DE19609107B4

DE19609107B4 - Verfahren zum Herstellen von Siliziumwafern

Info

Publication number: DE19609107B4
Application number: DE19609107A
Authority: DE
Inventors: Kenro Hadano Hayashi; Ryuji Hadano Takeda; Katsuhiro Hadano Chaki; Ping Hadano Xin; Jun Hadano Yoshikawa; Hiroyuki Hadano Saito
Original assignee: Toshiba Ceramics Co Ltd
Current assignee: Coorstek KK
Priority date: 1995-03-09
Filing date: 1996-03-08
Publication date: 2006-07-27
Anticipated expiration: 2016-03-09
Also published as: CA2171375A1; TW383429B; KR960034481A; TW337031B; KR100226374B1; TW379388B; CA2171375C; US5788763A; DE19609107A1

Abstract

Verfahren zum Herstellen von Siliziumwafern, mit den folgenden Schritten:
Initialisieren einer Wärmehistorie eines aus einem Einkristall-Siliziumblock erzeugten Wafers, um dadurch die Konzentration von ultrakleinen Sauerstoffablagerungen zu steuern, und
Bewirken des gesteuerten Wachstums von erneut abgelagerten Kernen,
dadurch gekennzeichnet, dass
der Wärmehistorien-Initialisierungsschritt einen Wärmebehandlungsschritt enthält, in dem der Wafer in einer Wasserstoff und/oder Helium und/oder Argon enthaltenden Atmosphäre erhitzt wird, wobei die Wafertemperatur in einem Bereich von 700 °C bis 1.000°C mit einer Rate von nicht weniger als 15°C/Minute erhöht wird.

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft das Gebiet der Herstellung von Siliziumwafern für Halbleiterbauelemente.
Siliziumwafer werden aus einem Einkristall-Siliziumblock geschnitten. Ein Silizium-Einkristall kann durch das Czochralski-Verfahren hergestellt werden, indem Polysilizium-Material in einem Schmelztiegel aus Quarzglas (SiO₂) angeordnet wird und durch Wärme geschmolzen wird, woraufhin ein Silizium-Einkristall hochgezogen und unter Verwendung eines Keimkristalls zum Aufwachsen veranlaßt wird.
Im allgemeinen ist in einem mit dem Czochralski-Verfahren hergestellten Silizium-Einkristall Sauerstoff gelöst. Der Grund hierfür besteht darin, daß Sauerstoff vom Quarz-Schmelztiegel in die geschmolzene Siliziumflüssigkeit gelöst wird. In einem Kühlungsprozeß nach dem Ziehen des Einkristalls erhält dieser Einkristall eine Temperaturhistorie (Kühlungshistorie) von der Verfestigungstemperatur (1420 °C) bis zur Raumtemperatur, so daß darin bei entsprechenden Temperaturen Defekte erzeugt werden.
Unter den verschiedenen Typen von Defekten findet sich eine ultrakleine Sauerstoffablagerung (Embryo) mit einer Größe von 0,6–0,9 nm, die in einem Temperaturabsenkprozeß von 500 450 °C erfolgt. In einem Wärmebehandlungsprozeß wie etwa einem Bauelement-Bildungsprozeß nach dem Ziehen eines Einkristalls wird ein Embryo zu einem Ablagerungskern und wächst zu einer Sauerstoffablagerung (BMD). Die Ablagerung von BMDs in einer Wafer-Oberflächenschicht (aus der aktive Schichten des Bauelements werden sollen) ist unerwünscht, da sie Fehler (z. B. Kriechströme) in den sich ergebenden Bauelementen hervorrufen kann.
Andererseits sind BMDs, die in einem Wafer auftreten, nützliche Defekte, weil sie Kontaminierungsmetalle einfangen. Dies wird intrinsischer Gettering-Effekt (IG) genannt.
Ein "HI"-Wafer (Handelsname) ist ein qualitativ hochwertiger Wafer, in den absichtlich vor dem Bauelement-Bildungsprozeß BMDs eingeleitet werden. Genauer wird im Innern des Wafers eine BMD-Schicht ausgebildet, während die Oberfläche mit einer DZ-Schicht (Schicht mit abgetragener Zone) versehen wird, indem ein spiegelpolierter, geschnittener Wafer in einer Wasserstoffatmosphäre bei 1100 bis 1300 °C für 0,1 Stunden bis zu mehreren Stunden behandelt wird. Die DZ-Schicht hat die Bedeutung einer defektfreien Schicht, in der die Konzentration der Sauerstoffablagerungen, die nicht kleiner als 20 nm sind, nicht höher als 10³ cm^–3 ist.
Die Konzentration und die Größe der Embryos (ultrakleine Sauerstoffablagerungen), die zu Ablagerungskernen werden, hängen stark von der Wärmeeinwirkungshistorie während des Ziehens des Einkristalls und vom Zustand der geschmolzenen Siliziumflüssigkeit ab. Daher sind die Konzentration und die Größe der BMDs, die in einer Sauerstoffbehandlung vom Embryo-Kern aufwachsen, in Abhängigkeit von den obigen Bedingungen sehr unterschiedlich, was unterschiedliche Qualitäten der Siliziumwafer-Produkte zur Folge hat.
Es ist jedoch technisch sehr schwierig, die Einkristall-Ziehbedingungen genau zu steuern. Daher wurde es als schwierig angesehen, die Qualität von Siliziumwafern durch genaue Steuerung der Konzentration und der Größe von BMDs, die von Embryo-Kernen aufwachsen, zu verbessern.
Im allgemeinen werden die folgenden Maßnahmen getroffen, um BMDs aus einer Schicht, in der aktive Schichten des Bauelements ausgebildet werden sollen, zu beseitigen: Der Sauerstoff in der Oberflächenschicht wird dazu veranlaßt, aus dieser Schicht zu diffundieren und aus ihr zu entweichen, indem der Wafer einer Hochtemperatur-Wärmebehandlung in einer Inertgas-Atmosphäre aus Wasserstoff, Argon oder dergleichen unterworfen wird; auf der Waferoberfläche wird durch Reduzieren eines Gases des Silantyps in einer Wasserstoffatmosphäre eine epitaktische Schicht gebildet. Gewöhnlich werden diese Wärmebehandlungen bei einer Temperatur von 1100 bis 1300 °C ausgeführt, weil die Diffusionsgeschwindigkeit von Sauerstoff in einem Siliziumkristall sehr niedrig ist.
Bei einer Temperatur von mehr als 1000 °C besteht jedoch eine nicht zu vernachlässigende Wahrscheinlichkeit, daß sich der Siliziumkristall plastisch verformt. Wenn daher in einer Waferebene während einer Hochtemperatur-Wärmebehandlung eine Temperaturdifferenz größer als ein bestimmter Wert ist, kann eine plastische Verformung auftreten, die Bruchdefekte zur Folge hat. Wenn beispielsweise die durchschnittliche Temperatur eines Wafers 1200 °C ist, treten möglicherweise selbst dann Bruchdefekte auf, wenn die Mitte/Umfang-Temperaturdifferenz eines Wafers nur wenige Grad beträgt.
Im allgemeinen wird für eine Wärmebehandlung von Wafern, deren Durchmesser kleiner als 150 mm (6 Zoll) ist, ein horizontaler Ofen verwendet, während ein vertikaler Ofen verwendet wird für eine Wärmebehandlung von Wafern, deren Durchmesser 150 mm beträgt, sowie von Wafern, deren Durchmesser nicht kleiner als 200 mm (8 Zoll) ist. In diesen Öfen wird eine Metallheizung verwendet, um den gesamten Innenraum des Ofens zu heizen.
Andererseits ist es in einem Prozeß, in dem eine Hochtemperatur-Wärmebehandlung von mehr als einigen 100 °C nur ein kurzes Zeitintervall dauert, günstig, eine Einzelwafer-Vorrichtung (Wafer-für-Wafer-Vorrichtung) zu verwenden, die die Temperatur eines einzelnen Wafers mit einer Lampe oder dergleichen steuert, wodurch die Wärmekapazität im Ofen minimiert wird, um dadurch die Temperatur mit hoher Geschwindigkeit zu erhöhen oder zu erniedrigen.
Die Temperaturdifferenz in einer Waferebene ist maximal, wenn die Wafertemperatur absinkt oder vor allem ansteigt. Ein Heizverfahren, bei dem Bruchdefekte verhindert werden, besteht darin, die Temperatur mit einer Rate zu erhöhen, die so niedrig ist, daß nahezu ein Gleichgewichtszustand aufrechterhalten wird. Obwohl dieses Verfahren mit langsamem Temperaturanstieg für groß bemessene Öfen geeignet ist, die eine Anzahl von Wafern aufnehmen, kann es die Produktivität nur bis zu einem bestimmten Wert erhöhen, weil die Prozeßzeit ansteigt.
Obwohl andererseits die Einzelwafer-Vorrichtung Bruchdefekte durch Optimieren der Temperaturverteilung in einer Waferebene verhindern kann, indem einem einzelnen Wafer die optimale Wärmemenge zugeführt wird, kann sie die Produktivität nicht ausreichend verbessern, weil nur eine geringe Anzahl von Wafern verarbeitet werden.
Wie oben beschrieben, werden im allgemeinen BMDs aus einer Schicht, in der aktive Bauelementschichten ausgebildet werden sollen, beseitigt, indem der Sauerstoff in der Oberflächenschicht dazu veranlaßt wird, aus dieser Schicht zu diffundieren und zu entweichen, indem der Wafer einer Hochtemperatur-Wärmebehandlung in einer Inertgas-Atmosphäre aus Wasserstoff, Argon oder dergleichen unterworfen wird, oder indem auf der Waferoberfläche durch Reduzieren eines Gases des Silantyps in einer Wasserstoffatmosphäre eine epitaktische Schicht gebildet wird.
Vor allem im Fall eines qualitativ hochwertigen Wafers, der für VLSI-Halbleiterbauelemente verwendet werden soll, sind die Bauelement-Charakteristiken und deren Zuverlässigkeit niedrig, wenn der Wafer selbst mit sehr kleinen Mengen von Metallverunreinigungen kontaminiert ist, oder selbst wenn eine geringe Menge von kleinsten Defekten in einer Waferschicht vorhanden sind, in der die aktiven Schichten ausgebildet werden sollen (Obeflächenschicht bis zu einer Tiefe von 10 μm). Daher ist es in den obigen herkömmlichen Verfahren schwierig, qualitativ hochwertige Wafer für hochintegrierte Bauelemente mit hohem Produktionsausstoß zu erzeugen.

