ist eine runde oder eckige Scheibe, ein Ring oder anders geformtes Teil (z.B. ein Blank für ein Racetrack-Target(Fig.3b) mit Dicke größer 0,5mm und kleiner 30mm. Ein für die beabsichtigte Anwendung als verwendbar bewertetes Blank erfährt nach seiner Bewertung eine weitere Bearbeitung, um die finale Geometrie und Oberflächenqualität des Bauteiles einzustellen.
Das erfindungsgemäße quasimonokristalline Silizium-Kristallmaterial für Funktionsbauteile ist nur so gut wie wirklich erforderlich und kann damit kostengünstiger als herkömmlich hergestellt werden. Mit anderen Worten können erfindungsgemäß Kostenvorteile dadurch realisiert werden, dass nur die für ein zufriedenstellendes Funktionsbauteil unbedingt notwendigen Eigenschaften eingehalten werden. Es wurde überraschenderweise herausgefunden, dass der Grad der Ausprägung bestimmter Defekte und bestimmte Defekte selbst, die in für Halbleiterwafer verwendbarem Silizium-Material nicht oder nicht in dem Maße auftreten dürfen, die Funktionstüchtigkeit von Funktionsbauteilen zur Verwendung in Anlagen zur Halbleiterprozessierung nicht oder nicht wesentlich beeinträchtigen. Für Funktionsbauteile einer Größe, die mit den gängigen Kristallisationsverfahren für monokristallines Silizium (CZ, FZ) nicht oder nur extrem teuer herstellbar sind, ergibt sich sogar erstmals die Möglichkeit, diese aus dem vergleichsweise defekthaltigeren quasimonokristallinen Silizium nach vorliegender Erfindung monolithisch zu fertigen. Bisher mussten diese großen Funktionsbauteile entweder als ganzes Teil aus multikristallinem Material gefertigt werden oder aus monokristallinen oder multikristallinen Materialsegmenten zusammengefügt werden. Funktionsbauteile aus multikristallinem Material weisen jedoch weit geringere Standzeiten auf. Segmentierte Funktionsbauteile haben einen hohen Fertigungsaufwand. Überraschenderweise wurde von den Erfindern auch herausgefunden, dass eine flächige Bestimmung der Ladungsträgerlebensdauer (oder einer damit korrelierenden physikalischen Größe) bei Silizium und anderen Halbleitermaterialien wie Germanium, Galliumarsenid bzw. anderen sogenannten Verbindungshalbleitern ein sehr einfaches, schnelles und zerstörungsfreies Verfahren ist, um die Standzeit oder den Verschleiß (Materialabtrag durch Ätzgaseinwirkung oder Generierung störender Partikel) der Funktionsbauteile unter Betriebsbedingungen grob zu bewerten. Bereiche mit lediglich isolierten Versetzungen lassen sich so von solchen mit Versetzungsclustern (bei bestimmten elektrischen Anwendungen kritisch) unterscheiden. Die Messtechnik, eigentlich zur Bewertung der elektrischen Qualität von Solarsilizium bzw. zur Bestimmung des erreichbaren Wirkungsgrades von Solarzellen entwickelt, kann mit dem hier beschriebenen Verfahren zur Bewertung der strukturellen Qualität bzw. chemischen Stabilität von quasimonokristallinem Silizium genutzt werden. Somit stehen einfache, kostengünstige und rasch auszuführende Verfahren zur Bewertung zur Verfügung. Hierbei wird die Oberfläche des zu untersuchenden Werkstücks mit beispielsweise folgenden Verfahren untersucht: μ-PCD (microwave-detected Photo-Conductance Decay measurement), MWT (Microwave Detected Photoconductivity), PL (Photolumineszenz), oder ähnlichen rasternden oder bildgebenden Messtechniken. Alle diese Messtechniken ermitteln einen Wert, welcher der Ladungsträgerlebensdauer im Bereich der Oberfläche proportional ist. Hierbei ist die räumliche Auflösung der jeweiligen Messtechniken unterschiedlich; sie kann von einigen μιη bis einigen mm reichen. In der Nähe eng benachbarter Versetzungslinien - d.h. im Bereich von Versetzungsclustern - sinkt die Ladungsträgerlebensdauer stark ab, da die Versetzungslinien bzw. Kleinwinkelkorngrenzen Orte sehr hoher Ladungsträgerrekombination darstellen und die Abstände der Versetzungslinien die Diffusionslänge der Ladungsträger unterschreitet. Einzige Bedingung an das Material ist, dass keine anderen Rekombinationsmechanismen die Rekombination an den Versetzungslinien dominant überlagern dürfen. Das heißt, eine massive Kontamination z.B. mit im Volumen gleichmäßig verteilten metallischen Verunreinigungen verhindert diese Art der Erfassung von Versetzungsclustern. Insbesondere Übergangsmetalle wie Fe, Cr, Co, Ni, Ti und dergleichen sollten eine Konzentration von 0,1 ppm nicht überschreiten.
Ein bekanntes keimbasiertes Verfahren der gerichteten Erstarrung von Silizium zur Herstellung von quasimonokristallinen Si-Ingots für die Photovoltaikindustrie wird entsprechend vorliegender Erfindung abgewandelt und insbesondere um ein Zuteilungs- und Bewertungsverfahren derart ergänzt, dass ein Volumenanteil des entstehenden Ingots definiert und bewertet wird, so dass er für die Herstellung niederohmiger Funktionsbauteile zur Verwendung in Anlagen zur Halbleiterprozessierung, z.B. Sputtertargets oder Showerheads mit einem spezifischen Widerstand im Bereich von 0,001 Ωαη bis 0,2 Qcm Verwendung finden kann.
Das Zuteilungs- und Bewertungsverfahren kann jedoch ausdrücklich auch für anders hergestelltes Silizium-Kristallmaterial Verwendung finden. Dazu zählt Silizium-Material, das nach dem bekannten Czochralski- Verfahren hergestellt wurde und ungewollte Zwillinge enthält und dadurch für Halbleiterwafer nicht einsetzbar ist, oder Silizium-Material, das nach einem dem Kyropoulos- Verfahren angelehnten Züchtungsverfahren für Silizium ohne Tiegelkontakt hergestellt ist (vgl. Nakajima et al., J. Cryst. Growth 372(2013)121-128). Im Falle der Verwendung eines keimbasierten Züchtungsverfahrens in einem Tiegel nach der Methode der gerichteten Erstarrung zur erfindungsgemäßen Herstellung des quasimonokristallinen Siliziums in einer Züchtungsanlage des Bridgman-Types oder einer VGF-Anlage(Vertical Gradient Freeze) werden prinzipiell die folgenden Verfahrensschritte ausgeführt:
- Herstellen eines quasimonokristallinen Ingots durch gerichtete Erstarrung in einem
Schmelztiegel;
Bodenschnitt, Mantelschnitt und Deckelschnitt am Ingot nach dessen Abkühlung und Entformung aus dem Schmelztiegel, um einen Ingotkern zu erhalten;
- Messung des spezifischen Widerstandes in Abhängigkeit der Höhenkoordinate des Ingotkerns an einer seiner Außenseiten zur Bestimmung des für Blanks brauchbaren
Höhenbereiches
Festlegen einer quasimonokristallinen Prüfoberfiäche auf der Oberfläche des Ingotkerns oder einer von diesem horizontal abgetrennten Scheibe, die gleich dick oder dicker als das spätere Blank ist;
- Prüfung und Bewertung der Prüfoberfläche hinsichtlich Gehalt, Verteilung und/oder
Qualitätsrelevanz von zumindest einer der Größen Fremdkörner, Zwillingsgrenzen oder Cluster von Versetzungen oder Kleinwinkelkorngrenzen; und
Heraustrennen des Blanks bzw. eines für Blanks geeigneten Volumens aus dem quasimonokristallinen Bereich der Scheibe, so dass das herausgetrennte Blank in Bereichen auf seiner Ober- oder Unterseite, die keine Cluster von Versetzungen oder
Kleinwinkelkorngrenzen enthalten, eine Konzentration von Einzelversetzungen im Bereich von größer 1 x 102 bis kleiner l x l06 cm"2 aufweist und wobei das herausgetrennte Blank einen spezifischen Widerstand von 0,001 bis 0,2 Ωαη aufweist. Dieser Ablauf besteht aus weiteren Detailschritten:
Es wird der Tiegelboden eines Schmelztiegels mit einem oder mehreren mono- oder quasimonokristallinen Keimen belegt, bevorzugt mit stark dotierten Silizium-Keimen, so dass sich eine Keimschicht ausbildet.
Grundsätzlich kann bei dem Verfahren die Keimschicht einstückig ausgebildet sein und den Boden des Schmelztiegels bzw. Behälters vollständig bedecken. Gemäß einer weiteren Ausführungsform kann die Keimschicht jedoch auch aus einer Mehrzahl von Keimplatten ausgebildet sein, die unmittelbar aneinander grenzend (unter Ausbildung von möglichst schmalen Spalten dazwischen) auf dem Boden des Schmelztiegels angeordnet werden, um diesen vollständig zu bedecken.
Bei einem Verfahren zur Herstellung der vorgenannten Keimschicht aus einer Mehrzahl von Keimplatten können diese grundsätzlich auch nach einem Czochralski- Verfahren oder nach einem Floating-Zone- Verfahren hergestellt sein.
Gemäß einer weiteren Ausführungsform wird die Mehrzahl von Keimplatten auf einer ebenen Keimunterlage angeordnet, die durch einen Sägeprozess plan ist oder sogar plan geschliffen ist.
Dabei können auf der ebenen Keimunterlage insbesondere eine Mehrzahl von Keimplatten angeordnet werden, deren Stoßflächen oder zusätzlich noch mindestens eine weitere Fläche geschliffen sind. Dabei werden die Stoßflächen benachbarter Keimplatten derart rechtwinklig geschliffen, dass bei Verwendung von drei oder mehr Keimplatten die Breite der entstehenden Spalte (von oben betrachtet) möglichst gering ist. Dabei ist von gleichrangiger Bedeutung, dass auch während des Anschmelzens der Keimplatten keine Spalte entstehen. Das heißt, dass auch bei seitlicher (horizontaler) Betrachtung der Keimplatte die geschliffenen Stoßflächen einen rechten Winkel aufweisen. Nach dem Schleifen weisen die geschliffenen Flächen(insbesondere die Kantenflächen) eine Rauigkeit von Rz gemäß DIN 4762 von kleiner als ΙΟΟμιη, bevorzugter kleiner als ΙΟμιη und besonders bevorzugt kleiner als 5μιη auf und ist deren Winkligkeit sowohl vertikal betrachtet als auch horizontal betrachtet so gut, dass während des Auslegens der Keimplatten und während des Anschmelzens der Keimplatten entstehende Spalte zwischen unmittelbar benachbarten Keimplatten an jeder Stelle kleiner 1 mm, bevorzugter kleiner 0,1 mm und noch bevorzugter kleiner 0,01 mm sind. Durch diese vorgegebene Passgenauigkeit weist das erfindungsgemäße Silizium-Material insgesamt keine an Keimstößen entstehenden Zwillingskörner (Stoßzwillinge) auf.
Der Tiegel wird dann weiter mit Silizium-Rohstoff unter Zugabe von wesentlich mehr Dotierstoff als für die Herstellung von Solarzellen erforderlich befüllt, d.h. z.B. für den o.g. Bereich des spezifischen Widerstandes von 0,001 Ωαη bis 0,2 Ωαη und die Verwendung eines oder mehrerer bereits geeignet dotierten Keime wird eine große Menge an Dotierstoff zugegeben, die zu einer Anfangskonzentration in der Schmelze von ca. 1,2 * 1020 Atome/cm3 bis 1,0 * 1017 Atome/cm3 des Dotierstoffes Bor (B) bzw. ca. 7,4 * 1019 Atome/cm3 bis 3,1 * 1016 Atome/cm3 des Dotierstoffes Phosphor (P) führt. Zur gerichteten Erstarrung wird der befüllte Tiegel in einer technisch modifizierten Anlage zur gerichteten Erstarrung von Silizium platziert, insbesondere einer VGF- Anlage. Anschließend erfolgt ein Aufschmelzen der Rohstoffe, Anschmelzen des Keims oder der Keime ohne Tastung der Phasengrenze, gefolgt von einer gerichteten Erstarrung des flüssigen Siliziums zur Ausbildung eines Ingots.
Nach Abkühlen, Entnahme und Entformung des Ingots kann das Abschneiden des Ingotbodens vom Ingot zur bevorzugten Wiederverwendung als Keimmaterial folgen. Die Schnittqualität gestattet dabei, an beiden gegenüberliegenden Schnittflächen ggf. multikristalline Randbereiche visuell zu erkennen und ggf. von der Keimplatte abzutrennen. Anschließend kann das Abschneiden der Mantelschicht vom Ingot in einer vorbestimmten Dicke oder einer Dicke, wie sie an der Schnittfläche visuell als nicht monokristallin erkennbar ist, erfolgen. Anschließend kann ein Zerteilen des verbliebenen Ingots in Scheiben entsprechend der gewünschten Dicke erfolgen, um daraus Blanks für Funktionsbauteile wie z.B Sputtertargets oder Showerheads fertigen zu können. Ggf. kann eine Oberflächenbearbeitung der Scheibenflächen zur besseren Gewährleistung der visuellen Unterscheidbarkeit multikristalliner und quasimonokristalliner Bereiche der bearbeiteten Flächen sowie Markierung des quasimonokristallinen Oberflächenbereichs erfolgen. Anschließend kann der markierte quasimonokristalline Oberflächenbereich(Prüfoberfläche) an der Scheibe oder an dem Ingot auf das Vorhandensein und den Ort von detektierten Fremdkörnern bzw. von detektierten Zwillingsgrenzen geprüft werden. Die Prüfung eines ausgewählten quasimonokristallinen Oberflächenbereiches(Prüf- oberfläche) der Scheibe kann mittels eines von drei bevorzugten elektrischen Verfahren zur Quantifizierung des Gehalts dieser Prüfoberfläche an Clustern von Versetzungen oder Kleinwinkelkorngrenzen erfolgen. Dabei wird detektiert, ob und an welchem Ort auf der Prüfoberfläche Pixel mit Clustern von Versetzungen oder Kleinwinkelkorngrenzen vorliegen. Anschließend erfolgt eine Bestimmung des prozentualen Anteils mit Clustern von Versetzungen oder Kleinwinkelkorngrenzen behafteter Pixel an der Prüfoberfläche, sowie eine Festlegung von einer oder mehreren neuen Prüfoberflächen der Scheibe, die hinsichtlich ihrer Bewertung bezüglich des prozentualen Anteiles an Clustern von Versetzungen oder Kleinwinkelkorngrenzen, hinsichtlich ihres Gehaltes an Fremdkörnern und hinsichtlich ihres Gehaltes an Zwillingsgrenzen den Geometrie- und Spezifikationsanforderungen an ein oder mehrere Blanks entsprechen. Anschließend kann ein Heraustrennen der neuen Prüfoberfläche erfolgen, die identisch der Oberfläche des Blanks ist.
