DE112021001083T5

DE112021001083T5 - Herstellungsverfahren für Halbleitersiliziumwafer

Info

Publication number: DE112021001083T5
Application number: DE112021001083.2T
Authority: DE
Inventors: Takeshi Senda; Shingo Narimatsu
Original assignee: GlobalWafers Japan Co Ltd
Current assignee: GlobalWafers Japan Co Ltd
Priority date: 2020-02-19
Filing date: 2021-02-16
Publication date: 2022-12-15
Also published as: TWI741950B; US20230055929A1; TW202136595A; JP2021130577A; CN115135817B; WO2021166895A1; CN115135817A; JP7495238B2

Abstract

Bereitgestellt wird ein Herstellungsverfahren für Halbleitersiliziumwafer, in dem P-Aggregatdefekte und SF in einer Epitaxialschicht unterdrückt werden können. Ein aus einem Einkristall-Ingot herausgeschnittenes Siliziumwafersubstrat wird mit Phosphor dotiert und weist einen spezifischen Widerstand von höchstens 1,05 mΩ·cm und eine Konzentration von Sauerstoff in fester Lösung von 0,9 × 1018Atomen/cm3auf. Das Verfahren weist die Schritte auf: Spiegelpolieren von Substraten und Wärmebehandlung, wobei nach dem Spiegelpolierschritt das Substrat bei einer Temperatur von 700 °C bis 850 °C 30 bis 120 Minuten, anschließend, nach der Temperaturerhöhung, bei einer Temperatur von 1100 °C bis 1250 °C 30 bis 120 Minuten gehalten wird, und, nach Kühlen, bei einer Temperatur von 700 °C bis 450 °C unter 10 Minuten als Erfahrungszeit gehalten wird. Der Wärmebehandlungsschritt wird in einem Mischgas aus Wasserstoff und Argon durchgeführt. Das Verfahren weist einen Schritt des Abscheidens einer Epitaxialschicht mit einer Dicke von 1,3 µm bis 10,0 µm auf.

Description

Technisches Gebiet
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen von Halbleitersiliziumwafern, insbesondere ein Verfahren zum Herstellen eines Halbleitersiliziumwafers, der sich zusammensetzt aus einem Siliziumwafersubstrat und einer darauf gebildeten monokristallinen Siliziumepitaxialschicht, wobei das Siliziumwafersubstrat mit Phosphor P dotiert wird und eine auf 0,9 × 10¹⁸ Atome/cm³ eingestellte Konzentration von Sauerstoff in fester Lösung und einen auf höchstens 1,05 mΩ·cm eingestellten spezifischen Widerstand aufweist.
Hintergrund der Technik
Der spezifische Substratwiderstand der modernsten Epitaxialwafer für Metalloxid-Halbleiter-Feldeffekttransistor- (MOS-FET) Leistungsbauelemente beträgt höchstens 1,00 mΩ·cm. Um den spezifischen Widerstand des Substrats weiter zu senken, muss die Dotantkonzentration erhöht werden. Daher wechselte man bei der n-Dotantspezies von Arsen und Antimon zu Phosphor (P), der eine relativ niedrige Flüchtigkeit aufweist und dessen Konzentration etwa 1 × 10²⁰ Atome/cm³ beträgt.
Gemäß den Patentliteraturen PTL1 bis PTL3 kommt es durch Aufwachsen einer Epitaxialschicht mit der erhöhten Dotantkonzentration zur Entstehung von Stapelfehlern (nachstehend auch SF genannt) in der Epitaxialschicht. Insbesondere neigen SFs dazu, bei Substraten mit einem spezifischen Widerstand von höchstens 1,1 mΩ·cm aufzutreten.
PTL 1 bis PTL 3 zufolge sind die von den SF ausgehenden Kristalldefekte vermutlich durch Defekte infolge von Phosphor- (P) und Sauerstoff- (O) Clustern begründet. Zudem beschreiben die Literaturen auch die Techniken zur Unterdrückung von Kristalldefekten in den Vorgängen von Kristallwachstum, anschließender Wärmebehandlung und Epitaxialwachstum.
Insbesondere werden Phosphor- und Sauerstoffcluster oder Mikroausscheidungen in einem stark mit Phosphor dotierten Siliziumwafer gebildet. Um dann die natürliche Oxidschicht auf der Oberfläche des Siliziumwafers zu entfernen, werden durch Wärmebehandlung in einer Wasserstoffgasatmosphäre (nachstehend Wasserstoff-Einbrennbearbeitung genannt) die Cluster selektiv geätzt, um infolge der Ätzwirkung von Wasserstoff und der Differenz der Ätzgeschwindigkeit zwischen der äußersten Oberfläche des Siliziumwafers und den Clustern zu feinen Grübchen (Pits) zu werden. Den Patentliteraturen zufolge werden vermutlich beim Aufwachsen einer Epitaxialschicht auf einem Siliziumwafer, in dem die Mikrogrübchen gebildet sind, von den Mikrogrübchen ausgehende SF in der Epitaxialschicht erzeugt.
Die Patentliteratur PTL 1 offenbart ein Verfahren zum Herstellen eines Siliziumepitaxialwafers, das aufweist:

einen Schritt des Bildens eines Rückflächenoxidfilms auf der Rückfläche eines Siliziumwafers, der aus einem durch das CZ-Verfahren hergestellten Einkristall-Ingot herausgeschnitten wurde,
einen Schritt des Entfernens des Rückflächenoxidfilms, der auf dem Außenumfang des Siliziumwafers vorhanden ist,
einen Schritt des Argon-Glühens, in dem der Siliziumwafer nach dem Entfernen des Rückflächenoxids bei einer Temperatur von mindestens 1200 °C und höchstens 1220 °C in einer Argon-Atmosphäre wärmebehandelt wird,
einen Schritt der Wasserstoff-Einbrennbearbeitung, in dem der Wafer nach dem Argon-Glühschritt mindestens 30 Sekunden und höchstens 300 Sekunden bei einer Temperatur von mindestens 1050 °C und höchstens 1200 °C in einer Wasserstoffatmosphäre wärmebehandelt wird, und
einen Schritt des Aufwachsens einer Epitaxialschicht auf der Oberfläche des Siliziumwafers nach dem Wasserstoff-Einbrennvorgang.
Zudem beschreibt die Literatur PTL 1, dass SF in der Epitaxialschicht durch die vorstehenden Verfahrensschritte verhindert werden können.
Ähnlich wie PTL 1 beschreibt PTL 2 ein Verfahren zum Herstellen eines Siliziumepitaxialwafers, mit dem das Auftreten von SF in der Epitaxialschicht unterdrückt wird. PTL 3 betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines Silizium-Einkristalls, das aufweist: einen Schritt des Bildens eines geraden Körpers mit einer Länge von höchstens 550 mm durch Ziehen eines Impfkristalls nach Eintauchen in eine Siliziumschmelze, der Rotphosphor zugesetzt ist, so dass der Einkristall einen spezifischen Widerstand von höchstens 0,9 mΩ·cm aufweist, einen Schritt des Bildens eines Endabschnitts mit einer Länge von mindestens 100 mm und höchstens 140 mm am unteren Ende des geraden Körpers und einen Schritt des Schneidens des Einkristalls aus der mit Dotant versetzten Schmelze in einem Zustand, in dem die Temperatur des oberen Endes des geraden Körpers mindestens 590 °C beträgt. PTL 3 zufolge können durch dieses Verfahren Siliziumepitaxialwafer erhalten werden, in denen die Entstehung von Lichtpunktdefekten LPD, die von den SF herrühren, unterdrückt ist.

