DE60213759T2

DE60213759T2 - Silizium mit niedriger defektdichte und mit leerstellendominiertem kern, das im wesentlichen frei von oxidationsinduzierten stapelfehlern ist

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Publication number: DE60213759T2
Application number: DE60213759T
Authority: DE
Inventors: MEMC Electronic Materials Chang Bum St. Peters KIM; MEMC Electronic Materials Steven L. St. Peters KIMBEL; MEMC Electr. Materials Jeffrey L. St. Peters LIBBERT; MEMC Electronic Materials Mohsen St. Peters BANAN
Original assignee: SunEdison Inc
Current assignee: SunEdison Inc
Priority date: 2001-01-26
Filing date: 2002-01-22
Publication date: 2006-11-30
Anticipated expiration: 2022-01-23
Also published as: KR20030086990A; CN100348782C; JP2009029703A; US6846539B2; KR20070039620A; KR100805518B1; EP2295619A1; EP1688519A3; JP2005506261A; WO2002059400A3; US7217320B2; CN1500159A; CN101230482A; TWI222666B; US20020100410A1; WO2002059400A2; US20050150445A1; JP4644729B2; EP1356139A2; DE60213759D1

Description

Hintergrund der Erfindung
Die vorliegende Erfindung betrifft allgemein die Herstellung von Einkristallsilizium von Halbleiterqualität, das zur Herstellung elektronischer Bauteile verwendet wird. Insbesondere betrifft die vorliegende Erfindung Einkristallsiliziumblöcke und -wafer sowie ein Verfahren zu ihrer Herstellung, die (i) einen äußeren axialsymmetrischen Bereich haben, in dem Siliziumzwischengitteratome die überwiegende Eigenpunkt-Fehlstelle sind und der frei von agglomerierten Eigenpunkt-Fehlstellen ist, und der (ii) einen inneren axialsymmetrischen Bereich umgibt, in dem Siliziumgitter-Leerstellen die überwiegende Eigenpunkt-Fehlstelle sind und der im Wesentlichen frei von Keimen ist, die zur Bildung von durch Oxidation induzierten Stapelfehlern führen.
Einkristallsilizium, das das Ausgangsmaterial bei den meisten Verfahren zur Herstellung von elektronischen Halbleiterbauteilen ist, wird üblicherweise durch das sogenannte Czochralski(„CZ")-Verfahren hergestellt. Bei diesem Verfahren wird polykristallines Silizium („Polysilizium") in einen Tiegel gefüllt und eingeschmolzen, ein Keimkristall wird mit dem geschmolzenen Silizium in Kontakt gebracht, und durch langsames Herausziehen wird ein Einkristall gezüchtet. Nachdem die Bildung eines Halses beendet ist, wird der Kristalldurchmesser zum Beispiel durch Verringerung der Ziehgeschwindigkeit und/oder der Schmelztemperatur vergrößert, bis der gewünschte oder Zieldurchmesser erreicht ist. Der zylindrische Hauptkörper des Kristalls, der einen etwa konstanten Durchmesser hat, wird dann unter Kontrolle der Ziehgeschwindigkeit und der Schmelztemperatur gezüchtet, während das absinkende Schmelzeniveau kompensiert wird. Gegen Ende des Wachstumsprozesses, aber bevor der Tiegel an der Siliziumschmelze geleert ist, muss der Kristalldurchmesser allmählich zur Bildung des Endkonus verringert werden. Typischerweise wird der Endkonus dadurch gebildet, dass man die Kristallziehgeschwindigkeit und die dem Tiegel zugeführte Wärme verringert. Wenn der Durchmesser klein genug geworden ist, wird der Kristall von der Schmelze getrennt.
Es wurde nun erkannt, dass sich in Einkristallsilizium in der Wachstumskammer eine Anzahl von Fehlstellen bildet, wenn der Block von der Erstarrungstemperatur abkühlt. Beim Abkühlen des Blocks bleiben insbesondere Eigenpunkt-Fehlstellen, wie Kristallgitter-Leerstellen oder Silizium-Zwischengittereigenatome in dem Siliziumgitter löslich, bis eine gewisse Schwellentemperatur erreicht wird, unter der die gegebene Konzentration der Eigenpunkt-Fehlstellen kritisch übersättigt wird. Bei Abkühlung unter diese Schwellentemperatur erfolgt ein Reaktions- oder Agglomerationsvorgang, der zur Bildung agglomerierter Eigenpunkt-Fehlstellen führt.
Wie an anderem Ort berichtet wurde (siehe z. B. US-Patent Nr. 5,919,302 und 6,254,672 sowie PCT/US98/07365 (WO-A-98/45510) und PCT/US98/07304 (WO-A-98145508)), werden die Art und Anfangskonzentration dieser Punkt-Fehlstellen in dem Silizium dadurch bestimmt, wie der Block von der Erstarrungstemperatur (das ist etwa 1410°C) auf eine Temperatur oberhalb etwa 1300°C (das ist etwa 1325°C, 1350°C oder mehr) abgekühlt wird; d. h., die Art und Anfangskonzentration dieser Fehlstellen werden durch das Verhältnis v/G₀ gesteuert, wobei v die Wachstumsgeschwindigkeit und G₀ der mittlere axiale Temperaturgradient über diesen Temperaturbereich ist. Im Einzelnen erfolgt bei wachsenden Werten von v/G₀ ein Übergang von abnehmend durch Zwischengitter-Eigenatome dominiertem Wachstum zu zunehmend Leerstellen-dominiertem Wachstum in der Nähe eines kritischen Wertes von v/G₀, der nach der gegenwärtig verfügbaren Kenntnis etwa 2,1 × 10^–5 cm²/sK zu sein scheint, wobei G₀ unter Bedingungen bestimmt wird, bei denen der axiale Temperaturgradient in dem oben definierten Temperaturbereich konstant ist. Demgemäss können Verfahrensbedingungen, wie Wachstumsgeschwindigkeit (die v beeinflussen) sowie Ausgestaltungen der heißen Zone (die G₀ beeinflussen) gesteuert werden, um zu bestimmen, ob die Eigenpunkt-Fehlstellen in dem Siliziumeinkristall überwiegend Leerstellen (wenn v/G₀ im Allgemeinen größer als der kritische Wert ist) oder Zwischengitter-Eigenatome sind (wenn v/G₀ im Allgemeinen kleiner als der kritische Wert ist).
Fehlstellen, die mit der Agglomerierung von Kristallgitterleerstellen oder Leerstellen-Eigenpunktfehlstellen verbunden sind, umfassen solche beobachtbaren Kristallfehlstellen, wie D-Fehlstellen, Flow-Pattern-Defects(FPDs), Gate-Oxide-Integrity(GOI)-Defects, Crystal-Originated-Particle(COP)-Defects, aus dem Kristall stammende Light-Point-Defects(LPDs) sowie bestimmte Klassen von Massenfehlstellen, die durch Infrarotlicht-Streuungsverfahren (wie IR-Rastermikroskopie und Laser-Abtast-Tomographie) beobachtet werden.
In Bereichen mit Leerstellenüberschuss oder in Bereichen, wo eine gewisse Konzentration freier Leerstellen vorliegt, aber keine Agglomeration eingetreten ist, liegen auch Fehlstellen vor, die als Keime für die Bildung von durch Oxidation induzierten Stapelfehlern (OISF) wirken. Es wird spekuliert, dass diese besondere Fehlstelle, die im Allgemeinen nahe der Grenze zwischen Zwischengitteratom-dominiertem und Leerstellen-dominiertem Material gebildet wird, ein durch Hochtemperaturkeimbildung entstandener Sauerstoffniederschlag ist, der durch die Anwesenheit von Überschussleerstellen katalysiert wurde; d. h., es wird angenommen, dass diese Fehlstelle aus der Wechselwirkung zwischen Sauerstoff und „freien" Leerstellen in einem Bereich nahe der V/I-Grenze resultiert.
Fehlstellen in Bezug auf Zwischengittereigenatome sind weniger gut untersucht. Sie werden im Allgemeinen als geringe Dichten zwischengitterartiger Versetzungsschleifen oder Netzwerke angesehen. Diese Fehlstellen sind für GOI-Fehler, einem wichtigen Wafer-Leistungskriterium, nicht verantwortlich, aber sie werden weithin als die Ursache anderer Arten von Gerätefehlern angesehen, die gewöhnlich im Zusammenhang mit Leckstromproblemen stehen.
Die Dichte dieser agglomerierten Leerstellen- und Zwischengittereigenatom-Fehlstellen in Czochralski-Silizium liegt üblicherweise in dem Bereich von etwa 1 × 10³/cm³ bis etwa 1 × 10⁷/cm³. Obgleich diese Werte relativ niedrig liegen, sind agglomerierte Eigenpunktfehlstellen für Gerätehersteller von schnell wachsender Bedeutung, und sie werden jetzt tatsächlich bei Verfahren der Geräteherstellung als die Ausbeute beschränkende Faktoren angesehen.
Die Bildung agglomerierter Fehlstellen erfolgt im Allgemeinen in zwei Stufen. Zuerst erfolgt die „Keimbildung" der Fehlstelle, die das Ergebnis davon ist, dass die Eigenpunkt-Fehlstellen bei einer gegebenen Temperatur übersättigt sind. Wenn einmal diese „Keimbildungsschwellen"-Temperatur erreicht ist, agglomerieren die Eigenpunktfehlstellen. Die Eigenpunkt-Fehlstellen werden kontinuierlich solange durch das Siliziumgitter diffundieren, wie die Temperatur des Blockteils, in dem sie vorliegen, oberhalb einer zweiten Schwellentemperatur (das ist die „Diffusitätsschwelle") bleibt, unterhalb von der Eigenpunktfehlstellen in wirtschaftlich praktischen Zeiträumen nicht mehr beweglich sind. Solange der Block oberhalb dieser Temperatur bleibt, diffundieren Leerstellen- oder Zwischengitter-Eigenpunktfehlstellen durch das Kristallgitter zu Stellen, wo schon agglomerierte Leerstellenfehlstellen bzw. Zwischengitteratomfehlstellen vorhanden sind, wodurch das größenmäßige Wachsen einer gegebenen agglomerierten Fehlstelle verursacht wird. Wachstum erfolgt, weil diese agglomerierten Fehlstellen im Wesentlichen als „Senken" wirken, indem Sie Eigenpunktfehlstellen wegen des günstigeren Energiezustands der Agglomeration anziehen und sammeln.
Demgemäß hängt die Bildung und Größe agglomerierter Fehlstellen von den Wachstumsbedingungen einschließlich v/G₀ (das die Anfangskonzentration dieser Punktfehlstellen beeinflusst) sowie der Abkühlungsgeschwindigkeit oder Verweilzeit des Hauptkörpers des Blocks in dem Temperaturbereich ab, der an dem oberen Ende durch die „Keimbildungsschwelle" und an dem unteren Ende durch die „Diffusitätsschwelle" (die die Größe und Dichte dieser Fehlstellen beeinflusst) begrenzt ist. Wie früher berichtet wurde (siehe z. B. US-Patent Nr. 6,312,516 und PCT-Patentanmeldung Nr. PCT/US99/14287 (WO-A-00/22196)), ermöglicht die Steuerung der Abkühlungsgeschwindigkeit und Verweilzeit die Unterdrückung der Bildung agglomierter Eigenpunktfehlstellen über viel größere Bereiche der Werte für v/G₀; die kontrollierte Abkühlung erlaubt somit die Benutzung eines viel größeren „Fensters" annehmbarer v/G₀-Werte und dabei auch das Wachstum von im Wesentlichen fehlstellenfreiem Silizium.
Es ist jedoch zu bemerken, dass neben der Bildung agglomerierter Eigenpunktfehlstellen die Bildung von mit einem Sauerstoffniederschlag verwandten Fehlstellen, wie durch Oxidation induzierten Stapelfehlern, auch von Bedeutung ist. Insbesondere ist zu bemerken, dass neben der Diffusion der Eigenpunktfehlstellen auch Sauerstoff durch das Kristallgitter diffundieren kann, wenn er anwesend ist. Wenn die Sauerstoffkonzentration genügend hoch ist, können die Bildung von Sauerstoffniederschlag-Keimbildungszentren sowie von Sauerstoffniederschlägen auftreten. Siliziumwafer, die aus Siliziumblöcken mit diesen Keimbildungs zentren und Niederschlägen entstanden sind, können für die Hersteller integrierter Schaltungen problematisch sein, weil sie zu auf Sauerstoff bezogenen Fehlstellen, wie durch Oxidation induzierten Stapelfehlern, führen können, wenn man sie den thermischen Bedingungen eines Herstellungsprozesses aussetzt.
Demgemäss ist es erwünscht, ein Einkristallsilizium-Züchtungsverfahren zu haben, das die Kontrolle agglomerierter Eigenpunktfehlstellen sowie auch die Kontrolle von Sauerniederschlag-Keimbildungszentren oder Sauerstoffniederschlägen erlaubt, insbesondere jenen, die zur Bildung von durch Sauerstoff induzierten Stapelfehlern führen. Ein solches Verfahren wäre besonders vorteilhaft, wenn die Züchtung von Silizium mit mittlerem bis hohem Sauerstoffgehalt (z. B. etwa 14 bis 18 ppma Sauerstoffgehalt) gefordert wird.
Summarischer Abriss der Erfindung
Unter den Merkmalen der vorliegenden Erfindung ist daher die Schaffung von Einkristallsilizium in Block- oder Waferform mit einem sich von der Seitenfläche des Blocks oder dem Umfangsrand des Wafers radial nach innen erstreckenden axialsymmetrischen Bereich einer wesentlichen radialen Breite, bei dem Silizium-Zwischengittereigenatome die überwiegende Eigenpunktfehlstelle sind und das im Wesentlichen frei von agglomerierten Eigenpunktfehlstellen des A-Typs ist; die Schaffung eines solchen Einkristallsiliziumblocks oder -wafers mit einem anderen, sich von dem Zwischengitteratom-dominierten Bereich radial nach innen erstreckenden, axialsymmetrischen Bereich, in dem Kristallgitter-Leerstellen die überwiegende Eigenpunktfehlstelle sind und der eine signifikant verringerte Konzentration von Keimen hat und im Wesentlichen frei von diesen Keimen sein kann, die zu der Bildung von durch Oxidation induzierten Stapelfehlern führen; und die Schaffung eines solchen Einkristall siliziumblocks oder -wafers mit einem mittleren bis hohen Sauerstoffgehalt.
Unter der Merkmalen der vorliegenden Erfindung ist ferner die Schaffung eines Verfahrens sowie einer Vorrichtung zur Herstellung eines solchen Einkristallsiliziumblocks, in dem bei Abkühlung des Blocks von der Erstarrungstemperatur die Konzentration der Zwischengitter-Eigenatome kontrolliert wird, um die Agglomeration von Eigenpunktfehlstellen in einem sich von der Seitenfläche des Blockteils von konstantem Durchmesser radial nach innen erstreckenden, axialsymmetrischen Bereich zu verhindern; die Schaffung eines solchen Verfahrens, bei dem die kontrollierte Abkühlung ferner angewandt wird, um die Bildung von Keimen zu verhindern, die zur Bildung von durch Oxidation induzierten Stapelfehlern in einem sich von dem Zwischengitteratom-dominierten Bereich radial nach innen erstreckenden, Leerstellen-dominierten, axialsymmetrischen Bereich führt; und die Schaffung eines solchen Verfahrens, bei dem ein solcher Block durch Abschreckkühlung durch einen Temperaturbereich hindurch hergestellt wird, in dem die Keimbildung agglomerierter Zwischengitteratom-Fehlstellen und durch Oxidation induzierter Stapelfehlerkeime auftritt und in dem die Keimbildung agglomerierter Leerstellen-Fehlstellen auftritt.
