DE69913731T2

DE69913731T2 - Im wesentlichen defektfreie epitaktische siliziumscheiben

Info

Publication number: DE69913731T2
Application number: DE69913731T
Authority: DE
Inventors: Luciano Mule'stagno; Lu Fei; C. Joseph HOLZER; W. Harold KORB; J. Robert FALSTER
Original assignee: SunEdison Inc
Current assignee: SunEdison Inc
Priority date: 1998-10-14
Filing date: 1999-10-13
Publication date: 2004-10-14
Anticipated expiration: 2019-10-14
Also published as: CN1313651C; TW448248B; DE69913731D1; EP1133590B1; JP3904832B2; WO2000022197A9; US6284039B1; US6565649B2; WO2000022197A1; EP1133590A1; CN1307653A; JP2004224694A; KR20010034789A; US20010039916A1; US7097718B2; US20030205191A1; JP2003515516A

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG
Das Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung betrifft allgemein die Präparierung von epitaktischen Siliziumwafern. Insbesondere betrifft die vorliegende Erfindung die Präparierung eines Satzes von epitaktischen Siliziumwafern, die in einer Waferkassette bzw. einem solchen Magazin, einem Schiffchen oder einem anderen Waferträger zusammengestellt sind, wobei jeder Wafer eine Epitaxialschicht aufweist, die im Wesentlichen frei von eingewachsenen Störstellen bzw. Fehlstellen ist, die durch das Vorhandensein von angehäuften Silizium-Zwischengitterplatzstörstellen bzw. -fehlstellen auf einer Oberfläche eines Substrats hervorgerufen werden, auf dem die Epitaxialschicht aufgewachsen ist.
DE-A-198 06 045 offenbart einen Satz von halbreinen einkristallinen Siliziumwafern. In US-A-5,744,380 wird ein Verfahren zum Herstellen eines epitaktischen Wafers gelehrt.
Einkristallines Silizium, aus welchem man einen einkristallinen Siliziumwafer erhalten kann, wird für gewöhnlich mit Hilfe des so genannten Czochralski-Verfahrens ("Cz") präpariert. Bei diesem Verfahren wird ein polykristallines Silizium ("Polysilizium") in einen Schmelztiegel gegeben und geschmolzen, wird ein Impfkristall in Berührung zu dem geschmolzenen Silizium gebracht und wird ein Einkristall durch langsames Herausziehen gezogen. Nachdem die Ausbildung einer Schulter beendet ist, wird der Durchmesser des Kristalls durch Mindern der Ziehgeschwindigkeit und/oder der Schmelztemperatur so lange vergrößert, bis der gewünschte Durchmesser bzw. Volldurchmesser erreicht ist. Der zylindrische Hauptkörper des Kristalls, der einen in et wa konstanten Durchmesser aufweist, wird dann durch Regeln der Ziehgeschwindigkeit und der Schmelztemperatur gezogen, während gleichzeitig der abnehmende Stand der Schmelze ausgeglichen wird. Nahe bei dem Ende des Wachstumsprozesses, jedoch vor dem Leeren des geschmolzenen Siliziums aus dem Schmelztiegel, muss der Kristalldurchmesser verringert werden, um allmählich einen Endkonus auszubilden. Typischerweise wird der Endkonus dadurch ausgebildet, dass die Kristall-Ziehgeschwindigkeit und die Wärme, die dem Schmelztiegel zugeführt wird, erhöht wird. Wenn der Durchmesser klein genug wird, wird der Kristall dann von der Schmelze separiert.
In den letzten Jahren hat man erkannt, dass sich eine Reihe von Störstellen bzw. Defekten in einem Silizium-Einkristall in der Kristallzüchtungskammer bilden, wenn der Kristall nach der Verfestigung abkühlt. Solche Störstellen rühren teilweise von dem Vorhandensein eines Überschusses (das heißt einer Konzentration oberhalb der Löslichkeitsgrenze) von intrinsischen Punktstörstellen her, die als Gitterfehlstellen (vacancy) und Zwischengitterfehlstellen (self-interstitial) bekannt sind. Silizium-Kristalle, die aus einer Schmelze gezogen werden, werden typischerweise bei einem Überschuss von dem einen oder dem anderen Typ von intrinsischem Punktdefekt gezüchtet, und zwar entweder von Kristall-Gitterfehlstellen ("V") oder von Silizium-Zwischengitterfehlstellen ("I"). Es ist vorgeschlagen worden, dass die Art und die anfängliche Konzentration dieser Punktstörstellen in dem Silizium zum Zeitpunkt der Erstarrung festgelegt wird und dass, falls diese Konzentrationen den Wert einer kritischen Übersättigung in dem System erreichen und die Mobilität der Punkteffekte ausreichend hoch ist, eine Reaktion oder das Ereignis einer Anhäufung wahrscheinlich auftreten wird. Angehäufte intrinsische Punktstörstelle in dem Silizium können die erzielbare Materialausbeute bei der Herstellung von komplexen und hochintegrierten Schaltkreisen empfindlich beeinträchtigen.
Man hat erkannt, dass Störstellen von der Art von Gitterfehlstellen die Ursache von beobachtbaren Kristallfehlern sind, beispielsweise von D-Störstellen, Strömungsmus ter-Störstellen (FPDs; Flow Pattern Defects), Gateoxid-Integritätsstörstellen (GOI), von dem Kristall herrührenden Partikel-Störstellen (COP), von dem Kristall herrührenden leichten Punktstörstellen (LPDs) und auch von gewissen Klassen von Kristallfehlern, die mit Hilfe von Infrarotlicht-Streutechniken beobachtet werden, beispielsweise mit Hilfe von Infrarot-Rastermikroskopie und Laserraster-Tomographie. In Bereichen mit einem Überschuss an Gitterfehlstellen sind auch Störstellen vorhanden, die als die Keime einer Ringoxidation wirken, die durch sich stapelnde bzw. anhäufende Fehler (OISF) induziert werden. Es wird darüber spekuliert, dass dieser spezielle Defekt eine durch eine hohe Temperatur ausgelöste bzw. angehäufte Sauerstoff-Anhäufung ist, die durch das Vorhandensein eines Überschusses an Gitterfehlstellen katalysiert wird.
Störstellen, die Zwischenfehlstellen betreffen, sind weniger umfangreich untersucht worden. Man ist allgemein der Meinung, dass diese geringe Dichten von zwischengitterartigen Versetzungsschleifen oder -netzwerken darstellen. Solche Störstellen sind nicht für Ausfälle der Gateoxid-Integrität verantwortlich, was ein wichtiges Kriterium für das Leistungsverhalten eines Wafers darstellt, man ist jedoch allgemein der Auffassung, dass diese die Ursache für andere Arten von Bauelement-Ausfällen sind, die normalerweise im Zusammenhang stehen mit Strom-Leckverlustproblemen.
Eine epitaktische Siliziumzüchtung umfasst normalerweise einen Prozess mit Abscheidung aus der chemischen Dampfphase, wobei ein Substrat, beispielsweise ein Silizium-Einkristall-Wafer, erwärmt wird, während gleichzeitig eine gasförmige Siliziumverbindung über die Waferoberfläche geleitet wird, um eine Pyrolyse oder eine Zerlegung derselben zu bewirken. Wenn ein einkristalliner Siliziumwafer als Substrat verwendet wird, wird das Silizium in einer solchen Weise abgeschieden, dass das Wachstum der einkristallinen Struktur fortgesetzt wird. Als Ergebnis können Störstellen, die auf der Substratoberfläche vorhanden sind, beispielsweise angehäufte Silizium- Zwischenfehlstellen, die Qualität des resultierenden epitaktischen Wafers beeinflussen. Diese Beeinflussung der Qualität besteht auf Grund der Tatsache, dass durch Fortsetzen des Züchtens der einkristallinen Struktur Störstellen, die auf der Substratoberfläche vorhanden sind, weiter wachsen können, was in der Bildung von neuen Kristall-Störstellen resultiert, das heißt von eingewachsenen Störstellen, und zwar in der Epitaxialschicht. Beispielsweise können Epitaxial-Störstellen, beispielsweise Erhebungen, epitaktische Stapelungsfehler und kleine Hügel, die eine maximale Breite im Querschnitt aufweisen, die von der gegenwärtigen Detektions- bzw. Auflösungsgrenze einer laserbasierten Autoinspektionsvorrichtung von etwa 0,1 μm bis zu mehr als 10 μm reicht, ausgebildet werden.
Bis zum heutigen Zeitpunkt ist es der primäre Lösungsansatz für das Problem von eingewachsenen Störstellen gewesen, die Oberfläche des Substrats vor der Epitaxie-Abscheidung zu untersuchen. Eine solche Vorgehensweise ist zeitaufwändig; diese ist auch nicht immer erfolgreich bei der Identifizierung und Eliminierung von problematischen Substraten vor dem Abscheidungsprozess. Folglich besteht auch weiterhin das Bedürfnis nach einem Prozess, bei dem Substrate zuverlässig und konsistent für eine Epitaxie-Abscheidung bereitgestellt werden, mit Oberflächen, die im Wesentlichen frei von angehäuften Zwischenfehlstellen sind, um so die damit zusammenhängenden eingewachsenen Störstellen zu beseitigen.
ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
Eine der Aufgaben der vorliegenden Erfindung ist deshalb die Bereitstellung eines Satzes von epitaxialen Siliziumwafern, die in einer Waferkassette bzw. einem solchen Magazin, einem Schiffchen oder einem anderen Waferträger zusammengestellt sind, wobei jeder Wafer eine Epitaxialschicht aufweist, die im Wesentlichen frei von eingewachsenen Defekten bzw. Störstellen ist; die Bereitstellung eines solchen epitaxialen Wafers, der ein Substrat aus einem Silizium-Einkristall mit einem axial-symmetrischen Bereich aufweist, der im Wesentlichen frei von angehäuften Silizium-Zwischengitterplatzdefekten bzw. -fehlstellen ist; die Bereitstellung eines solchen Substrats, das zusätzlich einen axial-symmetrischen Bereich aus einem von Löchern bzw.
Leerstellen dominierten Material aufweisen kann, das im Wesentlichen frei von angehäuften Störstellen auf Grund von Löchern bzw. unbesetzten Gitterplätzen ist.
Kurz gesagt, ist die vorliegende Erfindung deshalb auf einen Satz von epitaxialen Siliziumwafern gerichtet, wobei jeder epitaxiale Wafer ein Substrat aus einem Silizium-Einkristall mit einer epitaktischen Siliziumschicht umfasst, die darauf abgeschieden ist. Das Substrat weist eine Mittelachse, eine Vorderseite und eine Rückseite, die im Allgemeinen senkrecht zu der Mittelachse sind, einen Umfangsrand und einen Radius auf, der sich von der Mittelachse zu dem Umfangsrand hin erstreckt. Das Substrat umfasst einen axial-symmetrischen Bereich aus einem von Zwischenfehlstellen dominierten Siliziummaterial, das im Wesentlichen frei von angehäuften Zwischenfehlstellen ist, wobei sich der axial-symmetrische Bereich radial einwärts von dem Umfangsrand des Substrats erstreckt. Die Epitaxialschicht, die auf einer Oberfläche des Substrats abgeschieden ist, ist im Wesentlichen frei von eingewachsenen Defekten bzw. Fehlstellen, die durch das Vorhandensein von angehäuften Zwischenfehlstellen auf der Oberfläche des Substrats hervorgerufen werden.
Andere Aufgaben werden zum Teil aus dem Nachfolgenden ersichtlich werden und zum Teil nachfolgend hervorgehoben werden.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
1 ist eine Kurve, die ein Beispiel dafür zeigt, wie die anfängliche Konzentration von Zwischenfehlstellen, [I], und Löchern bzw. Gitterfehlstellen, [V] sich mit einer Erhöhung des Wertes des Verhältnisses v/G₀ ändert, wobei v die Wachstumsgeschwindigkeit und G₀ der durchschnittliche axiale Temperaturgradient ist.
2 ist eine Kurve, die ein Beispiel dafür zeigt, wie sich ΔG_I, die Änderung in der freien Energie, die für die Bildung von angehäuften Zwischenfehlstellen erforderlich ist, erhöht, wenn die Temperatur, T, für eine gegebene anfängliche Konzentration von Zwischenfehlstellen [I] abnimmt.
3 ist eine Kurve, die ein Beispiel dafür zeigt, wie sich die anfängliche Konzentration von Zwischengitterfehlstellen [I] und von Gitterfehlstellen [V] entlang des Radius eines Rohblocks oder Wafers ändern kann, wenn der Wert des Verhältnisses v/G₀ abnimmt, und zwar auf Grund der Erhöhung des Wertes von G₀. Man beachte, dass in der Zone bei V/I ein Übergang erfolgt von einem von Gitterfehlstellen dominierten Material zu einem von Zwischengitterfehlstellen dominierten Material.
4 ist eine Draufsicht eines einkristallinen Siliziumrohblocks oder -wafers, die Bereiche von von Gitterfehlstellen, V, und von Zwischengitterfehlstellen, I, dominierten Materialien zeigt, sowie auch die Zone V/I, die zwischen diesen existiert.
5 ist eine Längsschnittansicht eines einkristallinen Siliziumrohblocks, die im Detail einen axial-symmetrischen Bereich eines Abschnittes des Rohblocks mit konstantem Durchmesser zeigt.
6 ist ein Bild, das von einer Abtastung der Lebensdauer der Minoritätsladungsträger eines axialen Schnittes eines Rohblocks mit einem Durchmesser von 200 mm erzeugt wurde, nach einer Serie von Wärmebehandlungen zur Sauerstoffausscheidung bzw. -abscheidung, worin im Detail ein allgemein zylindrischer Bereich aus einem von Gitterfehlstellen dominierten Material, ein im Allgemeinen ringförmiger axial-symmetrischer Bereich aus einem von Zwischenfehlstellen dominierten Material, die Zone V/I, die zwischen diesen vorhanden ist, und ein Bereich von angehäuften Zwischengitterfehlstellen gezeigt ist.
7 ist eine Kurve der Ziehgeschwindigkeit (das heißt der Anhebung des Impfkristalls) als Funktion der Kristalllänge, die zeigt, wie die Ziehgeschwindigkeit linear über einen Bereich der Länge des Kristalls herabgesetzt wird.
8 ist ein Bild, das von einer Abtastung der Lebensdauer von Minoritätsladungsträgern eines axialen Schnittes des Rohblocks erzeugt ist, nach einer Serie von Wärmebehandlungen zur Sauerstoffausscheidung, wie bei dem Beispiel 1 beschrieben.
9 ist eine Kurve der Ziehrate als Funktion der Kristalllänge für jeden von vier einkristallinen Siliziumrohblöcken, die jeweils mit 1–4 bezeichnet sind und die dazu verwendet werden, um eine Kurve zu ergeben, die mit v* (Z) bezeichnet ist, wie bei dem Beispiel 1 beschrieben.
10 ist eine Kurve des durchschnittlichen axialen Temperaturgradienten an der Fest/Flüssig-Grenzfläche, G₀, als Funktion der radialen Position für zwei verschiedene Fälle, wie bei dem Beispiel 2 beschrieben.
11 ist eine Kurve der anfänglichen Konzentration von Gitterfehlstellen, [V], oder von Zwischengitterfehlstellen, [I], als Funktion der radialen Position für zwei verschiedene Fälle, wie in dem Beispiel 2 beschrieben.
12 ist eine Kurve der Temperatur als Funktion einer axialen Position, die das axiale Temperaturprofil in Rohblöcken für zwei verschiedene Fälle zeigt, wie bei dem Beispiel 3 beschrieben.
13 ist eine Kurve der Konzentration von Zwischengitterfehlstellen, die von den zwei in der 12 dargestellten Abkühlbedingungen resultieren, was ausführlicher in dem Beispiel 3 beschrieben ist.
14 ist ein Bild, das von einer Abtastung der Lebensdauer von Minoritätsladungsträgern eines axialen Schnittes eines gesamten Rohblocks erzeugt ist, nach einer Serie von Wärmebehandlungen zur Sauerstoffausscheidung, wie bei dem Beispiel beschrieben.
15 ist eine Kurve, welche die Position der Zone V/I als Funktion der Länge des einkristallinen Siliziumrohblocks zeigt, wie bei dem Beispiel 5 beschrieben.
16a ist ein Bild, das von einer Abtastung der Lebensdauer von Minoritätsladungsträgern eines axialen Schnittes eines Segments eines Rohblocks erzeugt wurde, der von etwa 100 mm bis etwa 250 mm von der Schulter des Rohblocks reicht, nach einer Serie von Wärmebehandlungen zur Sauerstoffabscheidung, wie bei dem Beispiel 6 beschrieben.
16b ist ein Bild, das von einer Abtastung der Lebensdauer von Minoritätsladungsträgern eines axialen Schnittes eines Segments eines Rohblocks erzeugt wurde, der von etwa 250 mm bis etwa 400 mm von der Schulter des Rohblocks reicht, nach einer Serie von Wärmebehandlungen zur Sauerstoffausscheidung, wie bei dem Beispiel 6 beschrieben.
17 ist eine Kurve des axialen Temperaturgradienten, G₀, bei verschiedenen axialen Positionen für einen Rohblock, wie bei dem Beispiel 7 beschrieben.
18 ist eine Kurve der radialen Variationen in dem mittleren axialen Temperaturgradienten, G₀, bei verschiedenen axialen Positionen für einen Rohblock, wie bei dem Beispiel 7 beschrieben.
