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Dokumentenidentifikation DE69904675T2 02.10.2003
EP-Veröffentlichungsnummer 0965662
Titel Verfahren zur Herstellung eines Stickstoff- dotierten Siliciumeinkristalles mit geringer Defektdichte
Anmelder Shin-Etsu Handotai Co., Ltd., Tokio/Tokyo, JP
Erfinder Iida, Makoto, Annaka-shi, Gunma-ken, JP;
Tamatsuka, Masaro, Annaka-shi, Gunma-ken, JP;
Kusaki, Wataru, Annaka-shi, Gunma-ken, JP;
Kimura, Masanori, Annaka-shi, Gunma-ken, JP;
Muraoka, Shozo, Annaka-shi, Gunma-ken, JP
Vertreter WUESTHOFF & WUESTHOFF Patent- und Rechtsanwälte, 81541 München
DE-Aktenzeichen 69904675
Vertragsstaaten DE
Sprache des Dokument EN
EP-Anmeldetag 10.06.1999
EP-Aktenzeichen 991109976
EP-Offenlegungsdatum 22.12.1999
EP date of grant 02.01.2003
Veröffentlichungstag im Patentblatt 02.10.2003
IPC-Hauptklasse C30B 15/00
IPC-Nebenklasse C30B 29/06   

Beschreibung[de]
HINTERGRUND DER ERFINDUNG Gebiet der Erfindung

Die vorliegende Erfindung betrifft einen Silicium-Einkristallwafer mit wenigen Kristalldefekten und ein Verfahren zur Herstellung desselben.

Beschreibung des Standes der Technik

In den letzten Jahren wurde einhergehend mit der Verwendung von feineren Halbleitervorrichtungen, die für einen höheren Integrationsgrad von Halbleitervorrichtungen wie DRAM erforderlich sind, eine zunehmend höhere Qualität von Silicium- Einkristallen gewünscht, die durch das Czochralski-Verfahren (nachstehend als CZ- Verfahren abgekürzt) hergestellt und als Substrate der Vorrichtung verwendet werden. Insbesondere tendieren derartige Kristalle dazu, Defekte zu enthalten, die während des Kristallwachstums eingeführt und als eingewachsene Defekte, wie FPD, LSTD und COP, bezeichnet werden und die dielektrische Oxid-Durchbruchsspannung und andere Vorrichtungseigenschaften verschlechtern, und es wird als wichtig angesehen, die Dichte und die Größe der Defekte zu verringern.

Mit Bezug auf die Erklärung dieser Defekte wird zuerst ein allgemeines Wissen von Faktoren vermittelt, welche die Dichten von Defekten, die in Silicium-Einkristalle eingeführt werden, bestimmen, ein Punktdefekt vom Leerstellen-Typ, der als Gitterleerstelle (gelegentlich nachstehend als G abgekürzt) bezeichnet wird, und ein Silicium-Punktdefekt vom Zwischengitter-Typ, der als interstitielles Silicium (gelegentlich nachstehend als I abgekürzt) bezeichnet wird.

Eine G-Region in einem Silicium-Einkristall bedeutet eine Region, die viele Gitterleerstellen enthält, das heißt Mulden, Vertiefungen, Leerstellen und dergleichen, welche aufgrund von fehlenden Siliciumatomen erzeugt werden, und eine I-Region bedeutet eine Region, die viele Versetzungen und Aggregationen von überschüssigen Siliciumatomen enthält, welche aufgrund einer überschüssigen Menge an Siliciumatomen erzeugt werden. Zwischen der G-Region und der I-Region sollte eine neutrale (gelegentlich nachstehend als N abgekürzt) Region ohne (oder mit wenig) Mangel oder ohne (oder mit wenig) Überschuß an Atomen vorliegen. Es wurde klar, daß die oben erwähnten eingewachsenen Defekte (FPD, LSTD, COP usw.) streng nur bei übersättigtem G oder I erzeugt werden sollten, und sie wären nicht als Defekte vorhanden, selbst wenn wenig Ungleichmäßigkeit von Atomen vorliegt, solange G oder I nicht gesättigt ist.