Dokumentenliste
Patentliteratur

PTL 1: JP5845143
PTL 2: JP6477210
PTL 3: JP5892232

Zusammenfassung der Erfindung
Technisches Problem
Leider können auch mit den Herstellungsverfahren für einen Einkristall und Siliziumepitaxialwafer gemäß PTL 1 bis PTL 3 keine ausreichenden Wirkungen auf die SF-Verringerung erhalten werden, um die Anforderung zu erfüllen. Schwierig dabei ist, die SF auch durch Reduzieren von Phosphor- und Sauerstoffclustern (Mikroausscheidungen) mit reduzierter Konzentration von Sauerstoff in fester Lösung zu unterdrücken.
Zur Lösung dieses Problems wurde im Rahmen der Erfindung die Unterdrückung von SF in einer Epitaxialschicht intensiv untersucht. Als Ergebnis stellte man fest, dass die Ursache von SF in der Epitaxialschicht P-Aggregationsdefekte sind, d. h. aus Phosphor und Silizium gebildete Si-P-Defekte. Ferner wurde festgestellt, dass P-Aggregationsdefekte (Si-P-Defekte) eine innere zusätzliche Si-Ebene (SF) darin haben (siehe NPL 1 und 2), was zu Kristallspannung in der Substratoberfläche vor Abscheidung der Epitaxialschicht und dazu führt, dass sich SF in der Epitaxialschicht (Epi-Schicht) bei anschließender Abscheidung der Epitaxialschicht fortpflanzen.
Gemäß den Literaturangaben NPL 1 und 2 sind die Si-P-Defekte plattenartige Defekte, die Silizium und wenige Atomprozent Phosphor enthalten. Phosphoratome liegen nicht an der Atomstelle, sondern interstitiell, und überschüssige Silizium- (extrinsische SF-) Atome sind ebenfalls enthalten.
Die anhand des spezifischen Widerstands um die Defekte herum geschätzte Phosphorkonzentration beträgt etwa 0,2 Atom-%, der Phosphor aggregiert lokal, und es liegen Kristallspannungen vor.
Bei den Literaturangaben, Nicht-Patentliteraturen, NPL 1 und 2 handelt es sich um folgende:

NPL 1: „Atomic structures of grown-in Si-P defects in red-phosphorus heavily doped CZ Si crystals“ (TuP-16), 29th International Conference on Defects in Semiconductors.
NPL 2: „Atomic structures of grown-in Si-P defects in red-phosphorus heavily doped CZ-Si crystals“ [7p-PB6-6], The 78th JSAP Autumn Meeting, 2017.

Im Rahmen der Erfindung wurde festgestellt, dass das Wachstum von SF oder deren Größe von einer Einwirkungs- bzw. „Erfahrungs-„ Zeit bei niedriger Temperatur beim Ziehen des Siliziumeinkristalls abhängt. Das heißt, es ist schwierig, die von P-Aggregationsdefekten (Si-P-Defekten) herrührenden SF durch die in PTL 1 bis 3 gelehrte Technik zu unterdrücken. Weiterhin wurde festgestellt, dass eine Optimierung für alle Vorgänge notwendig ist, darunter Kristallwachstum, Wärmebehandlung, Aufwachsen von Epitaxialschichten u. a. Dadurch kam die Erfindung zustande.
Die Erfindung zielt darauf ab, ein Herstellungsverfahren für Siliziumwafer bereitzustellen, dass die Erzeugung von P-Aggregationsdefekten (Si-P-Defekten) und das Auftreten von SF in den Epitaxialschichten unterdrückt.
Problemlösung
Ein Verfahren zum Herstellen eines Halbleitersiliziumwafers, der sich zusammensetzt aus einem Siliziumwafersubstrat und einer monokristallinen Siliziumepitaxialschicht darauf, wobei das Siliziumwafersubstrat aus einem mit Phosphor dotierten monokristallinen Silizium-Ingot, der durch das Czochralski-Verfahren mit einer Ziehgeschwindigkeit von mindestens 0,5 mm/min und höchstens 1,0 mm/min unter Einwirkung eines Magnetfelds von mindestens 2000 G und höchstens 4000 G gezogen wurde, herausgeschnitten ist und das Siliziumsubstrat einen spezifischen Widerstand von höchstens 1,05 mΩ·cm, eine Konzentration von Sauerstoff in fester Lösung von 0,9 × 10¹⁸ Atomen/cm³ und Si-P-Defekte, die im Wesentlichen P-Aggregationsdefekte sind, die durch Zwangskühlung des aufgewachsenen Kristalls mit einem im Ziehofen eingebauten Wasserkühler erzeugt wurden, aufweist, weist auf:

einen Schritt des Spiegelpolierens einer Vorderfläche des Siliziumwafersubstrats, einen Schritt des Wärmebehandelns des Siliziumwafersubstrats nach dem Spiegelpolieren, wobei im Wärmebehandlungsschritt das Substrat bei einer konstanten Temperatur zwischen mindestens 700 °C und höchstens 850 °C für mindestens 30 Minuten bis höchstens 120 Minuten gehalten wird, anschließend nach Erhöhen der Temperatur das Siliziumwafersubstrat bei einer Temperatur zwischen mindestens 1100 °C und höchstens 1250 °C für mindestens 30 Minuten bis höchstens 120 Minuten gehalten wird und danach eine Erfahrungszeit für das Siliziumwafersubstrat, um Temperaturen zwischen 700 °C und 450 °C bei Temperaturkühlung zu erfahren, unter 10 Minuten liegt, wobei in der Folge der Wärmebehandlung eine Ofenatmosphäre ein sich aus Wasserstoff H₂ und Argon Ar zusammensetzendes Mischgas ist, und nach dem Wärmebehandlungsschritt einen Schritt des Abscheidens einer monokristallinen Siliziumepitaxialschicht mit einer Dicke von mindestens 1,3 µm und höchstens 10,0 µm.