19 ist eine Kurve, die die Beziehung zwischen der Breite des axial-symmetrischen Bereichs und der Abkühlgeschwindigkeit darstellt, wie bei dem Beispiel 7 beschrieben.
20 ist eine fotografische Aufnahme eines axialen Schnittes eines Segments eines Rohblocks, der von etwa 235 mm bis etwa 350 mm von der Schulter des Rohblocks reicht, nach einer Kupfermarkierung und einer die Fehlstellen aufzeigenden Ätzung, wie bei dem Beispiel 7 beschrieben.
21 ist eine fotografische Aufnahme eines axialen Schnittes eines Segments eines Rohblocks, der von etwa 305 mm bis etwa 460 mm von der Schulter des Rohblocks reicht, nach einer Kupfermarkierung und einer Fehlstellen aufzeigenden Ätzung, wie bei dem Beispiel 7 beschrieben.
22 ist eine fotografische Aufnahme eines axialen Schnittes eines Segments eines Rohblocks, die von etwa 140 mm bis etwa 275 mm von der Schulter des Rohblocks reicht, nach einer Kupfermarkierung und einer Fehlstellen aufzeigenden Ätzung, wie bei dem Beispiel 7 beschrieben.
23 ist eine fotografische Aufnahme eines axialen Schnittes eines Segments eines Rohblocks, die von etwa 600 mm bis etwa 730 mm von der Schulter des Rohblocks reicht, nach einer Kupfermarkierung und einer Fehlstellen aufzeigenden Ätzung, wie in dem Beispiel 7 beschrieben.
24 ist eine Kurve, die die radialen Änderungen des mittleren axialen Temperaturgradienten, G₀(r), von der Mitte des Rohblocks bis etwa zu einer Hälfte des Rohblockradius darstellt (bestimmt durch Mittelung des Gradienten von der Erstarrungstemperatur bis zu der Temperatur auf der x-Achse), die in heißen Bereichen von verschiedenen Konfigurationen auftreten können.
25 ist eine Kurve, die das axiale Temperaturprofil für einen Rohblock in vier verschiedenen Heißzonen-Konfigurationen darstellt.
26 ist eine überlagerte Grafik (das heißt eine übereinander gelegte Darstellung), welche die Ergebnisse von Lichtstreuungs-Fehlstellenuntersuchungen von 12 nach dem Czochralski-Verfahren gezogenen einkristallinen p-Siliziumsubstrat-Wafern darstellt, wie in dem Beispiel 8 beschrieben.
27 ist eine überlagerte Grafik (das heißt eine übereinander gelegte Darstellung), welche die Ergebnisse von Lichtstreuungs-Fehlstellenuntersuchungen von 13 nach dem Czochralski-Verfahren gezogenen einkristallinen p-Siliziumsubstrat-Wafern darstellt, wie in dem Beispiel 8 beschrieben.
28 ist eine überlagerte Grafik (das heißt eine übereinander gelegte Darstellung), welche die Ergebnisse von Lichtstreuungs-Fehlstellenuntersuchungen von 12 epitaktischen Siliziumwafern darstellt, entsprechend den 12 Substraten gemäß der 26, wie in dem Beispiel 8 beschrieben.
29 ist eine überlagerte Grafik (das heißt eine übereinander gelegte Darstellung), welche die Ergebnisse von Lichtstreuungs-Fehlstellenuntersuchungen von 13 epitaktischen Siliziumwafern darstellt, entsprechend den 13 Substraten gemäß der 27, wie in dem Beispiel 8 beschrieben.
30 ist eine fotografische Aufnahme von eingewachsenen Fehlstellen, die auf der Oberfläche der Epitaxialschicht vorhanden sind, wie man diese unter der Vergrößerung eines Mikroskops beobachtet, wie in dem Beispiel 8 beschrieben.
31 ist eine fotografische Aufnahme eines Segments eines Viertelabschnittes eines Rohblocks nach einer Kupfermarkierung und einer Fehlstellen aufzeigenden Ätzung, wie in dem Beispiel 8 beschrieben.
AUSFÜHRLICHE BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG
Bei dem Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung hat man herausgefunden, dass die Bildung eines epitaktischen Siliziumwafers mit einer Epitaxialschicht bzw. einer epitaktischen Schicht, die im Wesentlichen frei von eingewachsenen Fehlstellen ist, dadurch erzielt werden kann, dass man als Substrat einen einkristallinen Siliziumwafer verwendet, der einen ersten axialen Bereich aufweist, der im Wesentlichen frei von angehäuften, intrinsischen, punktartigen Silizium-Zwischengitterfehlstellen ist. Ohne Bezugnahme auf eine bestimmte Theorie glaubt man gegenwärtig, dass eine bedeutsame Ursache für eine eingewachsene Fehlstelle in der Epitaxialschicht eines epitaktischen Siliziumwafers das Vorhandensein von angehäuften Zwischengitterfehlstellen an der Oberfläche eines einkristallinen Siliziumsubstrats ist, auf welchem die Epitaxialschicht aufgewachsen ist. Solche angehäuften Zwischengitterfehlstellen, die beispielsweise in der Form von Schleifen oder Gewirren vorliegen können, sollen zu entsprechenden Fehlstellen führen, die allgemein als "kleine Hügel" in der Epitaxialschicht nach der epitaktischen Abscheidung bezeichnet werden. Die Bildung von eingewachsenen Fehlstellen, beispielsweise von diesen, ist die Folge der Verbreitung von Fehlstellen durch die Epitaxialschicht. Folglich ist man der Meinung, dass eine bessere Epitaxialschicht dadurch präpariert werden kann, dass man ein einkristallines Siliziumsubstrat verwendet, das im Wesentlichen frei von angehäuften Zwischengitterfehlstellen ist.
Substrate
Auf der Grundlage von bisherigen experimentellen Anzeichen scheint es so zu sein, dass die Art und anfängliche Konzentration von Zwischengitterfehlstellen, beispielsweise von Gitterfehlstellen des Siliziumgitters oder von Silizium-Zwischengitterfehlstellen, in einkristallinen Siliziumwafern zu Beginn festgelegt wird, wenn der Rohblock, aus dem man die Wafer erhält, sich von der Temperatur der Erstarrung (das heißt von etwa 1410°C) bis auf eine Temperatur oberhalb von 1300°C abkühlt (das heißt bei mindestens etwa 1325°C, bei mindestens etwa 1350°C oder sogar bei mindestens etwa 1375°C); das heißt, die Art und die anfängliche Konzentration dieser Fehlstellen wird durch das Verhältnis v/G₀ kontrolliert, wobei v die Wachstumsgeschwindigkeit und G₀ der mittlere axiale Temperaturgradient über diesem Temperaturbereich ist.
Gemäß der 1, um die Werte von v/G₀ zu erhöhen, tritt ein Übergang von einem immer weniger von Zwischengitterfehlplätzen dominierten Wachstum zu einem zunehmend von Löchern bzw. Gitterfehlstellen dominierten Wachstum in der Nähe eines kritischen Wertes von v/G₀ auf, der, basierend auf der aktuell zur Verfügung stehenden Information, bei etwa 2,1 × 10^–5 cm²/sK zu liegen scheint, wobei G₀ unter Bedingungen bestimmt wird, unter denen der axiale Temperaturgradient innerhalb des vorstehend definierten Temperaturbereichs konstant ist. Bei diesem kritischen Wert befinden sich die Konzentrationen dieser intrinsischen, punktförmigen Fehlstellen in einem Gleichgewicht. Wenn jedoch der Wert von v/G₀ den kritischen Wert überschreitet, nimmt die Konzentration der Löcher ab. In gleicher Weise nimmt die Konzentration von Zwischengitterfehlstellen zu, wenn der Wert von v/G₀ unter den kritischen Wert fällt. Falls diese Konzentrationen einen Wert einer kritischen Übersättigung in dem System erreichen und falls die Beweglichkeit der Punktfehlstellen ausreichend groß ist, wird wahrscheinlich eine Reaktion oder das Ereignis einer Anhäufung auftreten.
Folglich, wie an anderer Stelle berichtet wird (siehe beispielsweise PCT/US98/07365 [WO-A-98/45510] und PCT/US98/07304 [WO-A-98/45508]), hat man herausgefunden, dass die Reaktionen, bei denen Gitterfehlstellen innerhalb der Siliziummatrix reagieren, um angehäufte Lochfehlstellen zu erzeugen, und bei denen Zwischengitterfehlstellen innerhalb der Siliziummatrix reagieren, um angehäufte Zwischengitterfehlstellen zu erzeugen, unterdrückt werden können. Ohne auf eine bestimmte Theorie festgelegt zu sein, wird allgemein angenommen, dass diese Reaktionen unterdrückt bzw. gehemmt werden können, falls die Konzentration von Löchern bzw. Gitterfehl stellen und von Zwischengitterfehlstellen während des Wachstums und des Abkühlens des Kristall-Rohblocks kontrolliert wird, so dass die Änderung der freien Energie (ΔG) des Systems niemals einen kritischen Wert überschreitet, bei dem diese Anhäufungsreaktionen spontan auftreten. Mit anderen Worten, man ist der Auffassung, dass die Anhäufung von Löchern bzw. Gitterfehlstellen und von Zwischengitterfehlstellen vermieden werden kann, wenn der Rohblock von der Temperatur der Erstarrung abkühlt, und zwar dadurch, dass man verhindert, dass das System hinsichtlich der Löcher bzw. Gitterfehlstellen oder der Zwischengitterfehlstellen kritisch übersättigt ist.
Die Vermeidung der Bildung solcher Fehlstellen kann dadurch erzielt werden, dass man eine anfängliche Konzentration von Gitterfehlstellen oder Zwischengitterfehlstellen schafft (kontrolliert durch v/G₀(r), wobei v/G₀(r) v/G₀ als Funktion einer radialen Position repräsentiert, wie dies nachfolgend ausführlicher diskutiert wird), die ausreichend niedrig ist, so dass die kritische Übersättigung niemals erreicht wird. In der Praxis ist es jedoch schwierig, solche Konzentrationen über einen gesamten Kristallradius zu erzielen, und kann deshalb allgemein eine kritische Übersättigung dadurch vermieden werden, dass die anfängliche Konzentration von Gitterfehlstellen oder die anfängliche Konzentration von Zwischengitterfehlstellen nach der Erstarrung des Kristalls unterdrückt wird (das heißt nach dem Einrichten der anfänglichen Konzentration, wie diese durch v/G₀(r) festgelegt wird).
Auf Grund der vergleichsweise hohen Beweglichkeit von Zwischengitterfehlstellen (die allgemein etwa 10^–4 cm²/Sekunde beträgt) und in einem geringeren Umfang auf Grund der Beweglichkeit von Löchern bzw. Gitterfehlstellen ist es möglich, die Unterdrückung von Zwischengitterfehlstellen und von Gitterfehlstellen über vergleichsweise große Distanzen hinweg (das heißt über Distanzen von 5 cm bis 10 cm oder mehr) mittels der radialen Diffusion von Zwischengitterfehlstellen zu Senken hin zu bewirken, die sich an der Kristalloberfläche befinden, oder hin zu Bereichen, die von Gitterfehlstellen dominiert werden und sich innerhalb des Kristalls befinden. Eine radiale Diffusion kann wirkungsvoll dazu genutzt werden, um die Konzentration von Zwischengitterfehlstellen und von Gitterfehlstellen zu unterdrücken, vorausgesetzt, dass eine ausreichende Zeitdauer für die radiale Diffusion der anfänglichen Konzentration von intrinsischen Punktdefekten zur Verfügung steht. Im Allgemeinen wird die Zeitdauer der Diffusion von der radialen Variation der anfänglichen Konzentration von Zwischengitterfehlstellen und von Gitterfehlstellen abhängen, wobei eine kleinere radiale Veränderlichkeit kürzere Diffusionszeitdauern erfordern wird.
Typischerweise nimmt der mittlere axiale Temperaturgradient (G₀) als Funktion der Verkleinerung des Radius für einen Silizium-Einkristall zu, der nach dem Czochralski-Verfahren gezüchtet wird. Dies bedeutet, dass der Wert von v/G₀ typischerweise nicht über den Radius eines Rohblocks singulär bzw. konstant ist. Als Ergebnis dieser Veränderlichkeit sind die Art und die anfängliche Konzentration von intrinsischen Punktdefekten nicht konstant. Falls der kritische Wert v/G₀, der in den 3 und 4 als die Zone 2 V/I bezeichnet ist, an irgendeinem Punkt entlang des Radius 4 des Rohblocks erreicht wird, wird das Material von einem Zustand, in dem dieses von Gitterfehlstellen dominiert ist, zu einem Zustand wechseln, in dem dieses von Zwischengitterfehlstellen dominiert ist. Außerdem wird der Rohblock einen axial symmetrischen Bereich aus einem von Zwischengitterfehlstellen dominierten Material 6 enthalten (in welchem die anfängliche Konzentration von Silizium-Zwischengitterfehlstellenatomen als Funktion eines zunehmenden Radius zunimmt), der einen im Allgemeinen zylindrischen Bereich aus einem von Gitterfehlstellen dominierten Material 8 umgibt (in welchem die anfängliche Konzentration von Gitterfehlstellen als Funktion eines zunehmenden Radius abnimmt).
Wenn ein Rohblock, der eine Zone V/I enthält, von der Temperatur der Erstarrung aus abgekühlt wird, bewirkt eine radiale Diffusion von Zwischengitterfehlstellenatomen und von Gitterfehlstellen eine radial einwärts gerichtete Verschiebung in der Zone V/I auf Grund der Rekombination von Zwischengitterfehlstellen mit Gitterfehlstellen. Außerdem wird eine radiale Diffusion von Zwischengitterfehlstellen zu der Oberfläche des Kristalls hin auftreten, wenn der Kristall abkühlt. Die Oberfläche des Kris talls kann Konzentrationen nahe dem Gleichgewichtswert für Punktdefekte aufrecht erhalten, wenn der Kristall abkühlt. Eine radiale Diffusion von Punktdefekten wird dazu neigen, die Konzentration von Zwischengitterfehlstellen außerhalb der Zone V/I zu verringern und die Konzentration von Gitterfehlstellen innerhalb der Zone V/I zu verringern. Falls eine ausreichende Zeitdauer für die Diffusion zur Verfügung steht, kann deshalb die Konzentration von Gitterfehlstellen und von Zwischengitterfehlstellen an anderen Stellen so beschaffen sein, dass ΔG_V und ΔG_I kleiner sein wird als die kritischen Werte, bei denen die Anhäufungsreaktion von Gitterfehlstellen und die Anhäufungsreaktionen von Zwischengitterfehlstellen auftreten.
Gemäß der 5 werden die Bedingungen bei der Züchtung des Kristalls (einschließlich der Wachstumsgeschwindigkeit, v, des mittleren axialen Temperaturgradienten, G₀, und der Abkühlgeschwindigkeit) vorzugsweise so kontrolliert bzw. gesteuert, dass die Bildung eines einkristallinen Siliziumrohblocks 10, der nach dem Czochralski-Verfahren gezogen wird, eine Mittelachse 12, einen Keimkristall-Konus 14, einen Endkonus 16 und einen Abschnitt 18 mit konstantem Durchmesser zwischen dem Keimkristall-Konus und dem Endkonus umfasst. Der Abschnitt mit konstantem Durchmesser weist einen Umfangsrand 20 und einen Radius 4 auf, der sich von der Mittelachse 12 zu dem Umfangsrand 20 erstreckt. Die Bedingungen des Kristallwachstums können so gesteuert werden, dass die Bildung von (i) einem im Wesentlichen defekt- bzw. fehlstellenfreien axial-symmetrischen Bereich aus einem von Zwischengitterfehlstellen dominierten Material 6 und/oder (ii) einem im Allgemeinen zylindrischen Bereich aus einem von Gitterfehlstellen dominierten Material 8, der auch einen im Wesentlichen defekt- bzw. fehlstellenfreien axial-symmetrischen Bereich 9 enthalten kann, bewirkt wird. Wenn diese vorhanden sind, können die axial-symmetrischen Bereiche 6 und 9 variable Breiten aufweisen, was nachfolgend ausführlicher erörtert wird.
Die Wachstumsgeschwindigkeit, v, und der mittlere axiale Temperaturgradient, G₀, (wie diese vorstehend definiert wurden) werden typischerweise so gesteuert, dass das Verhältnis v/G₀ in seinem Wert von dem 0,5-fachen bis zu dem 2,5-fachen des kritischen Wertes von v/G₀ reicht (das heißt 1 × 10^–5 cm²/sK bis 5 × 10^–5 cm²/sK, was auf der aktuell zur Verfügung stehenden Information für den kritischen Wert von v/G₀ basiert). Vorzugsweise wird das Verhältnis v/G₀ in seinem Wert von dem 0,6-fachen bis zu dem 1,5-fachen des kritischen Wertes von v/G₀ reichen (das heißt 1,3 × 10^–5 cm²/sK bis 3 × 10^–5 cm²/sK, was auf der aktuell zur Verfügung stehenden Information für den kritischen Wert von v/G₀ basiert). Am meisten bevorzugt wird das Verhältnis v/G₀ in seinem Wert von dem 0,75-fachen bis zu dem 1,25-fachen des kritischen Wertes von v/G₀ reichen (das heißt 1,6 × 10^–5 cm²/sK bis 2,1 × 10^–5 cm²/sK, was auf der aktuell zur Verfügung stehenden Information für den kritischen Wert von v/G₀ basiert). Bei einer besonders bevorzugten Ausführungsform hat v/G₀ innerhalb des im Allgemeinen zylindrischen Bereichs 9 einen Wert, der zwischen dem kritischen Wert von v/G₀ und dem 1,1-fachen des kritischen Wertes von v/G₀ abfällt, während bei einer anderen bevorzugten Ausführungsform v/G₀ innerhalb des im Allgemeinen zylindrischen Bereichs 6 einen Wert aufweist, der zwischen dem etwa 0,75-fachen des kritischen Werts von v/G₀ und dem kritischen Wert von v/G₀ abfällt.