Die Dichten dieser zwei Arten von Defekten werden durch die Beziehung zwischen der Kristallziehgeschwindigkeit (Wachstumsgeschwindigkeit) V und dem Temperaturgradienten G in der Nachbarschaft der Fest-Flüssigkeits-Grenzfläche in dem Kristall beim CZ- Verfahren festgelegt. Es wurde bestätigt, daß Defekte, die in einer Ringform, die als OSF (oxidations-induzierter Stapelfehler) bezeichnet wird, verteilt sind, um die Grenze zwischen der G-Region und der I-Region vorliegen.

Diese Defekte, die beim Kristallwachstum erzeugt werden, schließen die nachstehend erwähnten ein. Wenn beispielsweise die Wachstumsgeschwindigkeit relativ hoch ist, das heißt, ca. 0,6 mm/min oder mehr, sind eingewachsene Defekte, von denen man annimmt, daß sie von Leerstellen abstammen, d. h. Aggregationen von Defekten vom Leerstellen- Typ, wie FPD, LSTD und COP, über den gesamten Querschnitt des Kristalls entlang der radialen Richtung mit hoher Dichte verteilt, und eine Region, die derartige Defekte enthält, wird als G-reiche Region bezeichnet. Wenn die Wachstumsgeschwindigkeit 0,6 mm/min oder weniger ist, wird der oben erwähnte OSF-Ring anfänglich am Umfangsteil des Kristalls mit der Abnahme der Wachstumsgeschwindigkeit erzeugt, und L/D (große Versetzungen, die LSEPD, LFPD und dergleichen einschließen und auch als interstitielle Versetzungsschleifen oder Versetzungsduster bezeichnet werden), von denen man annimmt, daß sie von Versetzungsschleifen abstammen, liegen außerhalb des Rings bei geringer Dichte vor, und eine Region, die derartige Defekte enthält, wird als I-reiche Region bezeichnet. Wenn die Wachstumsgeschwindigkeit weiter auf etwa 0,4 mm/min oder weniger erniedrigt wird, schrumpft der OSF-Ring im Zentrum des Wafers und verschwindet, und demgemäß wird die gesamte Ebene eine I-reiche Region.

Kürzlich wurde eine als N-Region bezeichnete Region entdeckt, die weder von Leerstellen abstammende FPD, LSTD und COP noch die von einer Versetzungsschleife abstammenden LSEPD und LFPD enthält, wobei die Region zwischen der G-reichen Region und der I- reichen Region und außerhalb des OSF-Rings vorliegt. Diese Region liegt außerhalb des OSF-Rings vor und zeigt im wesentlichen keine stattgefundene Sauerstoff-Fällung, wenn sie einer Wärmebehandlung für die Sauerstoff-Fällung unterzogen und durch Röntgenanalyse oder dergleichen bezüglich des Fällungskontrastes überprüft wird. Diese Region liegt als ziemlich I-reiche Seite vor, und die Defekte sind nicht so reich, daß sie Versetzungsduster, wie LSEPD und LFPD, bilden.

Da diese N-Region unter einem schrägen Winkel bezüglich der Wachstumsachse gebildet wird, liegt sie, wenn die Wachstumsgeschwindigkeit in einem herkömmlichen Züchtungsverfahren erniedrigt wird, lediglich als Teil der Waferebene vor.

Bezüglich der oben erwähnten Defekte wurde gemäß der Theorie von Voronkov (V. V. Voronkov, Journal of Crystal Growth, 59 (1982) 625-643) vorgeschlagen, daß der Parameter V/G, der das Verhältnis der Ziehgeschwindigkeit (V) und des Temperaturgradienten (G) der Fest-Flüssig-Kristallgrenzfläche entlang der Wachstumsachse ist, die Art und die Gesamtdichte der Punktdefekte bestimmt. Im Hinblick darauf wird, da die Ziehgeschwindigkeit in einer Ebene konstant sein sollte, aufgrund der Ungleichförmigkeit des Gradienten G in der Ebene bei einer gewissen Ziehgeschwindigkeit unvermeidbar beispielsweise ein Kristall mit einer G-reichen Region im Zentrum, einer I-reichen Region am Umfang und einer N-Region dazwischen erhalten.