Kurz gesagt wird daher hier ein Verfahren zum Züchten eines Einkristallsiliziumblocks beschrieben, bei dem der Block eine Mittelachse, einen Keimkonus, ein Schwanzende und zwischen dem Keimkonus und dem Schwanzende einen Teil von konstantem Durchmesser mit einer Seitenfläche und einem sich von der Mittelachse zur Seitenfläche erstreckenden Radius aufweist, wobei der Block nach der Czochralski-Methode aus einer Siliziumschmelze gezüchtet und dann von der Erstarrungstemperatur abgekühlt wird. Das Verfahren umfasst die Kontrolle (i) einer Wachstumsgeschwindigkeit v, (ii) eines mittleren axialen Temperaturgradienten G₀ während des Wachstums des Kristallteils von konstantem Durchmesser über einen Temperaturbereich von der Erstarrung bis zu einer Temperatur von nicht weniger als etwa 1325°C, und (iii) der Abkühlungsgeschwindigkeit des Kristalls von der Erstarrungstemperatur auf etwa 750°C, um die Bildung eines Abschnitts zu veranlassen, in dem sich ein Zwischengitteratom-dominierter, axialsymmetrischer Bereich, der im Wesentlichen frei von agglomerierten Fehlstellen des Typs A ist, von dem Umfangsrand radial nach innen erstreckt, sich ein Leerstellen-dominierter, axialsymmetrischer Bereich, der agglomerierte Leerstellen-Fehlstellen enthält, von dem Zwischengitteratom-dominierten Bereich radial nach innen erstreckt, und ferner ein aus dem Abschnitt erhaltener Wafer nach Unterziehen einer Oxidationsbehandlung eine durch Oxidation induzierte Stapelfehlerkonzentration von weniger als etwa 50/cm² hat.
Ferner ist ein Verfahren zum Züchten eines Einkristallsiliziumblocks beschrieben, bei dem der Block eine Mittelachse, einen Keimkonus, ein Schwanzende und zwischen dem Keimkonus und dem Schwanzende einen Teil von konstantem Durchmesser hat, der eine Seitenfläche und einen sich von der Mittelachse zu der Seitenfläche erstreckenden Radius hat, wobei der Block nach der Czochralski-Methode aus einer Siliziumschmelze gezüchtet wird. Das Verfahren umfasst die Abkühlung des Blocks von der Erstarrungstemperatur auf eine Temperatur von weniger als etwa 750°C und als Teil der Abkühlstufe die Abschreckkühlung eines Abschnitts des Blockteils von konstantem Durchmesser durch eine Keimbildungstemperatur hindurch zur Agglomeration von Zwischengitter-Siliziumeigenatomen und Sauerstoffniederschlägen, um in dem Abschnitt einen sich von der Seitenfläche radial nach innen erstreckenden, Zwischengitteratom-dominierten, axialsymmetrischen Bereich und einen Leerstellen-dominierten, axialsymmetrischen Bereich zu erhalten, der eine sich von dem Zwischengitteratom-dominierten Bereich radial nach innen erstreckende Konzentration agglomerierter Leerstellen-Fehlstellen hat, die größer als 10³ Fehlstellen/cm³ ist, wobei der Zwischengitteratom-dominierte Bereich im Wesentlichen frei von agglomerierten Fehlstellen des Typs A ist und ferner ein aus dem Abschnitt erhaltener Wafer eine solche Konzentration durch Oxidation induzierter Stapelfehlerkeime hat, dass der Bereich nach erfolgter Oxidationsbehandlung eine durch Oxidation induzierte Stapelfehlerkonzentration von weniger als etwa 50/cm² hat.
Die vorliegende Erfindung ist ferner noch auf ein Verfahren wie oben beschrieben gerichtet, bei dem vor der genannten Oxidationsstufe eine thermische Glühung angewandt wird, um vorliegende Keime aufzulösen, die sonst zu der Bildung von durch Oxidation induzierten Stapelfehlern führen würden.
Die vorliegende Erfindung ist insbesondere gerichtet auf einen Einkristallsiliziumwafer mit einer Mittelachse, einer zu der Achse im Allgemeinen senkrechten Vorderseite und Rückseite, einem Umfangsrand und einem sich von der Mittelachse zu dem Umfangsrand des Wafers erstreckenden Radius. Der Wafer umfasst (i) einen sich von dem Umfangsrand radial nach innen erstreckenden, Zwischengitteratom-dominierten, axialsymmetrischen Bereich, der im Wesentlichen frei von agglomerierten Zwischengitteratom-Fehlstellen des Typs A ist, und (ii) einen sich von dem Zwischengitteratom-dominierten Bereich radial nach innen erstreckenden, Leerstellen-dominierten, axialsymmetrischen Bereich, der eine Konzentration agglomerierter Leerstellen-Fehlstellen von mehr als 10³ Fehlenstellen/cm³ und eine solche Konzentration von durch Oxidation induzierten Stapelfehlerkeimen hat, dass nach Unterziehen einer Oxidationsbehandlung die durch Oxidation induzierte Stapelfehlerkonzentration kleiner als etwa 50/cm² ist.
Ebenfalls ist hier ein Einkristallsiliziumblock beschrieben mit einem darin befindlichen Abschnitt einer wesentlichen axialen Länge. Der Blockabschnitt umfasst (i) einen sich von der Seitenfläche des Abschnitts radial nach innen erstreckenden, Zwischengitteratom-dominierten, axialsymmetrischen Bereich, der im Wesentlichen frei von agglomerierten Zwischengitteratom-Fehlstellen des Typs A ist, und (ii) einen sich von dem Zwischengitteratom-dominierten Bereich radial nach innen erstreckenden, Leerstellen-dominierten, axialsymmetrischen Bereich mit einer Konzentration agglomerierter Leerstellen-Fehlstellen, die größer als 10³ Fehlenstellen/cm³ ist, wobei ein aus dem Abschnitt erhaltener Wafer eine solche Konzentration durch Oxidation induzierter Stapelfehlerkeime hat, dass der Bereich nach dem Unterziehen einer Oxidationsbehandlung eine durch Oxidation induzierte Stapelfehlerkonzentration von weniger als etwa 50/cm² hat.
Ein Kristallziehgerät zur Herstellung eines Einkristallsiliziumblocks ist hier ebenfalls beschrieben. Das Kristallziehgerät umfasst (i) einen Tiegel zur Aufnahme von geschmolzenem Halbleiter-Ausgangsmaterial, (ii) einen Erhitzer in thermischer Verbindung mit dem Tiegel zur Erhitzung des Tiegels auf eine ausreichende Temperatur, um das in dem Tiegel gehaltene Halbleiter-Ausgangsmaterial einzuschmelzen, (iii) einen oberhalb des Tiegels angeordneten Ziehmechanismus zum Ziehen des Blocks aus dem in dem Tiegel enthaltenen geschmolzenen Material, (iv) ein über dem in dem Tiegel enthaltenen, geschmolzenen Ausgangsmaterial angeordnetes Hitzeschildaggregat, das eine zentrale Öffnung einer Größe und Form zur Umgebung des Blocks hat, wenn der Block aus dem geschmolzenem Material gezogen wird, und das im Allgemeinen zwischen dem Block und dem Tiegel angeordnet ist, wenn der Block in dem Kristallziehgerät aus dem Ausgangsmaterial nach oben gezogen wird, und (v) ein in dem Kristallziehgerät über dem Hitzeschildaggregat angeordnetes Kühlsystem für die weitere Kühlung des Blocks, wenn dieser in dem Kristallziehgerät über dem Hitzeschildaggregat nach oben gezogen wird, wobei das Kühlsystem eine zentrale Öffnung einer Größe und Form zur Umgebung des Blocks hat, wenn dieser in dem Kristallziehgerät nach oben gezogen wird.
Andere Aufgaben und Merkmale dieser Erfindung werden nachfolgend teils einsichtig und teils ausgeführt.
Kurze Beschreibung der Zeichnung
1 ist ein Längsschnitt eines Einkristallsiliziumblocks, der im Einzelnen einen axialsymmetrischen Bereich eines Blockteils von konstantem Durchmesser zeigt;
2 ist ein Längsschnitt eines Abschnitts des Teils von konstantem Durchmesser eines Einkristallsiliziumblocks, der im Einzelnen axiale Veränderungen der Breite eines axialsymmetrischen Bereichs zeigt;
3 ist ein schematischer vertikaler Teilschnitt eines Kristallziehgeräts der vorliegenden Erfindung mit einem Hitzeschildaggregat und einem Kühlsystem;
4 ist ein vergrößerter Schnitt des Kühlsystems der 3;
5 ist ein Schnitt in der Ebene der Linie 5-5 der 4;
6 ist eine Seitenansicht des Kühlsystems der 3, wobei die Außenwand des Kühlsystems weggelassen ist, um den inneren Aufbau des Kühlsystems zu zeigen;
7 ist eine graphische Darstellung, die die in dem Beispiel unten näher beschriebenen Ergebnisse der durch Oxidation induzierten Stapelfehlertests von Wafern zeigt, die unterschiedlichen thermischen Glühbedingungen unterworfen wurden und die aus Einkristallsiliziumblöcken mit unterschiedlichen Sauerstoffgehalten erhalten und ohne die Hilfe von schneller Kühlung (nämlich ohne die Hilfe eines Kühlmantels) gezüchtet wurden, wie hier weiter beschrieben wird, und
8 ist eine graphische Darstellung, die die in dem Beispiel unten näher beschriebenen Ergebnisse der durch Oxidation induzierten Stapelfehlertests von Wafern zeigt, die unterschiedlichen thermischen Glühbedingungen unterworfen wurden und die aus Einkristallsiliziumblöcken mit unterschiedlichen Sauerstoffgehalten erhalten und mit Hilfe von schneller Kühlung (nämlich mit Hilfe eines Kühlmantels) gezüchtet wurden, wie hier weiter beschrieben wird.
Bei den Figuren bezeichnen entsprechende Bezugszeichen in den verschiedenen Ansichten der Zeichnung entsprechende Teile.
Detaillierte Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen
Nach der vorliegenden Erfindung wurde gefunden, dass bei der Herstellung eines Einkristallsiliziumblocks mit einem sich von der Seitenfläche des Blocks radial nach innen erstreckenden, Zwischengitteratom-dominierten, axialsymmetrischen Bereich, der im Wesentlichen frei von agglomerierten Eigenpunktfehlstellen ist, eine kontrollierte Abkühlung benutzt werden kann, um die Bildung von Keimen zu begrenzen und vorzugsweise im Wesentlichen zu verhindern, die in einem sich von dem Zwischengitteratom-dominierten Bereich radial nach innen erstreckenden, Leerstellen-dominierten, axialsymmetrischen Bereich, der agglomerierte Leerstellen-Fehlstellen enthält, zu der Bildung von durch Oxidation induzierten Stapelfehlern führen. Wie hier weiter beschrieben ist, wurde insbesondere gefunden, dass durch Kombinieren der Kontrolle des Verhältnisses v/G₀, worin v die Wachstumsgeschwindigkeit und G₀ der mittlere axiale Temperaturgradient ist, während des Wachstums des Kristallteils von konstantem Durchmesser in dem Temperaturbereich von der Erstarrung bis zu einer Temperatur von mehr als etwa 1300°C (z. B. 1325°C, 1350°C oder mehr) mit der Kontrolle der Kühlgeschwindigkeit des Blocks durch einen Temperaturbereich oder Temperatur bereiche hindurch, (i) in dem bzw. denen die Keimbildung agglomerierter Zwischengitter-Eigenpunktfehlstellen und von Keimen erfolgt, die zu der Bildung von durch Oxidation induzierten Stapelfehlern führt, und (ii) in dem bzw. denen Zwischengitter-Punktfehlstellen und Sauerstoff beweglich sind, die Bildung agglomerierter Zwischengitteratomfehlstellen und dieser durch Oxidation induzierten Stapelfehlerkeime in einem Abschnitt des Einkristallsiliziumblocks (und somit in den daraus abgeleiteten Siliziumwafern) verhindert werden kann.
Zwischengitteratom-dominierter, axialsymmetrischer Bereich Radiale Breite/axiale Länge
Es wurde früher berichtet, dass die Verfahrensbedingungen während des Wachstums eines nach der Czochralski-Methode hergestellten Einkristallsiliziumblocks so gesteuert werden können, dass der Blockteil von onstantem Durchmesser einen Bereich oder Abschnitt enthält, der im Wesentlichen frei von agglomerierten Eigenpunktfehlstellen ist (siehe z. B. US-Patent Nr. 5,919,302 und 6,254,672 sowie PCT-Patentanmeldung Nr PCT/US98/07365 (WO-A-98/45510) und PCT/US98/07304 (WO-A-98/45508)). Wie hier beschrieben, werden die Wachstumsbedingungen, einschließlich der Wachstumsgeschwindigkeit v, des mittleren axialen Temperaturgradienten G₀ zwischen der Erstarrungstemperatur und einer Temperatur oberhalb etwa 1300°C und der Kühlgeschwindigkeit von der Erstarrung auf eine Temperatur, bei der Zwischengittersilizium-Punktfehlstellen in einer wirtschaftlich praktikablen Zeitdauer im Wesentlichen nicht mehr beweglich sind (z. B. weniger als etwa 1100°C, 1050°C, 1000°C, 900°C, 800°C), gesteuert, um die Bildung eines sich von der Seitenfläche des Blockteils von konstantem Durchmesser radial nach innen erstreckenden, Zwischengitteratom-dominierten, axialsymmetrischem Bereichs zu veranlassen, der im Wesentlichen frei von agglomerierten Eigenpunktfehlstellen ist.
Diese Wachstumsbedingungen können in einigen Fällen gesteuert werden, um das Volumen dieses axialsymmetrischen Bereichs relativ zu dem Volumen des Blockteils von konstantem Durchmesser (der z. B. einen Radius etwa gleich dem Radius des Blocks hat) zu maximieren. In einigen Fällen jedoch hat dieser Zwischengitteratom-dominierte, axialsymmetrische Bereich eine radiale Breite, die kleiner als der Radius des Blocks ist. Der axialsymmetrische Bereich kann z. B. eine Breite gleich etwa 10% oder 20% des Blockradius haben, wobei Breiten von etwa 30%, 40%, 60%, 80%, 90% oder sogar etwa 95% möglich sind. Ferner kann sich dieser axialsymmetrische Bereich über eine Länge von wenigstens etwa 10% oder 20% des Blockteils von konstantem Durchmesser erstrecken, wobei Längen von wenigstens etwa 30%, 40%, 60%, 80%, 90%, 95% oder sogar etwa 100 möglich sind.