Zur Lösung dieses Problems hat der Anmelder der vorliegenden Erfindung verschiedene Verfahren zum Erzeugen qualitativ hochwertiger Siliziumwafer vorgeschlagen, die auf einem Verfahren mit intrinsischem Getter-Effekt (IG-Verfahren) basieren. (JP 6-295912-A, JP 6-295913-A, JP 6-229765-A und JP 6-229766-A).

Das IG-Verfahren kann eine DZ-Schicht bilden, die nur eine kleine Anzahl von Defekten in einer Schicht aufweist, in der die aktiven Bauelementschichten ausgebildet werden sollen, indem aus der Schicht Sauerstoff diffundiert wird, indem der Wafer einer Hochtemperatur-Wärmebehandlung unterworfen wird. Ferner können in dem IG-Verfahren im Innern erzeugte BMDs in der Siliziummatrix eine Beanspruchung hervorrufen, die sekundäre Versetzungen im Kristallgitter und Stapelfehler induziert, die ihrerseits Metallstörstellen aufzehren.

In den vom Anmelder der vorliegenden Erfindung vorgeschlagenen Verfahren wird eine Vorstufen-Wärmebehandlung ausgeführt, um die Wärmehistorie eines Blocks zu initialisieren und um Wafer mit weitem Sauerstoffkonzentrationsbereich aufzunehmen. Daher hat die Vorstufen-Wärmebehandlung das Ziel, die Konzentration und die Größe der BMDs gleichmäßig zu machen. In der Praxis ist es jedoch schwierig, kleinste Sauerstoffablagerungen in einer Schicht, in der aktive Bauelementschichten ausgebildet werden sollen, vollständig hinauszudiffundieren. Andererseits besitzen diese Verfahren den Nachteil einer erhöhten Anzahl von Wärmebehandlungsstufen, wodurch die Kosten erhöht werden.

Nun werden genaue Betrachtungen hinsichtlich der technischen Probleme bei der Herstellung von qualitativ hochwertigen Wafern angestellt. Durch Ausführen der obenerwähnten Hochtemperatur-Wärmebehandlung in einer Atmosphäre eines 100 %-Reduzierungsgases oder eines 100 %-Inertgases wird die Waferoberfläche mit einer DZ-Schicht ausgebildet, ferner wird in der Masse eine BMD-Schicht gebildet, um in bestimmtem Maß einen IG-Effekt zu schaffen.

Ein Wärmebehandlungsprozeß besteht in einem Temperaturerhöhungsprozeß, einem Temperaturhalteprozeß und einem Temperaturabsenkprozeß. Beispielsweise beträgt die Anstiegsrate zwischen Raumtemperatur und 1000 °C 10 °C/Minute und von 1000 °C bis 1200 °C 3 °C/Minute. Die Temperatur wird bei 1200 °C für mehr als eine Stunde gehalten und dann mit einer Rate von 3 °C/Minute von 1200 °C auf 800 °C reduziert.

Im Temperaturerhöhungsprozeß ist die Temperaturanstiegsrate sehr niedrig festgesetzt, um Bruch-Kristallversetzungen zu vermeiden und aus Gründen von durch den Ofen bedingten Einschränkungen. Während dieses allmählichen Temperaturanstiegs wachsen BMDs in der Masse, wobei eine Auswärtsdiffusion von Sauerstoff in der Oberflächenschicht auftritt, um dort die Sauerstoffkonzentration abzusenken. Nach Erreichen der Haltetemperatur wird die Auswärtsdiffusion von Sauerstoff und das resultierende Verschwinden der BMDs in der Oberflächenschicht beschleunigt. Im Innern diffundiert der Sauerstoff in den Wafer, wobei die BMDs schrumpfen, sie verschwinden jedoch nicht vollständig, weil die Sauerstoffmenge nicht stark abnimmt.

In dem Temperaturabsenkprozeß sollten aufgrund der geringen Geschwindigkeit theoretisch BMDs selbst in der Oberflächenschicht aufwachsen. Da jedoch in der Praxis die Sauerstoffmenge aufgrund der Auswärtsdiffusion abgenommen hat, wachsen keine BMDs auf, um die Bildung einer DZ-Schicht zu ermöglichen. Andererseits werden weiterhin im Innern BMDs abgelagert, wo sie aufwachsen.

Anhand von Experimenten der Erfinder der vorliegenden Anmeldung bezüglich des obigen Wärmebehandlungsprozesses wurde festgestellt, daß die BMD-Konzentration nach der Wärmebehandlung von der anfänglichen Sauerstoffkonzentration eines Wafers abhängt. Wie in 6 durch das Zeichen "•" angegeben, nimmt die BMD-Konzentration bei einem Anstieg der anfänglichen Sauerstoffkonzentration zu.