Deshalb wurde in letzter Zeit die Verbesserung dieser Ungleichförmigkeit des Gradienten G angestrebt, und es wurde möglich, einen Kristall zu erzeugen, bei dem sich die N- Region über den gesamten Querschnitt des Kristalls erstreckte, (diese Region konnte zuvor nur schräg bestehen), wenn beispielsweise der Kristall mit einer allmählich abnehmenden Ziehgeschwindigkeit V gezogen wird. Weiter kann eine derartige N-Region, die sich über den gesamten Querschnitt erstreckt, zu einem gewissen Ausmaß entlang der Längsrichtung des Kristalls durch Ziehen des Kristalls bei einer Ziehgeschwindigkeit, die bei einem Wert gehalten wird, bei dem sich die N-Region quer ausdehnt, größer gemacht werden. Weiter wurde es auch möglich, die N-Region, die sich über den gesamten Querschnitt erstreckt, entlang der Wachstumsrichtung etwas größer zu machen, indem man die Ziehgeschwindigkeit zusammen mit der Korrektur von G bezüglich dessen Schwankung mit dem Kristallwachstum steuerte, so daß V/G streng konstant gehalten wird. Diese N-Region/ die sich über den gesamten Querschnitt erstreckt, enthält überhaupt keine eingewachsenen Defekte und zeigt eine gute dielektrische Oxid- Durchbruchsspannung.

Außer den oben erwähnten Techniken kann das Verfahren der allmählichen Abkühlung als derzeit verwendetes Verfahren zur Verringerung der Defekte erwähnt werden. In diesem Verfahren wird ein Kristall, der eine Region, die überschüssige Leerstellen enthält und als G-reiche Region bezeichnet wird, über den gesamten Querschnitt aufweist, bei einer relativ hohen Ziehgeschwindigkeit gezogen, und die Zeit zum Durchtretenlassen des Kristalls durch einen Temperaturbereich von 1150-1080ºC beim Ziehen des Kristalls wird verlängert, um die Defektdichte zu verringern. Dieses Verfahren kann die dielektrische Oxid-Durchbruchsspannung verbessern.

Es gibt auch ein Verfahren zum Ziehen eines Kristalls, in dem der Kristall bei einer niedrigen Ziehgeschwindigkeit gezogen wird, damit der Kristall eine Region aufweist, die überschüssiges interstitielles Silicium enthält, eine Region, die als I-reiche Region bezeichnet wird. Dieses Verfahren beseitigt im wesentlichen COP und dergleichen und liefert eine gute dielektrische Oxid-Durchbruchsspannung.

Weiter werden G-reiche Kristalle herkömmlich mit Stickstoff dotiert, um Kristalle mit äußerst wenigen FPD und COP zu erhalten.

Wenn es erwünscht ist, eine höhere Ziehgeschwindigkeit bei der Erzeugung eines Kristalls zu verwenden, der eine äußerst niedrige Defektregion aufweist, wie eines solchen, dessen N-Region sich über den gesamten Querschnitt erstreckt, kann der Fest-Flüssig- Grenzflächentemperaturgradient G des Kristalls entlang der Wachstumsachsenrichtung auf der Grundlage der Theorie von Voronkov größer gemacht werden. Jedoch muß der Gradient G auch bezüglich der Querrichtung des Kristalls gleichförmig gemacht werden, und deshalb wird eine derartige Erhöhung der Ziehgeschwindigkeit durch die Beschränkung betüglich des inneren Aufbaus des Ofens (heiße Zone, HZ), die in einer Vorrichtung für die Kristallzüchtung vorgesehen ist, begrenzt. Zusätzlich muß zum Erhalt der N-Region die Ziehrate innerhalb eines engen Bereichs gesteuert werden, und deshalb ist es schwierig, die N-Region entlang der Kristallwachstumsrichtung größer zu machen. Demgemäß sind derartige Versuche nicht für die Produktion in großem Maßstab geeignet.