Quasimonokristallines Material im Sinne dieser Erfindung und unabhängig, ob es nach einer Methode der gerichteten Erstarrung, mit einem CZ- oder FZ- Verfahren oder einem dem Kyropoulos- Verfahren angelehntem Züchtungsverfahren für Silizium ohne Tiegelkontakt hergestellt wurde, enthält eine mittlere Konzentration von isolierten Versetzungen zwischen
10 2 cm" 2 und 106 cm" 2 , typischerweise zwischen 10 cm"2 und 105 cm2. Hierin unterscheidet sich das erfindungsgemäße quasimonokristalline Silizium-Material vom herkömmlichen monokristallinen Silizium, hergestellt z.B. mit dem Czochralski- oder dem Floating Zone- Verfahren mit dem Verwendungsziel als Halbleiterwafer zur Herstellung mikroelektronischer Bauelemente. Dieser Verwendungszweck erfordert eine Konzentration isolierter Versetzungen von üblicherweise unter 102 cm"2 und ist typischerweise sogar ganz oder nahezu frei von Versetzungen. Allerdings kann auch monokristallines Silizium aus dem Czochralski- oder dem Floating Zone-Verfahren sehr hohe Konzentrationen an Versetzungen aufweisen, falls es beim Kristallisationsprozess zu Störungen kommt. Solches Material ist aber untypisch und vor allem wegen der damit dann verbundenen sehr hohen mechanischen Spannungen auch schwer zu bearbeiten (Czochralski und Floating Zone Kristalle mit lokal hohen Versetzungsdichten reißen leicht).
Im Unterschied zum erfindungsgemäßen Verfahren weisen die in den Verfahren nach dem Stand der Technik zur Herstellung p-dotierter quasimonokristalliner Solarzellen verwendeten Keime einen vergleichsweise sehr hohen Widerstand (typisch 1 Ωαη bis 3 Ωαη bei B- Dotierung) auf. Im Gegensatz dazu können für die Herstellung von niederohmigen Funktionsbauteilen nach der vorliegenden Erfindung Keime verwendet werden, die einen niedrigeren, ja sogar deutlich niedrigeren Widerstand aufweisen.
Auch wird bei dem Verfahren nach Stand der Technik dem über dem(n) Keim(en) angeordneten Silizium-Rohstoff zusätzlich eine geringere Menge an Dotierstoff Bor als in der vorliegenden Erfindung zugegeben. Nach dem Stand der Technik wird ein erhöhter Widerstandsbereich von 1 Ωαη bis 3 Ωαη eingestellt.
FIGURENÜBERSICHT
Detaillierter werden die vorgenannten Prozessschritte bei Verwendung der Methode der gerichteten Erstarrung zur Herstellung des quasimonokristallinen Siliziums wie folgt anhand der beigefügten Figuren beschrieben. Die nachfolgenden Beschreibungen und Figuren beziehen sich auf das VGF- Verfahren als eines der Verfahren der gerichteten Erstarrung. Nach diesem Verfahren hergestelltes Silizium-Material wird nachfolgend auch als VGF- Mono-Silizium bezeichnet. Es zeigen:
Fig. 1 einen Vertikalschnitt durch einen Si-Ingot der Größe Generation 4, der nach einem Kristallisationsverfahren gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist, mit beispielhafter Verteilung des Materials in monokristallin und multikristallin sowie einer möglichen Zerteilung beispielsweise horizontal herausschneidbarer Scheiben zur Gewinnung von Blanks für Funktionsbauteile, z.B. für Sputtertargets oder Showerheads;
Fig. 2 einen weiteren Vertikalschnitt durch einen Si-Ingot der Größe Generation 5, der nach einem Kristallisationsverfahren gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist, mit beispielhafter Verteilung des Materials in monokristallin und multikristallin sowie einer möglichen Zerteilung beispielsweise horizontal herausschneidbarer Scheiben zur Gewinnung von Blanks für Funktionsbauteile, z.B. für Sputtertargets oder Showerheads;
Fig. 3a und 3b eine photographische Aufnahme eines aus einem solchen Ingot in mittlerer
Höhe heraus geschnittenen Scheibe mit monokristallinem Bereich A und multikristallinem Bereich B mit beispielhaft eingezeichneten Blanks für z.B. Sputtertargets oder Showerheads;
Fig. 4a und 4b PL- (links) und μPCD-Aufnahmen (rechts) einer sägerauen Waferoberfiäche von monokristallin- versetzungsfreiem Silizium-Material, das nach einem CZ- Verfahren hergestellt wurde(ringförmige Strukturen sind sichtbar);
Fig. 4c und 4d entsprechende PL- (links)und μPCD-Aufhahmen (rechts) einer sägerauen
Waferoberfiäche von versetzungsbehafteten monokristallinen Silizium- Material, das nach einem VGF- Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt wurde (keine ringförmigen Strukturen sichtbar, keine Cluster von Versetzungen, keine Fremdkörner oder Zwillingsgrenzen);
Fig. 5a und 5b entsprechende PL- und μPCD-Aufnahmen einer sägerauen Waferoberfiäche von monokristallinen Silizium-Material, das einem bodennahen Bereich eines Ingots entstammt, der nach einem VGF- Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt wurde, worin Cluster von Versetzungen oder Kleinwinkelkorngrenzen sichtbar sind;
Fig. 6a und 6b entsprechende PL- und μPCD-Aufnahmen einer sägerauen Waferoberfiäche von monokristallinen Silizium-Material, das einem deckelnahen Bereich eines Ingots entstammt, der nach einem VGF- Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt wurde, worin Cluster von Versetzungen oder Kleinwinkelkorngrenzen mit höherem Flächenanteil als nach den
Figuren 5 a und 5b sichtbar sind;
Fig. 7 eine PL-Auf ahme einer VGF-monokristallinen Prüfoberfläche aus dem
Bereich A eines Ingots.
Fig. 8a die Anordnung eines Thermoelementes außermittig an der Unterseite einer
Tiegelaufstellplatte, auf der ein Tiegel steht, für ein beispielhaftes Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung bei Verwendung einer einstückig ausgebildeten Keimschicht;
Fig. 8b die Anordnung eines Thermoelementes außermittig an der Unterseite einer
Tiegelaufstellplatte, auf der ein Tiegel steht, für ein beispielhaftes Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung bei Verwendung einer aus mehreren
Keimplatten ausgebildeten Keimschicht, deren Kanten geschliffen und bearbeitet sind;
Fig. 9 einen beispielhaften Temperaturverlauf bei einem Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung.
AUSFUHRLICHE BESCHREIBUNG
Als Tiegel kann nach der vorliegenden Erfindung grundsätzlich ein vom Tiegelhersteller innenbeschichteter Ready-To-Use-Tiegel oder ein beim Anwender selbst beschichteter Tiegel (z.B. ein Quarz oder Quarzgut-Tiegel) oder ein Graphittiegel oder ein Si3N4-Tiegel eingesetzt werden. Die Tiegelgrundfläche richtet sich nach der Größe der darin herzustellenden niederohmigen Bauteile für die Halbleiterindustrie. Es können quadratische Tiegel der Größe G4 (720 mm x 720 mm), G5 (880 mm x 880 mm),
G6 (1050 mm x 1050 mm) oder derzeit noch nicht gebräuchliche noch größere Tiegel bis 3000 mm x 3000 mm, runde Tiegel eines Durchmessers größer 450 mm oder auch rechteckige Tiegel der minimalen Grundflächenkantenlänge von 450 mm bzw. maximalen Grundflächenkantenlänge von 3000 mm eingesetzt werden. Eine Tiegelhöhe unter 350 mm ist dabei genauso wenig sinnvoll wie eine Tiegelhöhe (ggf. inkl. Tiegelaufsatz) von größer 800 mm. Als sehr praktikabel haben sich Gesamttiegelhöhen von 450 mm, 550 mm, 650 mm und 780 mm oder dazwischen liegende Größen erwiesen.
Nachfolgend wird anhand der Figuren 8a bis 9 zunächst ein Verfahren zur Herstellung eines Si-Ingots gemäß der vorliegenden Erfindung beschrieben. Die Fig. 8a zeigt einen schematischen Querschnitt durch einen Tiegel 2 einer Anlage 1 zur Herstellung von Silizium- Ingots. Der Behälter 2, üblicherweise ein Quarztiegel, weist einen Boden 3, der sich senkrecht zur Längsrichtung 5 erstreckt, und zumindest eine Seitenwand 4 auf, die sich in Längsrichtung 5 erstreckt und umlaufend ausgebildet sein kann, insbesondere aus vier rechteckförmigen Flächen ausgebildet sein kann, die eine insgesamt rechteckförmige oder bevorzugt quadratische Grundfläche des Behälters 2 vorgeben. Der Boden 3 kann gemäß weiteren Ausführungsformen auch einen abweichenden Querschnitt aufweisen, beispielsweise einen achteckigen, kreisförmigen oder ovalen Querschnitt.
Gemäß der Fig. 8a wird auf dem Boden 3 des Behälters 2 als Keimvorlage eine Keimschicht 10 aus Silizium angeordnet, die einstückig ausgebildet ist und den Boden 3 vollständig bedeckt. Die Keimschicht 10 weist vorzugsweise die gleichen Materialeigenschaften auf wie der Silizium-Ingot, der ausgebildet werden soll. Um Welligkeiten und Unebenheiten des Bodens 3 des Behälters 2 auszugleichen, die im herzustellenden Si-Ingot Versetzungen und andere Gitterfehler in unerwünscht hoher Anzahl und Konzentration herrufen könnten, ist auf dem Boden 3 eine ebene Keimunterlage 13 vorgesehen, von der zumindest die Oberseite eine ausreichende Planarität aufweist. Diese entspricht zumindest der Qualität nach einem üblichen Sägeschnitt, die Oberseite kann auch plan geschliffen sein. Auf diese Weise wird eine Orientierung der Keimschicht exakt senkrecht zur Mittelsenkrechten 5 auf den Boden 3 erzielt. Der Behälter 2 ist gemäß der Fig. 8a auf einer Tiegelaufstellplatte 14 aus einem gut wärmeleitenden Material, bevorzugt aus Graphit. Diese lässt, wie auch die darunter befindliche Kühlplatte 15, Wärme des darunter befindlichen mäanderförmigen Bodenheizers 17 sehr gut durch, um den Boden 3 zu heizen. Die Tiegelaufstellplatte 14 ist für eine exakt vertikale Anordnung des Behälters 2 ausgelegt.
Mittels der Kühlplatte 15, die von einem Gas als Kühlmedium durchströmt werden kann, lässt sich eine vorbestimmte Kühlleistung zum Kühlen des Bodens 3 einstellen. Gemäß der Fig. 8a ist in der Kühlplatte 15 außermittig ein Thermoelement 16 mit einem Schutzrohr vorgesehen, um die Temperatur während des gerichteten Erstarrens zu überwachen. Eine aufwändige und störende Überwachung der Temperatur mittels eines in die Si-Schmelze eintauchenden Messrohrs kann somit erfindungsgemäß nicht entfallen. Genauer gesagt, ist das Thermoelement 15 in einer radialen Entfernung vom Zentrum des Bodens 3 angeordnet, die der Hälfte des Durchmessers des Behälters 2, sofern dieser rund ausgebildet ist, oder die der Hälfte einer Kantenlänge des Behälters 2 entspricht, sofern dieser eine quadratische Grundfläche aufweist, insbesondere mit einer Toleranz von +30mm und -100mm. Wie nachfolgend anhand der Fig. 9 näher erläutert, wird bei dem Verfahren auf das Temperatursignal des Thermoelements 15 gesteuert.
Die Fig. 8b zeigt in einem schematischen Querschnitt durch einen Tiegel eine alternative Ausführungsform zur Herstellung von Silizium-Ingots, bei der eine Keimschicht verwendet wird, die aus einer Mehrzahl von Keimplatten 11 ausgebildet ist, deren Kanten bzw. Stöße unter Ausbildung von möglichst schmalen Spalten 12 unmittelbar aneinander anliegen und den Boden 3 des Behälters 2 vollständig bedecken. Die Keimplatten 11 weisen bevorzugt einen einheitlichen Querschnitt auf, insbesondere einen rechteckförmigen oder quadratischen Querschnitt, sodass der Boden 3 vollständig bedeckt werden kann. Die Keimplatten 11 können insbesondere in einer spiegelsymmetrischen Anordnung bezüglich einer sich senkrecht zum Boden 3 des Behälters 2 erstreckenden Mittelebene (nicht dargestellt) angeordnet sein. Die Form der Keimplatten 11 können auch in anderer Weise geeignet auf die Form des Bodens 3 abgestimmt sein. Die Dicken der Keimplatten 11 sind jeweils gleich, sodass eine im Wesentlichen plane Oberfläche der Keimschicht ausgebildet wird.
Um ein Verkippen der Keimplatten 11 zu verhindern, was im herzustellenden Si-Ingot Versetzungen und andere Gitterfehler in unerwünscht hoher Anzahl und Konzentration herrufen könnten, ist auf dem Boden 3 eine ebene Keimunterlage 13 vorgesehen, von der zumindest die Oberseite eine ausreichende Planarität aufweist. Diese entspricht zumindest der Qualität nach einem üblichen Sägeschnitt, die Oberseite kann auch plan geschliffen sein. Die Keimplatten 11 können somit mit exakt einheitlicher Orientierung am Boden 3 des Behälters 2 angeordnet werden. Um ein Verkippen der Keimplatten 11 und die Ausbildung von unnötig breiten Spalten 12 zwischen diesen zu verhindern, sind die Flächen der Keimplatten 11 bevorzugt komplett oder teilweise geschliffen. Die Rauigkeit Rz gemäß DIN 4762 sollte dabei kleiner als ΙΟΟμιη, bevorzugter kleiner als ΙΟμιη und besonders bevorzugt kleiner als 5μιη sein. Bei Verwendung von mehreren Keimplatten in der Keimschicht ist der Abstand zwischen den einzelnen Keimplatten bevorzugt klein, unabhängig ob dieser durch kippeln der Keimplatten oder durch nicht planparallele Kanten verursacht wird. Dieser Abstand ist kleiner 1 mm, bevorzugter kleiner als 0,1 mm und noch bevorzugter kleiner als 0,01 mm, sodass entstehende Spalte 12 zwischen unmittelbar benachbarten Keimplatten 11 an jeder Stelle von dieser Größenordnung sind.