Dadurch kann mit dem erfindungsgemäßen Verfahren für Halbleitersiliziumwafer die Erzeugung von SF in der Epitaxialschicht unterdrückt werden, da P-Aggregationsdefekte (Si-P-Defekte) im Kristallwachstums- und Wärmebehandlungsvorgang unterdrückt werden können.
Das Siliziumwafersubstrat für die Erfindung wird mit Phosphor dotiert und so eingestellt, dass es einen spezifischen Widerstand von 1,05 mΩ·cm und eine Konzentration von Sauerstoff in fester Lösung von 0,9 × 10¹⁸ Atomen/cm³ aufweist.
Im Herstellungsvorgang des Substrats wird der Silizium-Ingot mit einer Ziehgeschwindigkeit zwischen mindestens 0,5 mm/min und höchstens 1,0 mm/min unter Einwirkung eines Magnetfelds zwischen mindestens 2000 G und höchstens 4000 G gezogen, und eine Zwangskühlung des aufgewachsenen Kristalls mit einem innerhalb des Ofens eingebauten Wasserkühler ermöglicht die Herstellung der Substrate, in denen die Größen- und Dichtezunahmen von P-Aggregationsdefekten (Si-P-Defekten) unterdrückt sind. Diese Herstellungsbedingung zielt darauf ab, die Durchlaufzeit des Temperaturbereichs zwischen 600 °C und 700 °C zu verkürzen, da dieser Temperaturbereich derjenige ist, der das Wachstum von Si-P-Defekten im Aufwachsen des Kristalls beschleunigt.
Das so hergestellte Substrat wird bei einer konstanten Temperatur zwischen mindestens 700 °C und höchstens 850 °C für mindestens 30 Minuten und höchstens 120 Minuten gehalten. Bei thermischer Bearbeitung mit einer Temperatur von mindestens 700 °C desorbieren Verunreinigungen, Feuchtigkeit und Sauerstoff aus der auf der Rückseite der Wafer gebildeten Siliziumoxidschicht.
Die Oberfläche des Siliziumwafersubstrats neigt zu Reaktion, wenn sie bei einer Temperatur von mindestens 850 °C thermisch bearbeitet wird. Bei thermischer Bearbeitung mit einer Temperatur von mindestens 850 °C verschlechtert sich daher die Oberflächenrauheit des Wafers durch Verunreinigungen, die aus der Siliziumoxidschicht desorbiert werden.
In der Erfindung wird die Beeinträchtigung der Oberflächenrauheit, die durch die Desorption von Verunreinigungen aus dem Siliziumoxidfilm verursacht wird, dadurch unterdrückt, dass die Wafer bei einer Temperatur von mindestens 700 °C und höchstens 850 °C für eine feste Zeit gehalten werden. Da die Oberflächenrauheit bei einer Behandlungstemperatur von mindestens 850 °C zunimmt, umgeht man das Problem der Beeinträchtigung der Oberflächenrauheit durch ausreichendes Verdichten des Siliziumoxidfilms bei einer Temperatur von mindestens 700 °C und höchstens 850 °C und Ermöglichen, dass das desorbierte Gas aus dem Ofen evakuiert; dadurch wird das Problem der Aufrauhung vermieden. Die Prozedur bewirkt die Förderung von Zersetzung von Phosphor in den Si-P-Defekten und Diffusion und erzeugt die Wirkungen von Kontraktion und Dichteverringerung von Si-P-Defekten. Die Haltezeit in diesem Temperaturbereich beträgt mindestens 30 Minuten und höchstens 120 Minuten.
Eine Haltezeit unter 30 Minuten ist nicht erwünscht, da die Verdichtung des Siliziumoxidfilms nicht ausreicht, und über 120 Minuten Haltezeit ist nicht erwünscht, da die Produktivität sinkt.
Nachdem die Siliziumsubstrate bei einer festen Temperatur zwischen mindestens 700 °C und höchstens 850 °C für mindestens 30 Minuten und höchstens 120 Minuten gehalten wurden, wird ferner anschließend die Temperatur erhöht, und die Substrate werden auf einer festen Temperatur zwischen mindestens 1100 °C und höchstens 1250 °C für mindestens 30 Minuten und höchstens 120 Minuten gehalten.
Das Substrat bei einer Temperatur zwischen mindestens 1100 °C und höchstens 1250 °C zu halten dient dem Abbau von Spannungen infolge von Si-P-Defekten, und dieser Abbau der Spannungen unterdrückt die Erzeugung von SF während der Abscheidung einer Epitaxialschicht.
Ferner wird danach die Temperatur der Substrate so gesenkt, dass die Dauer in der die Wafer einen Temperaturbereich von 700 °C bis 450 °C erfahren, unter 10 Minuten liegt. Diese kurze Durchlaufzeit des Temperaturbereichs von 700 °C bis 450 °C ermöglicht, die Erzeugung von P-Aggregationsdefekten, Si-P-Defekten, zu unterdrücken.
Eine Folge von Wärmebehandlungen an den Substraten gemäß der vorstehenden Beschreibung wird in einer Ofenatmosphäre aus einem Mischgas durchgeführt, das sich aus H₂- und Ar-Gas zusammensetzt. Da die Siliziumwafer in einem Mischgas aus Wasserstoff und Argon wärmebehandelt werden, wird die Beseitigung von Si-P-Defekten vorteilhaft gefördert.
Nach den Wärmebehandlungen wird eine monokristalline Siliziumepitaxialschicht mit einer Dicke von mindestens 1,3 µm bis höchstens 10,0 µm gebildet. Die Dicke der Epitaxialschichten ist ein typischer Wert; d. h., die monokristalline Siliziumepitaxialschicht unter 1,3 µm kann keine elektrische Spannung aushalten, die während des Bauelementverfahrens angelegt wird, und die Schicht mit einer Dicke über 10,0 µm steigert die Kosten unerwünscht.
Wie zuvor beschrieben, können in der Erfindung durch Unterdrückung der P-Aggregationsdefekte, Si-P-Defekte, in den Kristallwachstums- und Wärmebehandlungsvorgängen SF in der Epitaxialschicht unterdrückt werden.
Erwünscht ist, dass die maximale Seitenlänge von Si-P-Defekten unter 100 nm und die Dichte der Defekte unter 1 × 10¹²/cm³ liegt. Beträgt die maximale Seitenlänge 100 nm oder mehr, zeigen sich Si-P-Defekte als SF (Lichtpunktdefekt; LPD) nach dem Abscheidungsvorgang der Epitaxialschicht. Da bei einer Dichte von Si-P-Defekten von mindestens 1 × 10¹²/cm³ zahlreiche SF (LPD) verbleiben, was die elektrischen Kennwerte in den Bauelementvorgängen beeinträchtigt, ist dies ferner nicht erwünscht.
Erwünscht ist, dass die Atmosphäre im Ofen für Wärmebehandlungen in einem Temperaturbereich von mindestens 700 °C bis höchstens 850 °C ein verdünntes Argongas mit Wasserstoff ist, dessen Partialdruck in einem Bereich von 50 % bis 80 % liegt, und die Atmosphäre bei einer höheren Temperatur von mindestens 850 °C ein verdünntes Argongas mit Wasserstoff ist, dessen Partialdruck in einem Bereich von 0,01 % bis 20 % liegt. Der Grund, weshalb die Atmosphäre im Ofen für Wärmebehandlungen in einem Temperaturbereich von mindestens 700 °C bis höchstens 850 °C ein verdünntes Argongas mit Wasserstoff ist, dessen Partialdruck in einem Bereich von 50 % bis 80 % liegt, besteht darin, die Verdichtung des Siliziumoxidfilms durch Wasserstoff zu fördern und das physikalische Ätzen des Siliziumoxidfilms durch Wasserstoff zu unterdrücken. Der Grund dafür, weshalb ferner die Atmosphäre bei einer höheren Temperatur von mindestens 850 °C ein verdünntes Argongas mit Wasserstoff ist, dessen Partialdruck in einem Bereich von 0,01 % bis 20 % liegt, besteht darin, die Beseitigung von Si-P-Defekten zu fördern und das physikalische Ätzen des Siliziumoxidfilms durch Wasserstoff ähnlich wie zuvor zu unterdrücken.
Vor einem Schritt des Abscheidens einer Epitaxialschicht wird an einem Substrat ein Oberflächenreinigungsschritt durchgeführt, wobei erwünscht ist, dass Oberflächensilizium in einer Tiefe von mindestens 50 nm bis höchstens 150 nm durch Ätzen mit einem Mischgas aus Wasserstoff (H₂), Chlorwasserstoff (HCl) und Si-H-Cl-Gas abgetragen wird.
Indem der Reinigungsschritt durchgeführt wird, können somit SF nach Aufwachsen der Epitaxialschicht weiter verringert werden, wobei eine Defektentfernung durch Chlorwasserstoff HCl wirksam und eine Defektentfernung durch Mischgas aus Wasserstoff H₂ und Chlorwasserstoff HCl erwünscht ist. Da die Defektentfernung mit einem Mischgas aus Wasserstoff H₂, Chlorwasserstoff HCl und Si-H-Cl erfolgt, wird zu Beginn der Partialdruck von Chlorwasserstoff HCl auf einem bestimmten Wert im Mischgas aus Wasserstoff H₂ und Chlorwasserstoff HCl gehalten. Danach wird durch Reduzieren des Partialdrucks von Chlorwasserstoff HCl die Oberflächenform des Substrats beim Wasserstoffeinbrennen rekonstruiert, wonach Si-H-Cl-Gas eingeleitet werden kann, während der Partialdruck von Chlorwasserstoff (HCl) reduziert wird.
Da die Resttiefe der Defekte etwa 100 nm beträgt, ist eine Ätztiefe von Oberflächensilizium etwa in einem Bereich von mindestens 50 nm und höchstens 150 nm geeignet, berücksichtigt man auch die Produktivität.
Vorzugsweise wird die Siliziumepitaxialschicht bei einer Abscheidungstemperatur von mindestens 1100 °C und höchstens 1150 °C mit einer Wachstumsgeschwindigkeit von mindestens 3,5 µm/min und höchstens 6,0 µm/min abgeschieden.
Vorzugsweise ist ein Oxidfilm-Entfernungsschritt umfasst, in dem ein Oberflächenoxidfilm vom spiegelpolierten Wafer vor der Wärmebehandlung in einer sauren Lösung oder sauren Atmosphäre abgetragen wird. Erwünscht ist, dass der Oxidfilm-Entfernungsschritt umfasst ist, da die Entfernung des natürlichen Oberflächenoxidfilms nicht nur zum Reinigen der Siliziumwaferoberfläche, sondern auch zur Beseitigung von Si-P-Defekten notwendig ist.
Erwünscht ist, dass der Schnittwinkel von Substraten vor Spiegelpolieren in einem Bereich von mindestens 0,1 Grad und höchstens 0,4 Grad gegen die Orientierung der Primärebene liegt. Der Schnittwinkel der Substrate beeinflusst das Wachstum und die Beseitigung von SF bei Abscheidung der Epitaxialschicht. Indem der Schnittwinkel in diesem Bereich eingestellt wird, können die SF während des Aufwachsens der Epitaxialschicht beseitigt werden.
Vorteilhafte Wirkungen der Erfindung
Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren wird auf die Bereitstellung eines Herstellungsverfahrens für Siliziumwafer abgezielt, durch das P-Aggregationsdefekte (P-Si-Defekte) unterdrückt und SF in der Epitaxialschicht unterdrückt werden.
Figurenliste

1 zeigt einen Ablaufplan einer Ausführungsform eines erfindungsgemäßen Herstellungsverfahrens für Siliziumwafer;
2 zeigt eine Fortsetzung des Ablaufplans in 1 einer Ausführungsform eines erfindungsgemäßen Herstellungsverfahrens für Siliziumwafer;
3 ist ein Diagramm der Abhängigkeit von LPD von der Siliziumabscheidungstemperatur und der Wachstumsgeschwindigkeit;
4 ist ein Diagramm der Beziehung zwischen Si-P-Defekten und Ziehgeschwindigkeit;
5 ist ein Diagramm der Beziehung zwischen der Anzahl von LPD und der Siliziumabtragsmenge;
6 ist ein Diagramm der Beziehung zwischen der Anzahl von LPD und der Haltezeit bei einer Temperatur von 650 °C bis 900 °C;
7 ist ein Diagramm der Beziehung zwischen der Anzahl von LPD und der Haltezeit in Wärmebehandlungen bei der Temperatur von 1050 °C bis 1270 °C;
8 ist ein Diagramm der Beziehung zwischen der Anzahl von LPD und der Erfahrungszeit bei 700 °C bis 450 °C beim Herausziehen; und
9 ist eine schematische Darstellung des Aufbaus einer Ziehvorrichtung, die mit einem Wasserkühler ausgestattet ist.