Weiter hat sich herausgestellt, daß das oben erwähnte allmähliche Abkühlungsverfahren, das bezüglich der G-reichen Region durchgeführt wird, die Defektgröße größer macht, selbst wenn es die Defektdichte verringern kann, und deshalb kann es nicht eine endgültige Lösung sein.

Darüber hinaus ist auch bekannt, daß der I-reiche Kristall große Versetzungsschleifen (Versetzungsduster) enthält und elektrischer Strom durch diese Versetzungen in Vorrichtungen leckt, was zu einer Fehlfunktion des P-N-Kontakts führt. Weiter ist es im Vergleich zu derselben Sauerstoffkonzentration unwahrscheinlicher, daß eine Sauerstoff-Fällung im I-reichen Kristall erzeugt wird, verglichen mit dem G-reichen Kristall, und deshalb ist die Getter-Fähigkeit nicht ausreichend.

Was einen Stickstoff-dotierten Kristall betrifft, der durch das herkömmliche CZ-Verfahren erzeugt wird (zum größten Teil aus dem G-reichen Kristall zusammengesetzt), werden eingewachsene Defekte scheinbar nicht beobachtet. Jedoch hat eine genaue Überprüfung eines derartigen Kristalls ergeben, daß Stickstoff lediglich eine Auswirkung auf die Unterdrückung der Aggregation der Defekte aufweist und daher ein derartiger Kristall viele kleine Defekte (gelegentlich nachstehend als kleine Vertiefungen bezeichnet) mit hoher Dichte enthielt. Weiter ist die gemessene dielektrische Oxid-Durchbruchsspannung eines derartigen Kristalls nicht so gut.

ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG

Die vorliegende Erfindung ist in Anbetracht der oben erwähnten Probleme gemacht worden, und ihr Ziel ist es, auf der Basis des CZ-Verfahrens unter in breitem Maße und leicht steuerbaren Produktionsbedingungen bei einer hohen Produktionsgeschwindigkeit und hohen Produktivität einen Silicium-Einkristallwafer zu erhalten, der eine äußerst niedrige Defektdichte insbesondere ohne kleine Vertiefungen über die gesamte Ebene des Kristalls zeigt und eine ausgezeichnete dielektrische Oxid-Durchbruchsspannung aufweist.

Die vorliegende Erfindung wurde gemacht, um das oben erwähnte Ziel zu erreichen, und stellt ein Verfahren zur Erzeugung eines Silicium-Einkristalls durch Züchten des Silidum- Einkristalls durch das Czochralski-Verfahren bereit, das dadurch gekennzeichnet ist, daß der Kristall bei einer Ziehgeschwindigkeit [mm/min) innerhalb eines Bereichs von V1 bis V1 + 0,062 · G gezogen wird, wobei der Kristall beim Wachstum mit Stickstoff dotiert wird, wobei G [K/mm] einen durchschnittlichen Temperaturgradienten entlang der Kristallwachstumsrichtung darstellt, welcher für einen Temperaturbereich vom Schmelzpunkt von Silicium bis 1400ºC vorhanden ist und in einer Vorrichtung bereitgestellt ist, die für die Kristallzüchtung verwendet wird, und V1 [mm/min] eine Ziehgeschwindigkeit darstellt, bei der ein OSF-Ring im Zentrum des Kristalls verschwindet, wenn der Kristall gezüchtet wird, indem man allmählich die Ziehgeschwindigkeit verringert.