Nach der Anordnung der vorstehend beschriebenen Keimschicht 10, 12 am Boden 3 des Behälters 2 wird eine Silizium-Schmelze 6 im Behälter 2 bereitgestellt. Hierzu kann stückiges Silizium in den Behälter 2 eingebracht und aufgeschmolzen werden, beispielsweise wie in der EP 2028292 A2 der Anmelderin offenbart. Die Silizium-Schmelze 6 kann auch zunächst in einem anderen Behälter (nicht dargestellt) bereitgestellt und in flüssiger Form in den Behälter 2 umgefüllt werden. Die Prozessführung erfolgt dabei so, dass die als Keimvorlage wirkende Keimschicht 10, 12 lediglich angeschmolzen wird, also nur teilweise nicht jedoch vollständig aufgeschmolzen wird. Anschließend wird die Silizium-Schmelze 6 in an sich bekannter Weise gerichtet erstarrt. Nach dem Erstarren der Silizium-Schmelze 6 zu einem Silizium-Ingot wird dieser aus dem Behälter 2 entnommen und weiter verarbeitet. Dazu wird dieser geeignet zersägt, beispielsweise durch Schnitte entlang der Längsrichtung 5 des Silizium-Ingots. Dabei wird ein Boden und eine Kappe des Silizium-Ingots durch Schnitte senkrecht zur Längsrichtung 5 des Silizium-Ingots entfernt. Je nach den Prozessbedingungen kann ein Teil des von dem Silizium-Ingot abgetrennten Bodens nicht die gewünschten Materialeigenschaften aufweisen.
Als Keim ist ein nahezu die gesamte innere Grundfläche des Tiegels ausfüllender Flächenkeim besonders sinnvoll. Dieser kann durch einen Bodenschnitt aus einem vorhergehenden Ingot gewonnen werden. Eine Keimschicht in der Größe des Flächenkeims kann auch aus quasimonokristallinen Teilstücken aus dem Ingot geschnittener Scheiben zu einer zusammengestellt werden. Der Keim bzw. die Keimschicht sollte aus Effektivitätsgründen nicht unnötig dick, aber auch nicht zu dünn sein, damit nicht die Gefahr besteht, dass er in der späteren Ankeimphase komplett aufschmilzt. Als brauchbar haben sich Keimdicken von 15 mm, 30 mm, 45 mm, 50 mm, 70 mm, 80 mm oder Zwischengrößen erwiesen, wobei40 mm oder 45 mm bevorzugt sind.
Für die Herstellung von niederohmigen Bauteilen für die Halbleiterindustrie ist die Orientierung der Keime von eher untergeordneter Bedeutung. Die in der Photovoltaik erwünschte (lOO)-Orientierung der Keime ist für die Herstellung von niederohmigen Bauteilen für Funktionsbauteile in Anlagen zur Halbleiterprozessierung zwar nicht zwingend, aber aus züchtungstechnischen Überlegungen heraus die bevorzugte Keimorientierung. Je nach Zielstellung kann jedoch auch basierend auf (111)-,(110)-, oder noch anders orientierten Keimen gezüchtet werden.
Der weiter oben erwähnte und bevorzugte Flächenkeim stellt keine Begrenzung der Keimverwendungsmöglichkeiten dar. Wenn der Tiegelboden aus kleineren Keimen vollflächig oder bis auf einen kleinen Randbereich vollflächig ausgelegt werden soll, empfiehlt es sich, die Keime auf einer ebenen Keimaufstellplatte anzuordnen und die Keimflächen und vor allem die Keimkanten der einzelnen Keime wie weiter vorn bereits beschrieben so zu schleifen, dass die Stoßkanten eine geringe Rauigkeit aufweisen und möglichst ohne Fugen aneinander stoßen. Keime können aus Teilen eines Flächenkeimes, einem runden nach einem CZ- Verfahren hergestellten Kristall in der oben angegebenen Keimdicke quadratisch herausgearbeitet werden. Keime können auch aus Längsschnitten der gewünschten, oben genannten Dicke aus einem nach einem CZ- Verfahren hergestellten Kristall gewonnen werden. Keime können auch aus senkrecht aus einem zuvor keimbasiert gerichtet erstarrten Ingot als senkrechte Bretter bzw. Barren in der gewünschten oben genannten Dicke herausgeschnitten werden. Wichtig ist für alle Arten der Keimgewinnung, dass bereits der Keim eine hohe Reinheit bzgl. metallischer Verunreinigungen aufweist. Bzgl. seines Dotierungsgrades kann der Keim undotiert, gering dotiert entsprechend eines spezifischen Widerstands größer 5 Qcm, stark dotiert entsprechend eines spezifischen Widerstands kleiner 0,2 Qcm, oder bereits passend für den Zielwiderstand von größer 0,2 Qcm und kleiner 5 Qcm sein. Bei Kenntnis der Keimdotierung und des beabsichtigten Grades des Rückschmelzens des Keimes wird die Zugabemenge an Dotierstoff zum reinen Si-Rohstoff so gewählt, dass der Zielwert für den spezifischen Widerstand innerhalb des gewünschten Bereiches von größer als 0,2 Ωαη und kleiner 5 Ωαη erreicht wird.
Nach Platzierung der Keime wird also das verbleibende Tiegelvolumen noch mit Si-Rohstoff (mindestens in der Reinheit Solar Grade) und Dotierstoff aufgefüllt. Bei der Befüllung des Tiegels oder des mit einem Tiegelaufsatz versehenen Tiegels wird die sich ergebende Gesamthöhe möglichst ausgenutzt. Eine Befüllhöhe unter 250 mm ist dabei genauso wenig sinnvoll wie eine Befüllhöhe (ggf. inkl. Tiegelaufsatz) von größer 800 mm. Als sehr praktikabel haben sich Gesamttiegelhöhen von 350 mm, 450 mm, 550 mm, 650 mm und 780 mm oder Zwischengrößen erwiesen.
Um in den gewünschten Bereich des spezifischen elektrischen Widerstandes von größer 0,2 Ωαη und kleiner 5 Ωαη zu kommen, darf die Konzentration des Dotierstoffes (z.B. Bor) die Menge von ca. 1 ,0 * 1017 Atome/cm3 bis 2,7 * 1015 Atome/cm3 nicht überschreiten.
Der befüllte Tiegel wird danach in eine Kristallzuchtanlage des Bridgman-Typs oder in eine VGF-Anlage eingebracht. Letztere ist je nach Anlagentyp mit verschiedenen Heizerkonfigurationen ausgestattet. Gebräuchlich sind Anlagen mit lediglich Deckenheizer, Anlagen mit Decken- und Bodenheizer, Anlagen nur mit Mantelheizern, Anlagen mit Decken- und Mantelheizern oder auch Anlagen mit Decken-, Mantel- und Bodenheizer. Erfindungsgemäß wird der Rohstoff von oben her aufgeschmolzen. Durch eine geeignete Temperaturführung der Heizer bei gleichzeitiger Kühlung der Keimschicht wird sowohl dafür gesorgt, dass der zugegebene Rohstoff komplett aufgeschmolzen wird, der oder die Keime jedoch keinesfalls komplett aufgeschmolzen,aber zwingend angeschmolzen werden.
Um das Anschmelzen der Keimschicht verständlich darstellen zu können, wird jeder einzelne Flächenanteil der Keimschicht mit einer Größe von etwa 1 cm2defmiert. Jeder dieser einzelnen Flächenanteile soll bis zu einer bestimmten Höhe über Tiegelboden angeschmolzen werden. Diese Höhenkoordinate, bis zu der das Anschmelzen eines jeden Flächenanteiles erfolgt, liegt im Bereich von 20% bis 90% der Dicke der eingelegten Keimschicht. Je nach Tiegelgröße, Anlagentyp und Keimdicke werden Bereiche gefunden, die bevorzugt sind. Beispielsweise sind bei einer Keimdicke von 40 mm ein Bereich der Höhenkoordinate von 35% bis 75% der ursprünglichen Keimdicke oder bei einer Keimdicke von 45 mm ein Bereich der Höhenkoordinate von30%> bis 80%> der ursprünglichen Keimdicke bevorzugt. Durch eine geeignete Temperatur-/Zeitführung der Heizer wird erreicht, dass sich im Inneren des Tiegels eine horizontale Phasengrenze in einer Ebenheit ausbildet, die es gestattet, ohne ein Tasten zur Bestimmung der Lage der Phasengrenze die Keimschicht anzuschmelzen. Vorteilhaft wird die Messung der Temperatur nicht im Symmetriezentrum an der Unterseite der Platte vorgenommen, die als Tiegelaufstellplatte bezeichnet wird. Die Messung der Temperatur wird vorgenommen, indem ein Thermoelement in der Tiegelaufstellplatte aus Graphit in einer radialen Entfernung vom Zentrum des Tiegelboden angeordnet wird, die der Hälfte der Kantenlänge bzw. des Durchmessers des Tiegels entspricht, Der Messort kann innerhalb eines Ringes liegen der durch eine positive Toleranzabweichung von 30mm und einer negativen Toleranzabweichung von 100mm eines Radiusbereiches liegen, der nominal der Hälfte der Tiegelkantenlänge entspricht. Die Messung erfolgt also, wie es die Figuren 8a bzw. 8b zeigen, an einer Stelle weiter außen, die sich nahe der Tiegelkante befindet und durch diese Lage repräsentative und genaue Messergebnisse liefert, um ein komplettes Aufschmelzen der Keimschicht in Tiegelwandnähe zu verhindern. Diese Gefahr ist dadurch gegeben, dass durch eine Keimkühlung das System dazu neigt, Wärmeflüsse in Richtung Zentrum auszubilden, so dass die Temperatur im Keimschichtzentrum kälter als am Rand der Keimschicht ist. Wichtige Parameter sind Kühlleistung und Geometrie der Kühlungsanordnung. Die Kühlleistung muss den Heizertemperaturen so angepasst sein, dass sich eine ebene Phasengrenze einstellt. Die Geometrie oder vielmehr die gekühlte Fläche muss ungefähr der Fläche des Tiegels entsprechen. Die Position der Temperaturmessstelle muss also so gewählt werden, dass sie den Randbereich unter dem Keim erfasst, jedoch nicht von der Kühlung verfälscht wird.
Wenn das Anschmelzen der Keimschicht abgeschlossen ist, wird durch Erhöhung der Wärmeabfuhr durch die Tiegelaufstellplatte hindurch das weitere Schmelzen des Keimes gestoppt und die gerichtete Erstarrung eingeleitet. Wie in den Ausführungsbeispielen dargestellt, erfolgt das Anschmelzen der Keimschicht, ohne die Lage der Phasengrenze mechanisch anzutasten. Es wird stattdessen so vorgegangen, dass in einer definierten Entfernung vom Symmetriezentrum des Tiegelbodens, konkret an der Peripherie der Tiegelaufstellplatte aus gut wärmeleitendem Graphit, mittels Pyrometer oder Thermoelement an dieser Stelle die Temperatur der Unterseite der Tiegelaufstellplatte gemessen wird. Die Fig. 9 zeigt hierzu einen typischen zeitlichen Verlauf des Temperaturprofils, wie es von dem in den Figuren 8a und 8b dargestellten Thermoelement 16 gemessen wird. Es wird ein Bodenheizer verwendet (vgl. Bezugszeichen 17 in den Figuren 8a und 8b), der von Beginn des Aufheizens des Siliziums bis zum Erreichen der Aufschmelztemperatur des Siliziums in Betrieb ist. Die Abschaltung des Bodenheizers erfolgt bei Erreichen der Schmelztemperatur des Siliziums zum Zeitpunkt ti in der Fig. 9 und es erfolgt ein gleichzeitiges Zuschalten eines Bodenkühlers mit einer Kühlleistung von maximal lW/cm2, wobei maximal 0,65W/cm2 bevorzugt sind. Trotz des Abschaltens des Bodenheizers und der Zuschaltung der Kühlung erhöht sich die an der Stelle des Thermoelements gemessene Temperatur auch nach dem Zeitpunkt ti weiter, solange bis diese schließlich abfällt. Dieser Temperaturabfall ist in der Fig. 9 dargestellt. In dieser Phase erfolgt auch weiterhin ein Heizen des Behälters mittels eines in den Figuren 8a und 8b nicht abgebildeten Deckel- und Mantelheizers, die in der allgemein üblichen Weise ausgelegt sind. Durch das allmähliche Schmelzen des Silizium-Materials in dem Behälter wird der Temperaturabfall gemäß der Fig. 9 allmählich abgebremst. Die Temperatur durchläuft schließlich ein Minium und beginnt anschließend aufgrund der Heizung durch den Deckel- und Mantelheizer erneut anzusteigen. Die Kristallisationsphase wird gemäß der Fig. 9 erfindungsgemäß zu einem Zeitpunkt t2 eingeleitet durch Erhöhung der Kühlleistung von maximal 0,65W/cm2 auf minimal 2W/cm2, bevorzugt minimal l,5W/cm2, sobald die am Thermoelement an der Tiegelaufstellplatte gemessene Temperatur nach dem Durchlaufen des sich durch die Bodenheizerabschaltung und Kühlleistungszuschaltung einstellenden Minimums (wie vorstehend beschrieben) um eine vorbestimmte Temperaturdifferenz (ΔΤ) von bevorzugt 5 K bis 25 K über dieses Minimum wieder angestiegen ist. Bei dem erfindungsgemäßen wird somit bevorzugt auf das Temperatursignal des in der Tiegelaufstellplatte befindlichen Thermoelements gesteuert, sodass ein Eintauchen eines Temperatur-Sensors in die Si- Schmelze nicht notwendig ist, die herkömmlich aufwändig ist und verschiedenste Fehler im Si-Ingot hervorruft. Wie dem Fachmann beim Studium der vorstehenden Beschreibung ersichtlich sein wird, kann das Thermoelement, als Beispiel für einen allgemeiner vorhandenen Temperatur-Sensor, auch an anderer Stelle in der Nähe des Tiegels der Vorrichtung gemäß den Figuren 8a und 8b angeordnet sein, solange eine ausreichende Korrelation zwischen dem Temperatursignal eines solchen Temperatur-Sensors und der tatsächlich in dem Schmelztiegel vorherrschenden Temperatur vorliegt. Diese Korrelation kann beispielsweise anhand von Eich- oder Referenzmessungen im Voraus bestimmt und im Speicher einer Steuereinrichtung, beispielsweise eines Prozessors, hinterlegt sein, um eine geeignete Temperatursteuer zu erzielen.