Wie aus 6 hervorgeht, werden in dem Fall von Wafern, deren anfängliche Sauerstoffkonzentration mehr als 1,6·10¹⁸ Atome/cm³ beträgt, BMDs mit einer Konzentration von mehr als 10¹⁹ cm^–3 durch die obige Wärmebehandlung gebildet. Wafer, die derart viele BMDs besitzen, sind hinsichtlich des Metallstörstellen-Aufzehrungseffekts wirkungsvoller. Das Vorhandensein von BMDs in einer Schicht, in der aktive Bauelementschichten gebildet werden sollen, und in deren Umgebung, besitzt jedoch für die Bauelement-Charakteristiken Nachteile. Ferner senken übermäßig viele BMDs die mechanische Festigkeit eines Wafers ab. In Wafern der neuesten Generation höchstintegrierter Speicherelemente ist es wichtiger, die Schicht, in der aktive Bauelementschichten ausgebildet werden sollen, an eine defektfreie Schicht anzunähern (im wörtlichen Sinn), als Metallstörstellen, die in einem Bauelement-Erzeugungsprozeß eingefügt werden, aufzuzehren. Trotz des Bedarfs an Wafern mit nahezu defektfreier Schicht und niedriger BMD-Konzentration ist es mit den obenbeschriebenen herkömmlichen Verfahren schwierig, solche Wafer bei niedrigen Kosten herzustellen.

Weiterer Stand der Technik ist aus folgenden Schriften bekannt.

DE 34 39 018 A1 betrifft ein Verfahren zur Herstellung von Siliziumwafern, das jedoch nicht das erfindungsgemäße schnelle Durchlaufen eines bestimmten Temperaturbereichs zur Schaffung einer Temperaturhistorieninitialisierung lehrt. Hier wird ein Sauerstoff-Niederschlag im Kristallvolumen bei einer Niedertemperaturwärmebehandlung erzeugt, woraufhin anschließend eine bloßgelegte Zone an einer Oberfläche des Kristalls durch ein Hochtemperaturwärmeverfahren gebildet wird. Durch die Niedertemperaturwärmebehandlung des Wafers, der verschiedene Arten von Temperaturhistorien beinhaltet, kann jedoch die Größe und Verteilung der Niederschläge im Kristall nicht gesteuert werden.

US 4 749 660 betrifft SIMOX-Wafer, bei denen im wesentlichen zwei Temperaturbehandlungen durchgeführt werden, und zwar eine im Temperaturbereich von 500° bis 800° und eine zweite im Temperaturbereich über 1200°, ohne daß die erfindungsgemäßen Aufheizbedingungen dort bekannt sind.

Angesichts der obigen Probleme des Standes der Technik ist es eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, Siliziumwafer zu erzeugen, deren Qualität durch Einstellen der BMD-Konzentration stabil ist.

Es ist eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung, Siliziumwafer effizient und bei niedrigen Kosten zu erzeugen, die eine DZ-Schicht (defektfreie Schicht) besitzen und im wesentlichen keine Bruchdefekte aufweisen.

Es ist eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung, qualitativ hochwertige Siliziumwafer mit niedriger BMD-Konzentration im Innern und hochgradiger Fehlerfreiheit in der Schicht, in der aktive Bauelementschichten ausgebildet werden sollen, zu erzeugen, selbst wenn von Wafern ausgegangen wird, die eine hohe Sauerstoffkonzentration besitzen.

Diese Aufgaben werden erfindungsgemäß gelöst durch Verfahren zum Herstellen von Siliziumwafern, wie sie in den unabhängigen Ansprüchen 1, 5 und 8 bezeichnet sind. Die abhängigen Ansprüche sind jeweils auf bevorzugte Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung gerichtet.

Weitere Merkmale und Vorteile der Erfindung werden deutlich beim Lesen der folgenden Beschreibung bevorzugter Ausführungsformen, die auf die beigefügten Zeichnungen Bezug nimmt; es zeigen:

1 eine Darstellung des Temperaturverlaufs in einem Herstellungsverfahren gemäß einer ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung;

2 eine Schnittansicht, die schematisch einen Siliziumwafer zeigt, der gemäß der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung hergestellt worden ist;

3 einen Graphen, der einen Bereich von Bedingungen für das Auftreten von Brüchen zeigt;

4 eine Darstellung des Temperaturverlaufs in einem Herstellungsverfahren gemäß einer zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung;

5 eine Darstellung des Temperaturverlaufs in einem Herstellungsverfahren gemäß einer dritten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung sowie eines Temperaturverlaufs in einem herkömmlichen Herstellungsverfahren; und

6 den bereits erwähnten Graphen, der eine Beziehung zwischen der anfänglichen Sauerstoffkonzentration und der BMD-Konzentration zeigt.

Ausführungsform 1

Ein Siliciumwafer-Herstellungsverfahren gemäß dieser Ausführungsform verwendet Wafer, die durch Zerschneiden eines Einkristall-Siliciumblocks in Scheiben erhalten werden, und enthält einen Wärmehistorien-Initialisierungsschritt zum Steuern der Konzentration ultrakleiner Sauerstoffablagerungen (Embryos) sowie einen Schritt des gesteuerten Kernwachstums, in dem Ablagerungskerne zum erneuten Wachstum veranlaßt werden, wobei sie gesteuert werden. In diesen Schritten kann auch die Größe der Embryos gesteuert werden.

Eine Schicht mit eingestellter BMD-Konzentration, in der die Konzentration von Sauerstoffablagerungen (BMDs) auf 10⁶ bis 10¹⁰ cm^–3 eingestellt worden ist, wird in jedem Wafer durch den Wärmehistorien-Initialisierungsschritt und durch den Schritt des gesteuerten Kernwachstums gebildet. Ein stärker bevorzugter Bereich für die Sauerstoffablagerungs-Konzentration reicht von 10⁷ bis 10⁹ cm^–3. Der IG-Effekt ist unzureichend, falls die Sauerstoffablagerungs-Konzentration niedriger als 10⁶ cm^–3 ist, während im Wafer aufgrund einer unzureichenden mechanischen Festigkeit wahrscheinlich Brüche auftreten, falls die Sauerstoffablagerungs-Konzentration höher als 10¹⁰ cm^–3 ist.

Es ist wünschenswert, daß die Zwischenraum-Sauerstoffkonzentration O_i der Wafer, die durch Zerschneiden eines Einkristall-Siliciumblocks erzeugt werden, im Bereich von 1,2–1,8·10¹⁸ Atomen/cm3 liegt. Wenn die Zwischenraum-Sauerstoffkonzentration außerhalb dieses Bereichs liegt, ist es selbst bei Ausführung des Wärmehistorien-Initialisierungsschritts und des Schritts des gesteuerten Kernwachstums schwierig, die BMD-Konzentration ausreichend zu erhöhen, d. h. einen ausreichenden Grad des IG-Effekts zu erhalten.

Der Wärmehistorien-Initialisierungsschritt ist ein Wärmebehandlungsschritt, in dem Wafer in einer Atmosphäre erhitzt werden, die vorzugsweise Wasserstoff und/oder Helium und/oder Argon enthält, wobei die Temperatur in einem Bereich von 700 °C bis 1000 °C mit einer Rate von 15 bis 1000 °C/Minute erhöht wird. Falls die Temperaturanstiegsrate außerhalb dieses Bereichs liegt, ist nicht gewährleistet, daß die Konzentration und die Größe der Embryos vollständig initialisiert werden, d. h., daß einige Schwankungen bleiben. Das heißt, die Wärmehistorie kann nicht durch Belassen von Embryos im gelösten Zustand initialisiert werden.

Der Schritt des gesteuerten Kernwachstums ist ein Wärmebehandlungsschritt, der in einer Atmosphäre ausgeführt wird, die vorzugsweise Wasserstoff und/oder Helium und/oder Argon enthält, wobei die Temperatur in einem Bereich von 850 bis 980 °C für 0,5 bis 60 Minuten konstant gehalten wird. Indem die Ablagerungskerne im Schritt des gesteuerten Kernwachstums erneut zum Wachstum auf die obige Weise veranlaßt werden, wobei diese Kerne gesteuert wird, kann eine stabile Ablagerung von BMDs erzielt werden.