Die Ziehgeschwindigkeit V1, bei welcher der OSF-Ring im Zentrum des Kristalls verschwindet, wird vorläufig aus einem Defekt-Verteilungsdiagramm eines Kristalls bestimmt, der nicht mit Stickstoff dotiert ist, wie es in Fig. 1 gezeigt ist, welches durch die Analyse von Ergebnissen von Experimenten und Untersuchungen erhalten wird. Getrennt davon wird eine weitere Ziehgeschwindigkeit V2, bei der die kleinen Vertiefungen aus einem mit Stickstoff dotierten Kristall verschwinden, aus einem Defektverteilungsdiagramm bestimmt, das für einen mit Stickstoff dotierten Kristall erhalten wurde. Durch Ziehen eines Kristalls bei einer Ziehgeschwindigkeit innerhalb des Bereichs von V1 bis V2, während er mit Stickstoff dotiert wird, kann ein Silicium-Einkristall, dessen kleine Vertiefungen aus seinem gesamten Querschnitt eliminiert werden, unter auf breite Weise und leicht steuerbaren Bedingungen bei einer relativ hohen Ziehgeschwindigkeit gezogen werden, und demgemäß kann ein derartiger Silicium-Einkristall mit hoher Produktivität erzeugt werden. In diesem Fall entspricht der Koeffizient 0,062 mm²/K·min, der den Unterschied von V1 und V2, das heißt V, gemäß der Gleichung V = 0,062 · G bestimmt, dem Unterschied der Parameter V1/G und V2/G, die durch den inneren Aufbau eines Ofens der verwendeten Züchtungsvorrichtung festgelegt werden und von denen man annimmt, daß sie die Dichte von Punktdefekten festlegen. Deshalb kann durch Berechnen des Bereichs der Ziehgeschwindigkeit aus diesen Werten und aus G das Verfahren auf jede Art von innerem Aufbau des Ofens (G) angepaßt werden.

In dem oben erwähnten Verfahren wird Stickstoff vorzugsweise bei einer Konzentration von 1 · 10¹&sup4; Atomen/cm³ oder mehr dotiert.

Die obige Charakteristik ist festgelegt, da die Konzentration von 1 · 10¹&sup4; Atomen/cm³ oder mehr des dotierten Stickstoffs bevorzugt wird, um die Bildung von kleinen Vertiefungen in der Kristallebene wirksam zu unterdrücken und sie zu eliminieren.

Die vorliegende Erfindung stellt auch ein Verfahren zur Erzeugung eines Silicium- Einkristallwafers bereit, das dadurch gekennzeichnet ist, daß das Verfahren umfaßt, daß man einen Wafer, der aus einem durch das oben erwähnte Verfahren erzeugten Silicium- Einkristall erhalten wird, einer Wärmebehandlung unterzieht, um den Stickstoff in der Oberflächenschicht des Wafers herauszudiffundieren.

Gemäß dem oben erwähnten Verfahren wird Stickstoff aus der Wafer-Oberflächenschicht eliminiert, und demgemäß kann eine ungewöhnliche Sauerstoff-Fällung in der Oberflächenschicht aufgrund von darin enthaltenem Stickstoff verhindert werden. Weiter wird, da der Volumenteil des Wafers Stickstoff enthält, eine Sauerstoff-Fällung darin gefördert, und so kann ein Wafer mit einem ausreichenden intrinsischen Getter-Effekt (IG-Effekt) erzeugt werden.

In dem oben erwähnten Verfahren wird die Wärmebehandlung vorzugsweise durch eine rasche thermische Tempervorrichtung (gelegentlich nachstehend als RTA-Vorrichtung bezeichnet) durchgeführt. Diese Vorrichtung ist eine automatische kontinuierliche Wärmebehandlungs-Vomchtung für die Einzel-Waferverarbeitung, und sie kann ein Erwärmen und Abkühlen vor und nach der Wärmebehandlung innerhalb mehrerer Sekunden bis mehrerer hundert Sekunden durchführen. Deshalb kann sie mit einer Wärmebehandlung innerhalb einer kurzen Zeitspanne, wie von mehreren Sekunden bis zu mehreren hundert Sekunden, wirksam Stickstoff in der Oberflächenschicht herausdiffundieren, ohne den Wafer einer langen Wärmegeschichte zu unterziehen, die mit Wahrscheinlichkeit von Nachteilen begleitet ist.