Um die Breite des axial-symmetrischen Bereichs 6 und/oder 9 zu maximieren, wird es bevorzugt, wenn der Rohblock von der Erstarrungstemperatur auf eine Temperatur oberhalb von etwa 1050°C während eines Zeitraums (i) von mindestens etwa 5 Stunden, vorzugsweise von mindestens etwa 10 Stunden und noch bevorzugter von mindestens etwa 15 Stunden, für Silizium-Kristalle mit einem nominellen Durchmesser von 150 mm, (ii) von mindestens etwa 5 Stunden, vorzugsweise von mindestens etwa 10 Stunden und noch vorzugsweiser von mindestens etwa 20 Stunden und noch vorzugsweiser von mindestens etwa 25 Stunden und am meisten bevorzugt von etwa 30 Stunden für Silizium-Kristalle mit einem nominellen Durchmesser von 200 mm und (iii) von mindestens etwa 20 Stunden, bevorzugt von mindestens etwa 40 Stunden, bevorzugter von mindestens etwa 60 Stunden und am meisten bevorzugt von mindestens etwa 75 Stunden für Silizium-Kristalle mit einem nominellen Durchmesser, der größer als 200 mm ist, abfällt. Die Steuerung der Abkühlungsgeschwindigkeit kann dadurch erzielt werden, dass man eine geeignete Einrichtung verwendet, wie diese augenblicklich im Stand der Technik bekannt ist, um eine Wärmeübertragung zu minimieren, einschließlich der Verwendung von Isolationsmaterialien, Heizeinrichtungen, Strahlungsschilden und magnetischen Feldern.
Die Steuerung des mittleren axialen Temperaturgradienten, G₀, kann über die Auslegung der "heißen Zone" der Kristall-Ziehvorrichtung erzielt werden (das heißt des Graphits oder von anderen Materialien, welche die Heizeinrichtung, die Isolation, die Wärme- und Strahlungsschilde und andere Elemente ausbilden). Obwohl die Einzelheiten der Auslegung von der Aufmachung und dem Modell der Kristall-Ziehvorrichtung variieren können, kann im allgemeinen G₀ dadurch kontrolliert werden, dass eine beliebige Einrichtung, die aktuell aus dem Stand der Technik bekannt ist, dazu verwendet wird, um die Wärmeübertragung an der Grenzfläche Schmelze/Festkörper zu kontrollieren, einschließlich von Reflektoren, Strahlungsschilden, Reinigungsrohren, Leichtrohren und Heizeinrichtungen. Im Allgemeinen werden radiale Veränderungen von G₀ dadurch minimiert, dass eine solche Vorrichtung innerhalb von etwa einem Kristalldurchmesser oberhalb der Grenzfläche Schmelze/Festkörper positioniert wird. G₀ kann außerdem dadurch kontrolliert werden, dass die Position der Vorrichtung relativ zu der Schmelze und dem Kristall eingestellt werden kann. Dies kann entweder durch Einstellen der Position der Vorrichtung in der heißen Zone oder durch Einstellen der Position der Oberfläche der Schmelze in der heißen Zone bewerkstelligt werden. Wenn eine Heizeinrichtung verwendet wird, kann G₀ außerdem noch weiter dadurch kontrolliert werden, dass die Leistung angepasst wird, die der Heizeinrichtung zugeführt wird. Eines oder sämtliche dieser Verfahren können während einer Charge eines Czochralski-Prozesses verwendet werden, während dem das Volumen der Schmelze erschöpft bzw. aufgebraucht wird.
Es wird im Allgemeinen für gewisse Ausführungsformen des Prozesses zum Präparieren eines im Wesentlichen fehlstellenfreien Substrat-Wafers bevorzugt, dass der mittlere axiale Temperaturgradient, G₀, als Funktion des Durchmessers des Rohblocks vergleichsweise konstant ist. Es sollte jedoch angemerkt werden, dass, weil Verbesserungen in der Auslegung der heißen Zone hinsichtlich von Veränderlichkeiten von G₀ minimiert werden können, mechanische Fragestellungen, die im Zusammenhang mit der Aufrechterhaltung einer konstanten Wachstumsgeschwindigkeit stehen, ein zunehmend wichtiger Faktor werden. Dies liegt daran, weil der Wachstumsprozess viel mehr empfindlich auf eine Variation in der Ziehgeschwindigkeit wird, was seinerseits die Wachstumsgeschwindigkeit, v, unmittelbar beeinflusst. Was die Prozesskontrolle anbelangt, bedeutet dies, dass es bevorzugt wird, wenn man Werte für G₀ hat, die sich über den Radius des Rohblocks ändern. Erhebliche Differenzen in dem Wert von G₀ können jedoch in einer hohen Konzentration von Zwischengitterfehlstellen resultieren, die im Allgemeinen zu dem Waferrand hin zunimmt, so dass es schwieriger wird, die Bildung von angehäuften intrinsischen Punktfehlerstellen zu vermeiden.
Im Hinblick auf das Vorgenannte, beinhaltet die Kontrolle über G₀ einen Ausgleich zwischen einer Minimierung von radialen Veränderungen in G₀ und der Aufrechterhaltung von günstigen Prozesssteuerbedingungen. Typischerweise wird deshalb die Zieh- bzw. Wachstumsgeschwindigkeit nach etwa einem Durchmesser der Kristalllänge von 0,2 mm/Minute bis 0,8 mm/Minute reichen. Vorzugsweise wird die Ziehgeschwindigkeit von 0,25 mm/Minute bis 0,6 mm/Minute reichen und noch vorzugsweiser von 0,3 mm/Minute bis 0,5 mm/Minute. Es sei angemerkt, dass die Ziehgeschwindigkeit sowohl von dem Kristalldurchmesser als auch von der Auslegung der Kristallzüchtungsvorrichtung abhängig ist. Die genannten Bereiche sind für Kristalle mit einem Durchmesser von 200 mm typisch. Allgemein wird die Ziehgeschwindigkeit abnehmen, wenn der Kristalldurchmesser zunimmt. Die Kristall-Ziehvorrichtung kann jedoch ausgelegt sein, um Ziehgeschwindigkeiten oberhalb dieser vorgenannten Werte zu ermöglichen. Als Ergebnis wird die Kristall-Ziehvorrichtung am bevorzugtesten so ausgelegt werden, um zu ermöglichen, dass die Ziehgeschwindigkeit so hoch wie möglich ist und gleichzeitig dennoch die Bildung eines axial-symmetrischen Bereichs gemäß der vorliegenden Erfindung erlaubt.
Der Umfang der Diffusion von Zwischengitterfehlstellen wird durch Steuerung der Abkühlungsgeschwindigkeit gesteuert, wenn sich der Rohblock von der Erstarrungstemperatur (etwa 1410°C) auf die Temperatur abkühlt, bei der Silizium-Zwischengitterfehlstellenimmobil werden, und zwar für kommerziell praktische Zwecke. Silizium-Zwischengitterfehlstellen scheinen extrem mobil bei Temperaturen nahe der Erstarrungstemperatur von Silizium zu sein, das heißt bei etwa 1410°C. Diese Mobilität nimmt jedoch ab, wenn die Temperatur des Silizium-Rohblock-Einkristalls abnimmt. Allgemeine nimmt die Diffusionsgeschwindigkeit von Zwischengitterfehlstellen auf ein solch geringes Ausmaß ab, dass diese im Wesentlichen für kommerziell praktische Zeiträume bei Temperaturen von weniger als etwa 700°C und vielleicht bei Temperaturen von bis zu 800°C, 900°C, 1000°C oder sogar 1050°C im Wesentlichen immobil sind.
Es sei angemerkt, dass diesbezüglich, obwohl die Temperatur, bei der die Reaktion der Anhäufung von Zwischengitterfehlstellen auftritt, in der Theorie über einen weiten Bereich von Temperaturen variieren kann, in der Praxis wird dieser Bereich jedoch für herkömmliches, nach dem Czochralski-Verfahren gezüchtetes Silizium vergleichsweise schmal sein. Dies ist eine Folge des vergleichsweise schmalen Bereichs der anfänglichen Konzentrationen von Zwischengitterfehlstellen, die man typischerweise in Silizium erzielt, das nach dem Czochralski-Verfahren gezüchtet wird. Im Allgemeinen kann deshalb eine Anhäufungsreaktion von Zwischengitterfehlstellen auftreten, und zwar wenn überhaupt bei Temperaturen innerhalb des Bereichs von 1100°C bis 800°C und typischerweise bei einer Temperatur von etwa 1050°C.
Folglich wird innerhalb des Bereichs von Temperaturen, bei denen Zwischengitterfehlstellen mobil zu sein scheinen, und in Abhängigkeit von der Temperatur in der heißen Zone, die Abkühlgeschwindigkeit typischerweise von 0,1°C/Minute bis 3°C/Minute reichen. Vorzugsweise wird die Abkühlgeschwindigkeit von 0,1°C/Minute bis 1,5°C/Minute reichen, vorzugsweiser von 0,1°C/Minute bis 1°C/Minute und noch vorzugsweiser von 0,1°C/Minute bis 0,5°C/Minute.
Durch Steuern der Abkühlgeschwindigkeit des Rohblocks innerhalb eines Bereichs von Temperaturen, in welchen Zwischengitterfehlstellen mobil zu sein scheinen, kann für die Zwischengitterfehlstellen in ausreichendem Maße mehr Zeit zur Verfügung stehen, um in Senken zu diffundieren, die sich an der Kristalloberfläche befinden, oder zu Bereichen hin, die von Gitterfehlstellen bzw. Fehlstellen dominiert sind, wobei diese ausgelöscht sein können. Die Konzentration solcher Zwischengitterfehlstellen kann deshalb unterdrückt bzw. gemindert werden, was dazu dient, das Ereignis, dass eine Anhäufung auftritt, zu verhindern. Die Ausnutzung des Diffusionsverhaltens von Zwischengitterfehlstellen durch Steuern der Abkühlgeschwindigkeit, dient dazu, um die ansonsten strengen Anforderungen an v/G₀, die erforderlich sein können, zu mindern, um einen axial-symmetrischen Bereich zu erhalten, der im Wesentlichen frei von angehäuften Defekten bzw. Fehlstellen ist. Anders ausgedrückt, kann als Ergebnis der Tatsache, dass die Abkühlgeschwindigkeit gesteuert werden kann, so dass für Zwischengitterfehlstellen mehr Zeit zur Verfügung steht, um zu diffundieren, ein Größenbereich von v/G₀-Werten relativ zu dem kritischen Wert akzeptabel sein, und zwar für die Zwecke, einen axial-symmetrischen Bereich zu erhalten, der frei von angehäuften Fehlstellen ist.
Um solche Abkühlgeschwindigkeiten über angemessene Längen des Kristallabschnittes mit konstantem Durchmesser zu erzielen, muss auch der Wachstumsprozess des Endkonus des Rohblocks berücksichtigt werden, was auch für die Behandlung des Rohblocks gilt, wenn der Prozess des Wachstums des Endkonus einmal beendet ist. Typischerweise wird beim Abschluss des Wachstums des Abschnittes des Rohblocks mit konstantem Durchmesser die Ziehgeschwindigkeit erhöht, um mit der Anspitzung zu beginnen, die erforderlich ist, um den Endkonus zu bilden. Eine solche Erhöhung der Ziehgeschwindigkeit wird jedoch darin resultieren, dass das untere Segment des Abschnittes mit konstantem Durchmesser rascher innerhalb des Temperaturbereichs abkühlen wird, in welchem Zwischengitterfehlstellen ausreichend mobil sind, wie vorstehend diskutiert. Als Ergebnis kann es eintreten, dass für diese Zwischengitterfehl stellen nicht ausreichend Zeit zur Verfügung steht, damit diese in Senken diffundieren und ausgelöscht bzw. annihiliert werden; das heißt die Konzentration in diesem unteren Segment kann nicht auf ein ausreichendes Ausmaß gemindert werden und die Anhäufung von Zwischengitterfehlstellen kann resultieren.
Um zu verhindern, dass die Bildung solcher Fehlstellen in diesem unteren Segment des Rohblocks auftritt, wird es deshalb bevorzugt, dass der Abschnitt des Rohblocks mit konstantem Durchmesser eine gleichförmige Wärmehistorie gemäß dem Czochralski-Verfahren aufweist. Eine gleichförmige Wärmehistorie kann dadurch erzielt werden, dass der Rohblock aus der Silizium-Schmelze mit einer vergleichsweise konstanten Geschwindigkeit während des Wachstums nicht nur des Abschnittes mit dem konstanten Durchmesser, sondern auch während des Wachstums des Endkonus des Kristalls und möglicherweise im Anschluss daran bis zu dem Wachstum des Endkonus herausgezogen wird. Genauer gesagt, wird es bevorzugt, dass dann, wenn das Wachstum des Endkonus beginnt, eine Ziehgeschwindigkeit für den Endkonus eingerichtet wird, die gewährleistet, dass ein beliebiges Segment des Abschnittes mit konstantem Durchmesser des Rohblocks bei einer Temperatur deutlich oberhalb von etwa 1050°C verbleiben wird und dieselbe Wärmehistorie erfahren wird wie andere Segmente des Abschnittes mit konstantem Durchmesser des Rohblocks, die einen axial-symmetrischen Bereich enthalten, der frei von angehäuften intrinsischen punktförmigen Fehlstellen ist, die bereits auf eine Temperatur von weniger als etwa 1050°C herabgekühlt worden sind. Eine vergleichsweise konstante Geschwindigkeit kann beispielsweise erzielt werden durch (i) Verkleinern der Drehgeschwindigkeit des Schmelztiegels und des Kristalls während des Wachstums des Endkonus relativ zu den Drehgeschwindigkeiten des Schmelztiegels und des Kristalls während des Wachstums des Abschnittes mit konstantem Durchmesser des Kristalls und/oder (ii) durch Erhöhen der Leistung, die der Heizeinrichtung zugeführt wird, die dazu verwendet wird, um die Silizium-Schmelze während des Wachstums des Endkonus zu heizen, und zwar relativ zu der Leistung, die normalerweise während des Wachstums des Endkonus zugeführt wird. Diese zusätzlichen Anpassungen der Prozessvariablen können entweder individuell oder in Kombination auftreten.
Wie zuvor angemerkt, existiert ein minimaler Radius des Bereichs, der von Gitterfehlstellen dominiert ist, für den die Unterdrückung der angehäuften Zwischengitterfehlstellen erzielt werden kann. Der Wert des minimalen Radius hängt von v/G₀(r) und der Abkühlgeschwindigkeit ab. Wenn das Design der Kristallziehvorrichtung und der heißen Zone variieren wird, werden auch die Bereiche variieren, die vorstehend für v/G₀(r), die Ziehgeschwindigkeit und die Abkühlgeschwindigkeit genannt wurden. In gleicher Weise können diese Bedingungen entlang der Länge eines wachsenden Kristalls variieren. Auch, wie vorstehend angemerkt, wird die Breite des von Zwischengitterfehlstellen dominierten Bereichs, der frei von angehäuften Zwischengitterfehlstellen ist, vorzugsweise maximiert. Somit wird es bevorzugt, die Breite dieses Bereichs auf einem Wert aufrecht zu erhalten, der so nahe wie möglich bei, ohne diesen Wert zu überschreiten, der Differenz zwischen dem Kristallradius und dem minimalen Radius des von Gitterfehlstellen dominierten Bereichs entlang der Länge des wachsenden Kristalls in einer gegebenen Kristallziehvorrichtung ist.
Das Profil der Kristall-Ziehgeschwindigkeit, die benötigt wird, um die Breite des axial-symmetrischen Bereichs 6, und optional 9, für eine gegebene Auslegung einer heißen Zone einer Kristallziehvorrichtung zu maximieren, kann empirisch bestimmt werden. Allgemein gesprochen, beinhaltet dieser empirische Ansatz, dass zuerst in einfacher Weise erhältliche Daten auf dem axialen Temperaturprofil für einen Rohblock erhalten werden, der in einer bestimmten Kristall-Ziehvorrichtung gezüchtet wurde, und auch für die radialen Variationen des mittleren axialen Temperaturgradienten für einen Rohblock, der in derselben Ziehvorrichtung gezüchtet wurde. Gemeinsam werden diese Daten dazu verwendet, um einen oder mehrere einkristalline Silizium-Rohblöcke zu ziehen, die dann auf die Anwesenheit von angehäuften Zwischengitterfehlstellen analysiert werden. Auf diese Weise kann man ein optimales Profil für die Ziehgeschwindigkeit bestimmen.