Kontrolle von v/G₀ und Abkühlungsgeschwindigkeit
Wie in den oben zitierten Druckschriften beschrieben ist, wird allgemein angenommen, dass die Bildung eines solchen axialsymmetrischen Bereichs infolge der Unterdrückung der Reaktionen erreicht wird, bei denen Siliziumzwischengitter- (oder in einigen Fällen Kristallgitterleerstellen-) Eigenpunktfehlstellen zu agglomerierten Eigenpunktfehlstellen reagieren. Diese Unterdrückung wird durch Steuerung der Konzentration dieser Eigenpunktfehlstellen in diesem axialsymmetrischen Bereich während des Wachstums und der Kühlung des Blocks erreicht, um sicherzustellen, dass dieser Bereich niemals kritisch übersättigt wird. Die Verhinderung der kritischen Übersättigung oder der Agglomerierung von Eigenpunktfehlstellen kann durch Einstellung einer Anfangskonzentration (gesteuert durch v/G₀(r), worin G₀ eine Funktion des Radius ist) erreicht werden, die ausreichend niedrig ist, so dass die kritische Übersättigung niemals erreicht wird. Eine solche Lösung erfordert, dass der tatsächliche Wert von v/G₀ innerhalb eines engen Zielbereichs von Werten sehr nahe an dem kritischem Wert von v/G₀ gehalten wird.
Es wurde jedoch gefunden, dass es wegen der relativ großen Mobilität von Zwischengitter-Eigenatomen, die im Allgemeinen etwa 10^–4 cm²/Sekunde ist, möglich ist, die Konzentration von Eigenpunktfehlstellen über relativ große Entfernungen (das sind Entfernungen von etwa 5 cm bis etwa 10 cm oder mehr) durch die radiale Diffusion von Zwischengitter-Eigenatomen zu an der Kristalloberfläche befindlichen Senken oder zu innerhalb des Kristalls befindlichen Leerstellen-dominierten Bereichen wirksam zu unterdrücken. Die radiale Diffusion kann wirksam dazu dienen, die Konzentration von Zwischengitter-Eigenatomen (und in einigen Fällen Leerstellen) zu unterdrücken, vorausgesetzt, dass ausreichend Zeit für die radiale Diffusion der Anfangskonzentration der Eigenpunktfehlstellen verfügbar ist. Im Allgemeinen hängt die Diffusionszeit von der radialen Veränderung der Anfangskonzentration der Eigenpunktfehlstellen ab, wobei geringere radiale Veränderungen kürzere Diffusionszeiten erfordern.
Diese radiale Diffusion kann mittels kontrollierter Abkühlung erreicht werden. Als Ergebnis kann eine kontrollierte Abkühlung benutzt werden, um die Verweilzeit eines gegebenen Blockabschnitts in einem Temperaturbereich zu vergrößern, in dem Eigenpunktfehlstellen, wie Zwischengitteratome beweglich sind, um mehr Zeit für die Diffusion der Punktfehlstellen zu einer Stelle zu schaffen, wo sie vernichtet werden können. Wie z. B. in US-Patent Nr. 6,312,516 oder PCT-Patentanmeldung Nr. PCT/US99/14287 (WO-A-00/22196) weiter beschrieben ist, kann eine kontrollierte Abkühlung benutzt werden, um den Bereich der Werte für v/G₀ signifikant auszudehnen, der benutzt werden kann, während die Bildung agglomerierter Fehlstellen noch vermieden wird.
Unter Bezugnahme nun auf die 1 und 2 wird in dem Verfahren der vorliegenden Erfindung ein Einkristallsiliziumblock 1 nach der Czochralski-Methode gezüchtet. Der Siliziumblock weist eine Mittelachse 2, einen Keimkonus 3, ein Schwanzende oder einen Endkonus 4 und zwischen dem Keimkonus und dem Endkonus einen Teil 5 von konstantem Durchmesser auf. Der Teil von konstantem Durchmesser hat eine Seitenfläche oder einen Umfangsrand 6 und einen sich von der Mittelachse zu der Fläche 6 erstreckenden Radius 7. Das vorliegende Verfahren umfasst die Steuerung der Wachstumsbedingungen einschließlich der Wachstumsgeschwindigkeit v, des mittleren axialen Temperaturgradienten G₀ und der Abkühlungsgeschwindigkeit, um die Bildung eines Zwischenatom-dominierten, äußeren, axialsymmetrischen Bereichs 8 zu veranlassen, der nach Abkühlung des Blocks von der Erstarrungstemperatur im Wesentlichen frei von agglomerierten Eigenpunktfehlstellen ist.
Bei der vorliegenden Erfindung werden die Wachstumsbedingungen so gesteuert, das in einer bestimmten Lage auf den Radius des Blocks eine V/I-Grenze 9 vorhanden ist. Die relative Lage dieser Grenze bestimmt eine Breite 10 des Zwischengitteratom-dominierten, axialsymmetrischen Bereichs 8 und eine Breite 11 eines Leerstellen-dominierten, axialsymmetrischen Bereichs 12 relativ zu dem Volumen des Teils 5 von konstantem Durchmesser des Blocks 1. Der axialsymmetrische Bereich 8 hat eine Breite, die typischerweise gleich wenigstens etwa 10% oder etwa 20% des Blockradius ist, wobei Breiten von etwa 30%, 40%, 60%, 80%, 90% oder sogar etwa 95% möglich sind und der übrige Teil des Blockabschnitts den Leerstellen-dominierten, axialsymmetrischen Bereich oder zylindrischen Kern 12 aufweist. Wie oben beschrieben, kann sich ferner der Blockabschnitt, der diese zwei axialsymmetrischen Bereiche enthält, über eine Länge von wenigstens etwa 10% oder 20% des Blockteils von konstantem Durchmesser erstrecken, wobei Längen von wenigstens etwa 30%, 40%, 60%, 80%, 90%, 95% oder sogar etwa 100% möglich sind.
Es ist zu bemerken, dass die Breite der axialsymmetrischen Bereiche 8 und 12 entlang der Länge der Mittelachse 2 etwas variieren kann. Für einen axialsymmetrischen Bereich einer gegebenen Länge wird daher die Breite des axialsymmetrischen Bereichs 8 durch Messung des Abstands von der Seitenfläche 6 des Blocks 1 in radialer Richtung zu einem Punkt bestimmt, der von der Mittelachse am weitesten entfernt ist. Mit anderen Worten wird die Breite 10 so gemessen, dass der Mindestabstand innerhalb einer gegebenen Länge des axialsymmetrischen Bereichs 8 bestimmt wird. Ähnlich wird die Breite 11 des axialsymmetrischen Bereichs 12 durch Messung des Abstandes von der V/I-Grenze 9 radial bis zu einem Punkt bestimmt, der der Mittelachse am nächsten ist. Mit anderen Worten wird die Breite so gemessen, dass der Mindestabstand innerhalb einer gegebenen Länge des axialsymmetrischen Bereichs 12 bestimmt wird.
Bei dem vorliegenden Verfahren werden die Wachstumsgeschwindigkeit v und der mittlere axiale Temperaturgradient G₀ über den Temperaturbereich der Erstarrung (das ist etwa 1410°C) bis zu einer Temperatur von mehr als 1300°C (das ist wenigstens etwa 1325°C, wenigstens etwa 1350°C oder sogar wenigstens etwa 1375°C) typischerweise so gesteuert, dass das Verhältnis v/G₀ im Wert von dem etwa 0,5- bis etwa 2,5-fachen des kritischen Werts von v/G₀ reicht (d. h, etwa 1 × 10^–5 cm²/sK bis etwa 5 × 10^–5 cm²/sK auf Basis der gegenwärtig verfügbaren Information über den kritischen Wert von v/G₀). Bei einigen Ausführungsformen wird das Verhältnis v/G₀ jedoch in seinem Wert von dem etwa 0,6- bis etwa 1,5-fachen des kritischen Werts von v/G₀ (das ist etwa 1,3 × 10^–5 cm²/sK bis etwa 3 × 10^–5 cm²/sK auf Basis der gegenwärtig verfügbaren Information über den kritischen Wert von v/G₀) oder sogar von dem etwa 0,75- bis 1-fachen des kritischen Werts von v/G₀ reichen (das ist etwa 1,6 × 10^–5 cm²/sK bis etwa 2,1 × 10^–5 cm²/sK auf Basis der gegenwärtig verfügbaren Information für den kritischen Wert von v/G₀). Diese Verhältnisse werden durch unabhängige Steuerung der Wachstumsgeschwindigkeit v und des mittleren axialen Temperaturgradienten G₀ erreicht.
Im Allgemeinen kann die Steuerung des mittleren axialen Temperaturgradienten G₀ primär durch die Ausbildung der „heißen Zone" des Kristallziehgeräts erreicht werden, nämlich des Graphits (oder anderen Material), das den Erhitzer bildet, der Isolierung, der Hitze- und Strahlungsabschirmung und anderen Dingen. Obgleich die Konstruktionseinzelheiten mit der Bauart und dem Modell des Kristallziehgeräts variieren können, kann G₀ im Allgemeinen durch alle Mittel gesteuert werden, die gegenwärtig in der Technik zur Steuerung des Wärmeübergangs an der Grenzfläche Schmelze/Feststoff bekannt sind, einschließlich Reflektoren, Isolierungsringe, Strahlungsschirme, Spülrohre, Lichtrohre und Erhitzer. Im Allgemeinen werden radiale Veränderungen von G₀ dadurch minimiert, dass man eine solche Apparatur innerhalb etwa eines Kristalldurchmessers oberhalb der Grenzfläche Schmelze/Feststoff positioniert. G₀ kann jedoch ferner dadurch gesteuert werden, dass man die Position der Apparatur relativ zu der Schmelze (typischerweise als ein Abstand Hr ausgedrückt) und/oder dem Kristall (vor und/oder während des Kristallwachstums) einstellt. Dies erfolgt durch Einstellung der Lage der Apparatur in der heißen Zone (z. B. relativ zu der Oberfläche der Schmelze) oder durch Einstellung der Lage der Schmelzeoberfläche in der heißen Zone (z. B. relativ zu dem Gerät, das zur Steuerung des Wärmeübergangs benutzt wird). Die Steuerung dieses Abstandes zwischen dem Gerät zur Steuerung des Wärmeübergangs und der Schmelzeoberfläche kann z. B. mittels eines Sichtsystems und einer Methode zur Messung der Position des Schmelzeniveaus innerhalb des Kristallziehgeräts während des Blockwachstums erreicht werden, wie von R. Fuerhoff und M. Banan in US-Patent Nr. 6,171,391 beschrieben wurde.
Neben der Einstellung oder Steuerung des Abstandes zwischen der Schmelzeoberfläche und einem oberhalb der Schmelze angeordneten Geräts zur Steuerung des Wärmeübergangs kann G₀ auch oder zusätzlich durch Einstellung der den Seiten- und/oder Bodenerhitzern in dem Kristallziehgerät zugeführten Energie gesteuert werden.
Es ist zu bemerken, dass irgendeine oder alle diese Methoden während eines Czochralski-Chargenverfahrens angewandt werden können, bei dem während des Verfahrens das Schmelzevolumen abnimmt. Es ist ferner zu bemerken, dass diese Methoden bei einigen Ausführungsformen angewandt werden können, um G₀ über eine wesentliche Länge des Blockteils von konstantem Durchmesser (z. B. 25%, 50%, 75%, 85% oder mehr) im Wesentlichen konstant zu halten, was wiederum ermöglicht, auch die Wachstumsgeschwindigkeit (im Allgemeinen durch die Ziehgeschwindigkeit gesteuert) im Wesentlichen konstant zu halten (für einen gegebenen v/G₀-Zielwert oder Zielwertbereich).
Nach der Erstarrung wird die Konzentration der Eigenpunktfehlstellen in dem Kristall vorzugsweise dadurch reduziert, dass man die Diffusion der Eigenpunktfehlstellen und bis zum anwendbaren Ausmaß die gegenseitige Vernichtung von Punktfehlstellen zulässt. Im Allgemeinen wird die Diffusion der überwiegenden Eigenpunktfehlstellen zu der Seite des Kristalls die hauptsächliche Methode der Reduzierung sein, wenn der Block von der Mitte zu seiner Seitenfläche Leerstellen- oder Zwischengitteratom-dominiert ist. Wenn der Block jedoch einen Leerstellen-dominierten Kern enthält, der von einem axialsymmetrischen, Zwischengitteratom-dominierten Bereich umgeben ist, wie bei der vorliegenden Erfindung, wird die Reduzierung hauptsächlich eine Kombination von Auswärtsdiffusion von Zwischengitteratomen zu der Oberfläche und Einwärtsdiffusion von Zwischengitteratomen zu dem Leerstellen-dominierten Bereich sein, wo sie vernichtet werden. Die Konzentration dieser Eigenpunktfehlstellen kann so niedergehalten werden, um in dem Zwischengitteratom-dominierten Bereich, dem Leerstellen-dominierten Bereich oder in beiden das Auftreten eines Agglomerationsvorgangs zu verhindern.
Die Zeitdauer für die Diffusion der Eigenpunktfehlstellen zu der Siliziumoberfläche oder zu Stellen in der Siliziummatrix, wo sie sich mit einer Punktfehlstelle von anderem Charakter (z. B. ein Zwischengitteratom, das zur Rekombination mit einer Leerstelle diffundiert) zu ihrer Vernichtung rekombinieren können, wenn sich der Einkristall von der Erstarrungstemperatur auf die Keimbildungstemperatur abkühlt, ist zum Teil eine Funktion der Anfangskonzentration der Eigenpunktfehlstellen und zum Teil eine Funktion der Abkühlungsgeschwindigkeit durch die Keimbildungstemperatur für agglomerierte Fehlstellen hindurch. Ohne eine schnelle Abkühlungsstufe können z. B. agglomerierte Fehlstellen im Allgemeinen vermieden werden, wenn sich der Block von der Erstarrungstemperatur abkühlt auf eine Temperatur innerhalb etwa 50°C, 25°C, 15°C oder sogar 10°C der Keimbildungstemperatur über einen Zeitraum von (i) wenigstens etwa 5 Stunden, vorzugsweise wenigstens etwa 10 Stunden und insbesondere wenigstens etwa 15 Stunden für Siliziumkristalle von 150 mm Nenndurchmesser, (ii) wenigstens etwa 5 Stunden, vorzugsweise wenigstens etwa 10 Stunden, bevorzugter wenigstens etwa 20 Stunden, noch bevorzugter wenigstens etwa 25 Stunden und insbesondere wenigstens etwa 30 Stunden für Siliziumkristalle von 200 mm Nenndurchmesser, (iii) wenigstens etwa 20 Stunden, vorzugsweise wenigstens etwa 40 Stunden, bevorzugter wenigstens etwa 60 Stunden und insbesondere wenigstens etwa 75 Stunden für Siliziumkristalle mit einem Nenndurchmesser von 300 mm oder größer.
Es ist jedoch zu bemerken, dass die Verhinderung agglomerierter Fehlstellen in anderer Weise durch ein schnelles Kühlverfahren oder „Abschreckkühl"-Verfahren erreicht werden kann. Als Alternative zur Verhinderung der Bildung agglomerierter Fehlstellen durch langsame Abkühlung (um Diffusion und somit Niederhalten der Konzentration der Eigenpunktfehlstellen zu ermöglichen) kann insbesondere ein Abschreckkühlverfahren angewendet werden, bei dem der Blockabschnitt durch den Temperaturbereich abschreckgekühlt wird, in dem Keimbildung agglomerierter Fehlstellen erfolgt. Als Resultat wird eine Keimbildung (und somit Bildung) agglomerierter Fehlstellen verhindert.