Dabei ist es von Vorteil, in der Kristallisationsphase die Phasengrenze fest-flüssig konvex zu gestalten, um die Ausbreitung von Kristallkörnern anderer Orientierung, die durch Fremdkeimbildung an der Tiegelwand verfahrensbedingt immer auftreten, in Richtung Ingotmitte einzudämmen. Gleichzeitig darf die Konvexität der Phasengrenze nicht zu groß sein, um die, durch thermischen Stress verursachte Versetzungsbildung nicht anzuregen. Die Kristallisation eines Ingots erfolgt erfindungsgemäß:
- mit der gerichteten Erstarrung von unten nach oben;
- mit auf einer Keimaufstellplatte angeordneten Keimen, deren Keimflächen und vor allem die Keimkanten der einzelnen Keime wie weiter vorn bereits beschrieben geschliffen sind, so dass die Stoßkanten eine geringe Rauigkeit aufweisen und möglichst ohne Fugen aneinander stoßen und damit Stoßzwillinge verhindern oder alternativdie
- mit Keimstößen, die überlappen und nicht senkrecht zur Phasengrenze stehen, um die Zwillingshäufigkeit zu senken
- mit einem thermischen Regime, welches jegliche Sprünge in der Temperatur-, Druck- und Positionsregelung vermeidet, um die Zwillingshäufigkeit zu senken
- mit einer konvexen Phasengrenze, welche das Einwachsen von Fremdkeimen, gebildet an der Tiegelwand, in die Ingotmitte verhindert
- mit einer konvexen Phasengrenze deren Durchbiegung gering genug ist, die, durch diese Durchbiegung induzierte thermische Spannung im Kristall geringer als die kritische Schubspannung von 1,6 MPazu halten, um keine Versetzungsvervielfachung zu erzeugen.
Nachdem der fertig gezüchtete Ingot nach einem Standardprogramm auf eine Temperatur nahe Raumtemperatur abgekühlt wurde, wird er gemeinsam mit dem Tiegel aus der Kristallzüchtungsanlage entnommen und entformt. Schneidet man einen solchen Ingot nun parallel zu einer Kante verlaufenden und durch das Symmetriezentrum des Ingots verlaufenden Linie fiktiv auf, so erhält man eine fiktive Schnittfläche, an der veranschaulicht wird, wo sich die nichtaufgeschmolzene Keimschicht befindet und wo multi- und monokristalline Bereiche vorhanden sind, wie sie für die Herstellung von niederohmigen Bauteilen für Anlagen zur Halbleiterprozessierung mit den in den Figuren 1 und 2 beispielhaft angegebenen Größen bzw. Abmessungen geeignet sind. Die Figuren 1 und 2 zeigen, wie ein solcher Ingot z.B. horizontal aufgeschnitten werden kann, um Blanks für verschiedene Endprodukte zu gewinnen. Eine Fotografie eines derartigen Horizontalschnittes zeigt Figur 3, welche weiter unten konkret erläutert wird.
Einen solchen prinzipiellen Querschnitt eines Ingots der Generation 4 (630 mm x 630 mm Grundfläche und Höhe 430 mm) zeigt die Fig. 1 und einen Ingot der Generation 5 (780 mm x 780 mm Grundfläche und Höhe 430 mm) zeigt die Fig. 2. In beiden Figuren sind Bereiche gekennzeichnet, die beispielhaft für zwei häufig benötigte Abmessungen von niederohmigen Bauteilen für Anlagen zur Halbleiterprozessierung, wie beispielsweise Plasma-Ätzanlagen oder Plasma-Reinigungsstufen in solchen Anlagen (z.B. Fokus Ringe mit den Abmaßen Außendurchmesser 400mm, Innendurchmesser 295mm, und Dicke 5mm, bzw. Außendurchmesser 260mm, Innendurchmesser 196,4mm, Dicke 3,5mm, oder einen Shield Ring mit den Abmaßen Außendurchmesser 410mm, Innendurchmesser 320mm, und Dicke 25mm, Showerheads mit einem spezifischen Widerstand kleiner 1 Ωαη) verwendet werden können. Grundsätzlich existieren eine Vielzahl anderer Produkte mit abweichenden Abmaßen; diese Möglichkeiten werden in den Figuren 1 und 2 beispielhaft als Blank bezeichnet.
Die weitere Prozessierung eines Ingots erfolgt in der nachfolgend beispielhaft beschriebenen Vorgehens weise: Als erstes wird
a) eine Bodenschicht abgesägt, was meist mit einer Bandsäge erfolgt. An den sägerauen Schnittflächen ist unter geeignetem Lichteinfall und verschiedenen Betrachtungsrichtungen visuell genau erkennbar, wo der quasimonokristalline Zentrumsbereich endet und ein multikristalliner Randbereich beginnt. Nachdem der Abstand des vertikalen Schnittes von jedem Ingotrand, der z.B. zwischen 2 und 10 cm betragen kann, konkret definiert ist, erfolgt b) das Absägen der vier Seitenflächen.
Alternativ hierzu können auch zuerst die vier Seitenflächen in vordefinierter Dicke abgesägt werden. Welche Dicke notwendig ist, ergibt sich aus der Erfahrung, d.h. aus vorherigen Prozessen, bzw. daraus, ob der Tiegelboden vollfiächig oder unter Auslassen eines schmalen Randbereiches mit Keimen ausgelegt wurde. Die im Anschluss an diesen Schritt abzusägende Bodenschicht ist bei dieser Vorgehensweise etwas kleiner als beim Vorgehen gemäß a). Damit füllt im Falle der Wiederverwendung der Bodenschicht als Keim im Folgeprozess dieserden Tiegelboden nicht zu 100 % aus.
Als nächster Schritt werden aus dem verbleibenden Ingotvolumen horizontale Scheiben herausgeschnitten, die eine Dicke aufweisen, die noch ein Aufmaß für die weiteren Bearbeitungsschritte zur Herstellung von z.B. von niederohmigen Bauteilen für Anlagen zur Halbleiterprozessierung oder anderer Blanks besitzen. Die Bestimmung des spezifischen Widerstandes erfolgt sinnvollerweise in zwei Schritten: Zuerst wird der Widerstand an der inneren Schnittfläche einer Seitenfläche entlang einer vertikalen Linie punktweise bestimmt. Damit wird geprüft, an welchen Höhenkoordinaten der Ingot die für einen oder auch mehrere Arten von Finalprodukten den geforderten spezifischen Widerstand erreicht. Nach dem Herausschneiden horizontaler Scheiben aus dem Ingot kann an Proben, die benachbart zum für das Finalprodukt ausgewählten Flächenbereich geschnitten wurden, der spezifische Widerstandzusätzlich in höherer Genauigkeit in Form eines Flächenscans über die Probe bestimmt werden. Es ist aber auch eine flächige rasternde Messung des spezifischen Widerstandes über den gesamten interessanten Flächenbereich der Scheibe möglich, um den Mittelwert und auch die Schwankungsbreite der Messwerte innerhalb der Scheibe anzugeben. Analog zum letzteren Fall ist dies auch direkt am auszuliefernden Blankmöglich. In den meisten Fällen ist dieser Aufwand jedoch nicht erforderlich. Die für die Messung in Frage kommenden Methoden bzw. Geräte unterscheiden sich im Wesentlichen nur darin, welcher Widerstandsbereich erwartet und ob eine flächig rasternde Aufnahme der Messwerte benötigt wird. So kann die Messung z.B. offline und punktweise oder rasternd im Bereich bis 30 Ωαη mit einem Wirbelstrom-Messverfahren erfolgen (z.B. mit dem Messgerät RT 100 der Fa. S emilab/Ungarn) oder punktweise oder rasternd mit einem4-Spitzen-Messverfahren erfolgen (z.B. des AutomaticFour-Point Probe, Model 280SI Series der Fa. Four Dimensions Inc./Hayward,CA,USA zur Vermessung zuvor definiert hergestellter geeigneter Probengeometrien oder das 4PP-System für Ingots der gleichen Firma). Die Fig. 3 zeigt eine Fotografie der Draufsicht auf eine aus dem Ingot geschnittene Scheibe in mittlerer Ingothöhe. Obwohl in diesem Fall die Seitenflächen bereits abgetrennt wurden, ist ein multikristalliner Bereich (B) zu sehen, der vom Rand her in Richtung des quasimonokristallinen Zentrums (A) eingewachsen ist und in diesem Bild durch eine von Hand eingezeichnete Linie vom quasimonokristallinen Gutbereich separiert ist. In das quasimonokristalline Zentrum (A) sind drei runde Blanks unterschiedlichen Durchmessers exemplarisch eingezeichnet.
Die in Fig. 3 eingezeichnete Probe ist repräsentativ für verschiedenen Probengeometrien und Probenpositionen. Diese kann für die o.g. Widerstandsmessungen, Transmissionsmessungen, FTIR-Messungen oder zur Verunreinigungsbestimmung (AAS, GDMS, ICP-MS, ...) verwendet werden.
Innerhalb des nach visueller Betrachtung her quasimonokristallinen Gutbereiches wird nun versucht, ein möglichst großes Volumen für Enderzeugnisse nutzbar zu machen. Dazu muss der quasimonokristalline Gutbereich tiefergehend untersucht werden, ob nicht die Lage und vor allem lokale starke Konzentrationen von Clustern von Versetzungen und Kleinwinkelkorngrenzen, Fremdkörner oder Zwillingsgrenzen bestimmte Bereiche für die vorgesehene Nutzung unbrauchbar machen. Im Ergebnis dieser weiter unten beschriebenen Untersuchungen muss die Größe und die Position der aus einer Scheibe gewinnbaren Blanks endgültig festgelegt werden. Derartige Scheiben - insbesondere ihr quasimonokristalliner Bereich - werden nun hinsichtlich des Gehalts, der Verteilung und Qualitätsrelevanz einer ersten Gruppe von Kristalldefekten, bekannt als „Versetzungscluster", „Versetzungsagglomerationen", „Anhäufungen von Kleinwinkelkorngrenzen" oder dergleichen beurteilt. Diese Gruppe wurde im vorangegangenen Text und wird im folgenden Text als„Cluster von Versetzungen oder Kleinwinkelkorngrenzen" bzw. einfach nur als Versetzungsclusteroder Cluster bezeichnet. Die Beurteilung dieser ersten Gruppe an Kristalldefekten basiert auf nachfolgend dargestellten Zusammenhängen und ist wie folgt zu beschreiben:
VGF-Mono-Silizium-Material, welches im Ergebnis der gerichteten Erstarrung entsteht, enthält eine mittlere Konzentration von isolierten Versetzungen zwischen größer 1 x 102 cm"2 und kleiner als 1 x 10 cm" , typischerweise zwischen 10 cm" und 10 cm" . Hierin unterscheidet sich VGF-Mono- Silizium vom idealen monokristallinen Silizium, hergestellt z.B. mit dem Czochralski- oder dem Floating Zone-Verfahren. Mit letztgenanntem Verfahren hergestelltes Silizium liegt im Versetzungsgehalt üblicherweise unter 102 cm"2 und ist typischerweise sogar ganz oder nahezu frei von Versetzungen. Allerdings kann auch monokristallines Silizium aus dem Czochralski- oder dem Floating Zone-Verfahren sehr hohe Konzentrationen an Versetzungen infolge Versetzungsmultiplikation aufweisen, falls es beim Kristallisationsprozess zu Störungen kommt. Solches Material ist aber untypisch. Es entspricht nicht den Spezifikationsanforderungen der Einsatzgebiete nach diesem Verfahren hergestellten Materials, wird typischerweise recycelt und ist vor allem wegen der damit dann verbundenen sehr hohen mechanischen Spannungen auch schwer zu bearbeiten (Czochralski und Floating Zone Kristalle mit lokal hohen Versetzungsdichten reißen leicht).
Solange die Versetzungen isoliert verlaufen, d.h. solange sie nicht teilweise zu Versetzungslinien, Kleinwinkelkorngrenzen und Anhäufungen davon angeordnet sind, ist die lokale Orientierung des Kristallgitters durch das Vorhandensein der Versetzungen makroskopisch nicht maßgeblich beeinflusst. Das optische Erscheinungsbild einer mechanisch bearbeiteten, geschliffenen oder polierten Werkstückoberfläche von quasimonokristallinen Silizium- Werkstücken unterschiedlichster Versetzungskonzentration unterscheidet sich nicht. Transmissions- und Reflexionsverhalten sind identisch.
Anders ist dies, wenn sich Versetzungen während der Kristallisation oder auch während der Abkühlung zu Versetzungslinien und Anhäufungen von Versetzungslinien, den schon genannten Versetzungsclustern, arrangieren. Die linienhaft angeordneten Versetzungen können sich auch zu Kleinwinkelkorngrenzen ausweiten. Letztere umschließen dann Kristallbereiche, welche gegenüber der restlichen Matrix des Werkstücks eine signifikante Verkippung von einigen Bogenminuten bis, im Extremfall, einigen Grad aufweisen können, sogenannte Subkörner. Typischerweise liegen in Versetzungsclustern dieser Art viele derart verkippte kleine und kleinste Subkörner benachbart vor, wobei die Abstände und Dimensionen vom μιη- bis zum cm-Bereich reichen können.
Bereiche größerer Verkippung (Subkörner mit einem Verkippungswinkel von größer als ca. 20°) sind im optischen Erscheinungsbild Fremdkörnern vergleichbar und können visuell mit unbewaffnetem Auge und unter guter Beleuchtung an der mechanisch geeignet bearbeiteten Oberfläche erkannt werden, falls sie ausreichend groß sind. Sie stellen eine zweite Gruppe von Kristallfehlern in VGF-Mono-Silizium dar. Auch die dritte Gruppe von Kristallfehlern in VGF-Mono-Silizium, die Zwillingsgrenzen, sind wie die zweite Gruppe visuell erkennbar.