Beschreibung der Ausführungsformen
Nachstehend werden Ausführungsformen eines erfindungsgemäßen Herstellungsverfahrens für Halbleitersiliziumwafer anhand von 1, 2 und 9 beschrieben. Die nachfolgend dargestellte Ausführungsform ist ein Beispiel, und die Erfindung ist nicht auf diese Ausführungsform beschränkt.
Gemäß 1 werden Siliziumeinkristall-Ingots durch Ziehen von Einkristallen mit Hilfe des Czochralski-Verfahrens hergestellt (Schritt 1). Im Aufwachsvorgang eines Einkristalls wird der Siliziumeinkristall mit Phosphor (P) dotiert und mit einer Ziehgeschwindigkeit von mindestens 0,5 mm/min und höchstens 1,0 mm/min unter Einwirkung eines Magnetfelds von mindestens 2000 G und höchstens 4000 G gezogen.
Der Grund, weshalb die Ziehgeschwindigkeit in diesem Bereich festgelegt ist, besteht in Folgendem: Um das Auftreten der konstitutionellen Unterkühlungserscheinung zu unterdrücken, bei der Kristalle mit niedrigem spezifischen Widerstand in Zellenform wachsen, sollte das Verhältnis G/V groß sein, wobei G die Temperaturkurve der Schmelze und V die Ziehgeschwindigkeit ist. Das heißt, durch Verringern der Ziehgeschwindigkeit V lässt sich die konstitutionelle Unterkühlungserscheinung unterdrücken. Bei Verringerung der Ziehgeschwindigkeit wird aber die Durchgangszeit unter 700 °C (im Temperaturbereich von 600 °C bis 700 °C) länger, und P-Aggregatdefekte (Si-P-Defekte) können nicht unterdrückt werden. Aus diesem Grund wird die Temperaturkurve G erhöht, und die konstitutionelle Unterkühlungserscheinung sowie die Erzeugung von P-Aggregationsdefekten (Si-P-Defekten) werden durch „Zwangskühlen des Kristalls mit dem Wasserkühler, der im Ziehofen vorgesehen ist, Einstellen einer Ziehgeschwindigkeit auf mindestens 0,5 mm/min und höchstens 1,0 mm/min und Einwirkenlassen eines Magnetfelds von mindestens 2000 G und höchstens 4000 G“ unterdrückt.
Da insbesondere P-Aggregationsdefekte (Si-P-Defekte) nicht mit einer Ziehgeschwindigkeit unter 0,5 mm/min verhindert werden können und die konstitutionelle Unterkühlungserscheinung nicht mit einer Ziehgeschwindigkeit über 1,0 mm/min unterdrückt werden kann, ist dies nicht erwünscht.
Der aufgewachsene Kristall wird durch den Wasserkühler zwangsgekühlt, der im Ziehofen vorgesehen ist. Beispielsweise wird gemäß 9 ein aufgewachsener Siliziumeinkristall 5 mit Hilfe des Wasserkühlers zwangsgekühlt, der im Raum zwischen dem oberen Bereich des Ziehofens 2 und einer Strahlungsabschirmung 4 in der Ziehvorrichtung 1 angeordnet ist, wodurch die Verweilzeit in einem Temperaturbereich von mindestens 600 °C bis höchstens 700 °C verkürzt werden kann. In 9 bezeichnet die Bezugszahl 6 einen Quarzglastiegel, die Bezugszahl 7 eine Heizung, die Bezugszahl 8 eine Einheit zum Einwirkenlassen eines Magnetfelds, und die Bezugszahl 9 einen Draht zum Ziehen eines Siliziumeinkristalls 5. Somit wird der aufgewachsene Siliziumeinkristall mit dem Wasserkühler auf eine Temperatur unter 600 °C zwangsgekühlt. P-Aggregationsdefekte (Si-P-Defekte) werden durch Verkürzung der Erfahrungszeit der Wafer in einem Temperaturbereich von 600 °C bis 700 °C unterdrückt, was 4 zeigt.
Substrate werden durch Schneiden eines Siliziumeinkristalls mit einem Schnittwinkel in einem Bereich von 0,1 Grad bis 0,4 Grad gegen die Orientierung der Primärebene vorbereitet (Schritt 2). Der Schnittwinkel der Substrate beeinflusst das Wachstum und die Beseitigung von SF bei Abscheidung der Epitaxialschicht. Die Orientierung der Primärebene ist Si (100), und der Schnittwinkel liegt im Bereich von 0,1 Grad bis 0,4 Grad. Eine Siliziumstufenterrasse, die ein Weg für die Bewegung von Siliziumatomen während der Epitaxialschichtbildung zur Beseitigung von SF-Defekten wäre, wird durch Einstellen des Schnittwinkels auf einen Bereich von 0,1 Grad bis 0,4 Grad gebildet. Infolge der Bildung der Siliziumstufenbreite können sich Siliziumatome entlang der Stufenbreite bewegen. Durch die Bewegung können die Spannungen der Siliziumatome abgebaut und die SF beseitigt werden.
So hergestellte Substrate haben einen spezifischen Widerstand von höchstens 1,05 mΩ·cm und eine Konzentration von gelöstem Sauerstoff von höchstens 0,9 × 10¹⁸ Atomen/cm³ und enthalten Si-P-Defekte, die im Wesentlichen Defekte sind, die durch Aggregation von Phosphor im Kristall gebildet werden (Schritt S3).
Auf dem technischen Gebiet geforderte Substrate haben einen spezifischen Widerstand von höchstens 1,05 mΩ·cm und eine Konzentration von gelöstem Sauerstoff von höchstens 0,9 × 10¹⁸ Atomen/cm³. Si-P-Kristalldefekte werden durch das zuvor beschriebene Verfahren für Substrate unterdrückt (Schritte S1 und S2), aber Si-P-Kristalldefekte verbleiben noch; die Substrate enthalten Si-P-Kristalldefekte. Die vorgenannten Werte für den spezifischen Widerstand und die Konzentration von gelöstem Sauerstoff können durch Einstellen der Dotantkonzentration, Ziehgeschwindigkeit und Magnetfeldstärke erreicht werden. Die Dotantkonzentration, Ziehgeschwindigkeit und Magnetfeldstärke können variiert werden, um den vorbestimmten spezifischen Widerstand und die vorbestimmte Konzentration von gelöstem Sauerstoff zu erhalten.
Die Si-P-Defekte der so vorbereiteten Substrate haben vorteilhaft eine maximale Seitenlänge unter 100 nm, und die Konzentration der Defekte liegt unter mindestens 1 × 10¹²/cm³. Beträgt die maximale Seitenlänge der Si-P-Defekte 100 nm oder mehr, zeigen sich Si-P-Defekte als SF (LPD) nach der Bildung der Epitaxialschicht. Beträgt die Dichte der Si-P-Defekte 1 × 10¹²/cm³ oder mehr, verbleiben auch SF (LPD). Daher ist erwünscht, dass die maximale Seitenlänge der Si-P-Defekte unter 100 nm und die Dichte der Si-P-Defekte unter 1 × 10¹²/cm³ liegen und das so eingestellte Kristallwachstum vorteilhaft durchgeführt wird.
Als Nächstes wird ein Siliziumoxidfilm auf der Rückfläche des Substrats gebildet (Schritt S4). Für MOSFET-Leistungsbauelemente wird allgemein ein Siliziumoxidfilm auf der Rückfläche des Wafers durch Niedertemperatur-CVD bei einer Temperatur beispielsweise unter 500 °C gebildet. Der Oxidfilm auf der Rückfläche soll Selbstdotierung beim Aufwachsen der Epitaxialschicht verhindern. Normalerweise wird der Oxidfilm mit einer Dicke von 300 nm bis 800 nm in einer Atmosphäre mit reduziertem Druck in einem Temperaturbereich von 400 °C bis 500 °C gebildet.
Anschließend wird die Vorderfläche des Substrats spiegelpoliert (Schritt S5). Allgemein erfolgt das Spiegelpolieren mechanisch mit einem Polierpad und chemisch mit Schlämme. Durch Spiegelpolieren werden Si-P-Defekte nicht direkt reduziert. Si-P-Defekte werden durch Spiegelpolieren nicht direkt verringert. Durch weiteres Verringern der Oberflächenrauheit durch Spiegelpolieren können Si-P-Defekte durch die anschließende Wärmebehandlung leicht beseitigt werden.
Als Nächstes wird gemäß 2 der Oberflächenoxidfilm des Substrats, dessen Vorderfläche spiegelpoliert ist, mit einer sauren Lösung oder einer sauren Atmosphäre entfernt (Schritt S6). Erwünscht ist, dass der Schritt des Entfernens des Oxidfilms umfasst ist, da es notwendig ist, den natürlichen Oberflächenoxidfilm nicht nur zur Reinigung der Si-Oberfläche, sondern auch zur Beseitigung der Si-P-Defekte zu entfernen. Für den Fall der Entfernung mit einer chemischen Lösung ist beispielsweise die zu verwendende chemische Lösung Fluorwasserstoff HF, die mit Reinwasser verdünnte HF-Konzentration beträgt 0,1 % bis 0,5 %, und die Bearbeitungszeit beträgt vorzugsweise 30 bis 120 Sekunden.
Danach wird gemäß 2 das Substrat bei einer konstanten Temperatur von mindestens 700 °C und unter 850 °C wärmebehandelt, die mindestens 30 Minuten oder höchstens 120 Minuten beibehalten bleibt (Schritt S7).