Demgemäss wird die verfügbare Diffusionszeit für jene Blockabschnitte, die schnell gekühlt werden, typischerweise ein Bruchteil der oben angegebenen Zeit sein, wobei der Bruchteil mit zunehmenden Abkühlungsgeschwindigkeiten abnimmt, während die verfügbare Diffusionszeit für die Abschnitte, die nicht schnell gekühlt werden, wie oben beschrieben sein werden. Bei einigen Ausführungsformen können die schnell gekühlten Segmenten wenigstens etwa 25%, 50%, 75%, 90% oder sogar mehr des von agglomerierten Fehlstellen freien Blockteils von konstantem Durchmesser ausmachen.
Die Temperatur, bei der Keimbildung agglomerierter Fehlstellen unter langsamen Abkühlungsbedingungen auftritt, ist von der Konzentration und der Art der überwiegenden Eigenpunktfehlstellen (Leerstelle oder Zwischengittersiliziumatom) abhängig. Im Allgemeinen nimmt die Keimbildungstemperatur mit zunehmender Konzentration der Eigenpunktfehlstellen zu. Der Bereich der Keimbildungstemperaturen für agglomerierte Fehlstellen des Leerstellentyps ist ferner etwa größer als der Bereich der Keimbildungstemperaturen für agglomerierte Fehlstellen des Zwischengittertyps. Demgemäss ist bei einigen Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung bei dem gegebenen Bereich der Konzentrationen an Zwischengittersiliziumeigenatomen oder Leerstellen, die typischerweise in nach Czochralski gezüchtetem Einkristallsilizium gebildet werden, (i) die Keimbildungstemperatur für agglomerierte Leerstellen-Fehlstellen im Allgemeinen zwischen etwa 1000°C und etwa 1200°C oder zwischen etwa 1000°C und etwa 1100°C, während (ii) die Keimbildungstemperatur für agglomerierte Zwischengitteratom-Fehlstellen im Allgemeinen zwischen etwa 850°C und etwa 1100°C oder zwischen etwa 870°C und etwa 970°C ist.
Bei einer Lösung der vorliegenden Erfindung wird der Block über den gesamten Temperaturbereich schnell abgekühlt, in dem die überwiegenden Eigenpunktfehlstellen Keime zur Bildung agglomerierter Fehlstellen bilden. Bei einer anderen Lösung wird eine Abschätzung der Temperatur, bei der Keimbildung der überwiegenden Eigenpunktfehlstellen auftritt, experimentell oder in anderer Weise bestimmt, und der Block wird schnell durch einen Temperaturbereich hindurch abgekühlt, der sich von Temperaturen von 10°C, 15°C, 25°C, 50°C oder mehr über der bestimmten Keimbildungstemperatur bis zu Temperaturen von 10°C, 15°C, 25°C, 50°C oder mehr unterhalb der bestimmten Keimbildungstemperatur erstreckt. Unter bestimmten Bedingungen wurde z. B. experimentell bestimmt, dass die Keimbildungstemperatur typischerweise etwa 1050°C für Leerstellen-dominiertes Silizium und etwa 920°C für Zwischengittersilizium-dominiertes Silizium beträgt. Unter diesen Bedingungen wird es daher im Allgemeinen bevorzugt, dass der Block durch den Temperaturbereich von 1050 ± 10°C, 1050 ± 15°C, 1050 ± 25°C, 1050 ± 50°C oder mehr für Leerstellen-dominiertes Silizium und durch den Temperaturbereich von 920 ± 10°C, 920 ± 15°C, 920 ± 25°C, 920 ± 50°C oder mehr für Zwischengittereigenatom- dominiertes Silizium schnell abgekühlt wird.
Die Temperatur, bei der Keimbildung der überwiegenden Eigenpunktfehlstellen auftritt, kann für ein gegebenes Kristallziehgerät und Verfahren experimentell wie folgt bestimmt werden. Es wird angenommen, dass Zwischengittersiliziumatome in einem begrenzten Blockbereich als Punktfehlstellen verbleiben und nicht Keime zur Bildung agglomerierter Fehlstellen bilden, bis dieser Bereich den Abschnitt der heißen Zone passiert, wo das Silizium die Keimbildungstemperatur erreicht. Das heißt, unter typischen Czochralski-Wachstumsbedingungen wird der Bereich ursprünglich an der Grenzfläche Feststoff/Flüssigkeit gebildet, und er hat eine Temperatur von etwa der Schmelztemperatur des Siliziums. Da der Bereich während des Wachstums des übrigen Blocks von der Schmelze abgezogen wird, sinkt die Temperatur des Bereiches wenn er durch die heiße Zone des Kristallziehgeräts gezogen wird. Die heiße Zone eines bestimmten Kristallziehgeräts hat ein charakteristisches Temperaturprofil, das mit wachsendem Abstand von der Grenzfläche Schmelze/Feststoff im Allgemeinen abnimmt, so dass zu einem gegebenen Zeitpunkt der Bereich auf einer Temperatur sein wird, die etwa gleich der Temperatur des von dem Bereich besetzten Abschnitts der heißen Zone ist. Demgemäss beeinflusst die Geschwindigkeit, mit der der Bereich durch die heiße Zone gezogen wird, die Geschwindigkeit, mit der der Bereich abkühlt. Demgemäss wird eine abrupte Änderung der Ziehgeschwindigkeit eine abrupte Änderung der Abkühlungsgeschwindigkeit in dem Block verursachen. Die Geschwindigkeit, mit der ein bestimmter Bereich des Blocks durch die Keimbildungstemperatur hindurch geht, beeinflusst signifikant die Größe und Dichte der in dem Bereich gebildeten agglomerierten Fehlstellen. Der Blockbereich, der die Keimbildungstemperatur zu der Zeit passiert, zu der die abrupte Änderung erfolgt, wird somit eine abrupte Veränderung der Größe und Dichte der agglomerierten Eigenpunktfehlstellen zeigen, die nachfolgend als eine Keimbildungsfront bezeichnet wird. Da die Keimbildungsfront zu der Zeit gebildet wird, in der die Ziehgeschwindigkeit variiert wird, kann die genaue Lage der Keimbildungsfront entlang der Blockachse mit der Lage des Blocks und dementsprechend der Keimbildungsfront in der heißen Zone zu der Zeit, zu der die abrupte Änderung der Ziehgeschwindigkeit erfolgte, verglichen werden und mit dem Temperaturprofil der heißen Zone verglichen werden, um die Temperatur zu bestimmen, bei der die Keimbildung agglomerierter Eigenpunktfehlstellen für die Art und Konzentration der Eigenpunktfehlstellen an der Stelle der Keimbildungsfront auftritt.
Fachleute können somit nach der Czochralski-Methode einen Siliziumblock unter Verfahrensbedingungen züchten, die zur Herstellung eines Leerstellen-reichen oder Zwischengittersiliziumatom-reichen Blocks ausgelegt sind, und durch abrupte Änderungen der Ziehgeschwindigkeit, durch Kenntnisnahme der Lage des Blocks zu dem Temperaturprofil in der heißen Zone zu dem Zeitpunkt, in dem die Ziehgeschwindigkeit geändert wird, und durch Beobachtung der axialen Lage der Keimbildungsfront kann eine Annäherung bezüglich der Keimbildungstemperatur für die entlang der Keimbildungsfront vorliegende Konzentration der Eigenpunktfehlstellen durchgeführt werden. Da ferner die Temperatur und Konzentration der Eigenpunktfehlstellen radial entlang der Keimbildungsfront variiert, können die Temperatur und die Konzentration der Eigenpunktfehlstellen an mehreren Punkten entlang der Keimbildungsfront bestimmt werden, und die Keimbildungstemperatur kann gegen die Konzentration der Eigenpunktfehlstellen aufgetragen werden, um die Keimbildungstemperatur als Funktion der Konzentration der Eigenpunktfehlstellen zu bestimmen. Die Temperatur des Siliziums entlang der Keimbildungsfront kann unter Benutzung einer in der Technik bekannten Methode der thermischen Simulation bestimmt werden, die eine Abschätzung der Temperatur an irgendeiner Stelle innerhalb eines Czochralski-Reaktors ermöglicht, wie z. B. die thermische Simulation, die in Virzi „Computer Modeling of Heat Transfer in Czochralski Silicon Crystal Growth", Journal of Crystal Growth, Band 112, S. 699 (1991) beschrieben ist. Die Konzentration der Siliziumzwischengitteratome kann entlang der Keimbildungsfront unter Benutzung einer in der Technik bekannten Punktfehlstellen-Simulationsmethode abgeschätzt werden, die in der Lage ist, die Konzentration von Eigenpunktfehlstellen an irgendeinem Punkt in dem Block abzuschätzen, wie z. B. die Punktfehlstellensimulation, die in Sinno et al., „Point Defect Dynamics and the Oxidation-Induced Stacking-Fault Ring in Czochralski-Grown Silicon Crystals", Journal of Electrochemical Society, Band 145, S. 302 (1998) beschrieben ist. Schließlich kann die Keimbildungstemperatur gegen die Eigenpunktfehlstellenkonzentration für einen ausgedehnten Temperatur- und Konzentrationsbereich dadurch erhalten werden, dass man weitere Blöcke unter verschiedenen Wachstumsparametern züchtet, um Blöcke mit erhöhten oder erniedrigten Anfangskonzentrationen von Eigenpunktfehlstellen herzustellen, und den Abkühlungsversuch und die oben beschriebene Analyse wiederholt.
Bei einem Weg wird das Einkristallsilizium vorzugsweise möglichst schnell durch die Keimbildungstemperatur hindurch abgekühlt, ohne den Einkristallblock zu zerbrechen. Die Abkühlungsgeschwindigkeit durch diese Temperatur ist daher vorzugsweise wenigstens 5°C/Minute, bevorzugter wenigstens etwa 10°C/Minute, noch bevorzugter wenigstens etwa 15°C/Minute, noch bevorzugter wenigstens etwa 20°C/Minute, noch bevorzugter wenigstens etwa 30°C/Minute, noch bevorzugter wenigstens etwa 40°C/Minute und noch bevorzugter wenigstens etwa 50°C/Minute.
Das Einkristallsilizium kann im Allgemeinen durch die Keimbildungstemperatur für agglomerierte Eigenpunktfehlstellen hindurch auf wenigstens zwei verschiedenen Wegen abgekühlt werden. Auf dem ersten Weg wird der gesamte Block (oder wenigstens die Teile, die nach Wunsch frei von agglomerierten Zwischengitterfehlstellen des Typs A und wahlweise Leerstellen-Fehlstellen sein soll) auf einer Temperatur oberhalb der Keimbildungstemperatur gehalten, bis der Blockschwanz vollständig ist. Der Block wird dann von der Schmelze getrennt, die Wärmezufuhr zu der heißen Zone wird abgeschaltet, und das Einkristallsilizium wird aus der heißen Zone des Czochralski-Reaktors in eine von der heißen Zone getrennte Kammer gebracht, wie etwa eine Kristallaufnahme- oder andere Kühlkammer, um den gesamten Kristall (oder wenigstens die Teile, die nach Wunsch frei von agglomerierten A-Fehlstellen und wahlweise Leerstellen-Fehlstellen sein soll) einer Abschreckkühlung zu unterziehen. Die Kühlkammer kann mit einem Wärmeaustauscher ummantelt sein, der für den Einsatz eines Kühlmediums, z. B. Kühlwasser eingerichtet ist, um Wärme aus der Kühlkammer mit einer Geschwindigkeit zu entfernen, die ausreicht, um den Einkristallsiliziumblock mit der gewünschten Geschwindigkeit abzukühlen, ohne dass das Einkristallsilizium mit dem Kühlmedium in direkten Kontakt kommt. Alternativ oder zusätzlich zu dem Kühlmantel kann ein vorgekühltes Gas, wie z. B. Helium, zur kontinuierlichen Spülung der Kristallaufnahmekammer oder anderen Kühlkammer eingesetzt werden, um eine schnellere Kühlung zu erleichtern. Die Verfahren zur Wärmeabführung aus einem Verfahrensbehälter sind in der Technik gut bekannt, so dass Fachleute verschiedene Methoden zur Wärmeabführung aus der Kristallaufnahmekammer oder anderen Kühlkammer anwenden könnten, ohne dass übermäßige Versuche erforderlich sind.
Auf einem zweiten Weg wird ein Teil, vorzugsweise ein großer Teil des Blocks während des Kristallwachstums abgeschreckt. Bei diesem Weg ist die heiße Zone des Kristallziehgeräts ausgebildet, um (i) einen gewünschten Wert (oder Bereich von Werten) für v/G₀ über den gesamten Radius des wachsenden Kristalls zu erreichen, (ii) eine angemessene Diffusion von Eigenpunktfehlstellen bei Temperaturen zwischen der Erstarrungstemperatur und der Keimbildungstemperatur agglomerierter Eigenpunktfehlstellen zu schaffen, und (iii) den Block durch die Keimbildungstemperatur für agglomerierte Eigenpunktfehlstellen des in dem gewachsenen Kristall vorherrschenden Typs dadurch abzuschrecken, dass man über den die Keimbildungstemperatur enthaltenden Temperaturbereich einen steilen axialen Temperaturgradienten anwendet.
Ohne Rücksicht auf den Weg kann der Block wahlweise außer dem schnell abgekühlten Abschnitt wenigstens einen anderen Abschnitt enthalten, in dem Agglomerationsreaktionen (in einem axialsymmetrischen Bereich) einfach dadurch vermieden werden, dass man die Anfangskonzentration von Eigenpunktfehlstellen steuert und wahlweise vor Erreichen der Keimbildungstemperatur darin (wie oben beschrieben) genügend Zeit zur Diffusion lässt.
Wie an anderer Stelle hier beschrieben wurde, ist zu bemerken, dass ohne Rücksicht auf die angewendete Kühlmethode zur Vermeidung der Bildung agglomerierter Eigenpunktfehlstellen (in einem oder beiden axialsymmetrischen Bereich(en)) eine gesteuerte Kühlung zusätzlich benötigt werden kann, um die Bildung von Keimen zu vermeiden, die zur Bildung von durch Oxidation induzierten Stapelfehlern führen. Wie oben angegeben sind die Abkühlungsgeschwindigkeit und der Temperaturbereich, über den zur Vermeidung der Bildung agglomerierter Eigenpunktfehlstellen eine kontrollierte Abkühlung erreicht werden muss, wenigstens teilweise von der Konzentration der Eigenpunktfehlstellen abhängig. In einigen Fällen kann diese Konzentration so sein, dass die kontrollierte Abkühlung (langsame Abkühlung zur Ermöglichung der Ausdiffusion oder Abschreckkühlung zur Vermeidung von Keimbildung) nur über einen Temperaturbereich herab bis etwa 1100°C, 1050°C oder sogar 1000°C zu erfolgen braucht. Wie weiter hier beschrieben ist, wird in diesen Fällen die Kühlung auch gesteuert, um die Bildung von Keimen zu vermeiden, die zur Bildung von durch Oxidation induzierten Stapelfehlern führen (typischerweise über einen Temperaturbereich von weniger als etwa 1100°C bis mehr als etwa 700°C, von etwa 1050°C bis etwa 750°C oder von etwa 1000°C bis etwa 800°C). In den Fällen jedoch, wo Abschreckkühlung auf Temperaturen unter etwa 900°C, 850°C, 800°C oder sogar 750°C angewandt wird, kann gleichzeitig die Bildung dieser Keime vermieden werden. Das heißt, je nach Sauerstoffgehalt und Gehalt des Siliziums an Eigenpunktfehlstellen kann das Silizium durch einen Temperaturbereich hindurch abgeschreckt werden, der ausreicht, um die Keimbildung agglomerierter Eigenpunktfehlstellen sowie die Keimbildung (und so die Bildung) durch Oxidation induzierter Stapelfehlerkeime zu vermeiden.