Die vorliegende Erfindung stellt auch einen Silicium-Einkristallwafer bereit, der dadurch gekennzeichnet ist, daß der Wafer aus einem Silicium-Einkristall erhalten ist, der durch das oben erwähnte Verfahren zur Herstellung eines Silicium-Einkristalls erzeugt worden ist. Bei diesem Siliciumwafer der vorliegenden Erfindung handelt es sich um einen mit einer gewünschten Menge an Stickstoff dotierten Silicium-Einkristallwafer mit äußerst wenigen Defekten, dessen kleine Vertiefungen über die gesamte Kristallebene beseitigt sind. Dieser Wafer wäre ein Wafer der G-reichen Region, wenn er auf herkömmliche Weise gezüchtet würde.

Gemäß der vorliegenden Erfindung kann durch Ziehen eines Silicium-Einkristalls bei einer Ziehgeschwindigkeit innerhalb des Bereichs von V1 bis V1 + 0,062 · G, während der Kristall beim Wachstum mit Stickstoff dotiert wird, ein Kristall frei von kleinen Vertiefungen gezüchtet werden, welcher anderenfalls aus der G-reichen Region zusammengesetzt wäre. Deshalb können Kristalle mit äußerst wenigen Defekten und einer ausgezeichneten dielektrischen Oxid-Durchbruchsspannung stabil mit hoher Produktivität und hoher Ausbeute produziert werden. Weiter wird dadurch, daß man einen aus dem Kristall erhaltenen Wafer einer Wärmebehandlung unterzieht, Stickstoff in der Oberflächenschicht des Wafers herausdiffundiert, und durch den Stickstoff im Volumenteil des Wafers wird eine Sauerstoff-Fällung erzeugt, die für ein Gettern ausreichend ist. Demgemäß können Silicium-Einkristallwafer mit einer ausgezeichneten dielektrischen Oxid-Durchbruchsspannung leicht mit hoher Produktivität erzeugt werden.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

Fig. 1 ist ein Defektverteilungsdiagramm, das die Verteilung von verschiedenen Defekten von Kristallen darstellt, die durch ein herkömmliches Ziehverfahren und den Ziehgeschwindigkeitsbereich gemäß der vorliegenden Erfindung erhalten werden, wobei die Abszisse die Anordnung in einem Kristall bezüglich der radialen Richtung darstellt und die Ordinate die Ziehgeschwindigkeit darstellt.

Fig. 2 ist eine schematische erläuternde Ansicht einer Vorrichtung zum Ziehen eines Einkristalls durch das CZ-Verfahren, die für die vorliegende Erfindung verwendet wird.

Fig. 3 ist eine schematische erläuternde Ansicht einer beispielhaften raschen thermischen Tempervorrichtung, die für die vorliegende Erfindung verwendet wird.

BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG UND AUSFÜHRUNGSFORMEN

Die vorliegende Erfindung wird nachstehend in Einzelheiten erklärt, aber die vorliegende Erfindung ist nicht durch diese Erklärung beschränkt. Vor der Erklärung werden zunächst hierin verwendete technische Ausdrücke definiert.

1) FPD (Fließmusterdefekt)

Wenn ein Wafer, der aus einem gezüchteten Silicium-Einkristallbarren abgeschnitten wurde, einem Ätzen mit einer Mischung von Fluorwasserstoffsäure und Salpetersäure, um die beschädigte Oberflächenschicht zu entfernen, und einem Oberflächenätzen mit einer Mischung aus K&sub2;Cr&sub2;O&sub7;, Fluorwasserstoffsäure und Wasser (Secco-Ätzen) unterzogen wird, bilden sich auf der Waferoberfläche Vertiefungen und ein Wellenmuster. Dieses Wellenmuster wird als FPD bezeichnet, und eine höhere FPD-Dichte auf der Waferoberfläche verursacht ein höheres Versagen bei der dielektrischen Oxid- Durchbruchspannung (siehe die japanische Patentanmeldungs-Offenlegungsschrift (KOKAI) Nr. 4-192345).