Zusätzlich zu den radialen Variationen in v/G₀, die von einer Erhöhung von G₀ über den Radius des Rohblock herrühren, kann v/G₀ auch axial variieren als Folge einer Änderung von v oder als Folge von natürlichen Änderungen von G₀ auf Grund des Czochralski-Prozesses. Für einen normalen Czochralski-Prozess wird v geändert, wenn die Ziehgeschwindigkeit während des Wachstumszyklus eingestellt wird, um den Durchmesser des Rohblocks konstant zu halten. Diese Anpassungen oder Änderungen in der Ziehgeschwindigkeit bewirken ihrerseits, dass v/G₀ über die Länge des Abschnittes mit konstantem Durchmesser des Rohblocks variiert. Es ist deshalb folglich wünschenswert, die Ziehgeschwindigkeit zu steuern, um die Breite des axial-symmetrischen Bereichs 6 und/oder 9 in dem Rohblock zu maximieren. Als Ergebnis können jedoch Variationen in dem Radius des Rohblocks auftreten. Um zu gewährleisten, dass der resultierende Rohblock einen konstanten Durchmesser aufweist, wird der Rohblock deshalb vorzugsweise mit einem Durchmesser gezüchtet, der größer ist als derjenige, der gewünscht ist. Der Rohblock wird dann allgemein im Stand der Technik üblichen Prozessen unterzogen, um überschüssiges Material von der Oberfläche zu entfernen und so zu gewährleisten, dass man einen Rohblock mit einem Abschnitt mit konstantem Durchmesser erzielt.
Bezugnehmend erneut auf die 5, werden Substrat-Wafer gemäß der Erfindung von einem einkristallinen Silizium-Rohblock 10 abgeschnitten, der einen im Wesentlichen fehlstellenfreien Bereich aus einem von Zwischengitterfehlstellen dominierten Material 6 umfasst, der zusätzlich einen im Allgemeinen zylindrischen Bereich 8 aus einem von Gitterfehlstellen dominierten Material umgeben kann (ein Abschnitt davon oder dieser gesamte Abschnitt kann ebenfalls im Wesentlichen fehlstellenfrei sein). Alternativ kann sich der Bereich 6 von einer Mitte zu einem Rand erstrecken oder kann sich der Bereich 9 von einer Mitte bis zu einem Rand erstrecken; das heißt die Breite des im Wesentlichen fehlstellenfreien Bereichs 6 oder des Bereichs 9 kann im Wesentlichen gleich der Breite des Rohblocks sein.
Der axial-symmetrische Bereich 6 hat allgemein eine Breite, wenn man diese von dem Umfangsrand 20 radial einwärts bis zu der Mittelachse 12 misst, die bei gewissen Ausführungsformen mindestens etwa 5%, 10%, 20% oder sogar etwa 30% des Radius des Bereichs mit konstantem Durchmesser des Rohblocks beträgt, während in anderen Ausführungsformen diese mindestens etwa 40%, mindestens etwa 60% oder vorzugsweise sogar mindestens etwa 80% der Breite beträgt. Außerdem, sofern vorhanden, hat der axial-symmetrische Bereich 9 allgemein eine Breite, wenn man diese entlang des Radius misst, der sich von der Zone V/I 2 bis zu der Achse 12 erstreckt, die mindestens etwa 15 mm in der Breite beträgt, vorzugsweise mindestens etwa 7,5%, vorzugsweiser mindestens etwa 15%, noch vorzugsweiser mindestens etwa 25% und am meisten bevorzugt mindestens etwa 50% des Radius des Bereichs mit konstantem Durchmesser des Rohblocks. In einer besonders bevorzugten Ausführungsform umfasst der axial-symmetrische Bereich 9 eine Achse 12 des Rohblocks, das heißt der axial-symmetrische Bereich 9 und der im Allgemeinen zylindrische Bereich 8 fallen zusammen.
Die axial-symmetrischen Bereiche 6 und 9 erstrecken sich typischerweise über eine Länge von mindestens etwa 20% der Länge des Bereichs mit konstantem Durchmesser des Rohblocks. Vorzugsweise haben diese Abschnitte Längen von mindestens etwa 40%, vorzugsweiser von mindestens etwa 60% und noch vorzugsweiser von mindestens etwa 80% der Länge des Bereichs mit konstantem Durchmesser des Rohblocks.
Es sei angemerkt, dass die Breite der axial-symmetrischen Bereiche 6 und 9 eine gewisse Veränderlichkeit entlang der Länge der Mittelachse 12 aufweisen können. Für einen axial-symmetrischen Bereich 6 einer vorgegebenen Länge wird deshalb die Breite dadurch bestimmt, dass der Abstand von dem Umfangsrand 20 des Rohblocks 10 radial bis zu einem Punkt gemessen wird, der am weitesten entfern von der Mittelachse liegt. In gleicher Weise wird die Breite des axial-symmetrischen Bereichs 9 dadurch bestimmt, dass der Abstand von der Zone V/I 2 radial einwärts gerichtet bis zu einer Stelle gemessen wird, die am weitesten entfernt von der Mittelachse liegt. Mit anderen Worten, die Breite wird für jeden Bereich so gemessen, dass der minimale Abstand innerhalb der vorgegebenen Länge des axial-symmetrischen Bereichs 6 oder 9 bestimmt wird.
Für einen Rohblock mit einer Zone V/I, das heißt für einen Rohblock, der Material enthält, das von Gitterfehlstellen dominiert ist, wird typischerweise Material mit einem niedrigen Sauerstoffgehalt, das heißt weniger als etwa 13 PPMA (Parts Per Million Atomar, ASTM-Norm F-121-83), bevorzugt. Vorzugsweiser enthält der Silizium-Einkristall weniger als etwa 12 PPMA Sauerstoff, noch vorzugsweiser weniger als 11 PPMA Sauerstoff und am meisten bevorzugt weniger als etwa 10 PPMA Sauerstoff. Ein niedriger Sauerstoffgehalt wird bevorzugt, weil in Wafern mit mittlerem bis hohem Sauerstoffgehalt (das heißt 14 PPMA bis 18 PPMA) die Bildung von durch Sauerstoff induzierten Stapelungsfehlern und Bändern aus erhöhtem Sauerstoff sowie eine Cluster-Bildung gerade innerhalb der Zone V/I deutlich ausgeprägter auftritt, die auch für die Epitaxialschicht schädlich sein kann.
Der Einfluss der Cluster-Bildung von angereichertem Sauerstoff kann außerdem durch verschiedene Methoden verringert werden, die jeweils für sich oder in Kombination eingesetzt werden können. Beispielsweise bilden sich Keimbildungszentren aus ausgefälltem Sauerstoff typischerweise in einem Silizium, das bei einer Temperatur in dem Bereich von 350°C bis 750°C getempert wurde. Für gewisse Anwendungen kann es deshalb bevorzugt werden, dass der Kristall ein "kurzer" Kristall ist, das heißt ein Kristall, der in einem Czochralski-Prozess so lange gezogen worden ist, bis das Ende des Impfkristalls von der Schmelztemperatur von Silizium (1410°C) auf 750°C abgekühlt ist, nach welchem Prozess der Rohblock rasch abgekühlt wird. Auf diese Weise wird die Zeit, die in dem Temperaturbereich verbracht wird, die für die Bildung von Keimbildungszentren kritisch ist, minimal gehalten und haben die Keimbildungszentren von ausgefälltem Sauerstoff nicht ausreichend Zeit, um sich in der Kristall-Ziehvorrichtung zu bilden.
Vorzugsweise werden jedoch Keimbildungszentren aus ausgefälltem Sauerstoff, die sich während des Wachstums des Einkristalls gebildet haben, durch Tempern des Silizium-Einkristalls gelöst. Vorausgesetzt, dass diese nicht einer stabilisierenden Wärmebehandlung unterzogen worden sind, können die Keimbildungszentren aus ausgefälltem Sauerstoff aus dem Silizium dadurch heraus getempert werden, dass das Silizium rasch auf eine Temperatur von mindestens etwa 875°C erwärmt wird und vorzugsweise die Temperatur weiterhin auf mindestens 1000°C oder weiter erhöht wird. Zu dem Zeitpunkt, zu dem das Silizium 1000°C erreicht, sind im Wesentlichen sämtliche (beispielsweise > 99%) solcher Fehlstellen ausgetempert bzw. ausgeheilt. Es ist wichtig, dass die Wafer rasch auf diese Temperaturen erwärmt werden, das heißt, dass die Geschwindigkeit der Temperaturerhöhung mindestens etwa 10°C pro Minute und vorzugsweise mindestens etwa 50°C pro Minute beträgt. Ansonsten kann nur ein gewisser Teil oder können sämtliche der Keimbildungszentren von ausgefälltem Sauerstoff durch die Wärmebehandlung stabilisiert werden. Ein Gleichgewicht scheint in vergleichsweise kurzen Zeiträumen erreicht zu sein, das heißt von der Größenordnung von etwa 60 Sekunden oder weniger. Folglich können Keimbildungszentren von Sauerstoffniederschlägen in dem Silizium-Einkristall durch Tempern des Siliziums bei einer Temperatur von mindestens etwa 875°C, vorzugsweise mindestens etwa 950°C und vorzugsweiser mindestens etwa 1100°C während einer Zeitdauer von mindestens etwa 5 Sekunden und vorzugsweiser von mindestens etwa 10 Minuten gelöst werden.
Die Lösung kann in einem herkömmlichen Schmelzofen oder in einem System zum raschen thermischen Tempern (Rapid Thermal Annealing; RTA) ausgeführt werden. Das rasche thermische Tempern von Silizium kann in einem beliebigen einer Mehrzahl von kommerziell erhältlichen Schmelzöfen zur raschen thermischen Temperung "RTA" ausgeführt werden, in welchen Wafer einzeln mit Hilfe von Bänken bzw. Anordnungen von Hochleistungslampen erwärmt werden. RTA-Schmelzöfen sind in der Lage, einen Silizium-Wafer rasch zu erwärmen, beispielsweise sind diese in der Lage, einen Wafer von Raumtemperatur auf 1200°C innerhalb weniger Sekunden zu erwärmen. Ein solcher kommerziell erhältlicher RTA-Schmelzofen ist das Modell des Schmelzofens 610, der von AG Associates (Mountain View, CA) erhältlich ist. Außerdem kann die Lösung an Silizium-Rohblöcken oder an Silizium-Wafern, vorzugsweise an Wafern, ausgeführt werden.
Epitaxialschicht
Eine Epitaxialschicht bzw. epitaktische Schicht kann auf einer Oberfläche des vorstehend beschriebenen Substrats mit Hilfe von Verfahren, die aus dem Stand der Technik bekannt sind, abgeschieden oder aufgewachsen werden (siehe beispielsweise US-Patent Nr. 5,789,309). Typischerweise wird ein Wachstum der Epitaxialschicht durch eine Abscheidung aus der chemischen Dampfphase erzielt, weil es sich bei diesen Verfahren um eines der am meisten flexiblen und kosteneffizienten Verfahren zum Aufwachsen von Epitaxialschichten auf einem Halbleitermaterial handelt. Allgemein gesprochen, beinhaltet die Abscheidung aus der chemischen Dampfphase das Einführen von flüchtigen Reaktanten (beispielsweise SiCl₄, SiHCl₃, SiH₂Cl₂ oder SiH₄) mit einem Trägergas (für gewöhnlich Sauerstoff) in einen Epitaxie-Reaktor. Obwohl die Prozessbedingungen variieren können, wird für den Fall der Abscheidung einer monokristallinen Schicht die Temperatur allgemein zwischen 1080°C und 1150°C reichen. Außerdem ist die Umgebung, in welcher die Abscheidung erfolgt, vorzugsweise rein (das heißt frei von partikelförmigen Verunreinigungen) und weist diese einen Sauerstoffgehalt unterhalb von etwa 1 PPMA auf.
Gemäß der vorliegenden Erfindung und außerdem wie anhand des Beispiels 8 nachfolgend dargestellt, schlägt die bisher gemachte Erfahrung vor, dass es wünschenswert ist, ein Substrat aus einem Silizium-Einkristall zu verwenden, das im Wesentlichen frei von angehäuften Zwischengitterfehlstellen ist. Ein solches Substrat ist wünschenswert, weil während der Abscheidung Siliziummaterial, das gerade auf der Waferoberfläche abgeschieden wird, dazu neigt, sich rascher an den Stellen dieser angehäuften Fehlstellen anzuhäufen als an der flachen Oberfläche, welche diese umgibt. Die Abscheidung und die Anhäufung von Siliziummaterial an diesen angehäuften Fehlstellen resultiert in der Bildung von eingewachsenen Defekten, das heißt von kleinen Hügeln oder Stapelungsfehlern innerhalb der Epitaxialschicht. Von besonderem Interesse sind großflächige eingewachsene Fehlstellen, die einen Durchmesser größer als oder gleich etwa 10 μm aufweisen, wie man dies mit Hilfe einer Laserstrahl-Oberflächenrasterausrüstung misst, die im Stand der Technik bekannt ist (siehe beispielsweise Tencor Serie 6200 Laser-Scanner, beispielsweise das Modell 6220, das kommerziell erhältlich ist von Tencor Inc. von Mountain View, Kalifornien).
Ohne auf eine spezielle Theorie festgelegt werden zu wollen, nimmt man allgemein an, dass Fehlstellen in der Epitaxialschicht von einer Anzahl verschiedener Ursachen resultieren können. Beispielsweise können partikelförmige oder andere organische Verunreinigungen, die auf der Substratoberfläche vorhanden sind, gemeinsam mit angehäuften Zwischengitterfehlstellen als Bereiche dienen, wo sich Siliziummaterial während der Abscheidung anreichert. Folglich kann die vorliegende Erfindung gemeinsam mit anderen Maßnahmen eingesetzt werden, beispielsweise mit verbesserten Verfahren einer Substrat-Reinigung und -Handhabung, in dem Versuch, Fehlstellen innerhalb der Epitaxialschicht vollständig zu eliminieren. Falls diese jedoch alleine eingesetzt wird, trägt die vorliegende Erfindung wirkungsvoll dazu bei, eine bedeutsame Ursache für Fehlstellen der Epitaxialschicht zu eliminieren, und reduziert diese deshalb die Gesamtkonzentration solcher Fehlstellen.
Wie vorstehend beschrieben, kann das Substrat gemäß der vorliegenden Erfindung einen axial-symmetrischen Bereich aus einem Material mit Zwischengitterfehlstellen enthalten, der im Wesentlichen frei von angehäuften Zwischengitterfehlstellen ist. Die Breite dieses Bereichs kann variieren. Deshalb sei angemerkt, dass die bisher gemachte Erfahrung nahe legt, dass beim Beenden der Epitaxial-Abscheidung der Bereich der Substratoberfläche, der im Wesentlichen frei von angehäuften Zwischengitterfehlstellen ist, einen entsprechenden Bereich in der Epitaxialschicht er gibt, der im Wesentlichen frei von eingewachsenen Defekten ist, die von diesen angehäuften Fehlstellen hervorgerufen werden. Es sei außerdem angemerkt, dass dieser Bereich der Epitaxialschicht jedoch nicht nur dem Bereich des von Zwischengitterfehlstellen dominierten Materials entspricht, der im Wesentlichen störstellenfrei ist, sondern auch einem Bereich aus einem von Gitterfehlstellen dominierten Material innerhalb des Materials. Anders ausgedrückt kann man eine verbesserte Epitaxialschicht durch Abscheiden der Schicht auf der Oberfläche eines Wafers erhalten, der von Zwischengitterfehlstellen dominiert ist und im Wesentlichen fehlstellenfrei ist von der Mitte zu dem Rand, und zwar durch Abscheiden der Schicht auf einem Wafer, der von Gitterfehlstellen dominiert ist, und zwar von der Mitte zu dem Rand, oder durch Abscheiden der Schicht auf einem Wafer, der einen von Zwischengitterfehlstellen dominierten Bereich aufweist, der im Wesentlichen fehlstellenfrei ist, welcher einen Kernbereich umgibt, der von Gitterfehlstellen dominiert ist.
Ohne auf eine bestimmte Theorie festgelegt werden zu wollen, nimmt man an, dass die Gegenwart von angehäuften Fehlstellen auf Grund von Gitterfehlstellen, die auch als Lücken (voids) bezeichnet werden, an der Oberfläche des Substrats nicht sehr kritisch für die Herstellung einer Epitaxialschicht ist, die im Wesentlichen frei von eingewachsenen Fehlern ist. Statt dessen ist man der Auffassung, dass, wenn das Siliziummaterial auf der Substratoberfläche abgeschieden wird, diese Lücken wirkungsvoll abgedeckt oder "aufgefüllt" werden. Als Folge breiten sich angehäufte Fehlstellen auf Grund von Gitterfehlstellen nicht über die Epitaxialschicht aus. Um jedoch zu gewährleisten, dass Lücken oder "Löcher" nicht in der Oberfläche der Epitaxialschicht vorhanden sind, wird die Epitaxialschicht im Allgemeinen eine Dicke aufweisen, die ausreichend groß ist, um die Fehlstellen auf Grund von angehäuften Gitterfehlstellen abzudecken, die auf der Oberfläche des Substrats vorhanden sind, wobei die Dicke zunimmt, wenn die Dicke oder Tiefe solcher Fehlstellen zunimmt. Typischerweise reicht die Dicke der Schicht von mindestens etwa 1 μm bis zu etwa 15 μm oder darüber hinaus. Vorzugsweise wird die Epitaxialschicht eine Dicke aufweisen, die von etwa 1 bis etwa 10 μm reicht, vorzugsweiser von etwa 1 bis etwa 8 μm, noch vorzugsweiser von etwa 1 bis etwa 5 μm und am meisten bevorzugt von etwa 1 bis etwa 4 μm. Unter diesem Gesichtspunkt sei angemerkt, dass eine dünnere Schicht bevorzugt wird, falls Fehlstellen auf Grund von angehäuften Gitterfehlstellen wirkungsvoll abgedeckt sind, weil diese Maßnahme dazu dient, die Kosten des resultierenden epitaxialen Wafers zu verringern.