Wichtig bei der visuellen Detektion ist, dass der Einstrahlwinkel der Beleuchtung zur zu beurteilende Fläche den Winkelbereich von 10° bis 75° überstreicht und sich die Lichtquelle azimutal in 10°-Schritten die zu beurteilende Fläche über 360° umläuft. Die Betrachtungsrichtung der zu beurteilenden Fläche durch den Beurteiler muss von gegenüber der Einstrahrichtung sein und denselben Einstrahlwinkelbereich von 10° bis 75° überstreichen. Zusätzlich zur Betrachtungsrichtung von genau gegenüber der Einstrahlrichtung der Lichtquelle muss ein azimutalen Betrachtungswinkelbereich von -90° bis +90° zur Betrachtungsrichtung überstrichen werden. Geschliffene Oberflächen eignen sich dafür, besser sind sandgestrahlte Oberflächen. Es hat sich jedoch herausgestellt, dass eine grob geschliffene, durch Drahttrennläppen oder an einer Bandsäge typischerweise erreichte Oberflächenqualität zur Beurteilung auch ausreicht. Bereiche größerer Verkippung können aber auch sehr klein sein und sich damit der visuellen Erkennbarkeit entziehen. Diese sehr kleinen Defekte sind in den entsprechenden nachfolgend definierten Materialklassen nicht umfasst. Diese kleinen nicht detektierbaren und die größeren detektierbaren Fremdkörner, Zwillingsgrenzen bzw. Bereiche größerer Verkippung befinden sich immer in einer quasimonokristallinen Matrix. Matrix ist definiert als ein quasimonokristalliner Bereich, der ein Fremdkorn allumfänglich einbettet. Im Ergebnis der visuellen Evaluierung erfolgt die Materialklassifizierung hinsichtlich Fremdkörnernin 5 Klassen:
Klasse FK1 : Silizium-Material mit Einzelversetzungen im Bereich von größer 1 x 102 cm"2 bis kleiner 1 x 106 cm"2in seinem quasimonokristallinen, versetzungscluster- oder kleinwinkelkorngrenzenfreien Volumen, das auf einer Schnittfläche durch das Materialkeine Fremdkörner aufweist.
Bestimmungskriterium: Sichtbarkeit in der Prüfoberfläche. Die Prüfoberfläche ist entweder die Scheibenoberfläche oder der Blankoberfläche, die an Finalbauteilen geringer Dicke in Richtung der Belastung bzw. des chemischen Angriffs zeigt (funktionale Fläche).
Geringe Dicke bedeutet in diesem Zusammenhang, dass das als Platte vorliegende Blank bzw. die aus dem Ingot herausgeschnittene Scheibe eine Dicke von mindestens 5 mal geringer als seine größte Flächendimension hat.
Klasse FK2: Silizium-Material mit Einzelversetzungen im Bereich von größer 1 x 102 cm"2 bis kleiner l x l06 cm"2in seinem quasimonokristallinen, versetzungscluster- oder kleinwinkelkorngrenzenfreien Volumen, das auf einer Schnittfläche durch das Material maximal 1 Fremdkorn je dm2 in einer Größe kleiner als 50 mm2 aufweist. Bestimmungskriterium: Sichtbarkeit in der Prüfoberfläche. Die Prüfoberfläche ist entweder die Scheibenoberfläche oder der Blankoberfläche, die am Finalbauteil in Richtung der Belastung bzw. des chemischen Angriffs zeigt (funktionale Fläche). Die am Finalbauteil vorliegende Richtung der Belastung bzw. des chemischen Angriffs bedeutet die Seite des Bauteils, die der Belastung ausgesetzt ist wie z.B. die Fläche, die sich in der Nähe eines Plasmas befindet oder die reaktiven Gasen ausgesetzt ist.
Die Größe „Anzahl Fremdkorn je dm2 bedeutet die Flächendichte von Fremdkörnern auf der bewerteten Oberfläche.
Klasse FK3: Silizium-Material mit Einzelversetzungen im Bereich von größer 1 x 102 cm"2 bis kleiner l x l06 cm"2in seinem quasimonokristallinen, versetzungscluster- oder kleinwinkelkorngrenzenfreien Volumen, das auf einer Schnittfläche durch das Material maximal 2 Fremdkörner je dm2 in einer Größe kleiner als 50 mm2 aufweist,
Bestimmungskriterium: Sichtbarkeit in der Prüfoberfläche. Die Prüfoberfläche ist entweder die Scheibenoberfläche oder in einer der Bewertung zugänglichen Blankoberfläche
Die einer Bewertung zugängliche Blankoberfläche ist die Außenfläche eines
Blanks, durch die geeignete Messverfahren Aufschluss geben über eine für das Volumen repräsentative Oberflächenqualität bzw. die nach der Finalbearbeitung erreichbare Oberflächenqualität. Klasse FK4: Silizium-Material mit Einzelversetzungen im Bereich von größer 1 x 102 cm"2 bis kleiner l x l06 cm"2in seinem quasimonokristallinen, versetzungscluster- oder kleinwinkelkorngrenzenfreien Volumen, das auf einer Schnittfläche durch das Material maximal 5 Fremdkörner je dm2 in einer Größe kleiner als 50 mm2 aufweist.
Bestimmungskriterium: Sichtbarkeit in der Prüfoberfläche. Die Prüfoberfläche ist entweder die Scheibenoberfläche oder in einer der Bewertung zugänglichen Blankoberfläche.
Klasse FK5: Silizium-Material mit Einzelversetzungen im Bereich von größer 1 x 102 cm"2 bis kleiner l x l06 cm"2in seinem quasimonokristallinen, versetzungscluster- oder kleinwinkelkorngrenzenfreien Volumen, das auf einer Schnittfläche durch das Material Fremdkörner ohne zahlenmäßige Begrenzung jedoch mit einer Größe von je kleiner als 50 mm2 aufweist. Bestimmungskriterium: Sichtbarkeit in der Prüfoberfläche. Die Prüfoberfläche ist entweder die Scheibenoberfläche oder in einer der Bewertung zugänglichen Blankoberfläche. Die für die Bestimmung von Fremdkörnern an der jeweiligen Prüffläche vorbeschriebene Methode eignet sich auch zur Bestimmung von Zwillingsgrenzen. Eine Zwillingsgrenze ist definiert als kohärente Korngrenze, vorzugsweise als Σ3 -Korngrenze. Im Ergebnis der visuellen Evaluierung erfolgt die Materialklassifizierung hinsichtlich Zwillingsgrenzen in 5 Klassen:
Die genannten Bestimmungskriterien für Fremdkörner in jeder Klasse 1-5 gelten analog für Zwillingsgrenzen der Klassen 1-5. Klasse ZI : Silizium-Material mit Einzelversetzungen im Bereich von größer 1 x 102 cm"2 bis kleiner l x l06 cm"2in seinem quasimonokristallinen, versetzungscluster- oder kleinwinkelkorngrenzenfreien Volumen, das auf einer Schnittfläche durch das Materialkeine Zwillingsgrenzen aufweist Klasse Z2: Silizium-Material mit Einzelversetzungen im Bereich von größer 1 x 102 cm"2 bis kleiner l x l06 cm"2in seinem quasimonokristallinen, versetzungscluster- oder kleinwinkelkorngrenzenfreien Volumen, das auf einer Schnittfläche durch das Materialmaximal 4 Stück Zwillingsgrenzen einer Gesamtlänge von maximal. 0,5 m pro dm2 aufweist.
Klasse Z3: Silizium-Material mit Einzelversetzungen im Bereich von größer 1 x 102 cm"2 bis kleiner l x l06 cm"2in seinem quasimonokristallinen, versetzungscluster- oder kleinwinkelkorngrenzenfreien Volumen, das auf einer Schnittfläche durch das Materialmaximal 10 Stück Zwillingsgrenzen mit einer Gesamtänge von 1 ,4 m pro dm2 aufweist.
Klasse Z4: Silizium-Material mit Einzelversetzungen im Bereich von größer 1 x 102 cm"2 bis kleiner l x l06 cm"2in seinem quasimonokristallinen, versetzungscluster- oder kleinwinkelkorngrenzenfreien Volumen, das auf einer Schnittfläche durch das Materialmaximal 100 Stück Zwillingsgrenzen mit einer Gesamtlänge von 14 m pro dm2 aufweist.
Klasse Z5: Silizium-Material mit Einzelversetzungen im Bereich von größer 1 x 102 cm"2 bis kleiner l x l06 cm"2in seinem quasimonokristallinen, versetzungscluster- oder kleinwinkelkorngrenzenfreien Volumen,das auf einer Schnittfläche durch das Material mehr als 100 Stück Zwillingsgrenzen pro dm2 aufweist.
Visuell überhaupt nicht auffallend sind alle Versetzungscluster mit Subkörnern oder Bereichen von nur geringer Verkippung, unabhängig von deren Größe. Sie stellen jedoch strukturelle Inhomogenitäten dar, welche in reflektiven oder transmittiven optischen Bauelementen bei zu hoher Konzentration deren Funktion beeinträchtigen. Auch in anderen aus VGF-Mono-Silizium-Material fertigbaren Produkten, wie den in Plasmaätzanlagen für Halbleiterwafer oder anderen Anlagen zur Prozessierung von Halbleitern oder Halbleiterbauelementen verwendeten Bauteilen, wie zum Beispiel Fokus Ring, Supporting Ring,Shield Ring oder Showerheads und anderen in der Halbleiterindustrie zur Prozessierung von Halbleitern oder Halbleiterbauelementen benötigten Bauteilen, sind diese in Bezug auf ihren Flächenanteil an der Gesamtfläche des Bauteils zu beurteilen. Es ist daher erforderlich, schon am nur teilbearbeiteten Werkstück bzw. Rohling den Gehalt solcher Cluster vonVersetzungen oder Kleinwinkelkorngrenzen zu erfassen, um auf Basis dieser Erfassung eine geeignete Zuteilung durchführen zu können.
Da eine direkte, visuelle Erfassung der Cluster von Versetzungen oder Kleinwinkelkorngrenzen innerhalb des VGF-monokristallinen Kristallvolumens wie beschrieben nicht sicher möglich ist, muss die Erfassung indirekt erfolgen. Überraschenderweise wurde gefunden, dass eine flächige Bestimmung der Ladungsträgerlebensdauer (oder einer damit korrelierenden physikalischen Größe) bei Silizium und anderen Halbleitermaterialien wie Germanium, Galliumarsenid bzw. anderen sogenannten Verbindungshalbleitern ein sehr einfaches, schnelles und zerstörungsfreies Verfahren ist,um daraus eine prognostizierte Standzeit oder den Verschleiß (Materialabtrag durch Ätzgaseinwirkung oder Generierung störender Partikel) der Funktionsbauteile unter Betriebsbedingungen grob zu bewerten.
Bereiche mit lediglich isolierten Versetzungen lassen sich so von solchen mit Versetzungsclustem (bei bestimmten elektrischen Anwendungen kritisch) unterscheiden. Die Messtechnik, eigentlich zur Bewertung der elektrischen Qualität von Solarsilizium bzw. zur Bestimmung des erreichbaren Wirkungsgrades von Solarzellen entwickelt, kann mit dem hier beschriebenen Verfahren zur Bewertung der strukturellen Qualität von quasimonokristallinem Silizium genutzt werden. Somit stehen einfache, kostengünstige und rasch auszuführende Verfahren zur Bewertung zur Verfügung.
Hierbei wird die Oberfläche des zu untersuchenden Werkstücks mit beispielsweise folgenden Verfahren untersucht: μ-PCD (mlcrowave-detectedPhoto-ConductanceDecaymeasurement), MWT (MicrowaveDetectedPhotoconductivity), PL (Photolumineszenz), oder ähnlichen rasternden oder bildgebenden Messtechniken. Für alle diese Messverfahren gibt es bereits Hersteller kommerzieller Messgeräte wie z.B. die Fa. Semilab /Ungarn, die Fa. Freiberg Instruments/Deutschland oder die Fa. Hennecke/Deutschland.
Alle diese Messtechniken ermitteln einen Wert, welcher der Ladungsträgerlebensdauer im Bereich der Oberfläche proportional ist. Hierbei ist die räumliche Auflösung der jeweiligen Messtechniken unterschiedlich; sie kann von einigen μιη bis einigen mm reichen. In der Nähe eng benachbarter Versetzungslinien - d.h. im Bereich von Versetzungsclustem - sinkt die Ladungsträgerlebensdauer stark ab, da die Versetzungslinien oder die Kleinwinkelkorngrenzen Orte sehr hoher Ladungsträgerrekombination darstellen und die Abstände der Versetzungslinien die Diffusionslänge der Ladungsträger unterschreitet. Einzige Bedingung an das Material ist, dass keine anderen Rekombinationsmechanismen die Rekombination an den Versetzungslinien dominant überlagern dürfen. Das heißt, eine massive Kontamination z.B. mit im Volumen gleichmäßig verteilten metallischen Verunreinigungen verhindert diese Art der Erfassung von Versetzungsclustem. Insbesondere Übergangsmetalle wie Fe, Cr, Co, Ni, Ti und dergleichen sollten eine Konzentration von 0, 1 ppm nicht überschreiten. Weiter kommt einer effizienten Anwendung des Verfahrens zugute, dass einmal vorliegende Versetzungscluster im VGF-Mono-Silizium-Material sich im Verlauf der gerichteten Erstarrung immer weiter fortpflanzen und ausbreiten, nie aber verschwinden oder sich auflösen. Es genügt also für eine einfache Klassifikation, die Seite des Werkstücks zu untersuchen, welche zuletzt erstarrt ist. Dies entspricht die Vermessung der auf Bild 3 gezeigten Gesamtfläche bzw. im Minimum des in diesem Bild markierten quasimonokristallinen Bereiches A. Die Bewertung bzw. Klassifikation der einer Untersuchung zugänglichen Seite eines quaderförmigen, runden, ringförmigen oder anders geformtenBlanks erfolgt nach dem Flächenanteil von gefundenen Versetzungsclustern. Die Ermittlung dieses Flächenanteils erfolgt mittels Bildauswertung der flächigen Aufnahmen (Rastermessungen oder Kameraaufnahmen, je nach Messtechnik) einzelner Seiten des Werkstücks (unter Umständen nur der zuletzt erstarrten Seite). Die Messwerte für die Ladungsträgerlebensdauer im Bereich der Versetzungscluster liegen dabei deutlich unter dem Mittel der Messwerte außerhalb der Versetzungscluster. Absolutwerte und Auflösung hängen zwar von der gewählten Messtechnik, der Art der mechanischen Oberflächenbearbeitung, der elektrischen Leitfähigkeit des Materials und dem Gehalt an metallischen Verunreinigungen ab, grundsätzlich heben sich aber die Bereiche von Versetzungsclustern immer durch deutlich geringere Messwerte von den unbelasteten Bereichen ab. Es können dann z.B. über die Definition eines Schwellwerts für die Ladungsträgerlebensdaueroder eines mit dieser Ladungsträgerlebensdauer korrelierten Messgröße Flächenanteile mit Versetzungsclustern von solchen ohne Versetzungsclustern getrennt bzw. flächenanteilsmäßig quantifiziert werden.