Zwischengitterfehlstellen des A-Typs und B-Typs
Bei einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung kann der gekühlte Block B-Fehlstellen enthalten, ein Fehlstellentyp, der Zwischengitteratom-dominiertes Material bildet. Obgleich die genaue Art und der genaue Mechanismus für die Bildung von B-Fehlstellen nicht bekannt ist, wird allgemein angenommen, dass B-Fehlstellen Agglomerierungen von Zwischengitter-Siliziumatomen sind, die keine Versetzungsschleifen sind. B-Fehlstellen sind kleiner als A-Fehlstellen (eine agglomerierte Zwischengitteratomfehlstelle) und sind im Allgemeinen vermutlich keine Versetzungsschleifen, sondern vielmehr dreidimensionale Agglomerierungen, die nicht groß genug gewachsen sind oder eine zur Bildung von Versetzungsschleifen nötige Aktivierungsenergie nicht erreicht haben. An diesem Punkt ist noch nicht klar, dass B-Fehlstellen bei Anwesenheit in einem aktiven Bereich eines elektronischen Geräts die Leistung dieses Geräts negativ beeinflussen würden.
In jedem Fall wurde gefunden, dass B-Fehlstellen dadurch leicht aufgelöst werden können, dass man den Block in Wafer schneidet und die Wafer wärmebehandelt, vorausgesetzt, dass die B-Fehlstellen zuvor nicht stabilisiert wurden. Auf einem Weg werden daher Wafer mit unstabilisierten B-Fehlstellen in einen thermischen Schnellglüher gebracht, und der Wafer wird schnell auf eine Zieltemperatur (bei der sich die B-Fehlstellen aufzulösen beginnen) erhitzt und eine relativ kurze Zeitdauer auf dieser Temperatur geglüht. Im Allgemeinen beträgt die Zieltemperatur vorzugsweise wenigstens etwa 1050°C, bevorzugter wenigstens etwa 1100°C, bevorzugter wenigstens etwa 1150°C, noch bevorzugter wenigstens etwa 1200°C und insbesondere wenigstens etwa 1250°C. Der Wafer wird im Allgemeinen auf dieser Temperatur für einen Zeitraum gehalten, der teilweise von der Zieltemperatur abhängt, wobei längere Zeiten bei geringeren Temperaturen erforderlich sind. Im Allgemeinen wird der Wafer jedoch wenigstens mehrere Sekunden (z. B. wenigstens 3) auf der Zieltemperatur gehalten, vorzugsweise mehrere 10 Sekunden (z. B. 10, 20, 30, 40 oder 50 Sekunden) und in Abhängigkeit von den gewünschten Eigenschaften des Wafers und der Zieltemperatur für einen Zeitraum, der bis zu etwa 60 Sekunden reichen kann (was nahe der Grenze für im Handel erhältliche thermische Schnellglüher ist).
Wärmebehandlungen bei geringeren Temperaturen für längere Zeitspannen scheinen B-Fehlstellen zu stabilisieren. Das Glühen von Silizium mit B-Fehlstellen bei 900°C für einen Zeitraum von vier Stunden kann beispielsweise die B-Fehlstellen stabilisieren, so dass sie durch Wärmebehandlungen bis etwa 1250°C nicht aufgelöst werden können. Die Temperatur des Wafers wird somit relativ schnell (z. B. mit einer Geschwindigkeit von etwa 25°C/s oder mehr) auf die Zieltemperatur hochgefahren, um die Stabilisierung der Fehlstellen zu vermeiden. Dies kann in einem thermischen Schnellglüher in einer Sache von Sekunden geschehen.
Die Wärmebehandlung kann gewünschtenfalls in einer Weise durchgeführt werden, die auch die Auflösung von Keimen ermöglicht, die zur Bildung von durch Oxidation induzierten Stapelfehlern (wie hier weiter beschrieben wird) und/oder zur Bildung einer denudierten Zone in dem oberflächennahen Bereich des Wafers und von Mikrofehlstellen in der Masse des Wafers führen. Dieses Verfahren wird in einem thermischen Schnellglüher durchgeführt, und die Wafer werden schnell auf die Zieltemperatur erhitzt und eine relativ kurze Zeitdauer bei dieser Temperatur geglüht. Im Allgemeinen wird der Wafer einer Temperatur von mehr als 1150°C, vorzugsweise wenigstens 1175°C, bevorzugter wenigstens etwa 1200°C und insbesondere einer Temperatur zwischen etwa 1200°C und 1275°C unterworfen. Diese thermische Schnellglühstufe kann in Gegenwart einer nitrierenden oder nichtnitrierenden Atmosphäre durchgeführt werden. Nitrierende Atmosphären sind Stickstoffgas (N₂) oder ein Stickstoff enthaltendes Verbindungsgas, wie Ammoniak, das zur Nitrierung einer freiliegenden Siliziumfläche befähigt ist. Geeignete nichtnitrierende Atmosphären sind Argon, Helium, Neon, Kohlendioxid und andere solche nichtoxidierenden, nichtnitrierenden elementaren Gase und Verbindungsgase oder Gemische dieser Gase. Der Wafer wird im Allgemeinen auf dieser Temperatur wenigstens eine Sekunde gehalten, typischerweise wenigstens mehrere Sekunden (z. B. wenigstens 3), vorzugsweise mehrere 10 Sekunden (z. B. 20, 30, 40 oder 50 Sekunden) und je nach den gewünschten Eigenschaften des Wafers einen Zeitraum, der bis zu etwa 60 Sekunden reichen kann (was nahe der Grenze für im Handel erhältliche thermische Schnellglüher ist).
Nach Beendigung der Wärmebehandlungsstufe kann der Wafer durch den Temperaturbereich, in dem Kristallgitterleerstellen in Einkristallsilizium relativ beweglich sind, schnell abgekühlt werden. Im Allgemeinen ist die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit in diesem Temperaturbereich wenigstens etwa 5°C je Sekunde und vorzugsweise wenigstens etwa 20°C je Sekunde. In Abhängigkeit von der gewünschten Tiefe der denudierten Zone kann die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit vorzugsweise wenigstens etwa 50°C je Sekunde, noch bevorzugter wenigstens etwa 100°C je Sekunde betragen, wobei Abkühlungsgeschwindigkeiten in dem Bereich von etwa 100°C bis etwa 200°C je Sekunde gegenwärtig für einige Anwendungen bevorzugt werden. Sobald der Wafer auf eine Temperatur außerhalb des Temperaturbereichs abgekühlt ist, in dem Kristallgitterleerstellen in dem Einkristallsilizium relativ beweglich sind, scheint die Abkühlungsgeschwindigkeit in einigen Fällen die Ausfällungseigenschaften des Wafers nicht signifikant zu beeinflussen und somit nicht in engen Grenzen kritisch zu sein.
Zweckmäßigerweise kann die Abkühlungsstufe in der gleichen Atmosphäre durchgeführt werden, in der die Erhitzungsstufe durchgeführt wird. Die Umgebung hat vorzugsweise nicht mehr als einen relativ kleinen Partialdruck an Sauerstoff, Wasserdampf und anderen oxidierenden Gasen. Während die Untergrenze der Konzentration des oxidierenden Gases nicht genau bestimmt wurde, wurde gezeigt, dass für Sauerstoffpartialdrucke von 0,01 Atmosphären (atm.) [1,01 kPa] oder 10.000 Teile je Atommillionen (ppma) kein Anstieg der Leerstellenkonzentration und kein Effekt beobachtet wird.
Es wird somit bevorzugt, dass die Atmosphäre einen Partialdruck von Sauerstoff und anderen oxidierenden Gasen von weniger als 0,01 atm. [weniger als 1,01 kPa] (10.000 ppma) hat. Bevorzugter ist der Partialdruck dieser Gase in der Atmosphäre nicht größer als etwa 0,005 atm. [0,51 kPa) (5.000 ppma), bevorzugter nicht größer als etwa 0,002 atm. [0,20 kPa] (2.000 ppma) und insbesondere nicht größer als etwa 0,001 atm. [0,10 kPa] (1.000 ppma).
Es ist zu bemerken, dass das Verfahren der vorliegenden Erfindung zum Teil auf die Vermeidung agglomerierter Fehlstellen gerichtet ist, die bekanntlich das Ausbeutepotential des Siliziummaterials bei der Herstellung von komplizierten und hochintegrierten Schaltungen beeinträchtigen, wie agglomerierter Fehlstellen einschließlich agglomerierter Leerstellen-Fehlstellen (z. B. D-Fehlstellen) und A-Fehlstellen, die in dem Siliziumwafer durch eine Wärmebehandlung der Art nicht leicht aufgelöst werden können, die zur Auflösung von B-Fehlstellen dienen kann. Da B-Fehlstellen leicht aufgelöst werden können und in keinem Fall nachteilig sind, beinhaltet eine Ausführungsform des Verfahrens der vorliegenden Erfindung die Herstellung von Einkristallsilizium mit einem axialsymmetrischen Bereich, der B-Fehlstellen enthält, aber sonst im Wesentlichen frei von agglomerierten Fehlstellen ist. In diesem Fall können B-Fehlstellen behandelt werden, als ob sie nicht eine agglomerierte Eigenpunktfehlstelle sind. Sofern es jedoch erwünscht ist, dass das Einkristallsilizium im Wesentlichen frei von allen agglomerierten Fehlstellen einschließlich B-Fehlstellen ist, umfasst das Verfahren die zusätzliche Stufe der Glühung der Wafer, die aus dem Block mit B-Fehlstellen geschnitten wurden, um diese zu elimieren.
Leerstellen-dominierter, axialsymmetrischer Bereich
Wie oben beschrieben, ermöglicht das Verfahren der vorliegenden Erfindung allgemein gesagt die Bildung eines Abschnitts eines Einkristallsiliziumblocks, in dem eine V/I-Grenze vorhanden ist das bedeutet, dass die vorliegende Erfindung die Herstellung eines Einkristallsiliziumblockabschnitts ermöglicht mit einem sich von der Seitenfläche des Blocks radial nach innen erstreckenden, Zwischengitteratom-dominierten, axialsymmetrischen Bereich, der im Wesentlichen von Fehlstellen frei ist, und mit einem sich von dem Zwischengitteratom-dominierten Bereich radial nach innen erstreckenden, Leerstellen-dominierten, axialsymmetrischen Bereich, der agglomerierte Leerstellen-Fehlstellen enthält. Wenn die radiale Breite des Zwischengitteratom-dominierten Bereichs zunimmt, nimmt die radiale Breite des Leerstellen-dominierten Bereichs entsprechend ab und umgekehrt (die vereinigte radiale Breite der beiden Bereiche ist im Wesentlichen gleich dem Radius des Blocks). Die radiale Breite des Leerstellen-dominierten Bereichs kann in einigen Fällen wenigstens etwa 5%, 10% oder 20% des Radius des Blocks betragen, wobei Breiten von etwa 30%, 40%, 60%, 80% oder 90% möglich sind. Dieser axialsymmetrische Bereich kann sich ferner über eine Länge von wenigstens etwa 10% oder 20% des Blockteils von konstantem Durchmesser erstrecken, wobei Längen von wenigstens etwa 30%, 40%, 60%, 80%, 90%, 95% oder sogar etwa 100 möglich sind.
Durch Oxidation induzierte Stapelfehler
Bezüglich des Leerstellen-dominierten Bereichs ist auch zu bemerken, dass – wie früher berichtet wurde (siehe z. B. US-Patent Nr. 5,919,302 und 6,254,672 sowie PCT-Patentanmeldungen Nr. PCT/US98/07356 (WO-A-98/45510) und PCT/US98/07304 (WO-A-98/45508)) – durch Sauerstoff induzierte Stapelfehler und Banden erhöhter Sauerstoffclusterbildung typischerweise eben innerhalb der V/I-Grenze auftreten und diese ausgeprägter werden, wenn der Sauerstoffgehalt zunimmt. Ohne Festlegung auf eine bestimmte Theorie wird allgemein angenommen, dass die Bildung oder Keimbildung der Keime, die bei Einwirkung geeigneter thermischer Bedingungen zu der Bildung durch Oxidation induzierter Stapelfehler führen können, über einen Temperaturbereich von weniger als etwa 1100°C (z. B. etwa 1050°C oder sogar 1000°C) bis mehr als etwa 800°C (z. B. etwa 850°C oder sogar 900°C) erfolgt, wobei die genaue Temperatur, bei der Keimbildung auftritt, mit der Sauerstoffkonzentration variiert; d. h., die Keimbildung kann über einen Temperaturbereich von etwa 800°C bis etwa 1100°C, von etwa 850°C bis etwa 1050°C oder von etwa 900°C bis etwa 1000°C erfolgen, je nach dem Sauerstoffgehalt des Einkristallsiliziumblocks (Keimbildung bei höheren Konzentrationen erfolgt im Allgemeinen bei höheren Temperaturen, und umgekehrt).
Fast wie bei dem Prozess der Bildung agglomerierter Eigenpunktfehlstellen wird sich bei Eintreten der Keimbildung das Wachstum dieser OISF-Keime so lange fortsetzen, wie die Temperatur genügend hoch ist, so dass Sauerstoff durch das Kristallgitter zu diesen Keimbildungsstellen diffundieren kann, die als „Senken" für den Sauerstoff wirken. Allgemein gesprochen setzt sich diese Diffusion in wirtschaftlich praktischem Zeitraum fort, bis eine Temperatur von mehr als etwa 700°C (z. B. 750°C, 775°C, 800°C) erreicht ist. Die Steuerung der Abkühlungsgeschwindigkeit in einem Temperaturbereich, der am oberen Ende durch die Keimbildung der OISF-Keime und am unteren Ende durch die Sauerstoffbeweglichkeit begrenzt ist, erlaubt es, die Zahl und Größe dieser Keime zu begrenzen (schnelle Kühlung führt zu kleineren Keimen, vorausgesetzt, dass weniger Zeit für Diffusion und daher Wachstum verfügbar ist, und möglicherweise zu weniger oder im Wesentlichen keinen Keimen, wenn der Blockabschnitt durch die Keimbildungstemperatur hindurch „abgeschreckt" wird).
Wie oben angegeben, kann in manchen Fällen ein Abschreckverfahren benutzt werden, um die Bildung agglomerierter Eigenpunktfehlstellen sowie die Bildung von Keimen zu verhindern, die zu der Bildung durch Oxidation induzierter Stapelfehler führen. In den Fällen, wo dies jedoch nicht erreicht wird, etwa wenn (i) langsame Kühlung auf eine Temperatur von etwa 1100°C oder 1050°C z. B. angewandt wird, um eine Diffusion von Eigenpunktfehlstellen zu ermöglichen (um Konzentrationen der Eigenpunktfehlstellen unter die kritische Übersättigung zu drücken), oder (ii) Abschreckkühlung angewandt wird, jedoch durch einen Temperaturbereich, der sich nicht oder nicht genügend mit dem Temperaturbereich für die Bildung von OISF-Keimen überlappt, wird eine zusätzliche Kühlstufe benutzt, um die Bildung von OISF-Keimen zu steuern.