Folglich ermöglicht die vorliegende Erfindung eine Gruppe von epitaxialen Silizium-Wafern, die zusammengestellt werden sollen, wobei jeder Wafer eine Epitaxialschicht umfasst, die im Wesentlichen frei von eingewachsenen Fehlstellen ist, die durch die Gegenwart von angehäuften Zwischengitterfehlstellen auf der Oberfläche des Substrats hervorgerufen werden, auf welcher die Epitaxialschicht abgeschieden wird. Genauer gesagt, ermöglicht die vorliegende Erfindung die Zusammenstellung einer Gruppe von epitaxialen Silizium-Wafern, worin jeder Wafer ein Substrat umfasst, das, wie vorstehend ausgeführt, einen ersten axial-symmetrischen Bereich aus einem zwischengitterfehlstellenartigen Material aufweist, das im Wesentlichen frei von angehäuften Fehlstellen ist, wobei sich der Bereich radial einwärts von dem Umfangsrand des Wafers erstreckt. Wenn die Breite des axial-symmetrischen Bereichs kleiner als der oder gleich dem Radius des Substrats ist, umfasst das Substrat außerdem einen zweiten axial-symetrischen Bereich aus einem Material mit Gitterfehlstellen, das eine Breite und Position, wie vorstehend ausgeführt, aufweist, welches angehäufte Fehlstellen von Gitterfehlstellen enthalten kann oder nicht. Ungeachtet der Breite des axial-symmetrischen Bereichs des Substrats ist die nach der epitaxialen Abscheidung resultierende Epitaxialschicht im Wesentlichen frei von dieser Art von eingewachsenen Fehlstellen, als Folge der Verwendung eines solchen Substrats, und zwar im Wesentlichen über den gesamten Radius des Wafers; das bedeutet, dass die Epitaxialschicht im Wesentlichen frei von eingewachsenen Fehlstellen über etwa 40%, 60%, 80%, 90% oder darüber hinaus der gesamten Oberfläche des epitaxialen Wafers ist.
Es sei angemerkt, dass die vorliegende Erfindung dahingehend von Vorteil ist, dass die Gruppe von epitaxialen Wafern präpariert und unter Verwendung einer Sequenz von Substraten zusammengestellt werden kann, die man aus einem einzigen Rohblock erhält, der gemäß dem erfindungsgemäßen Prozess präpariert wurde. Anders ausgedrückt, ist die vorliegende Erfindung von Vorteil wegen der Konsistenz und Zuverlässigkeit des Prozesses. Der Satz von epitaxialen Wafern kann aus einer Gruppe von Substraten präpariert und zusammengestellt werden, die im Wesentlichen sequenziell aus einem einzigen Rohblock erhalten wurde. Deshalb ist kein zeitaufwändiger Untersuchungsvorgang notwendig, um ein geeignetes Substrat (das heißt eines, das im Wesentlichen frei von angehäuften Zwischengitterfehlstellen ist) vor der epitaxialen Abscheidung zu identifizieren. Weil die Qualität der Substrate ausgenutzt wird, ist auch ein zeitaufwändiger Untersuchungsvorgang nicht notwendig, um epitaxiale Wafer zu identifizieren, die im Wesentlichen frei von eingewachsenen Fehlstellen sind und somit zur Berücksichtigung in der Gruppe geeignet sind.
Die Gruppe von epitaxialen Wafern kann beispielsweise in einer Waferkassette von der Art zusammengestellt werden, in der Wafer typischerweise aufbewahrt und versandt werden, beispielsweise in Form eines Schiffchens von der Art, die typischerweise zur Wärmebehandlung von Silizium-Wafern verwendet wird, oder in Form eines äquivalenten Waferträgers. Wafer können in Gruppen von 5, 10, 20, 25, 50 oder mehr Wafern zusammengestellt werden. Typischerweise werden jedoch augenblicklich Wafer mit Durchmessern von bis zu etwa 200 mm zu Gruppen von 25 Wafern zusammengestellt, während Wafer mit Durchmessern von etwa 300 mm oder mehr gegenwärtig zu Gruppen von 13 Wafern zusammengestellt werden.
Der Prozess gemäß der vorliegenden Erfindung kann bevorzugt dann eingesetzt werden, wenn der Durchmesser des einkristallinen Silizium-Rohblocks größer wird im Vergleich zu herkömmlichen Verfahren mit hoher Ziehgeschwindigkeit, bei denen der Rohblock mit einer hohen Geschwindigkeit gezüchtet wird, in dem Versuch, das Material vollständig von Gitterfehlstellen dominiert zu machen. Ohne auf eine spezielle Theorie festgelegt werden zu wollen, ist man allgemein der Auffassung, dass es für Rohblöcke mit vergleichsweise großen Durchmessern (beispielsweise mit mindestens etwa 300 mm oder darüber hinaus) nicht möglich sein kann, eine Wachstumsgeschwindigkeit aufrecht zu erhalten, die ausreichend hoch ist, um zu gewährleisten, dass das Siliziummaterial vollständig von Gitterfehlstellen dominiert ist. Anders ausgedrückt, wenn der Durchmesser des Rohblocks zunimmt, ist es wahrscheinlicher, dass der Abschnitt mit konstantem Durchmesser des Rohblocks ein Segment mit einem Bereich aus einem von Zwischengitterfehlstellen dominierten Material enthalten wird. Die Wachstumsbedingungen müssen deshalb geeignet gesteuert werden, um die Bildung von angehäuften Zwischengitterfehlstellen innerhalb dieses Bereichs zu verhindern.
Visuelle Detektion von angehäuften Fehlstellen
Angehäufte Fehlstellen können mit mehreren verschiedenen Techniken detektiert werden. Beispielsweise werden Strömungsmuster-Fehlstellen (flow pattern defects) oder D-Fehlstellen typischerweise durch bevorzugtes bzw. vorzugsorientiertes Ätzen der einkristallinen Siliziumprobe in einer Secco-Ätzlösung für etwa 30 Minuten und anschließendes Unterwerfen der Probe einer mikroskopischen Prüfung detektiert (siehe beispielsweise H. Yamagishi et al., Semicond. Sci. Technol. 7, A135 (1992)). Obwohl ein Standard für die Detektion von angehäuften Fehlstellen auf Grund von Gitterfehlstellen, kann dieser Prozess auch dazu verwendet werden, um angehäufte Zwischengitterfehlstellen zu detektieren. Wenn diese Technik eingesetzt wird, treten solche Fehlstellen als große Vertiefungen auf der Oberfläche der Probe auf, wenn diese vorhanden sind.
Angehäufte Fehlstellen können auch unter Verwendung von Laserstreuungstechniken, beispielsweise Laserstreu-Tomographie, detektiert werden, die typischerweise eine niedrigere Detektionsgrenze für eine Fehlstellendichte besitzen als andere Ätztechniken.
Außerdem können angehäufte intrinsische Punktfehlstellen visuell durch Dekorieren bzw. Markieren dieser Fehlstellen mit einem Metall detektiert werden, das in der Lage ist, in die Matrix des einkristallinen Siliziums bei Anlegen von Wärme hinein zu diffundieren. Genauer gesagt, können einkristalline Siliziumproben, beispielsweise Wafer, Rohlinge bzw. Blöcke oder Tafeln bzw. Platten, visuell auf die Gegenwart solcher Defekte dadurch visuell untersucht werden, dass zuerst eine Oberfläche der Probe mit einer Mischung beschichtet wird, die ein Metall enthält, das in der Lage ist, diese Fehlstellen zu dekorieren bzw. zu markieren, beispielsweise mit einer konzentrierten Lösung aus Kupfernitrat. Die beschichtete Probe wird dann auf eine Temperatur zwischen 900°C und 1000°C für 5 Minuten bis 15 Minuten erwärmt, so dass das Metall in die Probe diffundiert. Die wärmebehandelte Probe wird dann auf Raumtemperatur abgekühlt, was das Metall veranlasst, kritisch übersättigt zu werden und sich an Stellen innerhalb der Probenmatrix niederzuschlagen, an denen Fehlstellen vorhanden sind.
Nach dem Abkühlen wird die Probe zuerst einem Fehlstellen nicht wiedergebenden Ätzprozess unterzogen, um Oberflächenreste und Niederschläge zu entfernen, und zwar dadurch, dass die Probe mit einer Glanz- bzw. Bleichätzlösung für 8 bis 12 Minuten behandelt wird. Eine typische Glanz- bzw. Bleichätzlösung umfasst etwa 55% Salpetersäure (70% Gewichtsanteil in Lösung), etwa 20% Flusssäure (49% Gewichtsanteil in Lösung) und etwa 25% Salzsäure (konzentrierte Lösung).
Die Probe wird dann mit entionisiertem Wasser gespült und dann einem zweiten Ätzschritt unterzogen, indem die Probe darin eingetaucht wird oder mit dieser behandelt wird, und zwar mit einer Secco- oder Wright-Ätzlösung während 35 bis 55 Minuten. Typischerweise wird die Probe unter Verwendung einer Secco-Ätzlösung geätzt, die etwa ein 1 : 2-Verhältnis von 0,15 M Kaliumdichromat und Flusssäure (49% Gewichtsanteil in Lösung) umfasst. Dieser Ätzschritt dient dazu, um ange häufte Fehlstellen, die vorhanden sein können, zum Vorschein zu bringen oder deren Umrisse zu markieren.
Im Allgemeinen kann man Bereiche aus einem von Zwischengitterfehlstellen dominierten Material und aus einem von Gitterfehlstellen dominierten Material, das frei von angehäuften Fehlstellen ist, voneinander unterscheiden und auch von einem Material, das angehäufte Fehlstellen enthält, und zwar mittels der vorstehend beschriebenen Kupfer-Markierungstechnik. Bereiche aus einem defektfreien, von Zwischengitterfehlstellen dominierten Material enthalten keine markierten Merkmale, die mit Hilfe des Ätzschrittes zum Vorschein gebracht werden, während Bereiche aus einem defektfreien, von Gitterfehlstellen dominierten Material (vor einer Behandlung bei hoher Temperatur zur Sauerstoff-Keimbildungslösung, wie vorstehend beschrieben) kleine Ätzvertiefungen auf Grund einer Kupfermarkierung der Sauerstoff-Keimbildungsstellen enthält.
Definitionen
Im Sinne dieser Anmeldung soll der Ausdruck "im Wesentlichen frei von eingewachsenen Fehlstellen bzw. Defekten" bedeuten, dass die Epitaxialschicht gemäß der vorliegenden Erfindung keine eingewachsenen Defekte bzw. Fehlstellen enthält, die auch als kleine Hügel oder Stapelungsfehler bezeichnet werden und die durch die Anwesenheit von angehäuften Zwischengitterfehlstellen auf der Oberfläche des Substrats hervorgehoben werden, auf welcher die Epitaxialschicht abgeschieden wird, wie man dies mit Hilfe von Autoinspektionsgeräten bestimmen kann, die aus dem Stand der Technik bekannt sind (siehe beispielsweise Tencor 6220 Laserinspektionsgerät), die gegenwärtig eine Detektionsgrenze für eingewachsene Fehlstellen von etwa 0,1 μm haben; und "überlagert dargestellt" soll sich auf die Technik beziehen, mittels der eine Serie von Proben-epi-Wafern oder Substraten unter Verwendung eines Laserinspektionsgeräts analysiert werden und die Ergebnisse für jeden Wafer innerhalb der Serien übereinander gelagert oder "gestapelt" werden, und zwar auf eine einzige Karte bzw. Abbildung, um die radiale Position von Fehlstellen innerhalb einer Serie von Wafern oder Substraten darzustellen.
Außerdem sollen die nachfolgenden anderen Ausdrücke oder Begriffe die vorgegebenen Bedeutungen im Sinne dieser Anmeldung haben: "angehäufte intrinsische Punktdefekte" bedeuten Fehlstellen, die hervorgerufen sind durch (i) die Reaktion, bei der sich Gitterfehlstellen anhäufen, um D-Defekte, Strömungsmusterdefekte, Fehlstellen bezüglich der Integrität von Gateoxid, Partikel-Fehlstellen, die von dem Kristall herrühren, von dem Kristall herrührende leichte Punktfehlstellen und andere solche im Zusammenhang mit Gitterfehlstellen stehende Fehlstellen, oder durch (ii) die Reaktion, bei der sich Zwischengitterfehlstelle anhäufen, um Versetzungsschleifen und -netzwerke zu erzeugen, sowie andere solche im Zusammenhang mit Zwischengitterfehlstellen stehenden Defekte; "angehäufte Zwischengitterfehlstellen" sollen angehäufte intrinsische Punktdefekte bezeichnen, die durch die Reaktion hervorgerufen werden, in welcher Silizium-Zwischengitterfehlstellen-Atome sich anhäufen; "angehäufte Fehlstellen auf Grund von Gitterfehlstellen" sollen angehäufte punktförmige Fehlstellen auf Grund von Gitterfehlstellen bedeutet, die durch die Reaktion hervorgerufen werden, bei der sich Gitterfehlstellen im Kristallgitter anhäufen; "Radius" bedeutet den Abstand, der von einer Mittelachse bis zu einem Umfangsrand eines Wafers oder Rohblocks gemessen wird; "im Wesentlichen frei von angehäuften intrinsischen Punktdefekten" soll eine Konzentration von angehäuften Fehlstellen bedeuten, die kleiner ist als die Detektionsgrenze für diese Fehlstellen, die gegenwärtig etwa 10³ Fehlstellen/cm³ beträgt; "Zone V/I" bedeutet die Position entlang des Radius eines Rohblocks oder Wafers, bei der sich das Material von einem Zustand, der von Gitterfehlstellen dominiert ist, zu einem Zustand ändert, der von Zwischengitterfehlstellen dominiert ist; und "von Gitterfehlstellen dominiert" und "von Zwischengitterfehlstellen dominiert" soll ein Material bedeuten, in welchem die intrinsischen Punktdefekte hauptsächlich von Gitterfehlstellen bzw. von Zwischengitterfehlstellen herrühren.
Beispiele
Beispiele 1 bis 7 stellen die Präparierung eines Substrat-Wafers dar, der zur Verwendung bei der vorliegenden Erfindung geeignet ist; das heißt, diese Beispiele stellen dar, dass ein einkristalliner Silizium-Rohblock präpariert werden kann, bei dem, wenn der Rohblock von der Erstarrungstemperatur nach dem Czochralski-Verfahren abkühlt, die Anhäufung von intrinsischen Punktdefekten innerhalb eines axial-symmetrischen Bereichs des Abschnittes mit konstantem Durchmesser des Rohblocks verhindert werden kann, wobei aus dem Substrat Wafer gemäß der vorliegenden Erfindung geschnitten werden können. Das Beispiel 8 stellt die Merkmale eines epitaxialen Wafers gemäß der vorliegenden Erfindung dar.
Was die Beispiele 1 bis 7 anbelangt, so sei angemerkt, dass diese Beispiele einen Satz von Bedingungen darlegen, die dazu verwendet werden können, um das gewünschte Ergebnis zu erzielen. Alternative Vorgehensweisen existieren, um ein optimales Profil für Ziehgeschwindigkeit für eine vorgegebene Kristall-Ziehvorrichtung festzulegen. Anstatt beispielsweise eine Serie von Rohblöcken mit verschiedenen Ziehgeschwindigkeiten zu züchten, könnte man einen Einkristall mit Ziehgeschwindigkeiten züchten, die sich entlang der Länge des Kristalls vergrößern und verkleinern; bei dieser Vorgehensweise würden angehäufte Zwischengitterfehlstellen mehrere Male während des Wachstums eines Einkristalls dazu veranlasst werden, in Erscheinung zu treten und wieder zu verschwinden. Optimale Ziehgeschwindigkeiten könnten dann für eine Mehrzahl von verschiedenen Kristallpositionen festgelegt werden.
Sämtliche Beispiele werden nur zum Zwecke der Erläuterung dargelegt und sollten deshalb nicht in beschränkender Weise ausgelegt werden.
Substrat
Beispiel 1
Optimale Prozedur für eine Kristall-Ziehvorrichtung mit einer im Voraus bestehenden Auslegung mit heißer Zone
Ein erster einkristalliner Silizium-Rohblock von 200 mm wurde unter Bedingungen gezüchtet, bei denen die Ziehgeschwindigkeit rampenartig linear von etwa 0,75 mm/Minute bis auf etwa 0,35 mm/Minute über die Länge des Kristalls herabgesetzt wurde. Die 7 zeigt die Ziehgeschwindigkeit als Funktion der Kristalllänge. Wenn man das im Voraus eingerichtete axiale Temperaturprofil des Wachstums eines Rohblocks von 200 mm in der Kristall-Ziehvorrichtung und die im Voraus eingerichteten radialen Veränderlichkeiten des mittleren axialen Temperaturgradienten, G₀, das heißt den axialen Temperaturgradienten an der Grenzfläche Schmelze/Festkörper, berücksichtigt, wurden diese Ziehgeschwindigkeiten so gewählt, um zu gewährleisten, dass der Rohblock von der Mitte zu dem Rand an einem Ende des Rohblocks ein von Gitterfehlstellen dominiertes Material wäre und von der Mitte bis zu dem Rand des anderen Endes des Rohblocks ein Material, das von Zwischengitterfehlstellen dominiert ist. Der gewachsene Rohblock wurde dann in Längsrichtung geschnitten und analysiert, um zu bestimmen, wo die Bildung von angehäuften Zwischengitterfehlstellen beginnt.