Soll niederohmiges Material bewertet werden, ist das PL- Verfahren bevorzugt. Nachfolgende Beschreibung des prinzipiellen Vorgehens basiert jedoch auf der μPCD-Methode. Die Figuren 4a und 4c zeigen jeweils PL-Aufnahmen und die Figuren 4b und 4d zeigen jeweils das μ-PCD-Mapping einer jeweils sägerauen Waferoberfläche von quasimonokristallin-versetzungsfreiem CZ-Material (Fig. 4a und Fig. 4b) und VGF-Mono- versetzungsbehaftetem Silizium (Fig. 4c und Fig. 4d). In beiden Fällen liegen keine Versetzungscluster vor (Defektflächenanteil 0%). Die Materialien zeigen sich sehr ähnlich.
Der Farbverlauf bei den μPCD-Aufnahmen liegt an Dickenschwankungen des drahttrenngeläppten Wafers und hat nichts mit Qualitätsunterschieden zu tun. Diese Bilder sollen lediglich demonstrieren, dass der Defekttyp Einzelversetzung sich mit den benannten Messverfahren nicht bestimmen lässt und dies für die Qualitätsbewertung entsprechend vorliegender Erfindung auch nicht erforderlich ist.
Die Fig. 5a zeigt eine PL-Aufnahme und die Fig. 5b zeigt ein μ-PCD-Mapping einer sägerauen Oberfläche von VGF-Mono-Silizium-Materials in der geometrischen Form eines Wafers. Die Probe enthält Versetzungscluster, welche mittels Bildauswertung bzgl. des Flächenanteils auswertbar ist. Der mit Versetzungsclustem und Kleinwinkelkorngrenzen durchsetzte Flächenanteil ist in diesem Fall niedrig.
Die Fig. 6a zeigt eine PL-Aufnahme und die Fig. 6b zeigt ein μ-PCD-Mapping eines VGF- Mono-Silizium-Materials in der geometrischen Form eines Wafers. Der mit Versetzungsclustem und Klemwinkelkomgrenzen durchsetzte Flächenanteil ist in diesem Fall hoch.
Die Fig.7 zeigt ein Flächenelement (Prüfoberfläche) eines größeren Blanks als PL- Flächenbild der Größe 156 mm x 156 mm. Das größere Blank kann final zu einem Sputtertarget weiterverarbeitet werden und wurde aus dem VGF-monokristallinem Bereich A eines Ingots gefertigt.
Die gesamte zu bewertende Fläche des quasimonokristallinen Bereiches A oder des Blanks wird entweder als Vollbild aufgenommen und ausgewertet oder aus mehreren Einzelbildern (z.B. Flächenelementen wie in Fig. 7 gezeigt) zusammengesetzt und ausgewertet. Soll eine Aussage über eine konkrete Blankgeometrie getroffen werden im Sinne einer Qualitätseinstufung in die weiter unten genannten fünf Klassen Cl bis C5, wird in die bewertete Fläche bzw. in das zusammengesetzte Bild eine Kontur(neue Prüfoberfläche) hineingelegt, innerhalb derer der Flächenanteil an der Gesamtfläche bestimmt wird, der von Versetzungsclustem und Klemwinkelkomgrenzen durchsetzt ist.
In der DE 102011056404, deren Inhalt hiermit im Wege der Bezugnahme ausdrücklich mit beinhaltet sei, ist auf der Basis des Messverfahrens MDP das Vorgehen der Bestimmung des Flächenanteiles von Bereichen mit Versetzungsclustem an einer Gesamtfläche beschrieben. Dieses Vorgehen ist bei Verwendung der Methode μ-PCD bzw. PL ist in gleicher Weise geeignet.
Konkret wird für ein Pixel der Prüfoberfläche mittels vorgenannten rastemden oder bildgebenden Messtechniken (bei niederohmigen Material bevorzugt PL) stets die Ladungsträgerlebensdauer oder ein mit der Ladungsträgerlebensdauer des Materials korrelierter Wert bestimmt. Dies erfolgt auch für alle benachbarten Pixel in einer Teilfläche der zu bewertenden Gesamtfläche. Diese Teilfläche kann quadratisch, rechteckig, kreisförmig oder elliptisch sein. Aus den in dieser Fläche mit einem Zentrumspixel enthaltenen vollständig eingeschlossenen Pixeln (angeschnittene Randpixel sind unzulässig) wird ein Mittelwertbild erzeugt. Dies kann z.B. aus einer Fläche von 11 x 11 Pixeln, d.h. 121 Pixeln, oder einer beliebig definierten Pixelanzahl wie z.B. größer 50 Pixeln oder größer 100 Pixeln gewonnen werden. Da in einem Versetzungscluster oder Klemwinkelkomgrenzen enthaltenden Pixel die Ladungsträgerlebensdauer deutlich geringer ist als in versetzungsclusterfreien oder kleinwinkelkorngrenzenfreien Gutbereichen, wird eine Differenz zwischen Mittelwert aus der definierten Anzahl an Nachbarpixeln und dem Zentrumspixelmesswert gebildet. Überschreitet diese Differenz einen zuvor definierten Betrag, wird das Zentrumspixel als Schlechtpixel bewertet. Dieser Schwellenwert ist je nach Messverfahren, Bereich des spezifischen Widerstandes des Prüflings und der Dotierung (p- oder n-leitend) konkret festzulegen. Für mittelohmiges Material und das Messverfahren MDP ist z.B. ein Schwellenwert von 0,22 ein geeigneter Wert.
Entsprechend dem in [0059] bis [0062] der in Bezug genommenen DE 102011056404 beschriebenen Vorgehen wird der Clustergehalt in % wie folgt bestimmt:
A nza h I 5 ch ! e eh tp ix e i
Clustergehalt' = |00 —— ^
Anzahl _Scn lechtptxei— AnzanijSutpixei
Durch den Clustergehalt in % in der zu bewertenden Gesamtfläche oder in der hinterlegten Kontur (z.B. der Blankoberfiäche oder neuen Prüfoberfiäche) wird eine Qualitätseinstufung vorgenommen.
Niederohmiges quasimonokristallines VGF-Silizium-Material für Funktionsbauteile wie z.B. Sputtertargets oder Showerheads wird in folgende fünf Qualitätsklassen eingeteilt:
Klasse Cl : Silizium-Material mit Einzelversetzungen im Bereich von größer 1 x 102 cm"2 bis kleiner l x l06 cm"2 in seinem quasimonokristallinen, versetzungscluster- oder kleinwinkelkorngrenzenfreien Volumen, das auf einer Schnittfläche durch das Material einen Flächenanteil von 0% Clustern aufweist, der von Versetzungsclustern oder Kleinwinkelkorngrenzen durchsetzt ist.
Klasse C2: Silizium-Material mit Einzelversetzungen im Bereich von größer 1 x 102 cm"2 bis kleiner l x l06 cm"2 in seinem quasimonokristallinen, versetzungscluster- oder kleinwinkelkorngrenzenfreien Volumen, das auf einer Schnittfläche durch das Material einen Flächenanteil von kleiner oder gleich 25% aufweist, der von Versetzungsclustern und Kleinwinkelkorngrenzen durchsetzt ist.
Klasse C3: Silizium-Material mit Einzelversetzungen im Bereich von größer 1 x 102 cm"2 bis kleiner l x l06 cm"2 in seinem quasimonokristallinen, versetzungscluster- oder kleinwinkelkorngrenzenfreien Volumen, das auf einer Schnittfläche durch das Material einen Flächenanteil von kleiner oder gleich 50% aufweist, der von Versetzungsclustern und Kleinwinkelkorngrenzen durchsetzt ist.
Klasse C4: Silizium-Material mit Einzelversetzungen im Bereich von größer 1 x 102 cm"2 bis kleiner l x l06 cm"2 in seinem quasimonokristallinen, versetzungscluster- oder kleinwinkelkorngrenzenfreien Volumen, das auf einer Schnittfläche durch das Material einen Flächenanteil von kleiner oder gleich 80% aufweist, der von Versetzungsclustern und Kleinwinkelkorngrenzen durchsetzt ist.
Klasse C5: Silizium-Material, das auf einer Schnittfläche durch das Material einen
Flächenanteil von kleiner oder gleich 100% aufweist, der von Versetzungsclustern und Kleinwinkelkorngrenzen durchsetzt ist.
Bei der Klassifizierung des quasimonokristallinen Siliziums für Anwendungsgebiete sind die Klassen FK1 bis FK5, ZI bis Z5 und Cl bis C5 zur Bewertung heranzuziehen.
Je nach Anwendungsfall ist unterschiedliches Materialverhalten unter Einsatzbedingungen zu beobachten und deshalb Material einer bestimmten Klasse auszuwählen. Ein wichtiges Materialverhalten ist zum Beispiel:
der flächige Ätzabtrag pro Zeiteinheit (insbesondere z.B. in Plasmaätzanlagen) die Homogenität des Ätzabtrages (insbesondere z.B. in Plasmaätzanlagen)
- die Partikelfreisetzung unter Einsatzbedingungen (insbesondere z.B. in
P lasmaätzanlagen)
- die Standzeit des Bauteiles
Hinsichtlich der Stärke der Beeinflussung der vorgenannten Materialverhalten wirken die definierten Klassen unterschiedlich stark:
Klassen Z: vergleichsweise schwach negative Wirkung
Klassen C: vergleichsweise moderat negative Wirkung
Klassen FK: vergleichsweise stark negative Wirkung Unabhängig ob ein nach vorliegender Erfindung bewertetes niederohmiges Silizium-Material in eine der Klassen Z, C oder FK eingruppiert wurde und zur Fertigung von Funktionsbauteilen in Ätzanlagen (egal ob mit oder ohne Plasmaunterstützung), CVD- Anlagen (egal ob mit oder ohne Plasmaunter Stützung) oder anderem Equipment zur Prozessierung von Halbleiterbauelementen verwendet wurde, wies es stets bessere Einsatzcharakteristika auf als traditionelles niederohmiges multikristallines Material.
Für die Halbleiterfertigung geeignetes niederohmiges quasimonokristallines Silizium-Material aus dem CZ- oder FZ- Verfahren ist dem niederohmigen quasimonokristallinen Silizium- Material nach vorliegender Erfindung hinsichtlich seiner Einsatzcharakteristika nur noch schwach überlegen.
Ausführungsbeispiel 1
In eine G4-Ofenanlage wird ein Tiegel mit Tiegelaufsatz mit einer Gesamthöhe von 760 mm eingebracht. In dem Tiegel befinden sich eine monokristalline Keimplatte mit einer Länge x Breite von 600 mm x 600 mm und einer Höhe von 40 mm, kristalliner Siliziumrohstoff und Dotierstoff Bor. Die Gesamteinwaage beträgt 450 kg. Die Keimplatte wird am Tiegelboden so positioniert, dass umlaufend ein gleichmäßiger Spalt zwischen Keimplatte und Tiegelwand bleibt. Die Ofenanlage besitzt drei Heizzonen: Deckenheizer, Mantelheizer und Bodenheizer. Im unteren Bereich der Anlage befindet sich eine aktive Kühlanordnung, die aus wassergekühlter Kupferplatte und einem darüber sitzenden hochwärmeleitfähigen Graphitblock identischer Geometrieform besteht. Die Kühlanordnung kann über einen Hubmechanismus vertikal verfahren werden und kontaktiert über den Graphitblock die Tiegelaufstellplatte. Die wassergekühlte Cu-Platte und der Graphit besitzen je eine Bohrung am Rand, durch die ein Pyrometer direkt von unten auf die Tiegelaufstellplatte sehen kann. Dieses Pyrometer dient zur Kontrolle der Keimplattentemperatur. Zu Beginn der Schmelzphase befindet sich die Kühlplatte in der unteren Position, und alle Heizer sind aktiv. Das kristalline Silizium wird von oben her aufgeschmolzen. Ab einer bestimmten Temperatur, die dem Schmelzpunkt des Siliziums entspricht, wird die Kühlplatte teilweise nach oben gefahren und die Leistung des Bodenheizers reduziert. Zu diesem Zeitpunkt hat die Kühlplatte noch keinen Kontakt mit der darüber liegenden Tiegelaufstellplatte. Der Bodenheizer umschließt im komplett nach oben gefahrenen Zustand den Graphitzylinder. Während der Schmelzphase wird am Boden gleichzeitig gekühlt und geheizt, um einerseits den Keim nicht vollständig aufzuschmelzen, aber andererseits Wärmeverluste am Rand des Tiegels zu minimieren. Die Kühlleistung muss den Heizertemperaturen so angepasst sein, dass sich insbesondere beim Ankeimprozess eine ebene Phasengrenze einstellt. Die vom Pyrometer bestimmte Temperatur am Messort unterhalb der Tiegelaufstellplatte durchläuft bei jedem Prozess ein Minimum, welches als Absolutwert bestimmt und gespeichert wird. Über die Temperaturdifferenz zwischen aktuellem Temperaturwert nach Durchlaufen des Minimums und dem zuvor bestimmten Minimum wird die Höhe der Ankeimstelle festgelegt. Dies entspricht einer Temperaturdifferenz zwischen Messwert und Temperaturminimum von 20 K. Ist diese Differenz erreicht, wird die Kristallisation eingeleitet. Die Ankeimstelle liegt bei einem Keim mit einer Höhe von 40 mm bei dann im Bereich von 15-25 mm über dem Tiegelboden. Um die Kristallisation einzuleiten, wird die Kühlplatte vollständig an die Tiegelaufstellplatte herangefahren. Über den Kontakt mit der Tiegelaufstellplatte erhöht sich die Wärmeabfuhr nach unteninfolge Erhöhung der Kühlleistung von maximal. 0,65W/cm2 auf minimal l,5W/cm2, und die Phasengrenze wandert nach oben. Während der Kristallisation werden zusätzlich alleHeizertemperaturen gemäß einem Temperatur-Zeit-Profil verringert. Ist die Kristallisation abgeschlossen, wird die Abkühlphase eingeleitet. Die Abkühlraten betragen maximal 100 K/h.
Danach wird der Ingot aus der Kristallisationsanlage entnommen und vom Tiegel entformt. Auf einer Bandsäge wird der Ingotboden in einer Dicke von 45 mm abgetrennt. Auf diese Weise wird eine Platte gewonnen, die nach einem Sandstrahlprozess mit geeignetem Material und nachfolgender Reinigung erneut als Keim eingesetzt wird. Vom verbliebenen Ingot werden nun Seitenteile derart abgesägt, dass die entstehende Ingot-Grundfläche auf 630 mm x 630 mm verkleinert ist.
Durch Messung des Verlaufs des spezifischen Widerstandes nach dem 4-Spitzen Messverfahren an einer Probe aus einem Seitenteil entlang der Wachstumsrichtung wird bestätigt, dass der durch die Dotierung vorausberechnete Verlauf auch tatsächlich erreicht wurde.