Der Siliziumoxidfilm wird verdichtet bei einer Temperatur von mindestens rund 700 °C, was bewirkt, dass Verunreinigungen, Feuchtigkeit und Sauerstoff aus dem Siliziumoxidfilm desorbieren. Die Oberfläche des Siliziumsubstrats ist bei einer Temperatur von 850 °C oder darüber reaktionsanfällig, und tritt die zuvor beschriebene Desorption bei einer Temperatur von 850 °C oder höher auf, nimmt die Oberflächenrauheit des Siliziumwafersubstrats zu. Bei einer Temperatur von mindestens 700 °C bis höchstens 850 °C werden Zersetzung und Diffusion von aggregiertem Phosphor in Si-P-Defekten gefördert, aber die Zunahme von Si-P-Defekten und Dichte tritt nicht auf, da der Temperaturbereich niedrig ist.
Durch Einstellen der Temperatur der Desorptionsreaktion auf einen Temperaturbereich, d. h. eine konstante Temperatur von mindestens 700 °C und höchstens 850 °C, können Verunreinigungen, Feuchtigkeit und Sauerstoff aus dem Siliziumoxidfilm ausdiffundiert werden, und zudem kann eine Zunahme der Oberflächenrauheit der Wafer verhindert werden.
Weiterhin beträgt die Haltezeit im vorgenannten Temperaturbereich mindestens 30 Minuten bis höchstens 120 Minuten. Da die Ausdiffusion nicht beschleunigt wird, wenn die Haltezeit unter 30 Minuten liegt, und die Produktivität bei über 120 Minuten sinkt, ist dies nicht bevorzugt.
Ferner ist die Ofenatmosphäre der Wärmebehandlung ein Mischgas aus Wasserstoff und Argon. Der Grund, weshalb ein verdünntes Argongas mit Wasserstoff mit einem Partialdruck von 50 % bis 80 % verwendet wird, besteht darin, die Verdichtung des Siliziumoxidfilms durch Wasserstoff zu beschleunigen und physikalisches Ätzen des Siliziumoxidfilms durch Wasserstoff zu verhindern.
Nach dem Temperaturanstieg werden die Substrate anschließend bei einer konstanten Temperatur von mindestens 1100 °C bis höchstens 1250 °C für mindestens 30 Minuten bis höchstens 120 Minuten gehalten (Schritt S8). Die Atmosphäre der Wärmebehandlung ist ebenfalls das Mischgas aus Wasserstoff und Argon ähnlich wie im Schritt 7.
Indem also die Substrate bei einer konstanten Temperatur von mindestens 1100 °C bis höchstens 1250 °C für mindestens 30 Minuten bis höchstens 120 Minuten gehalten werden, können Spannungen infolge von Si-P-Defekten beseitigt werden, weshalb auch SF-Fehler in der Epitaxialschicht unterdrückt werden.
Da Si-P-Defekte nicht abgebaut werden können, wenn sie bei einer Temperatur unter 1100 °C oder unter 30 Minuten im vorgenannten Temperaturbereich gehalten werden und sich Substrate verformen, wenn sie bei einer Temperatur über 1250 °C oder 120 Minuten oder länger im vorgenannten Temperaturbereich gehalten werden, ist dies nicht bevorzugt.
Anschließend wird ferner die Temperatur der Wafer so gesenkt, dass die Erfahrungszeit der Temperaturen der unter 700 °C bis mindestens 450 °C erfahrenden Wafer unter 10 Minuten liegt (Schritt S9).
Dadurch können P-Aggregationsdefekte, oder Si-P-Defekte, unterdrückt werden, indem die Durchlaufzeit des Temperaturbereichs unter 700 °C bis mindestens 450 °C reduziert wird.
Hinsichtlich der sich aus einem Mischgas aus Wasserstoff und Argon zusammensetzenden Ofenatmosphäre der Wärmebehandlung wird der Wasserstoffpartialdruck im verdünnten Argongas vorzugsweise auf 80 % bis 50 % eingestellt, wenn die Temperatur in einem Bereich von mindestens 700 °C bis unter 850 °C liegt, und der Wasserstoffpartialdruck im verdünnten Argongas wird vorzugsweise auf 0,01 % bis 20 % eingestellt, wenn die Temperatur unter 700 °C liegt oder mindestens 850 °C beträgt.
Der Grund, weshalb der Wasserstoffpartialdruck des verdünnten Argongases auf 80 % bis 50 % bei der Temperatur von mindestens 700 °C bis unter 850 °C eingestellt wird, besteht darin, die Verdichtung des Siliziumoxidfilms durch Wasserstoff zu beschleunigen und physikalisches Ätzen des Siliziumoxidfilms durch Wasserstoff zu unterdrücken. Danach besteht der Grund dafür, weshalb der Wasserstoffpartialdruck des verdünnten Argongases auf 0,01 % bis 20 % für eine Temperatur von mindestens 850 °C eingestellt wird, darin, die Verdichtung des Siliziumoxidfilms durch Wasserstoff zu beschleunigen und das physikalische Ätzen des Siliziumoxidfilms durch Wasserstoff zu unterdrücken.
Eine Behandlung zur Oberflächenreinigung wird an den Substraten vor dem Vorgang der Bildung der Epitaxialschicht durchgeführt (Schritt S10). In der Oberflächenreinigungsbehandlung wird die Oberfläche des Si-Substrats durch Ätzen mit Hilfe eines Mischgases aus Wasserstoff (H₂), Chlorwasserstoff (HCl) und Si-H-Cl mindestens 50 nm bis höchstens 150 nm abgetragen. Durch diese Reinigungsbehandlung können Spannungen von Si-P-Defekten physikalisch abgebaut und ferner SF nach Bildung der Epitaxialschicht reduziert werden. Defekte mit Chlorwasserstoff (HCl) zu entfernen ist wirksam, und Defekte mit einem Mischgas aus Wasserstoff (H₂) und Chlorwasserstoff (HCl) zu entfernen ist erwünscht.
Die Tiefe der Restdefekte beträgt höchstens etwa 100 nm, weshalb die Entfernungstiefe der Oberfläche aus Silizium durch Ätzen etwa in einem Bereich von 50 nm und 150 nm geeignet ist, berücksichtigt man die Produktivität.
Die Reinigungsbehandlung der Oberfläche wird in einem Mischgas aus Wasserstoff (H₂), Chlorwasserstoff (HCl) und Si-H-Cl durchgeführt. Zu beginn wird der Partialdruck von Chlorwasserstoff (HCl) auf einen bestimmten Wert in einem Mischgas aus Wasserstoff und Chlorwasserstoff eingestellt. Danach erfolgt die Rekonstruktion der Oberflächenform beim Einbrennen mit Wasserstoff nach Reduzieren des Chlorwasserstoffpartialdrucks, wonach unter Variieren des Chlorwasserstoffpartialdrucks Si-H-Cl-Gas eingeleitet werden kann.
Als Nächstes wird eine monokristalline Siliziumepitaxialschicht mit einer Dicke von mindestens 1,3 µm bis höchstens 10,0 µm abgeschieden. Die Siliziumabscheidung erfolgt bei einer Temperatur von mindestens 1100 °C und höchstens 1150 °C und mit einer Abscheidungsgeschwindigkeit von mindestens 3,5 µm/min und höchstens 6,0 µm/min (Schritt S11).
Festgestellt wurde, dass es geeignete Kombinationen aus Wachstumsgeschwindigkeit und Temperatur für das Aufwachsen der monokristallinen Siliziumepitaxialschicht gibt.
Gemäß 3 wurde festgestellt, dass Lichtpunktdefekte (LPD) unterdrückt werden, indem die Siliziumabscheidungstemperatur auf mindestens 1100 °C und höchstens 1150 °C und die Abscheidungsgeschwindigkeit auf mindestens 3,5 µm/min und höchstens 6,0 µm/min eingestellt werden.
Der Grund dafür, weshalb die Epitaxialschicht in einem Dickenbereich von mindestens 1,3 µm bis höchstens 10,0 µm abgeschieden wird, besteht darin, dass die monokristalline Siliziumepitaxialschicht mit einer Dicke unter 1,3 µm keiner Durchschlagspannung im Bauelementbetrieb widerstehen kann und die Dicke der Epitaxialschicht über 10 µm eine Kostensteigerung von Epitaxialwafern verursachen kann.
Eine Siliziumschicht wird über die Bewegung von Siliziumatomen auf den Stufen der Siliziumoberfläche gezüchtet. Mit diesem Vorgang wird die Bildung von SF unterdrückt, da die Bewegung von Siliziumatomen Störungen der Anordnung von Siliziumatomen korrigiert, die von Si-P-Defekten herrühren.
Um sowohl die Si-Schichtabscheidung als auch diese Korrektur zu erreichen, ist eine Bedingung erforderlich, dass die Abscheidungstemperatur der Si-Schicht mindestens 1100 °C und höchstens 1150 °C und die Abscheidungsgeschwindigkeit mindestens 3,5 µm/min und höchstens 6,0 µm/min betragen.
Ausführungsformen
Nachstehend wird die Erfindung auf der Grundlage von Beispielen und Vergleichsbeispielen speziell beschrieben, wobei aber die Erfindung nicht auf die Beispiele beschränkt ist.
Experiment 1
Geprüft wurde die Abhängigkeit der Größe und Dichte von Si-P-Defekten, die in den Substraten erzeugt werden, von der Variation der Ziehgeschwindigkeit von Siliziumeinkristallen, der Variation der Stärke des Magnetfelds und dem Vorhandensein von Zwangskühlung durch den Wasserkühler. Mit Phosphor (P) dotierte Siliziumeinkristalle wurden so gezogen, dass der spezifische Widerstand auf höchstens 1,05 mΩ·cm eingestellt war und die Konzentration von Sauerstoff in fester Lösung höchstens 0,9 × 10¹⁸ Atome/cm³ betrug.