Nach dem Wärmehistorien-Initialisierungsschritt und dem Schritt des gesteuerten Kernwachstums kann in einer Atmosphäre, die Wasserstoff und/oder Helium und/oder Argon enthält, eine Wärmebehandlung ausgeführt werden, in der die Wafer erhitzt werden, wobei die Temperatur in einem Bereich von 1000 ° bis 1300 °C mit einer Rate von 0,5 bis 5 °C/Minute erhöht wird, ferner kann in dieser Atmosphäre eine Wärmebehandlung ausgeführt werden, in der die Temperatur für nicht weniger als fünf Minuten in einem Bereich von 1100 bis 1300 °C konstant gehalten wird. Dadurch ist eine stabile Ablagerung (Wachstum) von BMDs im Innern jedes Wafers ebenso möglich wie die Ausbildung einer DZ-Schicht in der Waferoberfläche.

Die DZ-Schicht hat die Bedeutung einer defektfreien Schicht, in der die Konzentration von Sauerstoffablagerungen (BMDs), deren Durchmesser nicht kleiner als 20 nm ist, nicht höher als 10³ cm^–3 ist. Es ist wünschenswert, daß die DZ-Schicht mit einer Dicke von wenigstens 3 μm beginnend bei der Waferoberfläche ausgebildet wird. Falls die DZ-Schicht dünner als 3 μm ist, können im Bauelement-Erzeugungsschritt Fehler wie etwa Kriechstromstellen auftreten, die die Herstellung von qualitativ hochwertigen Siliciumwafern unmöglich machen.

1 zeigt einen Temperaturbeaufschlagungs-Zeitplan der Wärmebehandlungsschritte gemäß dieser Ausführungsform. In 1 entsprechen die "Temperaturanstiegsrate 1" und die "Haltetemperatur 1" ("Halteperiode 1") dem Wärmehistorien-Initialisierungsschritt bzw. dem Schritt des gesteuerten Kernwachstums. In den Schritten, die der "Temperaturanstiegsrate 2" und der "Verarbeitungstemperatur 3" ("Verarbeitungsperiode 3") entsprechen, lagern sich innerhalb jedes Wafers stabil BMDs ab (Wachstum), außerdem wird in der Waferoberfläche eine DZ-Schicht ausgebildet.

2 ist eine Schnittansicht, die schematisch einen gemäß dieser Ausführungsform hergestellten Siliciumwafer zeigt. Ein solcher Siliciumwafer 11 enthält eine Schicht 13 mit eingestellter BMD-Konzentration sowie eine DZ-Schicht 12. Eine (nicht gezeigte) Zwischenschicht ist üblicherweise zwischen den Schichten 12 und 13 ausgebildet. Es wurden tatsächlich Siliciumwafer mit dem Verfahren dieser Ausführungsform sowie mit einem herkömmlichen Verfahren hergestellt, wobei die jeweils erhaltenen Wafer miteinander verglichen wurden.

Zunächst wurden Einkristall-Siliciumblöcke durch Ziehen unter mehreren verschiedenen Bedingungen erzeugt und anschließend in Wafer zerschnitten. Tabelle 1 zeigt die Ergebnisse der gemessenen Sauerstoffkonzentrationswerte. Diese Wafer wurden unter den in Tabelle 2 gezeigten Verarbeitungsbedingungen Wärmebehandlungen unterworfen. Es wurden für jede Bedingung fünf Wafer vorbereitet und gemeinsam wärmebehandelt. In dem herkömmlichen Verfahren wurde in der Mitte des Temperaturanstiegs kein Halteschritt bei 850–980 °C ausgeführt.

Nach den Wärmebehandlungen wurden die sich ergebenden Siliciumwafer einer BMD-Konzentrationsmessung unterzogen, deren Ergebnisse in Tabelle 3 gezeigt sind.

Tabelle 1

Tabelle 2

Tabelle 3

Wie aus Tabelle 3 hervorgeht, verändert sich bei den herkömmlichen Wärmebehandlungen selbst dann, wenn die Wafer zum Zeitpunkt des Zerschneidens der Blöcke die gleiche Sauerstoffkonzentration besaßen, die BMD-Konzen tration um mehr als 50 % und in Extremfällen um ein Mehrfaches.

Dagegen verändert sich bei den Wärmebehandlungen gemäß dieser Ausführungsform der vorliegenden Erfindung bei Wafern mit der gleichen Sauerstoffkonzentration die BMD-Konzentration nur um weniger als 15 %. Gemäß dieser Ausführungsform kann die Veränderung der Sauerstoffkonzentration im schlimmsten Fall auf mindestens 40 % gesenkt werden.

Es wird erwartet, daß mit dieser Ausführungsform eine gleichmäßige Verteilung der BMDs innerhalb eines Wafers möglich ist, d. h., daß mit dieser Ausführungsform die Veränderung der BMD-Konzentration im selben Wafer sehr gering ist.

Gemäß dieser Ausführungsform wird die BMD-Konzentration innerhalb eines Wafers durch den Wärmehistorien-Initialisierungsschritt und durch den Schritt des gesteuerten Kernwachstums eingestellt. Daher wird es möglich, Siliciumwafer zu erzeugen, die einen guten IG-Effekt zeigen und eine stabile Qualität besitzen.

Ausführungsform 2

3 ist ein Graph, der einen Bereich von Bedingungen für das Auftreten von Bruchdefekten in dem Fall zeigt, in dem in einem Siliciumwafer eine Temperaturdifferenz vorhanden ist, wobei auf der horizontalen Achse die durchschnittliche Temperatur des Wafers aufgetragen ist. Der Teil des Graphen oberhalb der Kurve ist ein Bereich, in dem Brüche auftreten. Die Anmelder der vorliegenden Erfindung haben festgestellt, daß Brüche mit hoher Wahrscheinlichkeit auftreten, wenn die Temperaturverteilung in einem Wafer im Bruchauftrittsbereich liegt.

Wie aus 3 hervorgeht, nimmt die Wahrscheinlichkeit des Auftretens von Bruchdefekten stark zu, wenn die Temperatur 1000 °C übersteigt, d. h., daß Bruchdefekte selbst bei einer geringen Temperaturdifferenz im Wafer auftreten. Daher ist es bei einer Temperatur von mehr als 1000 °C notwendig, die Wafertemperatur strenger zu kontrollieren.

Angesichts der obigen Natur des Auftretens von Bruchdefekten verwendet diese Ausführungsform die folgenden Wärmebehandlungen, um eine defektfreie Schicht (DZ-Schicht) in einer Schicht eines Siliciumwafers zu bilden, in der später aktive Bauelementschichten ausgebildet werden sollen. Es wird ein anfänglicher Temperaturanstiegsschritt ausgeführt, in dem die Temperatur in einem Bereich von 800 bis 1000 °C mit einer Rate von 15–100 °C/Minute erhöht wird, anschließend wird ein Schritt eines allmählichen Temperaturanstiegs ausgeführt, bei dem die Temperatur mit einer niedrigen Rate im Bereich von 1000 bis 1300 °C erhöht wird, schließlich wird ein Temperaturhalteschritt ausgeführt, in dem die Temperatur für nicht weniger als fünf Minuten in einem Bereich von 1100 bis 1300 °C konstant gehalten wird.

Vorzugsweise liegt im Schritt des allmählichen Temperaturanstiegs die Temperaturanstiegsrate bei 0,5–10 °C/Min. Es wird bevorzugt, daß in diesem Schritt die Temperaturanstiegsrate bei 1–5 °C/Minute liegt.

Falls die Temperaturanstiegsrate niedriger als 0,5 °C ist, dauert die Wärmebehandlung so lang, daß die Herstellungskosten unverhältnismäßig hoch werden. Falls sie höher als 10 °C/Minute ist, wird die Temperaturdifferenz in einem Wafer zu groß, um ein Auftreten von Bruchdefekten wirksam zu verhindern.

Falls der Schritt des anfänglichen Temperaturanstiegs mit einer Rate von weniger als 15 °C/Minute ausgeführt wird, wachsen kleinste Kerne (Embryos), die innerhalb eines Wafers Kristalldefekte hervorrufen können, um die Erzeugung von BMDs zu erhöhen, was die Bildung einer guten defektfreien Schicht unmöglich macht. Eine Temperaturanstiegsrate von mehr als 100 °C/Minute ist wegen der großen Wärmebeanspruchung des Wafers nicht praktikabel.