Der Ingot wird auf eine Seitenfläche gelegt, und es erfolgt ein Deckelschnitt, der das erfahrungsgemäß infolge Segregation mit Verunreinigungen belastete und daher unbrauchbare Material in geeigneter Dicke entfernt. Damit ist sowohl am Boden als auch am Deckel erkennbar, wie groß der quasimonokristalline Bereich im Zentrum des Ingots ist.
Basierend auf diesem Ergebnis und entsprechend den konkreten geometrischen Anforderungen werden Scheiben mit entsprechendem Dickenaufmaß aus dem Ingot herausgeschnitten, die ausreichen, um Blanks für Funktionsbauteile herauszuschneiden. Unter schräg einfallendem Licht einer Beleuchtungsquelle erfolgt eine Markierung des quasimonokristallinen Bereichs (Zentrumsbereich) der Scheibe. Der außerhalb befindliche Randbereich ist demzufolge der multikristalline Bereich der Scheibe. Der quasimonokristalline Zentrumsbereich wird nunmehr wie weiter vorn bereits beschrieben genauer untersucht, in welcher Anzahl bzw. an welchem Ort innerhalb der quasimonokristallinen Matrix noch Fremdkörner oder Zwillingsgrenzen vorhanden sein könnten und in welche Klasse FK 1 bis FK5 bzw. ZI bis Z5 dieser Zentrumsbereich oder entsprechend vorgegebene Areale daraus, die zur Fertigung von Funktionsbauteilen wie z.B. Blanks für Showerheads oder runde bzw. rechtwinklige Sputtertargets der Abmaße 0 450 mm x 10 mm oder 320 mm x 100 mm x 8 mm oder eine Fläche von ca. 420 mm x ca. 170 mm x ca. 12 mm für zwei Hälften eines Racetrack Target geeignet erscheinen, eingeteilt werden. Weiterhin wird dieser Zentrumsbereich oder entsprechend vorgegebene Areale daraus, die zur Fertigung von Funktionsbauteilen geeignet erscheinen, mittels rasternden oder bildgebenden Messtechniken (wie MDP, μ-PCD oder bei niederohmigen Material bevorzugt PL) untersucht und in die Klassen Cl bis C5 eingeteilt.
Falls nötig wird aus dem quasimonokristallinen Zentrumsbereich auch noch eine Probe herausgeschnitten, um mittels eines 4-Spitzenmessplatzes den spezifischen Widerstand zu kontrollieren, d.h. zu bestätigen, dass er z.B. innerhalb des geforderten Bereiches von 0,001 Qcm bis 0,2 Qcm liegt.
Entsprechend den Anforderungen an das Blank, des gemessenen spezifischen Widerstands und anhand der Auswahl eines bezüglich Abmessungen und Klassifizierung (FK1-FK5, Zl- Z5 und C1-C5) geeigneten Bereiches des quasimonokristallinen Zentrumsbereiches A (siehe Beispiel in den Figuren 3a oder 3b) für das Blank erfolgt nun das Herausarbeiten des Blanks aus der Scheibe. Die Blankoberfläche entspricht nun einer neu definierten Prüfoberfläche, für die die Klassifizierung gilt. Sind Blanks für mehrere gleichartige oder verschiedene Bauteile gefordert, wird entsprechend Fig. 1, Fig. 2 und Fig. 3 eine Optimierung vorgenommen, die auf den geometrischen Abmessungen und den lokal unterschiedlichen Klassifizierungsergebnissen der quasimonokristallinen Bereiche entnommener Scheiben basiert. Ausführungsbeispiel 2
In eine G5-VGF-Ofenanlage wird ein Tiegel mit Tiegelaufsatz mit einer Gesamthöhe von 780 mm eingebracht. In den Tiegel wird eine ebene Keimunterlage aus Silizium eingebracht, auf der eine Mehrzahl von Silizium-Keimplatten in einer Schicht angeordnet werden. Die Dicke der Keimunterlage beträgt 5 bis 20mm, wobei 10 bis 20 mm bevorzugt sind. Die Keimplatten werden aus quasimonokristallinen Bereichen vorangegangener Ingots horizontal in einer Dicke von 45mm herausgeschnitten. Die Stoßflächen der Keimplatten oder zusätzlich noch mindestens eine weitere Fläche sind geschliffen. Dabei werden die Stoßflächen benachbarter Keimplatten derart rechtwinklig geschliffen, dass bei Verwendung von drei oder mehr Keimplatten die Breite der entstehenden Spalte (von oben betrachtet) möglichst gering ist. Dabei ist von gleichrangiger Bedeutung, dass auch während des Anschmelzens der Keimplatten keine Spalte entstehen. Das heißt, dass auch bei seitlicher (horizontaler) Betrachtung der Keimplatte die geschliffenen Stoßflächen einen rechten Winkel aufweisen. Nach dem Schleifen weisen die geschliffenen Flächen(insbesondere die Kantenflächen) eine Rauigkeit von Rz gemäß DIN 4762 von kleiner als ΙΟΟμιη, bevorzugter kleiner als ΙΟμιη und besonders bevorzugt kleiner als 5μιη auf und ist deren Winkligkeit sowohl vertikal betrachtet als auch horizontal betrachtet so gut, dass während des Auslegens der Keimplatten und während des Anschmelzens der Keimplatten entstehende Spalte zwischen unmittelbar benachbarten Keimplatten an jeder Stelle kleiner 1 mm, bevorzugter kleiner 0,1 mm und noch bevorzugter kleiner 0,01 mm sind. Durch diese vorgegebene Passgenauigkeit weist das erfindungsgemäß zu züchtende Silizium-Material insgesamt keine an Keimstößen entstehenden Zwillingskörner (Stoßzwillinge) auf.
Auf die Keimschicht wird kristalliner Siliziumrohstoff einer Gesamteinwaage von 700 kg sowie Dotierstoff Bor eingefüllt. Die Keimschicht ist so dimensioniert und auf der Keimaufstellplatte positioniert, dass umlaufend ein Spalt von ca. 20 mm bleibt. Ihre nach oben oder ggf. zusätzlich nach unten zeigende Oberfläche ist in einem Sandstrahlprozess mit geeignetem Material aufgeraut. Darüber und in den Spalt zwischen Keimplatte und Tiegelwand werdender Siliziumrohstoff und der Dotierstoff gefüllt. Der Si-Rohstoff besitzt mindestens 7N-Reinheit.
Die Ofenanlage ist eine Mehrzonenofenanlage mit insgesamt vier temperaturgeregelten Heizzonen: Deckenheizer, Mantelheizer oben, Mantelheizer unten und Bodenheizer. Unter der Tiegelaufstellplatte befindet sich eine aktive Kühleinrichtung. Als Kühlmedium wird gasförmiger Stickstoff verwendet. Die Abmessungen der Kühleinrichtung (Länge, Breite) entsprechen mindestens den Abmessungen der Tiegelaufstellplatte. Unterhalb der Tiegelaufstellplatte im randnahen Bereich des Tiegels befindet sich ein Thermoelement zur Kontrolle der Keimplattentemperatur. Dieses Thermoelement wird von unten in einem Schutzrohr in die Kühleinrichtung geführt, welche aus einem gut wärmeleitenden Graphit besteht. Das Schutzrohr stößt von unten an die darüber liegende Graphitplatte. Auf dieser Graphitplatte aufliegend befinden sich die Tiegelaufstellplatte aus Graphit und darüber der Tiegel.
Der Aufschmelzprozess ist wie es Fig. 9 zeigt so gestaltet, dass der Siliziumrohstoff von oben her aufgeschmolzen und die Silizium-Keimplatte nur teilweise angeschmolzen wird. Hierfür wird ein Temperaturprofil eingestellt, welches VGF-typisch am Deckenheizer eine höhere Temperatur als am Bodenheizer aufweist. Während der Aufschmelzphase ist der Bodenheizer nur in der Aufheizphase im Betrieb und wird zum Zeitpunkt tls dem Erreichen der der Schmelztemperatur des Siliziums, abgeschaltet, um ein Aufschmelzen des quasimonokristallinen Keimes zu verhindern. Zuvor wird ab dem Erreichen von ca. 1400 C am Seitenheizer die Gaskühlung aktiviert. Die Kühlleistung muss den Heizertemperaturen so angepasst sein, dass sich insbesondere beim Ankeimprozess eine ebene Phasengrenze einstellt. Auch nach Aktivierung der Gaskühlung schmilzt der kristalline Siliziumrohstoff oberhalb der Keimplatte infolge der weiterhin auf einen vordefinierten Temperaturwert gehaltenen Decken- und Seitenheizer weiterhin auf. Die Temperatur an der Messstelle unterhalb der Tiegelaufstellplatte durchläuft bei jedem Prozess ein in Fig. 9 erkennbares Minimum, welches als Absolutwert bestimmt und gespeichert wird. Die Gesamtheizleistung sinkt im gleichen Zeitabschnitt zwangsläufig weiter kontinuierlich ab. An der Temperatur des Thermoelementes bzw. exakter durch die Temperaturdifferenz zwischen aktuellem Messwert und dem zuvor gespeichertem Temperaturminimum, kann die Höhe der Ankeimstelle bestimmt werden. Bei einem Keim mit der Höhe 45 mm liegt die Ankeimstelle idealerweise im Bereich von 25 mm bis 35 mm über dem Tiegelboden. Dies entspricht einer Temperaturdifferenz ΔΤ zwischen Messwert und Temperaturminimum von 8 K -12 K. Ist diese Differenzzum Zeitpunkt t2(siehe Fig 9)erreicht, wird die Kristallisation eingeleitet. Dabei können zwischen Temperaturminimum und Start der Kristallisation mehrere Stunden liegen. Die Kristallisation wird zum einen über eine Erhöhung der Kühlleistung der Gaskühlung und zum anderen über ein geregeltes Temperatur-Zeit-Profil der aktiven Heizer initiiert. Hierbei wird die Kühlleistung rasch erhöht, z.B. von maximal 5 kW(spezifisch betrachtet maximal 0,65W/cm2)auf mindestens 15 kW(spezifisch betrachtet maximal 1,5 W/cm2), um ein Durchschmelzen des Keimes zu verhindern. Die Temperaturen der Heizzonen werden langsam verringert. Die Abkühlraten liegen im Bereich von -0,4 K/h bis - 15 K/h. Durch entsprechende Wahl der Heizertemperaturen und der Kühlleistung wird eine konvexe Phasengrenze im Zentrum eingestellt, die den polykristallinen Randbereich weiter nach außen drängt bzw. dort ein vertikales kolumnares Wachstum unterstützt. Ist der Ingot fertig kristallisiert, beginnt die Abkühlphase. Während der Abkühlphase werden die Heizer über ein weiteres Temperatur-Zeit-Profil geregelt. Die Abkühlraten betragen -10 K/h bis - 80 K/h.
Danach wird der Ingot aus der Kristallisationsanlage entnommen und vom Tiegel entformt.
Auf einer Bandsäge wird der Ingotboden in einer Dicke von 45 mm abgetrennt. Auf diese Weise wird eine Platte gewonnen, die nach einem Sandstrahlprozess mit geeignetem Material und nachfolgender Reinigung erneut als Keim eingesetzt werden kann. Vom verbliebenen Ingot werden nun Seitenteile derart abgesägt, dass die entstehende Ingot-Grundfläche auf 780 mm x 780 mm verkleinert ist.
Durch Messung des Verlaufs des spezifischen Widerstandes an einem Seitenteil entlang der Wachstumsrichtung wird bestätigt, dass der durch die Dotierung vorausberechnete Verlauf auch tatsächlich erreicht wurde. Der Ingot wird auf eine Seitenfläche gelegt, und es erfolgt ein Deckelschnitt, der das erfahrungsgemäß infolge Segregation mit Verunreinigungen belastete und daher unbrauchbare Material in geeigneter Dicke entfernt. Damit ist sowohl am Boden als auch am Deckel erkennbar, wie groß der quasimonokristalline Bereich im Zentrum des Ingots ist. Basierend auf diesem Ergebnis und entsprechend den konkreten geometrischen Anforderungen werden Scheiben mit entsprechendem Dickenaufmaß aus dem Ingot herausgeschnitten, die ausreichen, um aus ihrem quasimonokristallinem Volumen z.B. runde bzw. rechtwinklige Sputtertargets der Abmaße 0 450 mm x 10 mm oder 320 mm x 100 mm x 8 mm oder eine Fläche von ca. 700 mm x ca. 123 mm x ca. 12 mm für ein aus einem Stück herzustellenden Racetrack Target zu fertigen. Auch können Dummy- Wafer oder Buffle-Wafer der Dicke größer gleich 0,5mm aus diesem Quasimono-Material gefertigt werden. Auch können Scheiben der Dicke von z.B. 45mm herausgeschnitten werden, aus denen quasimonokristalline Teilbereiche gewinnbar sind, welche zu Keimplatten in für die Keimschicht geeigneten Abmaßen und geeigneter Oberflächenqualität weiter bearbeitet werden. Unter schräg einfallendem Licht einer Beleuchtungsquelle erfolgt eine Markierung des quasimonokristallinen Bereichs (Zentrumsbereich) der Scheibe. Der außerhalb befindliche Randbereich ist demzufolge der multikristalline Bereich der Scheibe.
Der quasimonokristalline Zentrumsbereich wird nunmehr wie weiter vorn bereits beschrieben genauer untersucht, in welcher Anzahl bzw. an welchem Ort innerhalb der quasimonokristallinen Matrix noch Fremdkörner oder Zwillingsgrenzen vorhanden sein könnten und in welche Klasse FK 1 bis FK5 bzw. ZI bis Z5 dieser Zentrumsbereich oder entsprechend vorgegebene Areale daraus, die zur Fertigung von Funktionsbauteilen geeignet erscheinen, eingeteilt werden. Weiterhin wird dieser Zentrumsbereich oder entsprechend vorgegebene Areale daraus, die zur Fertigung von Funktionsbauteile geeignet erscheinen, mittels rasternden oder bildgebenden Messtechniken (wie MDP, μ-PCD oder bei niederohmigen Material bevorzugt PL) untersucht und in die Klassen Cl bis C5 eingeteilt.
Falls nötig wird aus dem quasimonokristallinem Zentrumsbereich auch noch eine Probe herausgeschnitten, um mittels eines 4-Spitzen-Messplatzes den spezifischen Widerstand zu kontrollieren, d.h. zu bestätigen, dass er z.B. innerhalb des geforderten Bereiches von 0,001 Qcm bis 0,2 Qcm liegt.