Im Vorgang des Einkristallwachstums wurde die Ziehgeschwindigkeit von 0,3 mm/min bis 1,4 mm/min variiert, und dann betrug das einwirkende Magnetfeld 3000 G. Ferner wurden die maximale Seitenlänge von Si-P-Defekten und die Dichte der Si-P-Defekte in den Fällen untersucht, in denen der Wasserkühler im Ziehofen eingebaut oder nicht eingebaut war.
In 4 sind die Ergebnisse dargestellt. Die Größe der Si-P-Defekte wurde mit einem Transmissionselektronenmikroskop gemessen. Die Dichte der Si-P-Defekte wurde anhand des mit dem Transmissionselektronenmikroskop beobachteten Bereichs berechnet. Als Ergebnis liegen die maximalen Seitenlängen der Si-P-Defekte unter 100 nm für beide Fälle mit oder ohne Einbau des Wasserkühlers.
Für den Fall ohne Wasserkühler verringert sich die Dichte in der Tendenz mit zunehmender Ziehgeschwindigkeit; d. h., die Dichte beträgt höchstens 1 × 10¹²/cm³ bei der Ziehgeschwindigkeit von mindestens etwa 0,7 mm/min. Die Reduktionsrate von diesem Wert ist aber sehr niedrig. Dagegen nimmt für den Fall mit Einbau des Wasserkühlers die Dichte höchstens 1 × 10¹²/cm³ durch Einstellen der Ziehgeschwindigkeit auf mindestens etwa 0,5 mm/min an. Auch wenn die Ziehgeschwindigkeit auf über 1 mm/min eingestellt wird, sinkt die Dichte in der Tendenz mit zunehmender Ziehgeschwindigkeit. Da aber die Wirksamkeit gering ist und die Produktivität sinkt, beträgt die Ziehgeschwindigkeit vorzugsweise höchstens 1 mm/min.
Experiment 2
Geprüft wurde die Beziehung zwischen der Anzahl von LPDs und der Siliziumabtragsmenge auf der Oberfläche der Substrate. Beim Prüfverfahren handelt es sich um die Messung der Anzahl von LPDs mit einem Surfscan SP1, hergestellt von KLA-Tencor Corporation. Das Experiment 2 ist ein im Schritt 10 in 2 durchgeführtes Experiment, um die Unterdrückungswirkung auf SF (LDP) nachzuweisen, wenn die Abtragsmenge der Siliziumoberflächenschicht durch HCl vor der Abscheidung einer Epitaxialschicht variiert wird.
Zunächst wurde ein Siliziumoxidfilm auf der Rückseite eines Substrats gebildet; das Substrat weist einen spezifischen Widerstand von höchstens 1,05 mΩ·cm, eine Konzentration von Sauerstoff in fester Lösung von höchstens 0,9 × 10¹⁸ Atomen/cm³ und Si-P-Defekte mit unter 100 nm maximaler Seitenlänge sowie einer Dichte der Defekte unter 1 × 10¹²/cm³ auf. Der Oxidfilm wurde mit einer Dicke von 500 nm bei einer Temperatur in einem Bereich von 400 °C bis 450 °C gebildet.
Anschließend wurde die Vorderfläche des Substrats spiegelpoliert. Die Abtragsmenge beim Spiegelpolieren betrug 15 µm. Das Substrat mit spiegelpolierter Oberfläche wurde in einem senkrechten Diffusionsofen 120 Minuten bei 800 °C und 60 Minuten bei 1200 °C wärmebehandelt. Die Atmosphäre des Ofens bei der Wärmebehandlung war ein Mischgas aus Wasserstoff (H₂) und Argon (Ar) (verdünntes Ar-Gas mit einen Wasserstoffpartialdruck von 60 %). Die Erfahrungszeit für das Substrat bei Aufenthaltstemperaturen von 700 °C bis 450 °C betrug 8 Minuten.
Eine monokristalline Siliziumepitaxialschicht wurde mit einer Dicke von 4,0 µm auf dem Substrat und mit einer Abscheidungsgeschwindigkeit von 4,0 µm/min bei 1150 °C abgeschieden. Die Abtragsmenge der Si-Oberflächenschicht mit HCl vor der Abscheidung wurde bis maximal 500 nm variiert. Dann betrug der HCl-Partialdruck 0,5 %. Gemessen wurde die Anzahl von LPDs (65 nm) auf dem Substrat, und die Ergebnisse sind in 5 gezeigt. Auf der senkrechten Achse in 5 stellt „ea“ die Anzahl von LPDs dar. Mit dem Begriff LPD (65 nm) wird die Messung der LPDs bezeichnet, die auf der Hauptfläche mit einer Streuintensität vorhanden sind, die der eines Teilchens von mindestens 65 nm Standardteilchengröße entspricht.
Wie aus 5 hervorgeht, stellt man fest, dass die Anzahl von LPD (65 nm) 10.000 beträgt, wenn der Siliziumabtrag der Substratoberfläche nicht durchgeführt wird, und dass andererseits die Anzahl von LPD (65 nm) 100 bis 200 beträgt, wenn die Siliziumentfernungstiefe der Substratoberfläche 50 nm bis 150 nm beträgt.
Experiment 3
Im Experiment 3 wurde gemäß Schritt 7 in 2 durch mindestens 30-minütiges und höchstens 120-minütiges Halten der Substrate bei einer konstanten Temperatur von mindestens 700 °C und unter 850 °C die Zunahme der Oberflächenrauheit der Wafer reduziert. Durchgeführt wurden Experimente zur Prüfung der Unterdrückung infolge der Reduktionswirkung der erzeugten Grübchen auf der Waferoberfläche (LPD) und zur Förderung der Beseitigung von Si-P-Defekten.
Ein Siliziumoxidfilm wurde auf der Rückseite eines Substrats gebildet; das Substrat weist einen spezifischen Widerstand von höchstens 1,05 mΩ·cm, eine Konzentration von Sauerstoff in fester Lösung von höchstens 0,9 × 10¹⁸ Atomen/cm³ und Si-P-Defekte mit unter 100 nm maximaler Seitenlänge sowie einer Defektdichte unter 1 × 10¹²/cm³ auf. Der Oxidfilm wurde mit einer Dicke von 500 nm bei einer Temperatur im Bereich von 400 °C bis 450 °C gebildet.
Danach wurde die Vorderfläche des Substrats spiegelpoliert. Die Abtragsmenge beim Spiegelpolieren betrug 15 µm. Die spiegelpolierten Substrate wurden 60 Minuten bei 1200 °C in einem senkrechten Diffusionsofen wärmebehandelt. Die Ofenatmosphäre für die Wärmebehandlung war ein Mischgas aus Wasserstoff und Argon (verdünntes Ar-Gas mit einen Wasserstoffpartialdruck von 1 %).
Bei der Erhöhung der Temperatur für die 60-minütige Wärmebehandlung bei 1200 °C wurden die Substrate auf Temperaturen von 650 °C, 700 °C, 800 °C, 850 °C und 900 °C bei jeder Temperatur 15 Minuten, 30 Minuten, 120 Minuten und 180 Minuten gehalten. Die Ofenatmosphäre für die Wärmebehandlung war ein Mischgas aus Wasserstoff und Argon (verdünntes Ar-Gas mit einen Wasserstoffpartialdruck von 60 %).
Die Erfahrungszeit für das Wafersubstrat für den Aufenthalt bei Temperaturen von 700 °C bis 450 °C betrug 8 Minuten. Eine monokristalline Siliziumepitaxialschicht wurde mit einer Dicke von 4 µm auf dem Wafersubstrat und mit einer Abscheidungsgeschwindigkeit von 4,0 µm/min bei 1150 °C gebildet. Die Abtragsmenge mit Chlorwasserstoff vor der Abscheidung betrug 100 nm, und der Chlorwasserstoffpartialdruck betrug 0,5 %.
Beim Prüfverfahren handelt es sich um die Messung der Anzahl von LPDs mit einem Surfscan SP1, hergestellt von KLA-Tencor Corporation. In 6 sind die Ergebnisse dargestellt. Gemäß 6 wird deutlich, dass die Anzahl von LPD einen im Wesentlichen konstanten Wert in 30 Minuten erreicht. Nachweislich beträgt die Haltezeit vorzugsweise 30 Minuten bis 120 Minuten, berücksichtigt man die Produktivität.
Der Abbau der Anzahl von LPDs beim Halten auf 650 °C oder 900 °C wird darauf zurückgeführt, dass durch Halten der Substrate auf dieser Temperatur Verunreinigungen, Feuchtigkeit und Sauerstoff aus dem Siliziumoxidfilm auf der Rückseite des Wafers desorbieren und die Oberflächenrauheit des Wafers erhöhen und die dadurch erzeugten Grübchen als LPDs nach dem Epitaxialwachstum verbleiben. Daher beträgt die Wärmebehandlungstemperatur von Wafern vorzugsweise 700 °C bis 850 °C.
Experiment 4
Im Experiment 4, dargestellt als Schritt 8 in 2, wurde geprüft, ob Spannungen infolge von Si-P-Defekten durch mindestens 30-minütiges und höchstens 120-minütiges Halten der Substrate bei einer konstanten Temperatur von 1100 °C bis 1250 °C abgebaut werden konnten.