Allgemein gesprochen beinhaltet diese zusätzliche Kühlstufe die Abkühlung des Blockabschnitts durch den oben beschriebenen Temperaturbereich (z. B. von etwa 1100°C auf etwa 700°C, von etwa 1050°C auf etwa 750°C oder von etwa 1000°C auf etwa 800°C) mit einer ausreichenden Geschwindigkeit, um die Bildung von OISF-Keimen zu begrenzen, so dass ein aus diesem Blockabschnitt erhaltener Wafer eine OISF-Konzentration von weniger als etwa 50/cm², vorzugsweise weniger als 40/cm², bevorzugter weniger als etwa 30/cm², noch bevorzugter weniger als etwa 20/cm² (z. B. weniger als etwa 15/cm² oder sogar 10/cm²) haben wird, nachdem er Bedingungen ausgesetzt wurde, die zur Bildung von durch Oxidation induzierten Stapelfehlern ausreichend sind. Insbesondere ist jedoch die Bildung von OISF-Keimen genügend eingeschränkt oder kontrolliert, so dass ein aus dem Blockabschnitt erhaltener Wafer im Wesentlichen frei von durch Oxidation induzierten Stapelfehlern ist.
Es ist zu bemerken, dass „im Wesentlichen frei von durch Oxidation induzierten Stapelfehlern", wie hier benutzt, sowie dessen Abänderungen sich auf eine Konzentration beziehen, die kleiner als die gegenwärtigen Bestimmungsgrenzen dieser Fehlstellen (z. B. kleiner als etwa 5/cm², oder sogar etwa 3/cm²) durch in der Technik bekannte Mittel ist.
Obgleich die genauen Bedingungen, die zur Bildung von durch Oxidation induzierten Stapelfehlern ausreichen, von einer Waferprobe zur anderen variieren können, ist ferner zu bemerken, dass die Bedingungen für diesen thermischen Oxidationsprozess im Allgemeinen in der Technik bekannt sind und typischerweise die Erhitzung des Wafers während einer Zeitdauer (z. B. etwa 1 Stunde, 2 Stunden, 4 Stunden, 8 Stunden, 10 Stunden oder mehr) auf eine Temperatur in dem Bereich von 900°C und 1200°C in trockenem Sauerstoff, feuchtem Sauerstoff oder Wasserdampf beinhalten. Selbst eine übliche Wärmebehandlung zur Sauerstoffausfällung, die im Wesentlichen aus dem Glühen eines Wafers bei etwa 800°C für etwa 4 Stunden und dann bei etwa 1000°C für etwa 16 Stunden besteht, kann z. B. zu der Bildung solcher Fehler führen.
Diesess Ergebnis kann typischerweise dadurch erreicht werden, dass man den Blockabschnitt durch diesen Temperaturbereich in Abhängigkeit von z. B. dem Sauerstoffgehalt des Siliziums mit einer Geschwindigkeit von wenigstens etwa 1°C/Minute, mit Kühlgeschwindigkeiten von wenigstens etwa 1,5°C/Minute, 2°C/Minute, 2,5°C/Minute, 3°C/Minute oder mehr (z. B. etwa 5°C/Minute, etwa 10°C/Minute oder mehr) abkühlt. Insbesondere ist in dieser Hinsicht zu bemerken, dass die nötige Abkühlungsgeschwindigkeit zur Erreichung des gewünschten Ergebnisses wenigstens teilweise von der Sauerstoffkonzentration des Siliziums abhängt. Für Sauerstoffgehalte in dem Bereich von etwa 11 bis etwa 14,5 ppma (Atomteile je Million, ASTM-Standard F-121-83) wird z. B. typischerweise eine Geschwindigkeit von wenigstens etwa 1°C/Minute, 1,5°C/Minute oder sogar 2°C/Minute benötigt, während für Sauerstoffgehalte in dem Bereich von etwa 14,5 bis etwa 18 ppma oder mehr eine Geschwindigkeit von wenigstens etwa 2°C/Minute, 2,5°C/Minute, 3°C/Minute oder mehr benötigt werden kann.
Es ist jedoch zu bemerken, dass der Wafer in einigen Fällen vor der Weiterverarbeitung einer thermischen Glühung unterworfen werden kann (etwa bevor er einer Oxidationsbehandlung unterzogen wird, in der durch Oxidation induzierte Stapelfehler gebildet werden), um vorliegende Keime aufzulösen oder in anderer Weise zu verändern, die zur Bildung von durch Oxidation induzierten Stapelfehlern führen. Anders gesagt kann das Verfahren der vorliegenden Erfindung, nachdem der Blockabschnitt gezüchtet und daraus ein Wafer erhalten wurde, vor einer Oxidationsbehandlung zusätzlich eine thermische Glühung umfassen, um die Bildung eines Siliziumwafers mit einer wie oben beschriebenen OISF-Konzentration zu erreichen.
Diese thermische Glühung oder schnelle thermische Glühung kann durch eine Reihe hier beschriebener unterschiedlicher Methoden (siehe z. B. die obige Diskussion über die Auflösung von B-Fehlstellen) durchgeführt werden sowie durch die Methoden, die z. B. in US-Patent Nr. 5,994,761 und 6,336,968; PCT-Anmeldung Nr. PCT/US99/19301 (WO-A-00/14776) und PCT-Anmeldung Nr. PCT/US99/24068 (WO-A-00/22198) beschrieben sind. Allgemein gesprochen kann diese Behandlung die Erhitzung des Wafers auf eine Temperatur von wenigstens etwa 950°C, 1000°C, 1100°C, 1200°C oder mehr (z. B. von etwa 1250°C bis etwa 1270°C) für wenige Sekunden (z. B. 2, 4, 6, 8), mehrere 10 Sekunden (z. B. 10, 20, 30, 40) oder sogar mehrere Minuten umfassen, je nach der angewandten Temperatur und der Größe und/oder Anzahl der aufzulösenden Keime. Alternativ kann der Wafer jedoch schnell (z. B. mit einer Geschwindigkeit von wenigstens 1°C/s) z. B. auf eine Temperatur von typischerweise nicht über etwa 1300°C (z. B. eine Temperatur von etwa 1250°C, 1225°C oder sogar 1200°C) erhitzt werden, wie z. B. in US-Patent Nr. 5,994,761 beschrieben wurde.
Zusätzliches Material Merkmale/Beschränkungen:
Kohlenstoffgehalt
Substitutionskohlenstoff hat bei Anwesenheit als Verunreinigung in Einkristallsilizium die Fähigkeit, die Bildung von Sauerstoffniederschlag-Keimbildungszentren zu katalysieren. Aus diesem und anderen Gründen wird es daher bevorzugt, dass der Einkristallsiliziumblock eine niedrige Kohlenstoffkonzentration hat. Das heißt die Konzentration des Kohlenstoffs in dem Einkristallsilizium ist vorzugsweise kleiner als etwa 5 × 10¹⁶ Atome/cm³, bevorzugter kleiner als 1 × 10¹⁶ Atome/cm³ und noch bevorzugter kleiner als 5 × 10¹⁵ Atome/cm³ nach Bestimmung durch in der Technik bekannte Methoden.
Lichtpunktfehlstellen/Toroxidintegrität
Die vorliegende Erfindung erlaubt die Bildung von Siliziumwafern mit deutlich verbesserten Leistungswerten einschließlich z. B. einer Oberflächenzahl von Lichtpunktfehlstellen (LPDs) einer Größe (das ist der effektive Durchmesser) von mehr als oder gleich etwa 0,12 Mikron im Umfang von weniger als etwa 75, 50, 25 oder sogar 10 je Wafer nach Bestimmung durch in der Technik bekannte Methoden. Ferner ermöglicht das vorliegende Verfahren die Bildung von Wafern mit einer Durchgangsrate der Toroxidintegrität (GOI) von wenigstens etwa 70% oder sogar 75%, wobei Raten von 80%, 85%, 90% oder mehr in einigen Fällen möglich sind.
Anwendungen
Es ist zu bemerken, dass Wafer, die aus erfindungsgemäß gezüchteten Blöcken geschnitten werden für die Verwendung als Substrate geeignet sind, auf denen eine epitaxiale Schicht abgeschieden werden kann. Die epitaxiale Abscheidung kann durch in der Technik übliche Methoden durchgeführt werden.
Wafer, die aus erfindungsgemäß gezüchteten Blöcken geschnitten sind, sind auch zur Verwendung als Substrate für Halbleiter auf Nichtleiterstrukturen (z. B. SIMOX oder verbundene Anwendungen) geeignet. Der Verbundstoff aus Halbleiter auf Nichtleiter kann z. B. gebildet werden, wie von Iyer et al. in US-Patent Nr. 5,494,849 beschrieben wurde. Die vorliegenden Wafer können bei diesen Anwendungen als der Substratwafer oder die Geräteschicht eingesetzt werden.
Ferner ist zu bemerken, dass nach der vorliegenden Erfindung hergestellte Wafer für den Einsatz in Kombination mit Wasserstoff- oder Argon-Glühbehandlungen geeignet sind, etwa die in der Europäischen Patentanmeldung Nr. 503,816 A1 beschriebenen Behandlungen.
Kristallziehapparaturen:
Es ist zu bemerken, dass das Verfahren der vorliegenden Erfindung generell unter Benutzung einer Ausrüstung durchgeführt werden kann, die im Handel erhältlich ist und/oder unter Benutzung in der Technik üblicher Mittel gebaut ist. Eine neue Ausführungsform einer für den Einsatz bei der vorliegenden Erfindung besonders geeigneten Kristallziehvorrichtung wird jedoch nun hier beschrieben.
Unter Bezugnahme auf die Zeichnung und insbesondere auf 3 ist ein Kristallziehgerät zur Durchführung der Methode der vorliegenden Erfindung in seiner Gesamtheit durch die Bezugszahl 22 bezeichnet. Das Kristallziehgerät 22 hat ein allgemein mit 24 bezeichnetes, wassergekühltes Gehäuse zur Isolierung eines Innenraums, der eine untere Kristallwachstumskammer 26 und eine obere Ziehkammer 28 hat, die eine kleinere Querdimension als die Wachstumskammer hat. Ein in einem Aufnahmebehälter 32 sitzender Quarztiegel 30 hat eine zylindrische Seitenwand 34 und enthält geschmolzenes Halbleiter-Ausgangsmaterial M, aus dem der monokristalline Siliziumblock I gezüchtet wird.
Der Aufnahmebehälter 32 ist auf einem Drehtisch 36 zur Drehung des Aufnahmebehälters und Tiegels 30 um eine zentrale Längsachse X montiert. Der Tiegel 30 kann in der Wachstumskammer 26 auch angehoben werden, um die Oberfläche des geschmolzenen Ausgangsmaterials M auf einem im Allgemeinen konstanten Niveau zu halten, wenn der Block I gezüchtet wird und das Ausgangsmaterial aus der Schmelze entfernt wird. Ein Widerstandserhitzer 38 zur Erhitzung des Tiegels umgibt den Tiegel 30, um das Ausgangsmaterial M in dem Tiegel einzuschmelzen. Der Erhitzer 38 wird durch ein äußeres Steuersystem (nicht gezeigt) so gesteuert, dass die Temperatur des geschmolzenen Ausgangsmaterials M während des Ziehverfahrens genau gesteuert wird.
Eine Ziehmechanik hat eine Ziehwelle 40, die von einer (nicht gezeigten) Mechanik herabragt, die die Ziehwelle heben, absenken und drehen kann. Das Kristallziehgerät 22 kann je nach der Geräteart anstelle einer Welle 40 einen Ziehdraht (nicht gezeigt) haben. Die Ziehwelle 40 endet in einem Keimkristall-Spannfutter 42, das einen zum Züchten des monokristallinen oder einkristallinen Siliziumblocks I dienenden Keimkristall C hält. Die Ziehwelle 40 wurde in 3 an seinem oberen Ende und an ihrer Verbindung zu dem Spannfutter 42 teilweise weggebrochen. Beim Züchten des Blocks I senkt die Ziehmechanik den Keimkristall C ab, bis er die Oberfläche des geschmolzenen Ausgangsmaterials S berührt. Sobald der Keimkristall C zu schmelzen beginnt, hebt die Ziehmechanik den Keimkristall langsam durch die Wachstumskammer 26 und die Ziehkammer 28 nach oben, um den monokristallinen Block I zu züchten. Die Geschwindigkeit, mit der die Ziehmechanik den Keimkristall C dreht, und die Geschwindigkeit, mit der die Ziehmechanik den Keimkristall hebt (das ist die Ziehgeschwindigkeit v) werden durch ein äußeres Steuersystem gesteuert. Die allgemeine Konstruktion und der Betrieb des Kristallziehgeräts 22 mit Ausnahme des unten näher erläuterten Umfangs ist herkömmlich und den Fachleuten bekannt.
Ein Hitzeschildaggregat 50 ist in der Wachstumskammer 26 über dem geschmolzenem Ausgangsmaterial M angebracht und hat eine zentrale Öffnung 51 einer Größe und Form, um den Block I zu umgeben, wenn der Block aus dem Ausgangsmaterial nach oben gezogen wird. Das Hitzeschildaggregat 50 enthält eine isolierende Schicht 52, die zwischen koaxial angeordneten inneren und äußeren Reflektoren 54 bzw. 56 enthalten ist. Der äußere Reflektor 56 ist im Allgemeinen konisch und hat einen ringförmigen Flansch 58, der sich von dem oberen Ende 60 des Reflektors radial nach außen erstreckt. Der Flansch 58 ist von einer Größe, dass er auf einen Trägerring 62 aufsitzt, der zur Halterung des Hitzeschildaggregats 50 in der Wachstumskammer 26 angeordnet ist. Der äußere Reflektor 56 ist von dem ringförmigen Flansch 58 nach innen und abwärts geneigt und reicht nach unten in den Tiegel 30 bis zu einer Position oberhalb der Schmelzeoberfläche, so dass der äußere Reflektor wenigstens teilweise zwischen der Tiegelseitenwand 34 und dem wachsenden Block I angeordnet ist. Der äußere Reflektor 56 ist in dieser Weise geneigt, um von der Tiegelseitenwand 34 abgestrahlte Wärme nach unten von dem Block I weg zu lenken, wenn der Block das Hitzeschildaggregat 50 passiert, und er lenkt Luftkonvektionsströme nach außen, wenn sie aus dem Inneren des Tiegels 30 aufsteigen.
Ein zweiter oder unterer ringförmiger Flansch 64 verläuft von einem Boden des äußeren Reflektors 56 radial nach innen, um einen Boden des Hitzeschildaggegrats 50 zu begrenzen. Zur Unterstützung des inneren Reflektors 54 erstreckt sich ein ringförmiger Haltesims 68 von dem inneren Umfangsrand des unteren Flansches 64 vertikal nach oben, wie unten weiter beschrieben wird. Der äußere Reflektor 56 besteht vorzugsweise aus einem Grapitmaterial und insbesondere aus Siliziumcarbid-beschichtetem Graphit.