Entsprechend den Anforderungen an das Blank, des gemessenen spezifischen Widerstands und anhand der Auswahl eines bezüglich Abmessungen und Klassifizierung (FK1-FK5, Zl- Z5 und C1-C5) geeigneten Bereiches des quasimonokristallinen Zentrumsbereiches A (siehe Beispiel in den Figuren 3a oder 3b) für das Blank erfolgt nun das Herausarbeiten des Blanks aus der Scheibe. Die Blankoberfläche entspricht nun einer neu definierten Prüfoberfläche, für die die Klassifizierung gilt.
Sind Blanks für mehrere gleichartige oder verschiedene Bauteile gefordert, wird entsprechend Fig. 1, Fig. 2 und Fig. 3 eine Optimierung vorgenommen, die auf den geometrischen Abmessungen und den lokal unterschiedlichen Klassifizierungsergebnissen der quasimonokristallinen Bereiche entnommener Scheiben basiert.
Zusammenfassend wird somit ein Blank, wie vorstehend beschrieben, ein Verfahren zu dessen Herstellung, wie vorstehend beschrieben, sowie dessen Verwendung für Funktionsbauteile aus quasimonokristallinem Silizium, wie z.B. Sputtertargets oder Showerheads, wie vorstehend beschrieben, offenbart. Bezugszeichenliste
1 Vorrichtung zum gerichteten Erstarren
2 Behälter
3 Boden
4 Seitenwand
5 Längsrichtung
6 S ilizium- S chmelze
10 Keimschicht
11 Keimplatte
12 Spalt
13 Keimunterlage
14 Tiegelaufstellplatte
15 Kühleinrichtung / Gaskühler
16 Thermoelement mit Schutzrohr
17 Bodenheizer d Abstand zwischen Ort des Thermoelements 16 und der Mitte des Behälters 2

Claims

PATENTANSPRÜCHE
Verfahren zur Herstellung eines quasimonokristallinen Blanks mit einer vorbestimmten Dicke aus einem Silizium-Ingot, mit den folgenden Schritten:
Bereitstellen eines Behälters (2) zur Aufnahme einer Silizium-Schmelze (6) mit einem Boden (3) und mindestens einer Seitenwand (4);
Anordnen einer Keimschicht (10) am Boden des Behälters;
Bereitstellen der Silizium- Schmelze (6) im Behälter unter Anschmelzen der Keimschicht; und
gerichtetes Erstarren der Silizium-Schmelze in dem Behälter zu dem Silizium-Ingot; wobei
nach Abkühlung des Silizium-Ingots und dessen Entformung aus dem Schmelztiegel ein Bodenabschnitt, Mantelabschnitt und oberer Abschnitt des Silizium-Ingots abgetrennt werden, um einen Ingotkern zu erhalten;
der spezifische Widerstand des Ingotkerns in Abhängigkeit von dessen Höhenkoordinate an einer seiner Außenseiten gemessen wird, um einen brauchbaren Höhenbereich zum Heraustrennen eines Blanks festzulegen;
eine monokristalline Prüfoberfläche auf der Oberfläche des Ingotkerns oder einer von diesem horizontal abgetrennten Scheibe festgelegt wird, die gleich dick oder dicker als die vorbestimmte Dicke des herzustellenden Blanks ist;
die Prüfoberfläche hinsichtlich Gehalt, Verteilung und/oder Qualitätsrelevanz von zumindest einer der Größen: Fremdkörnern, Zwillingsgrenzen oder Cluster von Versetzungen oder Kleinwinkelkorngrenzen geprüft und bewertet wird;
das Blank oder ein für Blanks geeignetes Volumen aus dem quasimonokristallinen Bereich der Scheibe so herausgetrennt wird, dass das herausgetrennte Blank oder das für Blanks geeignete Volumen in Bereichen auf seiner Ober- oder Unterseite, die keine Cluster von Versetzungen oder Kleinwinkelkorngrenzen enthalten, eine Konzentration von Einzelversetzungen im Bereich von größer 1 x 102 bis kleiner 1 x 106 cm"2 aufweist und wobei das herausgetrennte Blank einen spezifischen Widerstand von 0,001 bis 0,2 Ωαη aufweist.
Verfahren nach Anspruch 1, wobei das Blank oder das für Blanks geeignete Volumen so aus dem quasimonokristallinen Bereich der Scheibe herausgetrennt wird, dass auf seiner Ober- oder Unterseite zusätzlich zu den Bereichen, die keine Cluster von Versetzungen oder Kleinwinkelkorngrenzen enthalten, weiterhin Bereiche enthalten sind, die Cluster von Versetzungen oder Kleinwinkelkorngrenzen enthalten und weder visuell erkennbaren Zwillingsgrenzen(Klasse ZI) noch visuell erkennbaren Fremdkörner(Klasse FK1) enthalten. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, wobei auf der Ober- oder Unterseite des Blanks oder des für Blanks geeigneten Volumens Fremdkörner einer Größe kleiner 50 mm2 und/oder Zwillingsgrenzen enthalten sind.
Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei auf der Ober- oder Unterseite des Blanks oder des für Blanks geeigneten Volumens eine Kombination der Klasse des Fehlers Cluster von Versetzungen oder Kleinwinkelkorngrenzen (Klasse Cl bis Klasse C5) mit einer Klasse des Fehlers Fremdkörner (Klasse FK2 bis Klasse FK5) oder einer Klasse des Fehlers Zwillingsgrenzen (Klasse Z2 bis Klasse Z5) vorgesehen sind.
Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei auf der Ober- oder Unterseite des Blanks oder des für Blanks geeigneten Volumens Kombinationen aller drei Klassen der Fehler aus Cluster von Versetzungen oder Kleinwinkelkorngrenzen (Klasse Cl bis Klasse C5), Fremdkörnern (Klasse FK1 bis Klasse FK5) und Zwillingsgrenzen (Klasse ZI bis Klasse Z5) vorgesehen sind.
Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, weiterhin umfassend die Schritte:
Anordnen einer ebenen Keimunterlage (13) auf einem Boden (3) des Behälters (2), um diesen vollständig zu bedecken; und
Anordnen der Keimschicht (10) auf einer Oberseite der Keimunterlage (13); wobei zumindest die Oberseite der ebenen Keimunterlage (13) bearbeitet ist, insbesondere der Qualität nach einem Sägeschnitt entspricht oder plan geschliffen ist, um eine ebene Oberfläche auszubilden, auf welcher die Keimschicht (10) ohne Ausbildung von Hohloder Zwischenräumen angeordnet wird.
Verfahren nach Anspruch 6, wobei die Keimschicht (10) als einstückige Keimplatte ausgebildet ist, die die Keimunterlage (13) auf dem Boden (3) des Behälters (2) im Wesentlichen vollständig bedeckt, oder wobei die Keimschicht (10) aus einer Mehrzahl von Keimplatten (11) ausgebildet wird, die unmittelbar aneinander angrenzend auf der Keimunterlage (13) auf dem Boden (3) des Behälters (2) angeordnet werden, um die Keimunterlage (13) auf dem Boden (3) des Behälters (2) im Wesentlichen vollständig zu bedecken.
Verfahren nach Anspruch 7, wobei die Mehrzahl von Keimplatten (11) aus einem Silizium-Ingot herausgetrennt werden, der in einem vorhergehenden Prozess durch gerichtetes Erstarren einer Silizium-Schmelze nach einem Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6 hergestellt wurde.
Verfahren nach Anspruch 7 oder 8, wobei die Flächen der auf der ebenen Keimunterlage angeordneten Mehrzahl von Keimplatten (11) komplett oder teilweise geschliffen sind und eine Rauigkeit von Rz gemäß DIN 4762 von kleiner als ΙΟΟμιη, bevorzugter kleiner alsl0μm und besonders bevorzugt kleiner als 5μιη aufweisen und wobei deren Winkligkeit so gut ist, dass entstehende Spalte (12) zwischen unmittelbar benachbarten Keimplatten an jeder Stelle kleiner 1 mm, bevorzugter kleiner 0,1 mm und noch bevorzugter kleiner 0,01 mm sind.
10. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei die Temperatur des Behälters (2) oder der darin aufgenommenen Silizium-Schmelze (6) mit Hilfe eines
Temperatur-Sensors (16), insbesondere mit Hilfe eines Thermoelementes überwacht und gesteuert wird, die außermittig in einer Tiegelaufstellplatte (14) angeordnet ist, auf welcher der Behälter (2) angeordnet ist. 11. Verfahren nach Anspruch 10, wobei die Tiegelaufstellplatte (14) aus Graphit ausgebildet ist und wobei der Temperatur-Sensor (16) in einer radialen Entfernung vom Zentrum des Tiegelboden, die der Hälfte des Durchmessers des Behälters (2), sofern dieser rund ausgebildet ist, oder die der Hälfte einer Kantenlänge des Behälters (2) entspricht, sofern dieser eine quadratische Grundfläche aufweist, insbesondere mit einer Toleranz von +30mm und - 100mm.
12. Verfahren nach Anspruch 9 oder 10, wobei der Behälter (2) mittels eines Bodenheizers zum Heizen des Bodens (3) des Behälters (2), mittels zumindest einen Mantelheizers zum Heizen von Seitenflächen des Behälters (2) und eines Deckelheizers zum Heizen eines oberen Endes des Behälters (2) geheizt wird und wobei die Temperatur des Behälters (2) oder der darin aufgenommenen Silizium-Schmelze (6) gesteuert wird, indem
der Bodenheizer bis zum Erreichen der Schmelztemperatur des Siliziums betrieben wird,
der Bodenheizers bei Erreichen der Schmelztemperatur des Siliziums abgeschaltet wird, während der Mantelheizer und Deckelheizer weiterhin betrieben werden und gleichzeitig ein Bodenkühler mit einer Kühlleistung von maximal 0,65W/cm2 zugeschaltet wird, und
eine Kristallisationsphase der in dem Behälter aufgeschmolzenen Silizium-Schmelze (6) durch Erhöhung der Kühlleistung von maximal 0,65 W/cm2 auf minimal l,5W/cm2 eingeleitet wird, sobald die am Thermoelement (16) an der Tiegelaufstellplatte (14) gemessene Temperatur nach Durchlaufen eines sich durch das Abschalten des Bodenheizers und das Zuschalten des Bodenkühlers einstellenden Minimums um eine Temperaturdifferenz (ΔΤ) von 5 K bis 25 K über dieses Minimum wieder angestiegen ist.
13. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei für eine visuelle Detektion von Zwillingsgrenzen und Fremdkörnern auf dem herausgetrennten Blank oder dem für Blanks geeigneten Volumen ein Einstrahlwinkel einer Lichtquelle zur zu beurteilenden Fläche einen Winkelbereich von 10° bis 75° überstreicht und die Lichtquelle azimutal in 10°-Schritten die zu beurteilende Fläche über 360° umläuft und eine
Betrachtungsrichtung zum Betrachten der der zu beurteilenden Fläche von gegenüber der Einstrahrichtung erfolgt und denselben Einstrahlwinkelbereich von 10° bis 75° überstreicht sowie zusätzlich zur Betrachtungsrichtung von genau gegenüber der Einstrahlrichtung der Lichtquelle ein azimutalen Betrachtungswinkelbereich von -90° bis +90° zur Betrachtungsrichtung überstrichen wird.
14. Blank aus quasimonokristallinem Silizium-Material zur Verwendung für Funktionsbauteile in Anlagen zur Halbleiterprozessierung, insbesondere als Sputtertarget, oder Showerhead, wobei
das Blank in Bereichen auf seiner Ober- oder Unterseite, die keine Cluster von Versetzungen oder Kleinwinkelkorngrenzen enthalten, eine Konzentration von Einzelversetzungen im Bereich von größer 1 x 102 bis kleiner 1 x 106 cm~2 aufweist und
- das Blank einen spezifischen Widerstand von 0,001 bis 0,2 Ωαη aufweist.
15. Blank nach Anspruch 14, das auf seiner Ober- oder Unterseite zusätzlich zu den Bereichen, die keine Cluster von Versetzungen oder Kleinwinkelkorngrenzen enthalten, weiterhin Bereiche aufweist, die Cluster von Versetzungen oder Kleinwinkelkorngrenzen enthalten.
16. Blank nach Anspruch 14 oder 15, das auf seiner Ober- oder Unterseite Fremdkörner einer Größe kleiner 50 mm2 aufweist.
17. Blank nach Anspruch 16, das auf seiner Ober- oder Unterseite eine vorbestimmte Anzahl von Fremdkörnern einer Größe kleiner 50 mm2 aufweist
18. Blank nach einem der Ansprüche 14 bis 17, das auf seiner Ober- oder Unterseite Zwillingsgrenzen aufweist.
19. Blank nach Anspruch 18, das auf seiner Ober- oder Unterseite eine vorbestimmte Anzahl von Zwillingsgrenzen aufweist.
20. Blank nach einem der Ansprüche 14 bis 19, das auf seiner Ober- oder Unterseite eine Kombination von Klassen der Fehler Cluster von Versetzungen oder Kleinwinkelkorngrenzen, Fremdkörner und Zwillingsgrenzen aufweist.
21. Blank nach Anspruch 20, das auf seiner Ober- oder Unterseite Kombinationen aller drei Klassen der Fehler aus Cluster von Versetzungen oder Kleinwinkelkorngrenzen, Fremdkörnern und Zwillingsgrenzen aufweist.
22. Blank nach einem der Ansprüche 14 bis 21, das einen Durchmesser oder eine Diagonale von größer 320mm aufweist oder dessen kürzere Kantenlänge größer als 320mm ist.
23. Blank nach einem der Ansprüche 14 bis 21, das einen Durchmesser oder eine Diagonale von größer 470mm aufweist oder dessen kürzere Kantenlänge größer als 470mmmm ist.
24. Verwendung des Blanks nach einem der Ansprüche 14 bis 23 für die Herstellung von Funktionsbauteilen in Anlagen zur Halbleiterprozessierung, insbesondere von Sputtertargets oder Showerheads.
25. Verwendung nach Anspruch 24, wobei das Blank
eine Konzentration von Einzelversetzungen im Bereich von 102 bis 106 cm"2 in seinem versetzungscluster- und damit kleinwinkelkorngrenzenfreien Volumen und/oder - einen spezifischen Widerstand von 0,001 bis 0,2 cm aufweist.
26. Verwendung nach Anspruch 24 oder 25, wobei das Blank auf seiner Ober- oder Unterseite keine visuell erkennbaren Zwillingsgrenzen(Klasse ZI) und auch keine visuell erkennbaren Fremdkörner(Klasse FK1) enthält.
27. Verwendung nach Anspruch 24 oder 25, wobei das Blank auf seiner Ober- oder Unterseite visuell erkennbaren Zwillingsgrenzen(Klasse Z2 bis Klasse Z5) und/oder visuell erkennbaren Fremdkörner(Klasse FK2 bis Klasse FK5) enthält.
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