Zunächst wurde ein Siliziumoxidfilm auf der Rückseite eines Substrats gebildet; das Substrat weist einen spezifischen Widerstand von höchstens 1,05 mΩ·cm, eine Konzentration von Sauerstoff in fester Lösung von höchstens 0,9 × 10¹⁸ Atomen/cm³ und Si-P-Defekte mit unter 100 nm maximaler Seitenlänge sowie einer Defektdichte unter 1 × 10¹²/cm³ auf. Der Oxidfilm wurde mit einer Dicke von 500 nm bei einer Temperatur im Bereich von 400 °C bis 450 °C abgeschieden. Anschließend wurde die Vorderfläche des Substrats spiegelpoliert, und die Abtragsmenge durch Spiegelpolieren betrug 15 µm.
Das Substrat, dessen Vorderfläche spiegelpoliert war, wurde in einem senkrechten Ofen mit 1050 °C, 1100 °C, 1200 °C, 1250 °C und 1270 °C bei jeder Temperatur 15 Minuten, 30 Minuten, 120 Minuten und 180 Minuten wärmebehandelt. Beim Temperaturanstieg vor der Wärmebehandlung mit 1050 °C, 1100 °C, 1200 °C, 1250 °C und 1270 °C wurde das Substrat durch 120-minütiges Halten auf 800 °C wärmebehandelt.
Bei der Ofenatmosphäre für die Wärmebehandlung handelte es sich um ein Mischgas aus Wasserstoff und Argon (verdünntes Argongas mit einem Wasserstoffpartialdruck von 1 %). Beim Senken der Temperatur betrug die Erfahrungszeit für das Temperaturen von 700 °C bis 450 °C erfahrende Wafersubstrat 8 Minuten.
Die Abtragsmenge mit Chlorwasserstoff vor der Abscheidung der monokristallinen Siliziumepitaxialschicht betrug 100 nm, der Chlorwasserstoffpartialdruck betrug 0,5 %, und die Temperatur betrug 1180 °C. Danach wurde eine monokristalline Siliziumepitaxialschicht mit einer Dicke von 4 µm auf dem Substrat mit einer Abscheidungsgeschwindigkeit von 4,0 µm/min bei 1150 °C gebildet.
Beim Prüfverfahren handelt es sich um die Messung der Anzahl von LPDs mit dem Surfscan SP1, hergestellt von KLA-Tencor Corporation. In 7 sind die Ergebnisse gezeigt. Gemäß 7 stellt man fest, dass die Anzahl von LPDs einen im Wesentlichen konstanten Wert in 30 Minuten erreicht. Bestätigt wurde, dass die Haltezeit vorzugsweise 30 Minuten bis 120 Minuten beträgt, berücksichtigt man die Produktivität. Wie 7 zeigt, nimmt die Anzahl von LPDs mit steigender Temperatur ab. Die Temperatur beträgt vorzugsweise 1100 °C bis 1250 °C unter Berücksichtigung der Probleme von Gleitbewegung und Produktivität.
Experiment 5
Im Experiment 5, das als Schritt 9 in 2 gezeigt ist, wurde geprüft, ob die Phosphor- (P) Reaggregationsdefekte (Si-P-Defekte) durch Reduzieren der Durchlaufzeit auf 10 Minuten in einem Temperaturbereich von unter 700 °C bis mindestens 450 °C unterdrückt werden konnten.
Zunächst wurde ein Siliziumoxidfilm auf der Rückseite eines Substrats gebildet; das Substrat weist einen spezifischen Widerstand von höchstens 1,05 mΩ·cm, eine Konzentration von Sauerstoff in fester Lösung von höchstens 0,9 × 10¹⁸ Atomen/cm³ und Si-P-Defekte unter 100 nm maximaler Seitenlänge sowie einer Defektdichte unter 1 × 10¹²/cm³ auf. Der Oxidfilm wurde mit 500 nm in einem Temperaturbereich von 400 °C bis 450 °C abgeschieden. Anschließend wurde die Vorderfläche des Substrats spiegelpoliert, und die Abtragsmenge durch Spiegelpolieren betrug 15 µm.
Danach wurde das Substrat mit spiegelpolierter Vorderfläche 60 Minuten bei 1200 °C wärmebehandelt. Die Atmosphäre des Ofens bei der Wärmebehandlung war ein Mischgas aus Wasserstoff (H₂) und Argon (Ar) (verdünntes Ar-Gas mit einen Wasserstoffpartialdruck von 1 %). Beim Temperaturanstieg vor der 60-minütigen Wärmebehandlung bei 1200 °C wurde das Substrat 120 Minuten bei 800 °C wärmebehandelt. Hierbei war die Atmosphäre des Ofens für die Wärmebehandlung ein Mischgas aus Wasserstoff (H₂) und Argon (Ar) (verdünntes Ar-Gas mit einen Wasserstoffpartialdruck von 60 %).
Die Entnahmetemperatur nach der zuvor beschriebenen Wärmebehandlung war auf 700 °C eingestellt, und die Entnahmegeschwindigkeit aus dem Ofen wurde ab diesem Zeitpunkt variiert. Die Temperatur der Siliziumwafer, die der Umgebungsatmosphäre ausgesetzt waren, wurde mittels Thermographie gemessen, und die Erfahrungszeit wurde berechnet, indem die Entnahmezeit zur Haltezeit bei 700 °C addiert wurde. Damit wurde die Erfahrungszeit für die Temperaturen der unter 700 °C bis mindestens 450 °C erfahrenden Wafer mit 3 Minuten, 5 Minuten, 8 Minuten, 10 Minuten, 12 Minuten, 15 Minuten und 20 Minuten variiert.
Die Oberflächenschicht der Siliziumsubstrate wurde durch Chlorwasserstoff vor Abscheidung einer monokristallinen Siliziumepitaxialschicht 100 nm abgetragen. Hierbei betrug der Chlorwasserstoffpartialdruck 0,5 %, und die Temperatur betrug 1180 °C. Danach wurde eine monokristalline Siliziumepitaxialschicht mit einer Dicke von 4 µm auf dem Substrat bei 1150 °C gebildet. In 8 sind die Ergebnisse dargestellt.
Gemäß 8 bestätigt sich, dass durch Senken der Temperatur, so dass die Erfahrungszeit für die Temperaturen unter 700 °C und mindestens 450 °C erfahrenden Wafer unter 10 Minuten liegt, die Anzahl von LPDs höchstens hundert (100) beträgt und die Phosphor-Reaggregationsdefekte (Si-P-Defekte) unterdrückt werden.
Experiment 6
Das Experiment 6 wurde durchgeführt, um nachzuweisen, dass Phosphoraggregationsdefekte (Si-P-Defekte) unterdrückt werden konnten, indem eine Epitaxialschicht mit einer Dicke von mindestens 1,3 µm und höchstens 10,0 µm gemäß Schritt 11 in 2 nach Abscheidung einer Siliziumschicht mit einer Abscheidungsgeschwindigkeit von mindestens 3,5 µm/min und höchstens 6 µm/min bei einer Temperatur von mindestens 1100 °C und höchstens 1150 °C abgeschieden wurde.
Zunächst wurde ein Siliziumoxidfilm auf der Rückseite eines Substrats gebildet; das Substrat weist einen spezifischen Widerstand von höchstens 1,05 mΩ·cm, eine Konzentration von Sauerstoff in fester Lösung von höchstens 0,9 × 10¹⁸ Atomen/cm³ und Si-P-Defekte mit unter 100 nm maximaler Seitenlänge sowie einer Defektdichte unter 1 × 10¹²/cm³ auf. Der Oxidfilm wurde mit einer Dicke von 500 nm bei einer Temperatur im Bereich von 400 °C bis 450 °C abgeschieden.
Anschließend wurde die Vorderfläche des Substrats spiegelpoliert, und die Abtragsmenge durch Spiegelpolieren betrug 15 µm. Die spiegelpolierten Substrate wurden 60 Minuten bei 1200 °C in einem senkrechten Diffusionsofen wärmebehandelt. in diesem Verfahrensablauf war die Atmosphäre des Ofens für die Wärmebehandlung ein Mischgas aus Wasserstoff (H₂) und Argon (Ar) (verdünntes Ar-Gas mit einen Wasserstoffpartialdruck von 1 %).
Beim Temperaturanstieg vor der 60-minütigen Wärmebehandlung bei 1200 °C wurde das Substrat 120 Minuten bei 800 °C wärmebehandelt. Hierbei war die Atmosphäre des Ofens für die Wärmebehandlung ein Mischgas aus Wasserstoff (H₂) und Argon (Ar) (verdünntes Ar-Gas mit einen Wasserstoffpartialdruck von 60 %). Bei der Temperaturverringerung betrug die Erfahrungszeit für das Substrat zum Erfahren von Temperaturen von 700 °C bis 450 °C 8 Minuten.
Die Oberfläche der Siliziumsubstrate wurde 100 nm durch Chlorwasserstoff vor dem Verfahrensablauf zum Epitaxialwachstum mit einem Chlorwasserstoffpartialdruck von 0,5 % und einer Temperatur von 1180 °C abgetragen. Danach wurden Siliziumepitaxialschichten auf den Substraten bei Temperaturen von 1100 °C, 1125 °C und 1150 °C unter Variieren der Aufwachsgeschwindigkeiten bei jeder Temperatur von 2,4 µm/min, 3,8 µm/min, 4 µm/min, 5 µm/min und 6,4 µm/min abgeschieden. Anschließend wurde die Anzahl von LPDs mit dem Surfan SP1, hergestellt von KLA-Tencor Corporation, gemessen. In 3 sind die Ergebnisse dargestellt.
Gemäß 3 stellt man fest, dass LPD unterdrückt werden, indem die Temperatur der Abscheidung der Siliziumschicht auf mindestens 1100 °C und höchstens 1150 °C sowie die Aufwachsgeschwindigkeit auf mindestens 3,5 µm/min und höchstens 6 µm/min eingestellt werden. Erwünscht ist, dass die Abscheidungstemperatur der Siliziumepitaxialschicht mindestens 1100 °C und höchstens 1150 °C beträgt, da sich solche Probleme wie Gleitbewegung auf den Substraten zeigen, wenn die Abscheidungstemperatur der Siliziumepitaxialschicht 1200 °C beträgt.
ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Patentliteratur