Was den Temperaturhalteschritt anbelangt, so ist bei einer Haltetemperatur von weniger als 1000 °C der Wirkungsgrad der Auswärtsdiffusion von Sauerstoff zu niedrig, um die Bildung einer guten defektfreien Schicht zu ermöglichen. Falls sie höher als 1300 °C ist, wachsen innerhalb des Wafers BMDs übermäßig stark, wodurch dessen mechanische Festigkeit abgesenkt wird.

Vorzugsweise werden die obigen Wärmebehandlungen in einer Atmosphäre ausgeführt, die Wasserstoff und/oder Helium und/oder Argon enthält.

Durch Ausführen der obigen Wärmebehandlungen wird die Waferoberfläche mit einer defektfreien Schicht (DZ-Schicht) ausgebildet, die nicht dünner als 3 μm ist und in der die Konzentration von Sauerstoffablagerungen (BMDs) nicht höher als 10³ cm^–3 ist. Falls die DZ-Schicht dünner als 3 μm ist, kann ein qualitativ hochwertiger Siliciumwafer nicht erhalten werden, weil im Schritt des Bildens der Bauelemente Probleme wie etwa Kriechstromstellen auftreten.

Die obere Grenze der Dicke der DZ-Schicht ist auf ungefähr 30 μm festgelegt, weil dann, wenn die DZ-Schicht dicker als ungefähr 30 μm ist, Probleme wie etwa eine Absenkung der Aufzehrungswirkung einer innerhalb eines Wafers gebildeten BMD-Schicht auf die DZ-Schicht auftreten.

Bei den obigen Wärmebehandlungen ist es möglich, innerhalb eines Siliciumwafers eine BMD-Schicht zu bilden. Die BMD-Schicht ist eine Schicht, die Sauerstoffablagerungen enthält und die einen intrinsischen Getter-Effekt (IG-Effekt) zeigt. Um eine solche BMD-Schicht zu bilden, ist es wünschenswert, daß die durch Zerschneiden eines Einkristall-Siliciumblocks erhaltenden Wafer eine Zwischenraum-Sauerstoffkonzentration O_i von 1,2–1,8·10¹⁸ Atomen/cm³ besitzen.

4 zeigt ein Beispiel von Wärmebehandlungsschritten gemäß dieser Ausführungsform. In 4 ist ein Temperaturerhöhungsschritt beginnend bei einer Ofen-Eingangstemperatur T1 °C bis 1000 °C mit "Temperaturanstiegsrate 1" bezeichnet, ist ein Temperaturerhöhungsschritt von 1000 °C auf 1200 °C mit "Temperaturanstiegsrate 2" bezeichnet und ist ein Temperaturhalteschritt, der nach diesen Temperaturerhöhungsschritten ausgeführt wird, mit "Wärmebehandlung" bezeichnet. Es wurden tatsächlich Siliciumwafer mit dem Verfahren gemäß dieser Ausführungsform der Erfindung hergestellt. Als Vergleichsbeispiele wurden Siliciumwafer hergestellt, bei denen ein Teil der Wärmebehandlungsbedingungen verändert wurde.

Zunächst wurden Siliciumwafer mit durchschnittlichen Sauerstoffgehalten von 1,3·10¹⁸, 1,5·10¹⁸ und 1,7·10¹⁸ Atomen/cm³ (die mit W-A, W-B bzw. W-C bezeichnet sind) gebildet, indem Einkristall-Siliciumblöcke unter verschiedenen Ziehbedingungen gebildet wurden und diese Blöcke in Scheiben geschnitten wurden.

Diese Wafer wurden Wärmebehandlungen unterworfen, die in Tabelle 4 gezeigt sind, in der HT01 bis HT05 Vergleichs beispiele sind und HT06 bis HT38 Beispiele gemäß dieser Ausführungsform der Erfindung sind.

HT01 bis HT05 sind Vergleichsbeispiele, in denen die Temperaturanstiegsrate in einem Bereich von 2 bis 30 °C/Minute konstant gehalten wurde. HT06 und HT07 sind Beispiele, in denen die Temperaturanstiegsrate 1 nach der Wafereingabe auf 30 °C/Minute gesetzt wurde und die anschließende Temperaturanstiegsrate 2 auf 20 oder 15 °C/Minute abgesenkt wurde. HT08 ist ein Beispiel, in dem das Verarbeitungsatmosphärengas nicht Wasserstoff, sondern Argon war. HT09 und HT10 sind Beispiele, in denen die Temperaturanstiegsrate 1 auf 40 oder 50 °C/Minute erhöht wurde.

HT11 bis HT13 sind Beispiele der vorliegenden Ausführungsform, in denen die Ofen-Eingangstemperatur auf 600 °C, 700 °C bzw. 800 °C gesetzt wurde. HT14 bis HT18 sind Beispiele der vorliegenden Ausführungsform, die gleich HT12 sind, mit der Ausnahme, daß die Temperaturanstiegsrate 2 auf 0,5, 1, 5, 10 bzw. 15 °C/Minute gesetzt wurde. HT19 bis HT22 sind Beispiele der vorliegenden Ausführungsform, die gleich HT12 sind, mit der Ausnahme, daß die Temperaturanstiegsrate 1 auf 20, 50, 60 bzw. 80 °C/Minute gesetzt wurde. HT23 bis HT26 sind Beispiele der vorliegenden Ausführungsform, die gleich HT12 sind, mit der Ausnahme, daß die "Verarbeitungstemperatur" auf 1100 °C, 1150 °C, 1250 °C bzw. 1290 °C gesetzt wurde. HT27 und HT28 sind Beispiele der vorliegenden Ausführungsform, die gleich HT12 sind, mit der Ausnahme, daß das Prozeßatmosphärengas nicht Wasserstoff, sondern Argon bzw. Helium war. HT29 bis HT33 sind Beispiele der vorliegenden Ausführungsform, in denen die Wärmebehandlungen in einer zweikomponentigen oder dreikomponentigen Gasatmosphäre aus Wasserstoff, Argon und Helium ausgeführt wurden.

Tabelle 4

Tabelle 4 (Fortsetzung)

Tabelle 4 (Fortsetzung)

Die Ergebnisse für die Wafer W-A, W-B bzw. W-C sind in den Tabellen 5 bis 7 gezeigt. Wie aus den Tabellen 5 bis 7 hervorgeht, zeigen selbst bei veränderlicher Sauerstoffkonzentration der einzelnen Wafer die DZ-Schichtdicke und der Grad des Auftretens von Brüchen nahezu keine Veränderungen. Ferner war in keinem der Beispiele die DZ-Schicht dünner als 3 μm.

Selbst wenn die Ofen-Eingangstemperatur zwischen 600 °C und 800 °C verändert wurde, traten keine Brüche auf (HT11–HT13).

Selbst wenn die Temperaturanstiegsrate 1 (bis 1000 °C) bis zu 30 °C/Minute betrug, wurde das Auftreten von Bruchdefekten verhindert, indem die nachfolgende Temperaturanstiegsrate 2 abgesenkt wurde (HT14–HT18).

Selbst wenn die Temperaturanstiegsrate 1 (bis 1000 °C) von 20 °C/Minute auf 80 °C/Minute erhöht wurde, traten Bruchdefekte entweder nicht oder nur in sehr geringem Ausmaß auf (HT19–HT22).