Der äußere Reflektor 56 hat eine zentrale Öffnung 72, die die zentrale Öffnung 51 des Hitzeschirmaggregats 50 begrenzt.
Der innere Reflektor 54 ist im Allgemeinen auch konisch und hat einen kegeligen Hauptteil 80 und einen Montageteil 82, der sich von dem Boden des kegeligen Hauptteils des inneren Reflektors senkrecht nach unten erstreckt. Wie in 3 dargestellt, hat der Montageteil 82 des inneren Reflektors 54 eine sich von der Oberkante des Montageteils radial nach innen erstreckende ringförmige Lippe 84 zum Aufsitzen auf dem Haltesims 68 des äußeren Reflektors 56. Der innere Reflektor 54 ruht somit auf dem Haltesims 68 des äußeren Reflektors 56, wobei der Boden des Montageteils 82 des inneren Reflektors in geringem Anstand über dem unteren Flansch 64 des äußeren Reflektors liegt.
Der kegelige Hauptteil 80 des inneren Reflektors 54 ist von dem Montageteil 82 aufwärts und nach außen geneigt. Das obere Ende des inneren Reflektors 54 schließt im Allgemeinen mit dem oberen Flansch 58 des äußeren Reflektors 56 bündig ab. Bei der bevorzugten Ausführungsform ist der kegelige Hauptteil 80 des inneren Reflektors 54 von dem äußeren Reflektor 56 radial etwas beabstandet, so dass der einzige Kontakt zwischen dem inneren und äußeren Reflektor dort besteht, wo die Lippe 84 des inneren Reflektors auf dem Sims 68 des äußeren Reflektors aufsitzt. Die Beabstandung erlaubt auch die Ausdehnung des äußeren Reflektors 56 bei Erhitzung während des Betriebs des Kristallziehgeräts 22, ohne an dem inneren Reflektor 54 zur Anlage zu kommen und diesen zusammenzudrücken. Die Beabstandung des inneren Reflektors 54 von dem äußeren Reflektor 56 in dieser Weise verringert die Wärmemenge, die von dem äußeren Reflektor auf den inneren Reflektor übertragen wird. Bei der dargestellten Ausführungsform der 3 ist der äußere Reflektor 56 so geformt, dass zwischen dem inneren und äußeren Reflektor eine ringförmige Isolationskammer 86 begrenzt ist. Die Isolierung 52 besteht aus einem Werkstoff mit geringer Wärmeleitfähigkeit und ist in der Isolationskammer 86 enthalten, um einen Teil des inneren Reflektors 54 weiter gegen Wärmeübergang von dem äußeren Reflektor 54 auf den inneren Reflektor zu isolieren. Der innere Reflektor 54 ist vorzugsweise aus dem gleichen Werkstoff wie der äußere Reflektor. Der innere Reflektor 54 und der äußere Reflektor 56 können jedoch aus anderen ähnlichen Werkstoffen gefertigt sein, ohne den Schutzumfang der Erfindung zu verlassen.
Das in 3 gezeigte und oben beschriebene Hitzeschildaggregat 50 ist im Wesentlichen das gleiche, wie es in US-Patent Nr. 6,197,111 beschrieben ist.
Unter Bezugnahme noch auf 3 enthält das Kristallziehgerät 22 ferner ein allgemein mit 100 bezeichnetes Kühlsystem, das auf dem Gehäuse 24 des Kristallziehgeräts nahe dem Boden der Ziehkammer 28 angebracht ist und sich nach unten in die Wachstumskammer 26 bis über das Hitzeschildaggregat 50 erstreckt. Das Kühlsystem 100 umfasst ein zylindrisches Gehäuse 102 mit einer Innenwand 104, einer von der Innenwand im Allgemeinen parallel zu dieser radial nach außen beabstandeten Außenwand 106, einen Boden 108 und ein Oberteil 110, die relativ zueinander zwecks Begrenzung einer Innenkammer 112 angeordnet sind. Der Boden 108 des Gehäuses 102 ist über der Oberseite des Hitzeschildaggregats 50 von diesem ausreichend beabstandet, um durch eine Sichtöffnung 90 in dem Gehäuse 24 des Kristallziehgeräts zwischen dem Kühlsystem und dem Hitzeschildaggregat die Betrachtung des wachsenden Blocks I zu gestatten und das Zwischenschieben eines Beschickungsrohres (nicht gezeigt, aber an dem Gehäuse des Kristallziehgeräts an der Beschickungsrohröffnung 92 montiert) zur Positionierung über dem Tiegel 30 zu ermöglichen, um dem Tiegel ungeschmolzenes polykristallines Silizium zuzuführen. Der Abstand zwischen dem Boden 108 des Gehäuses 102 des Kühlsystems und der Oberkante des Hitzeschildaggregats 50 ist z. B. etwa 1 bis 2 Zoll [etwa 2,54 bis 5,08 cm]. In der durch das Gehäuse 102 des Kühlsystems begrenzten Innenkammer 112 ist ein Kühlrohr 114 von Schlangenkonstruktion angeordnet, wobei die Windungen 116 des Kühlrohrs die Innenwand 104 des Gehäuses in engem Kontakt zu dieser umgeben. Das Kühlrohr 114 hat relativ zu dem Gehäuse 102 des Kühlsystems eine solche Größe, dass die Windungen 116 des Kühlrohrs auch in engem Kontakt mit der Außenwand 106 des Gehäuses sind.
Ein allgemein mit 118 bezeichneter Adapterring des Kühlsystems 100 ist so ausgebildet, dass es auf dem Gehäuse 24 des Kristallziehgeräts am Boden der Ziehkammer 28 aufsitzt, um das Kühlsystem in dem Ziehgehäuse zu befestigen. Der Adapterring 118 hat ein Flanschelement 120, das sich von der Außenwand 106 des Kühlsystemgehäuses 102 etwas unterhalb von dessen Oberkante radial nach außen erstreckt. Ein ringförmiger Raum 122 befindet sich zur Durchleitung von Kühlmittel in dem Flanschelement 120, um den Adapterring 118 zu kühlen. Eine Öffnung 124 in der Außenwand 106 des Kühlsystemgehäuses 102 schafft eine Strömungsmittelverbindung und mechanische Verbindung zwischen dem ringförmigen Raum 122 und der Innenkammer 112 des Gehäuses des Kühlsystems. Eine Eintrittsöffnung 126 verläuft von dem ringförmigen Raum 122 durch das Flanschelement 120 radial nach außen zum Anschluss über eine geeignete Leitung (nicht gezeigt) an eine Kühlflüssigkeitsquelle (nicht gezeigt), wie Wasser, um Kühlflüssigkeit in das Kühlsystem 100 aufzunehmen. Eine Austrittsöffnung 128 verläuft ebenfalls von dem Ringraum 122 durch das Flanschelement 120 radial nach außen zum Anschluss an eine andere Leitung (nicht gezeigt), um Kühlflüssigkeit aus dem Kühlsystem 100 abzuleiten.
Wie in den 4 und 5 dargestellt, ist die oberste Windung 116a des Kühlrohres 114 offen und in der Eintrittsöffnung 126 des Adapterrings 118 aufgenommen zur Aufnahme von Kühlflüssigkeit in das Kühlrohr. Die Windungen 116 des Kühlrohres 114 sind in der Innenkammer 112 des Kühlsystemsgehäuses 102 abwärts gewunden, um Kühlflüssigkeit durch das Kühlrohr nach unten zu lenken. Die unterste Windung 116b des Kühlrohres 114 ist ebenfalls offen, so dass aus dem Kühlrohr Kühlflüssigkeit in die Innenkammer 112 des Kühlsystemgehäuses 102 allgemein am Boden der Kammer abgezogen wird. Ein Leitbleich 130 (6) ist innerhalb der Innenkammer 112 mit dem Boden 108 des Gehäuses 102 verbunden und so ausgebildet und eingerichtet, dass es eine dem offenen Ende der untersten Windung 116b des Kühlrohrs 114 zugewandte, im Allgemeinen konkave Oberfläche 132 hat, um aus dem Kühlrohr austretende Kühlflüssigkeit unter die unterste Windung in eine Richtung zu leiten, die der Richtung der Abwärtswindung des Kühlrohres entgegengesetzt ist.
Das Kühlsystem 110 der dargestellten Ausführungsform einschließlich des Gehäuses 102, des Kühlrohres 113 und des Adapterrings 118 sind aus Stahl gefertigt. Das Kühlrohr 114 kann anders als eine Schlangenkonstruktion ausgebildet sein, etwa durch Ausbildung als Ring (nicht gezeigt) oder andere Kammerkonstruktion (nicht gezeigt), die die gesamte oder einen Teil der Innenwand 104 des Kühlsystemsgehäuses 102 umgibt, ohne dass der Erfindungsumfang dadurch verlassen wird.
Bei einer bevorzugten Methode der Konstruktion des Kühlsystems 100 werden die Innenwand 104, der Boden 108 und das Oberteil 110 des Gehäuses 102 miteinander verbunden, etwa durch Zusammenschweißen. Das Kühlrohr 114 wird um die Innenwand 104 in engem Kontakt mit dieser gewickelt und an der Innenwand etwa durch Anschweißen befestigt. Die Außenwand 106 wird dann in engem Kontakt um das Kühlrohr 114 gelegt, wobei die Öffnung 124 in der Außenwand die Öffnung in der obersten Windung 116a des Kühlrohres überdeckt. Die Außenwand 106 wird dann mit dem Oberteil 110 und dem Boden 108 des Gehäuses 102 etwa durch Verschweißen verbunden, um die Innenkammer 112 des Gehäuses zu begrenzen. Schließlich wird der Adapterring 118 an der Außenwand 106 des Kühlsystemgehäuses 102 etwa durch Anschweißen befestigt, wobei die Eintrittsöffnung 126 des Adapterrings mit der Öffnung in der obersten Windung 116a des Kühlrohres 114 in Flüssigkeitsverbindung ist.
Beim Betrieb des Kühlsystems 100 wird von einer Kühlflüssigkeitsquelle durch die Eintrittsöffnung 126 des Adapterrings 118 Kühlflüssigkeit in das Kühlsystem aufgenommen. Die Kühlflüssigkeit strömt in die oberste Windung 116a des Kühlrohres 114 und dann abwärts durch das Kühlrohr in der Innenkammer 112 des Gehäuses 102. Bei dem engen Kontakt des Kühlrohres 114 mit der Innenwand 104 des Gehäuses 102 erfolgt zwischen der Innenwand und der Kühlflüssigkeit in dem Kühlrohr der Übergang von Leitungswärme, um die Innenwand zu kühlen. Wenn die Kühlflüssigkeit die unterste Windung 116b des Kühlrohres 114 erreicht, strömt sie aus dem Kühlrohr heraus und wird gegen das an dem offenen Ende der untersten Windung angeordnete Leitblech 130 gelenkt. Die konkave Oberfläche 132 des Leitblechs 130 lenkt die Kühlflüssigkeit zurück unter die unterste Windung 116b des Kühlrohres 114 in eine Richtung entgegengesetzt der Richtung, in der die Kühlflüssigkeit abwärts durch das Kühlrohr strömt. Im Ergebnis strömt die Kühlflüssigkeit aufwärts zurück durch die Innenkammer 112 des Gehäuses 102 im Allgemeinen innerhalb des Raumes zwischen den Windungen 116 des Kühlrohres 114. Die Kühlflüssigkeit strömt durch die Öffnung 124 in der Außenwand 106 aus dem Gehäuse 102 und dann in den Ringraum 122 des Adapterrings 118. Die Kühlflüssigkeit wird durch den Ringraum 122 geleitet, bis sie durch die Austrittsöffnung 128 des Adapterrings 118 aus dem Kühlsystem abgeführt wird.
Feststellung agqlomerierter Fehlstellen:
Agglomerierte Fehlstellen können durch eine Reihe unterschiedlicher Methoden nachgewiesen werden. Z. B. werden Strömungsbild-Fehlstellen oder D-Fehlstellen typischerweise dadurch nachgewiesen, dass man vorzugsweise die Einkristallsiliziumprobe etwa 30 Minuten in einer Secco-Ätzlösung ätzt und dann die Probe der mikroskopischen Untersuchung unterzieht (siehe z. B. H. Yamagishi et al., Semicond. Sci. Technol. 7, A135 (1992)). Obgleich es ein Standardverfahren zur Feststellung agglomerierter Leerstellen-Fehlstellen ist, kann dieses Verfahren auch zur Feststellung von A-Fehlstellen benutzt werden. Wenn diese Technik benutzt wird, erscheinen diese Fehlstellen als große Grübchen auf der Probenoberfläche, wenn sie anwesend sind.
Agglomerierte Eigenpunktfehlstellen können ferner visuell dadurch festgestellt werden, dass man diese Fehlstellen mit einem Metall dekoriert, das bei Wärmeanwendung zu Diffusion in die Einkristallsiliziummatrix befähigt ist. Im Einzelnen können Einkristallsiliziumproben, wie Wafer, dicke Stäbe oder flache Platten, visuell auf die Anwesenheit solche Fehlstellen geprüft werden, indem man erst die Probenoberfläche mit einer metallhaltigen Zusammensetzung beschichtet, die zur Dekorierung dieser Fehlstellen befähigt ist, wie etwa einer konzentrierten Lösung von Kupfernitrat. Die beschichtete Probe wird dann etwa 5 Minuten bis etwa 15 Minuten auf eine Temperatur zwischen etwa 900°C und etwa 1000°C erhitzt, um das Metall in die Probe diffundieren zu lassen. Die wärmebehandelte Probe wird dann auf Raumtemperatur abgekühlt, wodurch das Metall kritisch übersättigt wird und innerhalb der Probenmatrix an Stellen ausfällt, an denen Fehlstellen vorliegen.
Nach Abkühlung wird die Probe zuerst zur Entfernung von Oberflächenrückstand und Fällungsmitteln einer Fehlstellen-nicht-darstellenden Ätzung ausgesetzt, indem man die Probe etwa 8 bis etwa 12 Minuten mit einer Glanzätzlösung behandelt. Eine typische Glanzätzlösung enthält etwa 55% Salpetersäure (70 Gew.-%ige Lösung), etwa 20% Fluorwasserstoffsäure (49 Gew.-%ige Lösung) und etwa 25% Chlorwasserstoffsäure (konzentrierte Lösung).
Die Probe wird dann mit entionisiertem Wasser gespült und einer zweiten Ätzstufe unterworfen, indem man die Probe etwa 35 bis etwa 55 Minuten in eine Secco- oder Wright-Ätzlösung eintaucht oder sie mit ihr behandelt. Typischerweise wird die Probe mit einer Secco-Ätzlösung geätzt, die 0,15 M Kaliumdichromat und Fluorwasserstoffsäure (49 Gew.-%ige Lösung) in einem Verhältnis von etwa 1:2 enthält. Diese Ätzstufe hat die Wirkung, etwa vorhandene agglomerierte Fehlstellen freizulegen oder darzustellen.
Bei einer anderen Ausführungsform dieses „Fehlstellendekorierungsverfahrens" wird die Einkristallsiliziumprobe vor der Anwendung der metallhaltigen Zusammensetzung einer Thermoglühung unterworfen. Typischerweise wird die Probe etwa 3 Stunden bis etwa 5 Stunden auf eine Temperatur in dem Bereich von etwa 850°C bis etwa 950°C erhitzt. Diese Ausführungsform wird besonders für die Feststellung agglomerierter Zwischengitter-Siliziumeigenatom-Fehlstellen des B-Typs bevorzugt. Ohne Festlegung auf eine besondere Theorie wird allgemein angenommen, dass diese thermische Behandlung die Wirkung hat, B-Fehlstellen zu stabilisieren und zu vergrößern, so dass sie leichter dekoriert und festgestellt werden können.