JP 5845143 [0006]
JP 6477210 [0006]
JP 5892232 [0006]

Claims

Verfahren zum Herstellen eines Halbleitersiliziumwafers, der sich zusammensetzt aus einem Siliziumwafersubstrat und einer monokristallinen Siliziumepitaxialschicht darauf, wobei das Siliziumwafersubstrat aus einem mit Phosphor dotierten monokristallinen Silizium-Ingot, der durch das Czochralski-Verfahren mit einer Ziehgeschwindigkeit von mindestens 0,5 mm/min und höchstens 1,0 mm/min unter Einwirkung eines Magnetfelds von mindestens 2000 G und höchstens 4000 G gezogen wurde, herausgeschnitten ist und das Siliziumwafersubstrat einen spezifischen Widerstand von höchstens 1,05 mΩ·cm, eine Konzentration von Sauerstoff in fester Lösung von 0,9 × 10¹⁸ Atomen/cm³ und Si-P-Defekte, die im Wesentlichen P-Aggregationsdefekte sind, die durch Zwangskühlung des aufgewachsenen Kristalls mit einem im Ziehofen eingebauten Wasserkühler erzeugt wurden, aufweist, wobei das Verfahren aufweist: einen Schritt des Spiegelpolierens einer Vorderfläche des Siliziumwafersubstrats; einen Schritt des Wärmebehandelns des Siliziumwafersubstrats nach dem Spiegelpolieren, wobei im Wärmebehandlungsschritt das Substrat bei einer konstanten Temperatur zwischen mindestens 700 °C und höchstens 850 °C für mindestens 30 Minuten bis höchstens 120 Minuten gehalten wird, wobei anschließend, nach Erhöhen der Temperatur, das Siliziumwafersubstrat bei einer Temperatur zwischen mindestens 1100 °C und höchstens 1250 °C mindestens für 30 Minuten bis höchstens 120 Minuten gehalten wird, und wobei danach eine Erfahrungszeit für das Siliziumwafersubstrat, um Temperaturen zwischen 700 °C und 450 °C bei Temperaturkühlung zu erfahren, unter 10 Minuten liegt, wobei in der Folge der Wärmebehandlung eine Ofenatmosphäre ein sich aus Wasserstoff H2 und Argon Ar zusammensetzendes Mischgas ist; und nach dem Wärmebehandlungsschritt, einen Schritt des Abscheidens einer monokristallinen Siliziumepitaxialschicht mit einer Dicke von mindestens 1,3 µm und höchstens 10,0 µm.
Verfahren zum Herstellen eines Halbleitersiliziumwafers nach Anspruch 1, wobei eine maximale Seitenlänge von Si-P-Defekten im Siliziumwafersubstrat unter 100 nm liegt und die Dichte der Defekte unter 1 × 10¹²/cm³ liegt.
Verfahren zum Herstellen eines Halbleitersiliziumwafers nach Anspruch 1, wobei die Ofenatmosphäre im Wärmebehandlungsschritt verdünntes Argongas mit Wasserstoff (H₂) mit einem Partialdruck im Bereich von 50 % bis 80 % beim Erhöhen der Temperatur von mindestens 700 °C auf unter 850 °C sowie verdünntes Argongas mit Wasserstoff (H₂) mit einem Partialdruck im Bereich von 0,01 % bis 20 % bei einer Temperatur von mindestens 850 °C ist.
Verfahren zum Herstellen eines Halbleitersiliziumwafers nach Anspruch 1, ferner aufweisend einen Schritt des Oberflächenreinigens des Siliziumwafersubstrats vor dem Schritt des Abscheidens einer Epitaxialschicht darauf, wobei, im Oberflächenreinigungsschritt, Silizium auf der Substratoberfläche in einer Tiefe von mindestens 50 nm bis höchstens 150 nm mit einem Mischgas aus Wasserstoff (H₂), Chlorwasserstoff (HCl) und Si-H-Cl zu ätzen ist.
Verfahren zum Herstellen eines Halbleitersiliziumwafers nach Anspruch 1, wobei, im Schritt des Abscheidens einer monokristallinen Siliziumepitaxialschicht, die Epitaxialschicht mit einer Abscheidungstemperatur von mindestens 1100 °C und höchstens 1150 °C und einer Abscheidungsgeschwindigkeit von mindestens 3,5 µm/min und höchstens 6,0 µm/min abgeschieden wird.
Verfahren zum Herstellen eines Halbleitersiliziumwafers nach Anspruch 1, ferner aufweisend einen Schritt der Oxidfilmentfernung vom spiegelpolierten Wafersubstrat vor der Wärmebehandlung, in dem dessen Oberflächenoxidfilm mit einer sauren Lösung oder einer sauren Atmosphäre entfernt wird.
Verfahren zum Herstellen eines Halbleitersiliziumwafers nach Anspruch 1, wobei ein Schnittwinkel des Siliziumwafersubstrats vor dem Spiegelpolieren gegen die Orientierung der Primärebene in einem Bereich von mindestens 0,1 Grad bis höchstens 0,4 Grad liegt.