In den Tabellen 5 bis 7 wurde das "Ausmaß der Brüche" in Obereinstimmung mit JIS H0609-1994, "Method of Observing Crystal Defects of Silicon Due to Selective Etching" beurteilt. Genauer bedeutet "klein", daß Brüche nur an einer Stelle in einem beobachteten Wafer auftreten und daß die Anzahl der Brüche nicht größer als 10 ist. "Mittel" bedeutet, daß Brüche nur an einer Stelle auftreten und daß die Anzahl der Brüche größer als 10 ist oder daß Brüche an mehreren Stellen auftreten und die Gesamtzahl der Brüche nicht größer als 50 ist. "Groß" bedeutet, daß Brüche an mehreren Stellen auftreten und daß die Gesamtzahl der Brüche 50 übersteigt. Wenn die "Verarbeitungstemperatur" zwischen 1100 °C und 1290 °C verändert wurde, wurde die DZ-Schicht dicker, wenn die Temperatur anstieg. Obwohl Brüche bei einem Temperaturanstieg zunehmend wahrscheinlicher auftraten, war ihr Ausmaß sehr klein (HT23–HT26).

Selbst in einer Atmosphäre aus Helium oder Argon oder in einer Atmosphäre, in der Wasserstoff mit Helium und/oder Argon vermischt wurde, wurde eine DZ-Schicht auf die gleiche Weise wie in einer Atmosphäre gebildet, die nur aus Wasserstoff besteht, wobei keine Brüche auftraten (HT27–HT33).

Wenn die "Verarbeitungsperiode" von 5 auf 240 Minuten erhöht wurde, nahm lediglich die DZ-Schichtdicke zu, ohne daß Brüche auftraten (HT34–HT38).

Tabelle 5

Tabelle 6

Tabelle 7

Wie aus den obigen Experimenten hervorgeht, kann diese Ausführungsform effizient und bei niedrigen Kosten einen qualitativ hochwertigen Siliciumwafer erzeugen, dessen Oberfläche mit einer DZ-Schicht mit einer Dicke von mehr als 3 μm ausgebildet werden kann und die im wesentlichen frei von Bruchdefekten ist.

Es wird darauf hingewiesen, daß die vorliegende Ausführungsform auf Siliciumwafer anwendbar ist, die mit dem FZ-Verfahren (Schwebezonenverfahren, "floating zone method" im Englischen) hergestellt worden sind und einen verhältnismäßig geringen Sauerstoffgehalt besitzen. Auch in einem solchen Fall kann die vorliegende Ausführungsform die Waferoberfläche durch Bilden einer DZ-Schicht abwandeln, ohne die Sauerstoffkonzentration in der Oberflächenschicht zu reduzieren.

Ausführungsform 3

Es wird darauf hingewiesen, daß die Sauerstoffkonzentrationswerte, die in der vorliegenden dritten Ausführungsform auftreten, Werte in Übereinstimmung mit den Umwandlungskoeffizienten von Old ASTM sind.

Zunächst wird das allgemeine Verhalten von BMDs bei der Wärmebehandlung eines Wafers beschrieben. Gemäß der herkömmlichen Kernbildungstheorie wächst oder schrumpft ein BMD, so daß übersättigter Sauerstoff an einer als homogener Kern dienenden Sauerstoffzusammenballung anhaftet oder von dieser entfernt wird. Ob ein BMD wächst oder schrumpft/verschwindet, hängt vom kritischen Kernradius im betreffenden Zeitpunkt ab. Der kritische Kernradius ist durch die Größe eines BMD, durch die Temperatur und durch die Sauerstoffkonzentration bestimmt. Der kritische Kernradius ist bei höheren Temperaturen größer. Wenn ein Wafer bei einer bestimmten Temperatur gehalten wird, setzt ein BMD, der größer als der kritische Kernradius ist, bei dieser Temperatur sein Wachstum fort, während ein- BMD, der kleiner als der kritische Kernradius ist, schrumpft bzw. verschwindet.

Durch Anwenden des obigen Wissens auf die Waferherstellung haben die Anmelder der vorliegenden Erfindung herausgefunden, daß Wafer, die für die Herstellung von hochintegrierten Vorrichtungen geeignet sind, durch geeignete Steuerung des BMD-Verhaltens erzeugt werden können, und haben diesen Aspekt der Erfindung zu einem zufriedenstellenden Abschluß gebracht.

Die vorliegende Ausführungsform ist dadurch gekennzeichnet, daß ein Siliciumwafer mit einer Zwischenraum-Sauerstoffkonzentration O_i von 1,4–1,8·10¹⁸ Atomen/cm³ einem Temperaturhalteschritt unterworfen wird, der bei einer Temperatur zwischen 1100 °C und 1300 °C für eine Minute bis zu 48 Stunden in einer Atmosphäre ausgeführt wird, die wenigstens Sauerstoff und ein Inertgas enthält, und daß eine Temperaturanstiegsrate in einem Bereich von der Raumtemperatur bis zu 900 °C auf 15–100 °C/Minute festgelegt wird und daß eine Temperaturanstiegsrate im Bereich von 900 °C bis zur Haltetemperatur auf 1 bis 15 °C/Minute eingestellt wird.

Was den Temperaturhalteschritt betrifft, so kann bei einer -Haltetemperatur von weniger als 1100 °C die BMD-Konzentration nicht niedrig gemacht werden. Falls 1300 °C überschritten werden, kann die Sicherheit und die Zuverlässigkeit der Herstellungsvorrichtung nicht gewährleistet werden.

Falls die Dauer des Temperaturhalteschritts kürzer als 1 Minute ist, kann die BMD-Konzentration nicht niedrig genug gemacht werden, um die beabsichtigten Wirkungen der Erfindung sicherzustellen. Selbst wenn der Temperaturhalteschritt für mehr als 48 Stunden fortgesetzt wird, können keine zusätzlichen Wirkungen erzielt werden.

Was den Temperaturanstiegsschritt (von der Raumtemperatur bis 900 °C) betrifft, so kann durch Setzen der Temperaturanstiegsrate auf nicht weniger als 15 °C/Minute die effektive Anstiegsrate des kritischen Kernradius höher als die effektive Wachstumsrate der BMDs gemacht werden. Im Ergebnis kann der kritische Kernradius größer als die Radien eines erheblichen Teils der vorhandenen BMDs gemacht werden, welche daher schrumpfen. Da jedoch die Temperaturanstiegsrate verhältnismäßig hoch ist und der Temperaturanstiegsschritt nur kurze Zeit dauert, ist die Anzahl der BMDs, die während dieses Schrittes vollständig verschwinden, nicht groß (unter bestimmten Umständen verschwinden nahezu keine BMDs). Selbstverständlich wird die Anzahl der BMDs, die groß genug sind, um erfaßt zu werden, in gewissem Ausmaß abgesenkt.

Vorzugsweise wird die Temperaturanstiegsrate im Bereich von der Raumtemperatur bis zu 900 °C nicht niedriger als 20 °C/Minute gesetzt. Es wird sogar bevorzugt, daß die obige Temperaturanstiegsrate nicht niedriger als 30 °C/Minute gesetzt wird. Wenn eine solche hohe Temperaturanstiegsrate verwendet wird, kann die Konzentration großer (d. h. erkennbarer) BMDs weiter reduziert werden.

Falls im Bereich von 900 °C bis zur Haltetemperatur die Temperaturanstiegsrate 15 °C/Minute übersteigt, wird die BMD-Konzentration so niedrig, daß der Getter-Effekt unzureichend wird und Brüche mit relativ hoher Wahrscheinlichkeit auftreten, was im Bauelementausbildungsschritt Probleme verursachen wird. Falls die Temperaturanstiegsrate niedriger als 1 °C/Minute ist, wird die BMD-Konzentration zu hoch, um die beabsichtigten Wirkungen- der Erfindung sicherzustellen. Daraus sich ergebende Wafer sind für die Bildung von hochintegrierten Bauelementen nicht geeignet.

Es wird bevorzugt, daß die Temperaturanstiegsrate im Bereich von 900 °C bis zur Haltetemperatur auf 5 bis 10 °C/Minute gesetzt wird. In diesem Fall kann der obenbeschriebene Vorteil der vorliegenden Erfindung erhöht werden.