Agglomerierte Leerstellen-Fehlstellen können auch unter Benutzung von Laserstreuungsverfahren, wie Laserstreuungstomographie festgestellt werden, die typischerweise eine tiefere Erfassungsgrenze der Fehlstellendichte haben als andere Ätzverfahren.
Im Allgemeinen können Bereiche von Zwischengitteratom-dominiertem und Leerstellen-dominiertem Material, die frei von agglomerierten Fehlstellen sind, voneinander und von agglomerierte Fehlstellen enthaltendem Material durch die oben beschriebene Kupferdekorierungstechnik unterschieden werden. Bereiche von Fehlstellen-freiem, Zwischengitteratom-dominiertem Material enthalten keine durch die Ätzung freigelegten dekorierten Merkmale, während Bereiche aus Fehlstellen-freiem, Leerstellen-dominiertem Material (vor einer Sauerstoffkeim-Auflösungsbehandlung bei hoher Temperatur wie oben beschrieben) durch die Kupferdekoration der Sauerstoffkeime kleine Ätzgrübchen enthalten.
Feststellung von durch Oxidation induzierten Stapelfehlern:
Die Feststellung von durch Oxidation induzierten Stapelfehlern kann durch in der Technik übliche Mittel erreicht werden. Allgemein gesagt beinhaltet diese Methode jedoch die Wasserdampfoxidation einer Siliziumwaferoberfläche mit nachfolgender dekorativer Ätzung (z. B. Wright-Ätzung). Der Wafer wird dann unter einem Mikroskop untersucht (z. B. Normarski), und die Stapelfehler werden gezählt.
Definitionen:
Die hier benutzten Sätze oder Bezeichnungen sollen die angegebenen Bedeutungen haben: „Agglomerierte Eigenpunktfehlstellen" oder einfach „agglomerierte Fehlstellen" bedeuten Fehlstellen, die (i) durch die Reaktion verursacht werden, bei der Leerstellen agglomerieren, um D-Fehlstellen, Strömungsbild-Fehlstellen, Toroxidintegrität-Fehlstellen, von Kristall ausgegangene Teilchen-Fehlstellen, von Kristall ausgegangene Lichtpunkt-Fehlstellen und andere solche mit Leerstellen verwandte Fehlstellen zu bilden, oder (ii) durch die Reaktion, bei der Zwischengittereigenatome zu A-Fehlstellen, Versetzungsschleifen und -netzwerken sowie anderen mit Zwischengitter eigenatomen verwandten Fehlstellen agglomerieren. „Agglomerierte Zwischengitteratomfehlstellen" bedeuten agglomerierte Eigenpunktfehlstellen, die durch die Umsetzung verursacht werden, bei der Silizium-Zwischengittereigenatome agglomerieren. „Agglomerierte Leerstellen-Fehlstellen" sollen agglomerierte Leerstellen-Punktfehlstellen bedeuten, die durch die Reaktion verursacht werden, bei der Kristallgitter-Leerstellen agglomerieren. „Radius" bedeutet den von der Mittelachse zu einem Umfangsrand eines Wafers oder Blocks gemessenen Abstand. „Im Wesentlichen frei von agglomerierten Eigenpunktfehlstellen" soll eine Konzentration (oder Größe) agglomerierter Fehlstellen bedeuten, die kleiner als die Feststellungsgrenze dieser Fehlstellen ist, die gegenwärtig etwa 10³ Fehlstellen/cm³ beträgt. „V/I-Grenze" bedeutet die Lage entlang des Radius (oder der Achse) eines Blocks oder Wafers, bei der das Material von Leerstellen-dominiert zu Zwischengittereigenatom-dominiert übergeht; und „Leerstellen-dominiert" und „Zwischengittereigenatom-dominiert" bedeutet Material, in dem die Eigenpunktfehlstellen überwiegend Leerstellen bzw. Zwischengittereigenatome sind.
Wie das folgende Beispiel erläutert, ergibt die vorliegende Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines Einkristallsiliziumblocks, aus dem Wafer geschnitten werden können, bei dem bei Abkühlung des Blocks von der Erstarrungstemperatur gemäß der Czochralski-Methode die Bildung einer Agglomeration von Eigenpunktfehlstellen in einem Zwischengitteratom-dominierten, axialsymmetrischen Bereich verhindert wird und die Bildung von OISF-Keimen und wahlweise agglomerierten Fehlstellen in einem Leerstellen-dominierten, axialsymmetrischen Bereich des Blockteils von konstantem Durchmesser verhindert wird.
Es ist zu bemerken, dass dieses Beispiel nur der Erläuterung dienen soll und daher nicht in einem einschränkenden Sinne interpretiert werden soll.
Beispiel
Nach der vorliegenden Erfindung wurde eine Reihe von Einkristallsiliziumblöcken mit einem Durchmesser von etwa 200 mm nach der Czochralski-Methode gezüchtet, wobei ein Teil der Reihe in einem Kristallziehgerät gezüchtet wurde, das keine zusätzliche Apparatur zur Kühlung des erstarrten Blocks besaß, und ein Teil in einer Kristallziehapparatur gezüchtet wurde, die eine solche zusätzliche Apparatur besaß (z. B. ein Kristallziehgerät mit einem Kühlmantel in dem Übergangsbereich des Ziehgeräts, etwa das hier beschriebene Gerät). Jeder Block wurde unter den gleichen Wachstumsbedingungen gezüchtet, so dass jeder einen Abschnitt mit einem Zwischengitteratom-dominierten, axialsymmetrischen Bereich hatte, der im Wesentlichen frei von agglomerierten Fehlstellen war und der konzentrisch um einen Leerstellen-dominierten, axialsymmetrischen Bereich verlief (wobei die Breite jedes axialsymmetrischen Bereichs von einem Block zu dem nächsten etwa die gleich war). Der einzige signifikante Unterschied zwischen den Blocks oder den Blocksegmenten, die gezüchtet und analysiert wurden (neben dem oben beschriebenen Kühlmechanismus), war der Sauerstoffgehalt des Siliziums (Sauerstoffgehalte in dem Bereich von etwa 13,5 bis etwa 15,7 ppma für die ungekühlten Blöcke und von etwa 12 bis etwa 16,8 ppma für die gekühlten Blöcke).
Im Anschluss an die Züchtung des Blocks wurden die zu analysierenden Abschnitte in Wafer geschnitten, jeder Wafer wurde dann einer thermischen Glühung unterzogen (bei der Sauerstoffniederschlagskeime stabilisiert wurden und dann wuchsen) mit nachfolgender Oxidationsbehandlung zur Bildung durch Oxidation induzierter Stapelfehler. Schließlich wurden die resultierenden Wafer wie hier beschrieben auf Anwesenheit von OISF-Fehlstellen überprüft.
Nach 7 werden die Ergebnisse von den Wafern aus Blockabschnitten angegeben, die von Einkristallsilizium blöcken stammen, die in einem Kristallziehgerät ohne Kühlmantel oder -gerät gezüchtet wurden und die somit ohne schnelle Kühlung durch den Temperaturbereich hindurch erhalten wurden, bei dem OISF-Keime gebildet werden und wachsen. Ein Teil der erhaltenen Wafer wurden einer „normalen" schnellen thermischen Glühbehandlung („RTA") unterzogen, bei der sie auf etwa 750°C erhitzt wurden, während die übrigen Wafer einer RTA unterworfen wurden, wie sie in US-Patent Nr. 5,994,761 beschrieben ist, bei der die Wafer schnell auf eine Temperatur von etwa 1235°C erhitzt wurden.
Wie aus diesen Ergebnissen ersichtlich, liegt bei Abwesenheit einer Hochtemperatur-RTA für alle Sauerstoffkonzentrationen oberhalb etwa 11 ppma ein OISF-Band vor. Insbesondere zeigen diese Ergebnisse, dass (i) wenn eine Tieftemperatur-RTA anzuwenden ist, eine schnelle Kühlung erfolgen muss, um OISF-Konzentrationen von weniger als etwa 10/cm² zu gewährleisten, (ii) wenn eine Hochtemperatur-RTA verfügbar ist, für Sauerstoffkonzentrationen bis zu etwa 14,5 ppma eine langsame Abkühlung im Allgemeinen akzeptabel ist, um die Erreichung von OISF-Konzentrationen von weniger als etwa 10/cm² zu gewährleisten, und (iii) selbst wenn eine Hochtemperatur-RTA verfügbar ist, ist dies für einige bevorzugte Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung (nämlich sehr niedrige OISF-Konzentrationen) nicht ausreichend, da die Sauerstoffkonzentration ohne gewisse Maßnahmen, durch die die Kühlgeschwindigkeit des Blockabschnitts in dem Schlüsseltemperaturbereich (wie oben beschrieben) erhöht wird, über eine gewisse Schwelle (z. B. etwa 14 oder 14,5 ppma) ansteigt. Obgleich noch höhere RTA-Temperaturen wirksamer wären, gibt es einige praktische Beschränkungen bezüglich der anwendbaren Maximaltemperatur (z. B. wie hoch die gegenwärtig verfügbaren Glühgeräte gehen können, sowie die Maximaltemperatur, der das Material unterworfen werden kann).
Nach 8 werden die Ergebnisse von den Wafern aus Blockabschnitten angegeben, die von Einkristallsiliziumblöcken stammen, die in einem Kristallziehgerät mit Kühlmantel oder -gerät gezüchtet wurden und die somit mit schneller Kühlung durch den Temperaturbereich hindurch erhalten wurden, bei dem OISF-Keime gebildet werden und wachsen. Ein Teil der erhaltenen Wafer wurden dann einer „normalen" RTA-Behandlung unterworfen, in der sie auf etwa 750°C erhitzt wurden, während die übrigen Wafer einer RTA unterworfen wurden, wie sie in US-Patent Nr. 5,994,761 beschrieben ist, bei der die Wafer schnell auf eine Temperatur von in einem Falle etwa 1200°C und in einem anderen von etwa 1235°C erhitzt wurden.
Mehrere Beobachtungen können bezüglich dieser Ergebnisse gemacht werden. Im Einzelnen: (i) bei einer „normalen" Tieftemperatur-Glühung (wie oben beschrieben) hatten die Wafer einen OISF-Gehalt von weniger als etwa 5/cm², bis ein Sauerstoffgehalt von etwa 14,7 ppma erreicht war, und einen OISF-Gehalt von weniger als etwa 10/cm², bis ein Sauerstoffgehalt von etwa 15 ppma erreicht war; (ii) die Benutzung einer RTA von etwa 1200°C oder 1235°C ermöglicht es jedoch, einen OISF-Gehalt von weniger als etwa 5/cm² oder sogar 3/cm² zu erhalten, selbst wenn der Sauerstoffgehalt so hoch wie etwa 16,7 ppma ist.
Mit Blick auf das oben Stehende ist ersichtlich, dass eine kontrollierte Kühlung es ermöglicht, Wafer mit signifikant geringeren OISF-Gehalten aber höheren Sauerstoffgehalten zu erhalten. Ferner ist ersichtlich, dass selbst bei Abwesenheit einer kontrollierten Kühlung ein RTA-Verfahren benutzt werden kann, um den OISF-Gehalt zu reduzieren und so die Bildung von annehmbarem Silizium mit einem höheren Sauerstoffgehalt zu ermöglichen als es auf andere Weise möglich wäre.

Claims

Einkristall-Siliziumwafer mit einer Mittelachse (2), einer zu der Achse im allgemeinen senkrechten Vorderseite und Rückseite, einem Umfangsrand (6) und einem sich von der Mittelachse (2) zu dem Umfangsrand (6) des Wafers erstreckenden Radius (7), wobei der Wafer einen sich von dem Umfangsrand (6) radial nach innen erstreckenden, Zwischengitteratom-dominierten, axialsymmetrischen Bereich (8), der im wesentlichen frei von agglomerierten Zwischengitterfehlstellen des Typs A ist, und einen sich von dem Zwischengitteratom-dominierten Bereich (8) radial nach innen erstreckenden, Leerstellen-dominierten, axialsymmetrischen Bereich (12) umfaßt, der eine Konzentration agglomerierter Leerstellen-Fehlstellen von mehr als 10³ Fehlstellen/cm³ und eine solche Konzentration von durch Oxidation induzierten Stapelfehlerkeimen hat, daß beim Unterziehen einer Oxidationsbehandlung die durch Oxidation induzierte Stapelfehlerkonzentration kleiner als etwa 50/cm² ist.
Wafer nach Anspruch 1, bei dem der Zwischengitteratom-dominierte, axialsymmetrische Bereich (8) auch im wesentlichen frei von agglomerierten Fehlstellen des Typs B ist.
Wafer nach Anspruch 1, bei dem der Zwischengitteratom-dominierte, axialsymmetrische Bereich (8) B-Fehlstellen enthält.
Wafer nach einem der Ansprüche 1 bis 3, bei dem der Wafer einen Radius von wenigstens etwa 75 mm, 100 mm oder 150 mm hat.
Wafer nach einem der Ansprüche 1 bis 4, bei dem der Zwischengitteratom-dominierte, axialsymmetrische Bereich (8) eine radiale Breite von etwa 10%, 20%, 40%, 60%, 80% oder 90% der Länge des Radius (7) des Wafers hat.
Wafer nach einem der Ansprüche 1 bis 5, bei dem der mittlere Sauerstoffgehalt des Wafers in dem Bereich von etwa 11 bis etwa 14,5 PPMA ist.
Wafer nach einem der Ansprüche 1 bis 6, bei dem der mittlere Sauerstoffgehalt des Wafers in dem Bereich von etwa 14,5 bis etwa 18 PPMA ist.
Wafer nach einem der Ansprüche 1 bis 7, bei dem die durch Oxidation induzierte Stapelfehlerkonzentration des Wafers kleiner als etwa 40/cm², 30/cm², 20/cm² oder 10/cm² ist.
Wafer nach einem der Ansprüche 1 bis 8, bei dem die Anzahl der Lichtpunkt-Fehlstellen auf der Waferoberfläche, die in der Größe gleich oder größer als etwa 0,12 Mikron sind, kleiner als etwa 75, 50, 25 oder sogar 10 ist.
Wafer nach einem der Ansprüche 1 bis 9, bei dem der Wafer im wesentlichen frei von durch Oxidation induzierten Stapelfehlern ist.
Wafer nach einem der Ansprüche 1 bis 10, bei dem der mittlere Sauerstoffgehalt des Wafers wenigstens etwa 11, 12, 13, 14, 15, 16, 17 oder 18 PPMA ist.
Wafer nach Anspruch 1, bei dem die Oxidationsbehandlung das Glühen des Wafers für vier Stunden bei 800°C und dann für sechzehn Stunden bei 1000°C umfaßt.
Wafer nach Anspruch 1, bei dem die Oxidationsbehandlung das Glühen des Wafers für wenigstens 1 Stunden bei 900 bis 1200°C in einer Atmosphäre aus trockenem Sauerstoff, feuchtem Sauerstoff oder Wasserdampf umfaßt.