Die 8 ist ein Bild, das mit Hilfe einer Abtastung der Minoritätsladungsträger-Lebensdauer eines axialen Schnittes des Rohblocks über einen Bereich, der von etwa 635 mm bis etwa 760 mm von der Schulter des Rohblocks reicht, nach einer Serie von Sauerstoff-Ausfällungs-Wärmebehandlungen, die Verteilungsmuster von Fehlstellen zum Vorschein bringen, erhalten wurde. Bei einer Kristallposition von etwa 680 mm kann man ein Band von angehäuften Zwischengitterfehlstellen 28 sehen. Diese Position entspricht einer kritischen Ziehgeschwindigkeit von V* (680 mm) = 0,33 mm/Minute. An dieser Stelle ist die Breite des axial-symmetrischen Bereichs 6 (eines Bereichs, der ein von Zwischengitterfehlstellen dominiertes Material darstellt, dem jedoch angehäufte Zwischengitterfehlstellen fehlen) maximal; die Breite des von Git terfehlstellen dominierten Bereichs 8 R_V*(680) beträgt etwa 35 mm und die Breite des axial-symmetrischen Bereichs R_I*(680) beträgt etwa 65 mm.
Eine Serie von vier einkristallinen Silizium-Rohblöcken wurde dann mit Ziehgeschwindigkeiten unter Gleichgewichtsbedingungen gezüchtet, welche etwas höher waren und in gewisser Weise etwas niedriger waren als die Ziehgeschwindigkeit, bei der die maximale Breite des axial-symmetrischen Bereichs des ersten Rohblocks von 200 mm erzielt wurde. Die 9 zeigt die Ziehgeschwindigkeit als Funktion der Kristalllänge für jeden der vier Kristalle, die jeweils als 1–4 bezeichnet sind. Diese vier Kristalle wurden dann analysiert, um die axiale Position (und die entsprechende Ziehgeschwindigkeit) zu bestimmen, bei der angehäufte Zwischengitterfehlstellen zuerst in Erscheinung treten oder verschwinden. Diese vier empirisch bestimmten Punkte bzw. Bereiche (markiert mit "*") sind in der 9 gezeigt. Eine Interpolation zwischen und eine Extrapolation aus diesen Punkten ergab eine Kurve, die in der 9 mit v*(Z) bezeichnet ist. Diese Kurve repräsentiert in einer ersten Näherung die Ziehgeschwindigkeit für Kristalle von 200 mm als Funktion der Länge in der Kristall-Ziehvorrichtung, bei welcher der axial-symmetrische Bereich eine maximale Breite aufweist.
Das Wachstum von weiteren Kristallen mit anderen Ziehgeschwindigkeiten und weitere Untersuchungen dieser Kristalle würde die empirische Funktion von v*(Z) weiter verbessern.
Beispiel 2
Reduktion der radialen Veränderlichkeit von G₀(r)
Die 10 und 11 stellen die Verbesserung der Qualität dar, die man durch Reduktion der radialen Veränderlichkeit in dem axialen Temperaturgradienten an der Grenzfläche Schmelze/Festkörper G₀(r) erzielen kann. Die anfängliche Konzentration (etwa 1 cm entfernt von der Grenzfläche Schmelze/Festkörper) von Gitterfehlstellen und Zwischengitterfehlstellen wurde für diese zwei Fälle für verschiedene Werte von G₀(r) berechnet: (1) G₀(r) = 2,65 + 5 × 10^–4r² (K/mm) und (2) G₀(r) = 2,65 + 5 × 10^–5r² (K/mm). Für jeden Fall wurde die Ziehgeschwindigkeit so eingestellt, dass die Grenzfläche zwischen an Gitterfehlstellen reichem Silizium und an Zwischengitterfehlstellen reichem Silizium bei einem Radius von 3 cm liegt. Die Ziehgeschwindigkeit, die für den Fall 1 und 2 verwendet wurde, betrug 0,4 bzw. 0,35 mm/Minute. Aus der 11 ist ersichtlich, dass die anfängliche Konzentration von Zwischengitterfehlstellen in dem an Zwischengitterfehlstellen reichen Bereich des Kristalls dramatisch reduziert ist, wenn die radiale Veränderlichkeit in dem anfänglichen axialen Temperaturgradienten reduziert ist. Dies führt zu einer Verbesserung der Qualität des Materials, weil es einfacher ist, die Bildung von Clustern bzw. Anhäufungen von Zwischengitterfehlstellen zu vermeiden, was an der Übersättigung von Zwischengitterfehlstellen liegt.
Beispiel 3
Größere Zeit zum Ausdiffundieren von Zwischengitterfehlstellen
Die 12 und 13 stellen die Verbesserung der Qualität dar, die man durch Erhöhen der Zeit, die zum Ausdiffundieren von Zwischengitterfehlstellen zur Verfügung steht, erzielen kann. Die Konzentration von Zwischengitterfehlstellen wird für zwei Fälle mit unterschiedlichen axialen Temperaturprofilen in dem Kristall, dT/dz, berechnet. Der axiale Temperaturgradient an der Grenzfläche Schmelze/Festkörper ist für beide Fälle gleich, so dass die anfängliche Konzentration (etwa 1 cm entfernt von der Grenzfläche Schmelze/Festkörper) von Zwischengitterfehlstellen für beide Fälle gleich ist. In diesem Beispiel wurde die Ziehgeschwindigkeit so eingestellt, dass der gesamte Kristall an Zwischengitterfehlstellen reich ist. Die Ziehgeschwindigkeit war für beide Fälle gleich, nämlich 0,32 mm/Minute. Die längere Zeitdauer für ein Ausdiffundieren von Zwischengitterfehlstellen in dem Fall 2 resultiert insgesamt in einer Reduktion der Konzentration von Zwischengitterfehlstellen. Dies führt zu einer Verbesserung in der Qualität des Materials, weil es einfacher ist, die Bildung von Clustern bzw. Anhäufungen von Zwischengitterfehlstellen zu vermeiden, was an der Übersättigung von Zwischengitterfehlstellen liegt.
Beispiel 4
Ein 700 mm langer Kristall mit einem Durchmesser von 150 mm wurde mit einer sich ändernden Ziehgeschwindigkeit gezüchtet. Die Ziehgeschwindigkeit änderte sich nahezu linear von etwa 1,2 mm/Minute beider Schulter bis zu etwa 0,4 mm/Minute bei 430 mm von der Schulter und dann linear zurück von etwa 0,65 mm/Minute bei 700 mm von der Schulter. Unter diesen Bedingungen wurde in dieser speziellen Kristall-Ziehvorrichtung der gesamte Radius unter an Zwischengitterfehlstellen reichen Bedingungen über die Länge des Kristalls gezüchtet, die von etwa 320 mm bis etwa 525 mm von der Schulter des Kristalls reichte. Gemäß der 14 ist der Kristall an einer axialen Position von etwa 525 mm und bei einer Ziehgeschwindigkeit von etwa 0,47 mm/Minute über den gesamten Durchmesser hinweg frei von angehäuften Clustern aus intrinsischen Punktdefekten. Anders ausgedrückt, es gibt nur einen kleinen Abschnitt des Kristalls, in welchem die Breite des axial-symmetrischen Bereichs, das heißt des Bereichs, der im Wesentlichen frei von angehäuften Fehlstellen ist, gleich dem Radius des Rohblocks ist.
Beispiel 5
Wie in dem Beispiel 1 beschrieben wurde, wurde eine Serie von einkristallinen Silizium-Rohblöcken mit verschiedenen Ziehgeschwindigkeiten gezüchtet und dann analysiert, um die axiale Position (und die entsprechende Ziehgeschwindigkeit) zu bestimmen, bei der angehäufte Zwischengitterfehlstellen zuerst in Erscheinung treten oder verschwinden. Eine Interpolation zwischen und eine Extrapolation aus diesen Punkten, aufgetragen auf einer Kurve der Ziehgeschwindigkeit über die axiale Position, ergab eine Kurve, die, bis in erster Näherung, die Ziehgeschwindigkeit für einen 200 mm Kristall als Funktion der Länge in der Kristall-Ziehvorrichtung anzeigt, bei welcher der axial-symmetrische Bereich seine maximale Breite aufweist. Zusätzliche Kristalle wurden dann mit anderen Ziehgeschwindigkeiten gezüchtet und weitere Untersuchungen dieser Kristalle wurden dazu verwendet, um dieses empirisch bestimmte optimale Profil der Ziehgeschwindigkeit zu verfeinern.
Unter Verwendung dieser Daten und gemäß diesem optimalen Profil für die Ziehgeschwindigkeit wurde ein Kristall von etwa 1000 mm Länge und einem Durchmesser von etwa 200 mm gezüchtet. Scheiben des gewachsenen Kristalls, die man von verschiedenen axialen Positionen erhält, wurden dann unter Verwendung von Sauerstoff-Ausfällungsverfahren analysiert, die im Stand der Technik Standard sind, um (i) zu bestimmen, ob angehäufte Zwischengitterfehlstellen sich gebildet haben, und (ii) die Position der Zone V/I als Funktion des Radius der Scheibe zu bestimmen. Auf diese Weise wurde die Gegenwart eines axial-symmetrischen Bereichs bestimmt und auch die Breite dieses Bereichs als Funktion der Kristalllänge oder -position.
Die Ergebnisse, die man für axiale Positionen erhielt, reichen von etwa 200 mm bis etwa 950 mm von der Schulter des Rohblocks und sind in der Kurve gemäß der 15 dargestellt. Diese Ergebnisse deuten an, dass man ein Profil für die Ziehgeschwindigkeit für das Wachstum eines einkristallinen Silizium-Rohblocks so festlegen kann, dass der Abschnitt mit konstantem Durchmesser des Rohblocks einen axial- symmetrischen Bereich mit einer Breite, gemessen von dem Umfangsrand radial gerichtet zu der Mittelachse des Rohblocks, enthalten kann, der mindestens etwa 40% der Länge des Radius des Bereiches mit konstantem Durchmesser beträgt. Außerdem zeigen diese Ergebnisse, dass dieser axial-symmetrische Bereich eine Länge, gemessen entlang der Mittelachse des Rohblocks, haben kann, die etwa 75% der Länge des Bereichs mit konstantem Durchmesser des Rohblocks beträgt.
Beispiel 6
Ein einkristalliner Silizium-Rohblock mit einer Länge von etwa 1100 mm und einem Durchmesser von etwa 150 mm wurde mit einer abnehmenden Ziehgeschwindigkeit gezüchtet. Die Ziehgeschwindigkeit bei der Schulter des Bereiches mit konstantem Durchmesser des Rohblocks betrug etwa 1 mm/Minute. Die Ziehgeschwindigkeit nahm exponentiell bis auf etwa 0,4 mm/Minute ab, was einer axialen Position von etwa 200 mm von der Schulter entsprach. Die Ziehgeschwindigkeit nahm dann linear so lange ab, bis eine Geschwindigkeit von etwa 0,3 mm/Minute nahe dem Ende des Bereiches mit konstantem Durchmesser des Rohblocks erreicht war.
Unter diesen Prozessbedingungen in dieser speziellen Konfiguration der heißen Zone enthielt der resultierende Rohblock einen Bereich, in welchem der axial-symmetrische Bereich eine Breite aufweist, die etwa gleich dem Radius des Rohblocks ist. Gemäß den 16a und 16b, bei denen es sich um Bilder handelt, die mit Hilfe einer Abtastung der Minoritäts-Ladungsträger-Lebensdauer eines axialen Schnittes eines Abschnittes des Rohblocks erzeugt wurden, und zwar nach einer Serie von Sauerstoff-Ausfällungs-Wärmebehandlungen, sind aufeinander folgende Segmente des Rohblocks, die in der axialen Position von etwa 100 mm bis etwa 250 mm und von etwa 250 mm bis etwa 400 mm reichen, vorhanden. Man kann aus diesen Figuren erkennen, dass innerhalb des Rohblocks ein Bereich existiert, der hinsichtlich seiner axialen Position von etwa 170 mm bis etwa 290 mm von der Schulter reicht, der frei ist von angehäuften intrinsischen Punktdefekten, und zwar über den gesamten Durchmesser hinweg. Anders ausgedrückt, gibt es einen Bereich innerhalb des Rohblocks, in welchem die Breite des axial-symmetrischen Bereichs, das heißt des Bereichs, der im Wesentlichen frei von angehäuften Zwischengitterfehlstellen ist, etwa gleich dem Radius des Rohblocks ist.
Außerdem gibt es in einem Bereich, der von einer Axialposition von etwa 125 mm bis etwa 170 mm und von etwa 290 mm bis zu mehr als 400 mm reicht, axial-symmetrische Bereiche aus einem von Zwischengitterfehlstellen dominierten Material, das frei von angehäuften intrinsischen Punktdefekten ist, der einen im Allgemeinen zylindrischen Kern aus einem von Gitterfehlstellen dominierten Material umgibt, der ebenfalls frei von angehäuften intrinsischen Punktdefekten ist.
Schließlich gibt es in einem Bereich, der von einer axialen Position von etwa 100 mm bis zu etwa 125 mm reicht, einen axial-symmetrischen Bereich aus einem von Zwischengitterfehlstellen dominierten Material, das frei von angehäuften Fehlstellen ist, der einen im Allgemeinen zylindrischen Kern aus einem von Gitterfehlstellen dominierten Material umgibt. Innerhalb des von Gitterfehlstellen dominierten Materials gibt es einen axial-symmetrischen Bereich, der frei von angehäuften Fehlstellen ist und der einen Kern umgibt, der angehäufte Fehlstellen von Gitterfehlstellen enthält.
Beispiel 7
Abkühlgeschwindigkeit und Position von Zone V/I
Eine Serie von einkristallinen Silizium-Rohblöcken (mit nominellen Durchmessern von 150 mm und 200 mm) wurde nach dem Czochralski-Verfahren unter Verwendung von verschiedenen Konfigurationen für die heiße Zone gezüchtet, welche nach dem Stand der Technik ausgelegt waren und die Verweilzeit des Siliziums bei Temperaturen oberhalb von etwa 1050°C beeinflussten. Das Profil der Ziehgeschwindigkeit wurde für jeden Rohblock entlang der Länge des Rohblocks variiert, mit dem Ziel, einen Übergang von einem Bereich von angehäuften, von Gitterfehlstellen herrühren den Punktdefekten zu einem Bereich von angehäuften, von Zwischengitterfehlstellen herrührenden Punktdefekten zu erzeugen.
Nachdem diese gezüchtet wurden, wurden die Rohblöcke in Längsrichtung entlang der Mittelachse geschnitten, die parallel zu der Richtung des Wachstums verläuft, und dann wurden diese weiter in Abschnitte unterteilt, die jeweils etwa eine Dicke von 12 mm aufwiesen. Unter Verwendung der oben beschriebenen Kupfer-Markierungstechnik wurde dann ein Satz von solchen Längsschnitten erwärmt und absichtlich mit Kupfer kontaminiert, wobei die Bedingungen der Erwärmung für die Lösung von hohen Konzentrationen von Kupfer-Zwischengitterfehlstellen geeignet waren. Nach dieser Wärmebehandlung wurden die Proben dann rasch abgekühlt, wobei während dieses Zeitraums die Kupfer-Verunreinigungen entweder ausdiffundierten oder sich an Stellen niederschlugen, wo Cluster von Oxid oder von angehäuften Zwischengitterfehlstellen vorhanden waren. Nach einer normgemäßen Fehlstellen-Markierungsätzung wurden die Proben dann visuell auf das Vorhandensein von Verunreinigungsniederschlägen untersucht; diejenigen Bereiche, die frei von solchen niedergeschlagenen Verunreinigungen waren, entsprachen Bereichen, die frei von angehäuften Zwischengitterfehlstellen waren.
Ein anderer Satz von Längsschnitten wurde dann einer Serie von Sauerstoff-Ausfällungs-Wärmebehandlungen unterzogen, um die Keimbildung und das Wachstum von neuen Oxid-Clustern vor der Abbildung der Ladungsträger-Lebensdauer hervorzurufen. Kontrastbänder in der Darstellung der Lebensdauer wurden verwendet, um die Form der sich instantan bildenden Grenzfläche Schmelze/Festkörper an verschiedenen axialen Positionen in jedem Rohblock zu bestimmen und zu messen. Information bezüglich der Form der Grenzfläche Schmelze/Festkörper wurde dann dazu verwendet, was nachfolgend ausführlicher erörtert wird, um den absoluten Wert und die radiale Veränderlichkeit des mittleren axialen Temperaturgradienten, G₀, abzuschätzen. Diese Information wurde auch gemeinsam mit der Ziehgeschwindigkeit dazu verwendet, um die radiale Veränderlichkeit von v/G₀ abzuschätzen.