Nun wird auf 5 Bezug genommen, in der die durchgezogene Linie a ein Beispiel eines Wärmebehandlungsprozesses gemäß der vorliegenden Ausführungsform angibt und die Strichpunktlinie b ein Beispiel eines herkömmlichen Wärmebehandlungsprozesses angibt.

Durch Ausführen der obigen Wärmebehandlungen kann mit dieser Ausführungsform eine DZ-Schicht gebildet werden, die nicht dünner als 10 μm ist (gemessen beginnend bei der Oberfläche), und in der die Konzentration der BMDs, deren Durchmesser nicht kleiner als 20 nm ist, nicht mehr als 10³ cm^–3 beträgt, während ein Innenabschnitt eine Sauerstoffablagerungskonzentration von 1·10³ cm^–3 bis exp(9,21·10^–18·O₁ + 3,224) cm^–3 besitzt. Derartige Siliciumwafer entsprechen einem Bereich A + B + C im Graphen von 6.

Es wird bevorzugt, daß die BMD-Konzentration von 1·10³ cm^–3 bis zum kleineren der beiden Werte 1·10⁸ cm^–3 und exp(9,210·10^–18·O_i + 3,224) cm^–3 reicht (Bereich A + B in 6). Es wird sogar bevorzugt, daß die BMD-Konzentration nicht höher als exp(5,757·10^–18·O_i·3,224) cm^–3 ist (Bereich A in 6).

Ein Wafer mit einer BMD-Konzentration innerhalb des obigen Bereichs zeigt den Getter-Effekt. Ferner wird in einer Oberflächenschicht, in der aktive Bauelementschichten ausgebildet werden sollen, eine bessere DZ-Schicht (defektfreie Schicht) gebildet, ferner wird eine ausreichende mechanische Festigkeit gewährleistet.

Es wird bevorzugt, daß in einer Oberflächen-DZ-Schicht im wesentlichen keine BMDs vorhanden sind. Der Grund, weshalb der BMD-Konzentrationsbereich in einer DZ-Schicht in der obigen Weise spezifiziert wird, besteht darin, daß die minimal erfaßbare BMD-Größe der momentan erhältlichen Meßvorrichtungen 20 nm beträgt und daß es unangemessen ist, einen Zustand mit einer BMD-Konzentration von mehr als 10³ cm^–3 als "defektfrei" zu bezeichnen; d. h., ein solcher Wafer beeinflußt die Charakteristiken der darauf gebildeten Bauelemente nachteilig.

Nun werden Beispiele 1 bis 5 gemäß der vorliegenden Ausführungsform sowie Vergleichsbeispiele 1 bis 4 beschrieben. Die Wafer, die in den Beispielen 1 bis 5 und in den Vergleichsbeispielen 1 bis 4 verwendet wurden, sind Wafer, die von Siliciumblöcken abgeschnitten wurden, die durch das Czochralski-Verfahren erzeugt und einer gewöhnlichen Spiegelpolitur unterworfen wurden. Die Wafer waren vom N-Typ und hatten eine Oberflächenorientierung von (100) und einen spezifischen Widerstand von 1 bis 1000 Ω·cm, die anfängliche Zwischenraum-Sauerstoffkonzentration O_i betrug 1,4 bis 1,74·10¹⁸ Atome/cm³.

Es wurde ein vertikaler Wärmebehandlungsofen verwendet, in dem die Wärmeisolation verbessert und die von einer Wärmequelle erzeugte Wärmemenge erhöht war.

Beispiel 1
Unter den obenerwähnten Wafern wurden Wafer mit einer O_i-Konzentration von 1,7·10¹⁸ Atomen/cm3 einer Wärmebehandlung (Halteschritt) von 1200 °C während einer Stunde in einer 100 %-Wasserstoffatmosphäre unterworfen. Die Temperaturanstiegsrate betrug zwischen 700 °C und 900 °C 30 °C/Minute und zwischen 900 °C und 1200 °C 10 °C/Min.
Die Temperaturabsenkrate betrug 3 °C/Min.
Beispiel 2
Es wurden Wafer mit einer Oi-Konzentration von 1,61·10¹⁸ Atomen/cm³ Wärmebehandlungen in der gleichen Weise wie im Beispiel 1 unterworfen.
Beispiel 3
Es wurden Wafer mit einer Oi-Konzentration von 1,51·10¹⁸ Atomen/cm³ Wärmebehandlungen in der gleichen Weise wie im Beispiel 1 unterworfen.
Beispiel 4
Es wurden unter den gleichen Bedingungen wie im Beispiel 1 Wärmebehandlungen ausgeführt, mit der Ausnahme, daß die Temperaturanstiegsrate zwischen 700 °C und 1000 °C auf 20 °C/Minute gesetzt wurde und zwischen 1000 °C und 1200 °C auf 10 °C gesetzt wurde.
Beispiel 5
Es wurden Wafer mit einer O_i-Konzentration von 1,43·10¹⁸ Atomen/cm³ Wärmebehandlungen in der gleichen Weise wie im Beispiel 1 unterworfen.
Vergleichsbeispiel 1
Unter den obenerwähnten Wafern wurden Wafer mit einer O_i-Konzentration von 1,7·10¹⁸ Atomen/cm³ einer Wärmebehandlung (Halteschritt) von 1200 °C während einer Stunde in einer 100 %-Wasserstoffatmosphäre unterworfen. Die Temperaturanstiegsrate betrug sowohl zwischen 700 °C und 1000 °C als auch zwischen 1000 °C und 1200 °C jeweils 10 °C/Min. Die Temperaturabsenkrate war auf 3 °C/Minute eingestellt.
Vergleichsbeispiel 2
Es wurden Wafer mit einer Oi-Konzentration von 1,61·10¹⁸ Atomen/cm³ Wärmebehandlungen in der gleichen Weise wie im Vergleichsbeispiel 1 unterworfen.
Vergleichsbeispiel 3
Es wurden Wafer mit einer Oi-Konzentration von 1,51·10¹⁸ Atomen/cm³ Wärmebehandlungen in der gleichen Weise wie im Vergleichsbeispiel 1 unterworfen.
Vergleichsbeispiel 4
Es wurden Wafer mit einer O_i-Konzentration von 1,43·10¹⁸ Atomen/cm³ Wärmebehandlungen in der gleichen Weise wie im Vergleichsbeispiel 1 unterworfen.
Die Konzentration der im jeweiligen Wafer ((110)-Querschnitt) auftretenden BMDs, die den Wärmebehandlungen der Beispiele 1 bis 5 und der Vergleichsbeispiele 1 bis 4 unterworfen wurden, wurden mittels Infrarottomographie gemessen. Die minimal erfaßbare BMD-Größe des verwendeten Infrarottomographieverfahrens betrug 20 nm. Die Erfassungsgrenze der BMD-Konzentration hängt von den Meßbereichen ab. In den betreffenden Messungen war der Meßbereich ein rechtwinkliger Parallelepipedbereich, der eine Waferoberfläche von 4 μm·200 μm und eine Tiefe von 185 μm umfaßt. In diesem Fall betrug die Erfassungsgrenze der BMD-Konzentration 6,8·10⁶ cm^–3. Unter diesen Bedingungen entspricht die Dicke einer DZ-Schicht wie in der vorlie genden Erfindung definiert (eine Schicht, in der die Konzentration der BMDs, die nicht kleiner als 20 nm sind, nicht mehr als 10³ cm^–3 beträgt) einer Tiefe, bei der ein BMD erstmals in einem herkömmlichen Gesichtsfeld erfaßt wird, wenn die Erfassung an der Oberfläche begonnen wird.
In den Tabellen 8 und 9 sind Meßergebnisse und Wärmebehandlungsbedingungen gezeigt. 6 ist ein Graph, der eine Beziehung zwischen der anfänglichen Sauerstoffkonzentration und der BMD-Konzentration zeigt. Die "DZ-Schichtdicke" in den Tabellen hat die Bedeutung einer Tiefe, bei der ein BMD, der nicht kleiner als 20 nm ist, erstmals erfaßt wird, wenn die Erfassung bei der Waferoberfläche begonnen wird (eine DZ-Schicht enthält kein BMD, das nicht kleiner als 20 nm ist).
Wie aus den Tabellen 8 und 9 und aus 6 hervorgeht, kann mit dieser Ausführungsform eine gute DZ-Schicht selbst dann gebildet werden, wenn in den Wafern die anfängliche Sauerstoffkonzentration O_i hoch ist. Ferner kann die BMD-Konzentration in einem Innenbereich reduziert werden.
Das bedeutet, daß mit dieser Ausführungsform eine DZ-Schicht (defektfreie Schicht) gebildet werden kann, die nicht dünner als 10 μm ist (gemessen ab der Waferoberfläche) und in der die Konzentration der BMDs, deren Durchmesser nicht kleiner als 20 nm ist, nicht mehr als 10³ cm^–3 ist, und ein Innenabschnitt eine Sauerstoffablagerungskonzentration von 1·10³ cm^–3 bis exp(9,21·10^–18 O_i + 3,224) cm beträgt.
So kann gemäß der vorliegenden Ausführungsform eine Schicht, in der aktive Bauelementschichten ausgebildet werden sollen, defektfrei gemacht werden können, ferner kann die BMD-Konzentration in der Umgebung einer solchen Schicht reduziert werden, so daß es möglich wird, mit hohem Produktionsausstoß Bauelemente mit besseren Eigenschaften zu erzeugen.
Im Gegensatz dazu ist in den Wafern der Vergleichsbeispiele 1 bis 4, die den Wärmebehandlungen unter Bedingungen außerhalb der Bereiche der vorliegenden Ausführungsform unterworfen wurden, die BMD-Konzentration für eine höhere anfängliche Sauerstoffkonzentration höher. Obwohl selbst in den Vergleichsbeispielen 1 bis 4 eine DZ-Schicht gebildet wird, besitzen die BMDs, die innerhalb eines Wafers gebildet werden, eine hohe Konzentration, was bedeutet, daß in der Umgebung einer DZ-Schicht eine große Anzahl von BMDs vorhanden ist. Eine große Anzahl von BMDs, die in der Nähe einer Waferoberflächenschicht vorhanden sind, in der aktive Bauelementschichten ausgebildet werden sollen, verschlechtern mit großer Wahrscheinlichkeit die Bauelement-Charakteristiken. Außerdem ist die mechanische Festigkeit eines Wafers abgesenkt.
Tabelle 8
Tabelle 9
Gemäß der vorliegenden Ausführungsform kann selbst bei einem Wafer mit einer hohen anfänglichen Sauerstoffkonzentration eine gute defektfreie Oberflächenschicht gebildet werden, wobei die BMD-Konzentration in einem Innenabschnitt niedrig gemacht werden kann. Daher wird es möglich, qualitativ hochwertige Siliciumwafer für hochintegrierte Bauelemente mit hohem Produktionsausstoß zu erzeugen.
Ferner können bei Verwendung von Siliciumwafern, die gemäß der vorliegenden Ausführungsform der Erfindung erzeugt werden, hochintegrierte Bauelemente mit besseren Charakteristiken bei hohem Produktionsausstoß erzeugt werden.