Um den Einfluss zu untersuchen, den die Wachstumsbedingungen auf die resultierende Qualität eines Einkristallen Silizium-Rohblocks haben, wurden verschiedene Annahmen getroffen, die gemäß den bisher zur Verfügung stehenden experimentellen Hinweisen als gerechtfertigt erscheinen. Um die Behandlung der Wärmehistorie hinsichtlich der Zeit zu vereinfachen, die zum Abkühlen bis auf eine Temperatur benötigt wird, bei der die Anhäufung von Zwischengitterfehlstellen auftritt, nahm man zuerst an, dass oberhalb von 1050°C eine vernünftige Näherung für die Temperatur ist, bei der die Anhäufung von Silizium-Zwischengitterfehlstellen auftritt. Diese Temperatur scheint mit Veränderungen in der angehäuften Zwischengitterfehlstellendichte überein zu stimmen, die man während Experimenten beobachtet, bei denen verschiedene Abkühlgeschwindigkeiten verwendet wurden. Obwohl, wie vorstehend ausgeführt, die Tatsache, dass eine Anhäufung auftritt, auch einen Faktor darstellt, der zur Konzentration von Zwischengitterfehlstellen beiträgt, ist man der Auffassung, dass eine Anhäufung nicht bei Temperaturen oberhalb von etwa 1050°C auftreten wird, weil, wenn man den Bereich von Zwischengitterfehlstellen-Konzentrationen annimmt, die für Züchtungsverfahren vom Czochralski-Typ typisch sind, es vernünftig ist anzunehmen, dass das System mit Zwischengitterfehlstellen oberhalb dieser Temperatur nicht kritisch übersättigt werden wird. Anders ausgedrückt, für Konzentrationen von Zwischengitterfehlstellen, die typisch für Züchtungsverfahren nach dem Czochralski-Typ sind, ist es vernünftig anzunehmen, dass das System nicht kritisch übersättigt werden wird, und dass deshalb das Ereignis einer Anhäufung nicht oberhalb einer Temperatur von etwa 1050°C auftreten wird.
Die zweite Annahme, die getroffen wurde, um den Einfluss der Wachstumsbedingungen auf die Qualität eines Silizium-Einkristalls zu parametrisieren, ist die, dass die Temperaturabhängigkeit der Diffusionsrate von Silizium-Zwischengitterfehlstellen vernachlässigbar ist. Anders ausgedrückt, es wird angenommen, dass Zwischengitterfehlstellen bei sämtlichen Temperaturen zwischen etwa 1400°C und etwa 1050°C mit derselben Geschwindigkeit bzw. Rate diffundieren. Wenn man begreift, dass man an nimmt, dass ein Wert von 1050°C eine vernünftige Näherung für die Temperatur der Anhäufung darstellt, ist der wesentliche Punkt dieser Annahme der, dass die Einzelheiten der Abkühlkurve von dem Schmelzpunkt ohne Belang sind. Die Diffusionsgeschwindigkeit hängt nur von der gesamten Zeitdauer ab, die für das Abkühlen von dem Schmelzpunkt bis auf etwa 1050°C benötigt wird.
Unter Verwendung der Daten für das Profil der axialen Temperatur für jedes Design der heißen Zone und des Profils der tatsächlichen Ziehgeschwindigkeit für einen speziellen Rohblock, kann die gesamte Abkühlzeit von etwa 1400°C bis auf etwa 1050°C berechnet werden. Es sei angemerkt, dass die Geschwindigkeit, mit welcher sich die Temperatur für jede der heißen Zonen ändert, ziemlich gleichmäßig war. Diese Gleichmäßigkeit bedeutet, dass irgendein Fehler in der Wahl einer Temperatur der Keimbildung von angehäuften Zwischengitterfehlstellen, das heißt bei etwa 1050°C, nur zu skalierten Fehlern in der berechneten Abkühlzeit führen wird.
Um das radiale Ausmaß des von Gitterfehlstellen dominierten Bereichs des Rohblocks, (R_vacancy), oder alternativ die Breite des axial-symmetrischen Bereichs zu bestimmen, wurde weiter angenommen, dass der Radius des von Gitterfehlstellen dominierten Kerns, wie dieser durch die Lebensdauer-Karte bestimmt wird, äquivalent ist zu dem Punkt bei der Erstarrung, bei dem v/G₀ = v/G₀ kritisch ist. Anders ausgedrückt, für die Breite des axial-symmetrischen Bereichs wurde generell angenommen, dass diese auf der Position der Zone V/I nach dem Abkühlen auf Raumtemperatur basiert. Dies wird hervorgehoben, weil, wie vorstehend ausgeführt, wenn der Rohblock abkühlt, eine Rekombination von Löchern und Silizium-Zwischengitterfehlstellen auftreten kann. Wenn eine Rekombination auftritt, verschiebt sich die tatsächliche Position der Zone V/I einwärts hin zu der Mittelachse des Rohblocks. Es ist diese finale Position, auf die hier Bezug genommen wird.
Um die Berechnung von G₀ zu vereinfachen, wurde angenommen, dass der mittlere axiale Temperaturgradient in dem Kristall zum Zeitpunkt der Erstarrung und die Form der Grenzfläche Schmelze/Festkörper die Isotherme des Schmelzpunkts ist. Die Kristall-Oberflächentemperaturen wurden unter Berechnung von Techniken mit Modellierung mit finiten Elementen (FEA) und mit den Details der Auslegung der heißen Zone berechnet. Das gesamte Temperaturfeld innerhalb des Kristalls, und deshalb G₀, wurde durch Lösen der Laplace'schen Gleichung mit den geeigneten Randbedingungen abgeleitet, nämlich dem Schmelzpunkt entlang der Grenzfläche Schmelze/Festkörper und den FEA-Ergebnissen für die Oberflächentemperatur entlang der Achse des Kristalls. Die Ergebnisse, die an verschiedenen axialen Positionen von einem der Rohblöcke erhalten wurden, der präpariert und untersucht wurde, sind in der 17 dargestellt.
Um den Einfluss abzuschätzen, den radiale Abweichungen von G₀ auf die anfängliche Zwischengitterfehlstellen-Konzentration haben, wurde angenommen, dass eine radiale Position R', das heißt eine Position auf dem halben Wege zwischen der Zone V/I und der Kristalloberfläche, der am weitesten entfernt liegende Punkt einer Silizium-Zwischengitterfehlstelle von einer Senke in dem Rohblock ist, sei es, dass sich die Senke in einem von Gitterfehlstellen dominierten Bereich oder auf der Kristalloberfläche befindet. Durch Verwendung der Wachstumsgeschwindigkeit und der Daten von G₀ für den vorgenannten Rohblock bietet die Differenz zwischen dem berechneten Wert von v/G₀ an der Position R' und v/G₀ an der Zone V/I (das heißt der kritische Wert von v/G₀) eine Indikation für die radiale Variation der Konzentration der Zwischengitterfehlstellen und auch für den Einfluss, den diese auf die Fähigkeit hat, dass ein Überschuss an Zwischengitterfehlstellen eine Senke auf der Kristalloberfläche oder in dem von Gitterfehlstellen dominierten Bereich erreichen kann.
Für diesen speziellen Datensatz scheint es, dass es keine systematische Abhängigkeit der Qualität des Kristalls von der radialen Variation von v/G₀ gibt. Wie man in der 18 sehen kann, ist die axiale Abhängigkeit in dem Rohblock in dieser Probe minimal. Die Wachstumsbedingungen, die in dieser Serie von Experimenten involviert sind, repräsentieren einen ziemlich schmalen Bereich in der radialen Variation von G₀.
Als Ergebnis ist dieser Datensatz zu schmal, um eine unterscheidbare Abhängigkeit der Qualität (das heißt der Gegenwart oder Abwesenheit eines Bandes von angehäuften intrinsischen Punktdefekten) von der radialen Variation von G₀ aufzulösen.
Wie angemerkt wurde, wurden Proben für jeden Rohblock, der präpariert wurde, an verschiedenen axialen Positionen für die Anwesenheit oder Abwesenheit von angehäuften Zwischengitterfehlstellen untersucht bzw. berechnet. Für jede untersuchte axiale Position kann eine Korrelation erstellt werden zwischen der Qualität der Probe und der Breite des axial-symmetrischen Bereichs. Gemäß der 19 kann eine Kurve aufbereitet werden, welche die Qualität der gegebenen Probe mit dem Zeitpunkt der Probe vergleicht, und zwar an der bestimmten axialen Position, die von der Erstarrung bis zu etwa 1050°C abkühlen konnte. Wie man erwartete, zeigt diese Kurve, dass die Breite des axial-symmetrischen Bereichs (das heißt R_crystal – R_vacancy) eine starke Abhängigkeit von der Abkühlvergangenheit der Probe innerhalb dieses speziellen Temperaturbereichs aufweist. Um die Breite des axial-symmetrischen Bereiches zu erhöhen, legt der Trend nahe, dass längere Diffusionszeiten oder langsamere Abkühlgeschwindigkeiten benötigt werden.
Basierend auf den Daten, die in dieser Grafik vorliegen, kann eine am besten angepasste Linie berechnet werden, die allgemeinen einen Übergang in der Qualität des Siliziums von "gut" (das heißt defekt- bzw. störstellenfrei) zu "schlecht" (das heißt mit Defekten bzw. Störstellen) repräsentiert, und zwar als Funktion der Abkühlzeit, die für einen gegebenen Rohblock-Durchmesser innerhalb dieses speziellen Temperaturbereichs erlaubt wurde. Diese allgemeine Beziehung zwischen der Breite des axial-symmetrischen Bereichs und der Abkühlgeschwindigkeit kann durch die nachfolgende Gleichung ausgedrückt werden: (Rcrystal – Rtransition)2 = Deff*t1050°C wobei
R_crystal der Radius des Rohblocks ist,
R_transition der Radius des axial-symmetrischen Bereichs bei einer axialen Position in der Probe ist, wo ein Übergang erfolgt in dem von Zwischengitterfehlstellen dominierten Material, und zwar von einem Zustand, der defekt- bzw. störstellenfrei ist, zu einem Zustand, der Defekte bzw. Störstellen enthält, oder umgekehrt,
D_eff eine Konstante ist, und zwar etwa 9,3 × 10^–4 cm²sec¹, die die mittlere Zeitdauer und die Temperatur der Zwischengitterfehlstellen-Diffusionsrate repräsentiert, und
t_1050°C die Zeitdauer ist, die dafür erforderlich ist, dass die Probe für die gegebene axiale Position von der Erstarrung bis auf etwa 1050°C abkühlt.
Gemäß der 19 kann man erkennen, dass für einen gegebenen Rohblock-Durchmesser eine Abkühlzeit abgeschätzt werden kann, um einen axial-symmetrischen Bereich mit einem gewünschten Durchmesser zu erhalten. Beispielsweise kann man für einen Rohblock mit einem Durchmesser von etwa 150 mm einen axial-symmetrischen Bereich mit einer Breite, die etwa gleich dem Radius des Rohblocks ist, dann erhalten, wenn zwischen dem Temperaturbereich von etwa 1410°C und etwa 1050°C dieser spezielle Abschnitt des Rohblocks sich während etwa 10 bis etwa 15 Stunden abkühlen kann. In gleicher Weise kann man für einen Rohblock mit einem Durchmesser von etwa 200 mm einen axial-symmetrischen Bereich mit einer Breite, die etwa gleich dem Radius des Rohblocks ist, dann erzielen, wenn zwischen diesem Temperaturbereich dieser spezielle Abschnitt des Rohblocks sich während etwa 25 bis etwa 35 Stunden abkühlen kann. Falls diese Linie weiter extrapoliert wird, können Abkühlzeiten von etwa 65 bis etwa 75 Stunden erforderlich sein, um einen axial-symmetrischen Bereich mit einer Breite zu erhalten, die etwa gleich dem Radius eines Rohblocks mit einem Durchmesser von etwa 300 mm ist. Es sei angemerkt, dass in dieser Hinsicht dann, wenn der Durchmesser des Rohblocks größer wird, eine zusätzliche Kühlzeit auf Grund der Erhöhung der Distanz, über welche Zwischengitterfehl stellen diffundieren müssen, um Senken an der Rohblock-Oberfläche oder dem Fehlstellenkern zu erreichen, erforderlich ist.
Bezugnehmend nun auf die 20, 21, 22 und 23, kann man die Effekte einer Verlängerung der Abkühlzeit für verschiedene Rohblöcke beobachten. Jede dieser Figuren stellt einen Abschnitt eines Rohblocks mit einem nominellen Durchmesser von 200 mm dar, wobei die Abkühlzeit von der Temperatur der Erstarrung bis zu 1050°C progressiv von der 20 bis zu der 23 ansteigt.
Gemäß der 20 ist ein Abschnitt eines Rohblocks gezeigt, der in der axialen Position von etwa 235 mm bis zu etwa 350 mm von der Schulter reicht. Bei einer axialen Position von etwa 255 mm ist die Breite des axial-symmetrischen Bereichs, der frei von angehäuften Zwischengitterfehlstellen ist, bei einem Maximum, das etwa 45% des Radius des Rohblocks beträgt. Jenseits dieser Position tritt ein Übergang von einem Bereich, der frei von solchen Defekten ist, zu einem Bereich auf, in welchem solche Defekte vorhanden sind.
Gemäß der 21 ist ein Abschnitt eines Rohblocks gezeigt, der in der axialen Position von etwa 305 mm bis etwa 460 mm von der Schulter reicht. Bei einer axialen Position von etwa 360 mm befindet sich die Breite des axial-symmetrischen Bereichs, der frei von angehäuften Zwischengitterfehlstellen ist, bei einem Maximum, das etwa 65% des Radius des Rohblocks beträgt. Jenseits dieser Position beginnt die Bildung von Fehlstellen.
Gemäß der 22 ist ein Abschnitt eines Rohblocks gezeigt, der in der axialen Position von etwa 140 mm bis etwa 275 mm von der Schulter reicht. Bei einer axialen Position von etwa 210 mm ist die Breite des axial-symmetrischen Bereichs etwa gleich dem Radius des Rohblocks; das heißt, dass ein kleiner Bereich des Rohblocks innerhalb dieses Bereichs frei von angehäuften intrinsischen Punktdefekten ist.
Gemäß der 23 ist ein Abschnitt eines Rohblocks gezeigt, der in der axialen Position von etwa 600 mm bis etwa 730 mm von der Schulter reicht. Über eine axiale Position, die von etwa 640 mm bis etwa 665 mm reicht, ist die Breite des axial-symmetrischen Bereichs etwa gleich dem Radius des Rohblocks. Außerdem ist die Länge des Rohblock-Segments, in welchem die Breite des axial-symmetrischen Bereichs etwa gleich dem Radius des Rohblocks ist, größer als diejenige, die im Zusammenhang mit dem Rohblock gemäß der 22 beobachtet wurde.
Wenn man diese in Kombination betrachtet, demonstrieren deshalb die 20, 21, 22 und 23 den Einfluss der Abkühlzeit bis auf 1050°C auf die Breite und die Länge des defektfreien, axial-symmetrischen Bereichs. Im Allgemeinen waren die Bereiche, die angehäufte Zwischengitterfehlstellen enthalten, das Ergebnis der fortgesetzten Verringerung der Kristall-Ziehgeschwindigkeit, was zu einer anfänglichen Zwischengitterfehlstellen-Konzentration führte, die zu groß war, um für die gegebene Kühldauer dieses Abschnittes des Kristalls reduziert zu werden. Eine größere Länge des axial-symmetrischen Bereichs bedeutet einen größeren Bereich von Ziehgeschwindigkeiten (das heißt von anfänglichen Zwischengitterfehlstellen-Konzentrationen), die für das Wachstum eines solchen defektfreien Materials zur Verfügung stehen. Eine Verlängerung der Kühldauer ermöglicht anfänglich höhere Konzentrationen von Zwischengitterfehlstellen, weil eine ausreichende Zeit für eine radiale Diffusion erzielt werden kann, um die Konzentration unterhalb der kritischen Konzentration zu drücken, die für eine Anhäufung von Zwischengitterfehlstellen erforderlich ist. Mit anderen Worten ausgedrückt, etwas niedrigere Ziehgeschwindigkeiten (und deshalb höhere anfängliche Zwischengitterfehlstellen-Konzentrationen) werden zu einem maximalen axial-symmetrischen Bereich 6 führen. Deshalb führen längere Kühlzeiten zu einer Vergrößerung der möglichen Variation der Ziehgeschwindigkeit, und zwar im Vergleich zu den Bedingungen, die dafür erforderlich sind, um den Durchmesser des axial-symmetrischen Bereichs zu maximieren und die Restriktionen bezüglich der Prozesssteuerung zu erleichtern. Als Folge wird der Prozess für einen axial-symmetrischen Bereich über große Längen des Rohblocks leichter.
Gemäß der 23 liegt über einer axialen Position, die von etwa 650 mm bis mehr als 730 mm von der Schulter des Kristalls entfernt liegt, ein Bereich von von Gitterfehlstellen dominierten Material, das frei von angehäuften Fehlstellen ist, worin die Breite dieses Bereichs gleich dem Radius des Rohblocks ist.
Wie man an den vorstehenden Daten erkennen kann, kann durch Steuern der Abkühlgeschwindigkeit die Konzentration von Zwischengitterfehlstellen dadurch unterdrückt werden, dass man mehr Zeit bereitstellt, damit Zwischengitterfehlstellen in Bereiche diffundieren können, wo diese sich gegenseitig auslöschen können. Als Folge wird die Bildung von angehäuften Zwischengitterfehlstellen verhindert, und zwar innerhalb von erheblichen Abschnitten des einkristallinen Silizium-Rohblocks.