Claims

Verfahren zum Herstellen von Siliziumwafern, mit den folgenden Schritten: Initialisieren einer Wärmehistorie eines aus einem Einkristall-Siliziumblock erzeugten Wafers, um dadurch die Konzentration von ultrakleinen Sauerstoffablagerungen zu steuern, und Bewirken des gesteuerten Wachstums von erneut abgelagerten Kernen, dadurch gekennzeichnet, dass der Wärmehistorien-Initialisierungsschritt einen Wärmebehandlungsschritt enthält, in dem der Wafer in einer Wasserstoff und/oder Helium und/oder Argon enthaltenden Atmosphäre erhitzt wird, wobei die Wafertemperatur in einem Bereich von 700 °C bis 1.000°C mit einer Rate von nicht weniger als 15°C/Minute erhöht wird.
Herstellungsverfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Schritt des Bewirkens des Wachstums von abgelagerten Kernen einen Wärmebehandlungsschritt umfasst, der in einer Wasserstoff und/oder Helium und/oder Argon enthaltenden Atmosphäre ausgeführt wird, wobei die Wafertemperatur in einem Bereich von 850°C bis 980°C für 0,5 bis 60 Minuten konstant gehalten wird.
Herstellungsverfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der aus einem Einkristall-Siliziumblock erzeugte Wafer eine Zwischenraum-Sauerstoffkonzentration von 1,2 bis 1,8·10¹⁸ Atome/cm³ besitzt.
Herstellungsverfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass dem Schritt des Bewirkens des Wachstums der abgelagerten Kerne die folgenden Schritte folgen: ein Wärmebehandlungsschritt, in dem der Wafer in einer Wasserstoff und/oder Helium und/oder Argon enthaltenden Atmosphäre erwärmt wird, wobei die Wafertemperatur in einem Bereich von 1.000°C bis 1.300°C mit einer Rate von 0,5 bis 5°C/Minute erhöht wird, und ein Wärmebehandlungsschritt, der in einer Wasserstoff und/oder Helium und/oder Argon enthaltenden Atmosphäre ausgeführt wird und bei dem die Wafertemperatur in einem Bereich von 1.100°C bis 1.300°C für nicht weniger als 5 Minuten konstant gehalten wird, und eine Oberfläche des Wafers mit einer defektfreien Schicht gebildet wird, in der die Konzentration von Sauerstoffablagerungen, deren Durchmesser größer als 20 nm ist, nicht mehr als 10³ cm^–3 beträgt.
Herstellungsverfahren nach Anspruch 1, wobei der Wafer in einem Ofen angeordnet wird, der Wärmebehandlungsschritt während der Wärmehistorieninitialisierung in einem Bereich von 800°C bis 1.000°C mit einer ersten Rate von 15 bis 1.000°C/Minute ausgeführt wird, anschließend die Wafertemperatur in einem Bereich von 1.000°C bis 1.300°C mit einer zweiten, niedrigeren Rate erhöht wird, und die Wafertemperatur in einem Bereich von 1.100°C bis 1.300°C für nicht weniger als 5 Minuten konstant gehalten wird.
Herstellungsverfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass die zweite Rate 0,5 bis 10°C/Minute, insbesondere 1 bis 5°C/Minute, beträgt.
Herstellungsverfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass die Wafertemperatur-Erhöhungsschritte und der Wafertemperatur-Halteschritt in einer Atmosphäre ausgeführt werden, die Wasserstoff und/oder Helium und/oder Argon enthält.
Verfahren zum Herstellen eines Siliziumwafers, bei dem ein Siliziumwafer, der eine Zwischenraum-Sauerstoffkonzentration von 1,4 bis 1,8·10^–8 Atomen/cm³ besitzt, verwendet wird, mit den folgenden Schritten: Anordnen des Siliziumwafers in einem Ofen, Schaffen einer Atmosphäre im Ofen, die Wasserstoff und/oder ein Inertgas enthält, gekennzeichnet durch die weiteren folgenden Schritte: Ausführung einer Wärmehistorieninitialisierung durch Erhöhen der Wafertemperatur mit einer ersten Rate von 15 bis 100°C/Minute in einem Bereich von 700°C bis 900°C, Erhöhen der Wafertemperatur mit einer zweiten Rate von 1 bis 15°C/Minute in einem Bereich von 900°C bis zu einer Haltetemperatur, und Konstanthalten der Wafertemperatur bei der Haltetemperatur, die in einem Bereich von 1.100°C bis 1.300°C liegt, für eine Minute bis zu 48 Stunden.
Herstellungsverfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass die erste Rate 20 bis 100°C/Minute, insbesondere 30 bis 100°C/Minute, beträgt.
Herstellungsverfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass die zweite Rate 5 bis 10°C/Minute beträgt.