Epitaxiale Wafer
Experiment 8
Gemäß dem erfindungsgemäßen Prozess wurden zwei einkristalline p-Silizium-Rohblöcke nach dem Czochralski-Verfahren mit einem Durchmesser von 200 mm (nominal) gezüchtet. Der Rohblock A wurde gemäß dem vorstehend beschriebenen Prozess präpariert, um einen Abschnitt zu erhalten, der einen axial-symmetrischen Bereich aus einem von Zwischengitterfehlstellen dominierten Material aufweist, das im Wesentlichen frei von angehäuften Fehlstellen ist. Im Gegensatz dazu wurde der Rohblock B unter Verwendung von Prozessbedingungen präpariert, die aus dem Stand der Technik bekannt waren. Nach Abschluss des Wachstums wurde jeder Rohblock weiter verarbeitet, um Wafer zu erhalten, und zwar mit Hilfe von bekannten Verfahren, nämlich Schneiden, Läppen, Ätzen und Polieren. Solche Techniken sind beispielsweise in F. Shimura, Semiconductor Silicon Crystal Technology, Academic Press, 1989, und in Silicon Chemical Etching (J. Grabmaier, ed.), Springer-Verlag, New York, 1982, offenbart.
Zwölf Wafer, die aus dem Rohblock A erhalten wurden, und dreizehn Wafer, die aus dem Rohblock B erhalten wurden, wurden auf das Vorhandensein von angehäuften Zwischengitterfehlstellen und von Fehlstellen auf Grund von Gitterfehlstellen hin untersucht (Tencor-Laserscan). Die Ergebnisse, die für jeden Wafer innerhalb einer gegebenen Gruppe erhalten wurden, wurden dann "überlagert dargestellt" bzw. in einer überlagerten Karte dargestellt, mit den Ergebnissen der anderen Wafer in der Gruppe, was die Ergebnisse ergab, die in den 26 und 27 gezeigt sind (für die Wafer, die von den Rohblöcken A bzw. B erhalten wurden). Gemäß der 26 deuten die Ergebnisse an, dass die Wafer, die aus dem Rohblock A erhalten wurden, einen axial-symmetrischen Bereich aus einem Material vom Zwischengitterfehlstellentyp enthielten, der im Wesentlichen frei von angehäuften Zwischengitterfehlstellen ist, mit einer Breite, die gleich etwa 60% des Radius ist, sowie einen zentralen Kern aus einem Material vom Typ mit Gitterfehlstellen, mit angehäuften Fehlstellen auf Grund von Gitterfehlstellen. Im Gegensatz dazu, wie man aus der 27 erkennen kann, deuten die Ergebnisse an, dass die Wafer, die von dem Rohblock B erhalten wurden, angehäufte Zwischengitterfehlstellen enthalten, wobei die Wafer ein Band aus solchen Defekten mit einer Breite haben, die etwa gleich dem Radius des Rohblocks ist, wobei sich dieses von der Nähe des Randes des Rohblocks einwärts hin bis zu etwa 80% des Radius erstreckt.
Nachdem die anfänglichen Tencor-Untersuchungen abgeschlossen waren, wurden die Wafer einem epitaktischen Abscheidungsprozess unterzogen, in welchem eine Epitaxialschicht mit einer Dicke von etwa 4 μm abgeschieden wurde. Die resultierenden epitaxialen Wafer wurden dann wiederum mittels Tencor-Untersuchung bewertet und die Ergebnisse wurden überlagert dargestellt bzw. überlagert in eine Karte eingezeichnet. Bezugnehmend nun auf die 28 und 29 (welche die Ergebnisse für die Wafer von dem Rohblock A bzw. B darstellen), zeigen die Ergebnisse der Untersuchungen, dass die epitaxialen Wafer, die von dem Rohblock A erhalten wurden (28), von einer hervorragenden Qualität sind, im Vergleich zu denjenigen, die von dem Rohblock B erhalten wurden (29), und zwar im Hinblick auf die Konzentration von eingewachsenen Fehlstellen. Bezugnehmend insbesondere auf die 29 kann man beobachten, dass die Präsenz von angehäuften Zwischengitterfehlstellen in den Substraten in der Bildung eines Bandes von eingewachsenen Fehlstellen in den epitaxialen Wafern resultierte. Im Gegensatz, bezugnehmend auf die 28, resultierte die Abwesenheit solcher angehäufter Fehlstellen in der Bildung von epitaxialen Schichten, die im Wesentlichen frei von eingewachsenen Fehlstellen sind. Außerdem kann man an den beiden 28 und 29 erkennen, dass die Präsenz eines zentralen Kerns von angehäuften, von Gitterfehlstellen dominierten Defekten nicht sehr kritisch für die Qualität der resultierenden epitaxialen Schicht ist. Genauer gesagt, resultierte die Präsenz von angehäuften Fehlstellen auf Grund von Gitterfehlstellen im Allgemeinen nicht in der Bildung von Fehlstellen in der Epitaxialschicht.
Es sei angemerkt, dass im Hinblick auf die in der 28 gezeigten Ergebnisse andere Fehlstellen auf der Oberfläche der Epitaxialschichten vorhanden zu sein scheinen. Ohne auf eine spezielle Theorie festgelegt werden zu wollen, ist man der Auffassung, dass diese Fehlstellen nicht hervorgerufen sind durch die angehäuften Fehlstellen auf Grund von Zwischengitterfehlstellen oder Gitterfehlstellen auf den Oberflächen der Substrate. Beispielsweise liegt in den beiden 28 und 29 ein Muster von Fehlstellen, die größer als 10 μm in der Größe sind, vor. Man ist allgemein der Auffassung, dass diese Fehlstellen durch etwas anderes als Fehlstellen auf Grund von Zwischengitterfehlstellen hervorgerufen wurden, weil das beobachtete Muster und weil die Wafer vor dem Rohblock A so präpariert wurden, um im Wesentlichen frei von solchen angehäuften Fehlstellen zu sein (basierend auf den im Voraus bestimmten Wachstumsbedingungen innerhalb der gegebenen Kristall-Ziehvorrichtung, um solche Resultate zu ergeben). Man ist außerdem der Auffassung, dass andere Fehlstellen, die von den Tencor-Untersuchungen detektiert wurden, durch solche Dinge hervorgerufen sind, wie beispielsweise partikelförmige oder andere organische Verunreinigungen auf der Substratoberfläche vor der epitaxialen Abscheidung, oder einfach durch Staubpartikel oder andere partikelförmige Materie, die auf der Oberfläche der Epitaxialschicht vorhanden ist.
Eingewachsene Fehlstellen in der Epitaxialschicht, die im Zusammenhang stehen mit der Präsenz von angehäuften Fehlstellen auf Grund von Zwischengitterfehlstellen auf der Oberfläche des Substrats, können von diesen anderen Typen von Fehlstellen mit Hilfe von verschiedenen Verfahren unterschieden werden, einschließlich einer Inspektion der Epitaxialschicht unter einem Mikroskop. Beispielsweise ist man allgemein der Auffassung, dass, wenn man diese unter einem Mikroskop betrachtet, solche eingewachsenen Fehlstellen eine besondere kristallografische Orientierung aufweisen werden; das heißt kleine Hügel oder Stapelungsfehler bilden sich typischerweise entlang der [110] kristallografischen Ebene. Beispielsweise ist gemäß der 30 ein optisches mikroskopisches Bild einer Fehlstelle gezeigt, die auf der Oberfläche eines epitaxialen Wafers delektiert wurde, der von dem Rohblock B erhalten wurde. Es scheint, dass die Fehlstelle, die eine Größe von etwa 0,12 μm aufweist, ein kleiner Hügel mit einer sehr niedrigen Höhe ist, etwa mit 10 μm in der Länge und etwa 2 bis 3 μm in der Breite. Die Fehlstelle hat eine Orientierung von etwa 45° zu einer Notch- bzw. Kerbenausrichtung bei etwa 6 Uhr.
Im Gegensatz dazu glaubt man, dass Fehlstellen, die von der Anhäufung von abgeschiedenem Material an der Stelle von partikelförmigen oder anderen Verunreinigungen auf der Substratoberfläche herrühren, keine kristallografische Orientierung besitzen. Solche Fehlstellen werden gelegentlich als großflächige Fehlstellen oder LADs (Large Area Defects) bezeichnet. Folglich sei angemerkt, dass die vorliegende Erfindung dadurch bestätigt werden kann, dass man anfangs das Substrat analysiert, um Bereiche von Fehlstellen auf Grund von Gitterfehlstellen und Zwischengitterfehlstellen zu identifizieren, und dass man dann anschließend dieselben Bereiche nach der epitaxialen Abscheidung analysiert, um zu bestimmen, welche Arten von Fehlstellen, falls welche vorhanden sind, auf der Oberfläche des epitaxialen Wafers vorhanden sind.
Wie vorstehend erläutert wurde, können angehäufte Fehlstellen auf Grund von Zwischengitterfehlstellen und Gitterfehlstellen auch durch Markierung mittels chemischem Ätzen detektiert werden. Um weiterhin zu bestätigen, dass der resultierende Bereich von eingewachsenen Fehlstellen der epitaxialen Wafer von dem Rohblock B dem Bereich von angehäuften Fehlstellen auf Grund von Zwischengitterfehlstellen der Substrate entspricht, wurde ein Viertelabschnitt von dem Rohblock B, der von einer axialen Position nahe des Abschnittes, von welchem die Wafer entnommen wurden, geschnitten wurde, einem Kupfer-Markierungsprozess unterzogen, wie dieser vorstehend im Detail beschrieben wurde. Bezugnehmend nun auf die 31, kann man erkennen, dass, nach der Kupfer-Markierung, dieser Viertelabschnitt unterschiedliche Bereiche aus einem Material enthält, das von angehäuften Fehlstellen auf Grund von Gitterfehlstellen (nahe der Mitte des Wafers, bezeichnet mit "Gitterfehlstelle") dominiert ist sowie von Fehlstellen auf Grund von angehäuften Zwischengitterfehlstellen (die sich radial auswärts zu dem Bereich Gitterfehlstellen befinden, bezeichnet mit "I-Fehlstelle"). Außerdem kann man beobachten, dass der Bereich von angehäuften Fehlstellen auf Grund von Zwischengitterfehlstellen etwa 30 mm von der Mittelachse beginnt und etwa 90 mm von der Mittelachse endet. Bezugnehmend erneut auf die 29, kann man erkennen, dass das konzentrierte Band von eingewachsenen Fehlstellen in der Epitaxialschicht etwa 30 mm von der Mittelachse beginnt und etwa 90 mm von der Mittelachse endet.
Im Hinblick auf das Vorgenannte, wird man erkennen, dass die mehreren Aufgaben der Erfindung gelöst wurden.
Weil zahlreiche Änderungen an den vorgenannten Zusammensetzungen und Prozessen vorgenommen werden könnten, ohne den Schutzbereich der Erfindung zu verlassen, ist beabsichtigt, dass all das, was in der vorstehenden Beschreibung enthalten ist, nur einer Erläuterung dienen soll und in keinster Weise einschränkend auszulegen ist.

Claims

Eine Gruppe von epitaxialen Siliziumwafern, welche in einer Waferkassette bzw. einem solchen Magazin, Schiffchen oder Waferträger zusammengestellt sind, wobei jeder der besagten Wafer aufweist: ein einkristallines Siliziumsubstrat, welches aufweist eine zentrale Achse (12), eine Vorderfläche und eine Rückfläche, welche im Wesentlichen senkrecht zu der zentralen Achse (12) sind, einen Umfangsrand (20) und einen Radius, welcher sich von der zentralen Achse (12) zu dem Umfangsrand (20) erstreckt, wobei das Substrat aufweist, einen ersten axial symmetrischen Bereich (6), in welchem Silizium-Eigenzwischengitterplätze bzw. -atome die vorherrschenden Intrinsic-Punktdefekte bzw. -Gitterdefekte sind und welcher im Wesentlichen frei von Agglomerat-Zwischengitterplatzdefekten bzw. -fehlstellen ist, wobei der axial symmetrische Bereich (6) sich radial einwärts von dem Umfangsrand (20) des Substrats erstreckt; und eine epitaxiale Schicht, welche auf einer Oberfläche des Substrats abgelagert ist, wobei die epitaxiale Schicht im Wesentlichen frei von eingewachsenen Defekten bzw. Fehlstellen (grown-in defects) ist.
Eine Gruppe von epitaxialen Wafern gemäß Anspruch 1, wobei der erste axial symmetrische Bereich (6) von jedem Substrat eine Breite, gemessen von dem Umfangsrand (20) radial zur Mittelachse (12) hin, besitzt, welche etwa 20% der Länge des Radius des Substrats ist.
Eine Gruppe von epitaxialen Wafern gemäß Anspruch 1 oder Anspruch 2, wobei der erste axial symmetrische Bereich (6) von jedem Substrat eine Breite, gemessen von dem Umfangsrand (20) radial einwärts zu der Mittelachse (12), besitzt, welche etwa 40% der Länge des Radius des Substrats ist.
Eine Gruppe von epitaxialen Wafern gemäß irgendeinem der Ansprüche 1 bis 3, wobei der erste axial symmetrische Bereich (6) von jedem Substrat eine Breite, gemessen von dem Umfangsrand (20) radial zu der Mittelachse (12) hin, besitzt, welche etwa 80% der Länge des Radius des Substrats ist.
Eine Gruppe von epitaxialen Wafern gemäß irgendeinem der Ansprüche 1 bis 4, wobei der erste axial symmetrische Bereich (6) von jedem Substrat eine Breite, gemessen von dem Umfangsrand (20) radial einwärts zu der Mittelachse (12), besitzt, welche etwa gleich der Länge des Radius des Substrats ist.
Eine Gruppe von epitaxialen Wafern gemäß irgendeinem der Ansprüche 1 bis 5, wobei die Gruppe wenigstens etwa 10 Wafer aufweist.
Eine Gruppe von epitaxialen Wafern gemäß irgendeinem der Ansprüche 1 bis 6, wobei die Gruppe wenigstens etwa 13 Wafer aufweist.
Eine Gruppe von epitaxialen Wafern bzw. Halbleiterscheiben gemäß irgendeinem der Ansprüche 1 bis 7, wobei die Gruppe wenigstens etwa 25 Wafer aufweist.
Eine Gruppe von epitaxialen Wafern gemäß irgendeinem der Ansprüche 1 bis 8, wobei die epitaxiale Schicht von jedem Wafer bzw. jeder Halbleiterscheibe eine Dicke von etwa 1 bis 10 Mikron besitzt.
Eine Gruppe von epitaxialen Wafern gemäß einem der Ansprüche 1 bis 9, wobei jedes Substrat zusätzlich einen zweiten axial symmetrischen Bereich (8) aufweist, in welchem Gitterlücken bzw. Gitterleerplätze der vorherrschende Intrinsic-Punktdefekt bzw. eine solche Fehlstelle sind und welches im wesentlichen frei von Agglomerat-Gitterlücken bzw. – Gitterfehlstellen ist, wobei der zweite axial symmetrische Bereich (8) die zentrale (12) Achse aufweist oder eine Breite von wenigstens etwa 15 mm besitzt.
Eine Gruppe von epitaxialen Wafern gemäß Anspruch 10, wobei der zweite axial symmetrische Bereich (8) des Substrats eine Breite von wenigstens 15% des Radius hat.
Eine Gruppe von epitaxialen Wafern gemäß Anspruch 10 oder Anspruch 11, wobei der zweite axial symmetrische Bereich (8) des Substrats eine Breite von wenigstens 25% des Radius hat.
Eine Gruppe von epitaxialen Wafern gemäß irgendeinem der Ansprüche 10 bis 12, wobei der zweite axial symmetrische Bereich (8) des Substrats die zentale Achse (12) aufweist.
Eine Gruppe von epitaxialen Wafern gemäß irgeneinem der Ansprüche 10 bis 12, wobei der zweite axial symmetrische Bereich (8) des Substrats eine Breite von wenigstens etwa 15 mm besitzt.
Eine Gruppe von epitaxialen Wafern gemäß irgendeinem der Ansprüche 1 bis 14, wobei jeder der Wafer bzw. Halbleiterscheiben in der Gruppe einen Sauerstoffgehalt aufweist, welcher geringer ist als etwa 12 PPMA (parts per million atoms) aufweist.
Eine Gruppe von epitaxialen Wafern gemäß irgendeinem der Ansprüche 1 bis 15, wobei jeder der Wafer bzw. Halbleiterscheiben in der Gruppe einen Sauerstoffgehalt aufweist, welcher geringer ist als etwa 10 PPMA (parts per million atoms) aufweist.
Eine Gruppe von epitaxialen Wafern gemäß einem der Ansprüche 1 bis 16, wobei jeder der Wafer einen Nenndurchmesser von wenigstens etwa 150 mm besitzt.
Eine Gruppe von epitaxialen Wafern gemäß einem der Ansprüche 1 bis 17, wobei jeder der Wafer einen Nenndurchmesser von wenigstens etwa 200 mm besitzt.
Eine Gruppe von epitaxialen Wafern gemäß einem der Ansprüche 1 bis 18, wobei jeder der Wafer einen Nenndurchmesser von wenigstens etwa 300 mm besitzt.
Eine Gruppe von epitaxialen Wafern gemäß irgendeinem der Ansprüche 1 bis 19, wobei der einkristalline Siliziumsubstratwafer bzw. diese Halbleiterscheibe aus einem einkristallinen Siliziumrohling bzw. -kristallstab erhalten wird, welcher in Übereinstimmung mit dem Czochralski-Verfahren hergestellt wird, und wobei die epitaxiale Schicht im wesentlichen frei von eingewachsenen Fehlstellen (grown-in defects) ist, welche durch Agglomerat-Zwischengitterplatzdefekte bzw. -fehlstellen verursacht werden, welche in der Oberfläche des Substrats vorhanden sind, auf welcher die epitaxiale Schicht abgelagert wird.