2) SEPD (Secco-Ätzungs-Vertiefungsdefekt)

Was den FPD betrifft, der nach dem oben erwähnten Secco-Ätzen erzeugt wird, werden die Defekte, die von einem Fließmuster begleitet sind, als FPD bezeichnet, und diejenigen, die nicht von dem Fließmuster begleitet sind, werden als SEPD bezeichnet. Man nimmt an, daß unter diesen SEPD die großen SEPD mit einer Größe von 10 um oder mehr (LSEPD) aus Versetzungsdustern abstammen, und ein elektrischer Strom kann durch diese in den Vorrichtungen vorliegenden Versetzungsduster lecken, was zu einem Fehlverhalten des P- N-Kontakts führt.

3) LSTD (Laserstreuungs-Tomographiedefekt)

Nachdem ein Wafer von einem gezüchteten Silicium-Einkristallbarren abgeschnitten worden und einem Ätzen mit einer Mischung von Fluorwasserstoffsäure und Salpetersäure unterzogen worden ist, um die beschädigte Oberflächenschicht zu entfernen, wird der Wafer gespalten. Wenn die gespaltete Oberfläche mit Infrarotlicht bestrahlt wird, kann gestreutes Licht, das durch die in dem Wafer vorliegenden Defekte verursacht wird, durch Erfassen von Licht, das von der Waferoberfläche emittiert wird, beobachtet werden. Die lichtstreuenden Substanzen, die dieses Phänomen verursachen, sind in akademischen Gesellschaften und dergleichen bereits mitgeteilt worden, und man nimmt an, daß es sich um Oxidniederschläge handelt (siehe Jpn. J. Appl. Phys. Band 32, S. 3679, 1993). Eine jüngere Untersuchung hat auch mitgeteilt, daß es sich um octaedrische Leerstellen (Löcher) handelt.

4) COP (Teilchen von Kristallursprung)

COP bedeutet Defekte, welche die Verschlechterung des dielektrischen Oxid-Durchbruchs im Zentrum des Wafers verursachen und nach SC-1-Reinigung (Reinigung mit einer Mischung von NH&sub4;OH : H&sub2;O&sub2; : H&sub2;O = 1 : 1 : 10, welche als selektive Ätzlösung dient) aus Defekten gebildet wird, bei denen sich anderenfalls nach dem Secco-Ätzen um FDP handeln würde. Vertiefungen dieser Art weisen einen Durchmesser von 1 um oder weniger auf und werden durch das Lichtstreuverfahren nachgewiesen.

5) L/D (Große Versetzung, auch als interstitielle Versetzungsschleife bezeichnet)

Defekte dieser Art schließen LSEPD, LFPD und dergleichen ein, und man nimmt an, daß sie von Versetzungsschleifen herstammen, und sie werden auch als Versetzungsduster oder große Versetzungsschleifen bezeichnet. Unter den oben erwähnten Defekten bezieht sich LSEPD auf große mit einer Größe von 10 um oder mehr, wie oben beschrieben. LFPD betieht sich auf große unter den obengenannten FPD, die eine Endvertiefungsgröße von 10 um oder mehr aufweisen, und es wird ebenfalls angenommen, daß es sich um Versetzungsduster handelt, die aus Versetzungsschleifen herstammen.

Der Ausdruck "kleine Vertiefung", wie hierin verwendet, bezieht sich auf solche eingewachsenen Defekte, einschließlich FPD, LSTD, COP und dergleichen, die bei Betrachtung eines Wafers nach dem oben erwähnten Secco-Ätzen nachgewiesen werden.

Ausführungsformen der Erfindung werden nachstehend in mehr Einzelheiten mit Bezug auf die beigefügten Zeichnungen erklärt.

Was die Silicium-Einkristallzüchtung mittels des CZ-Verfahrens betrifft, haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung zuvor eine neutrale Region (N-Region), die äußerst wenige FPD, LSTD und COP und keine LSEPD enthält, in einer äußerst engen Region um die Grenzen der G-Region und der I-Region durch eine detaillierte Untersuchung der Grenze gefunden, wie es in der japanischen Patentanmeldung Nr. 9-199415 offenbart ist.

Auf der Grundlage des obigen haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung erwogen, daß, falls die N-Region über die gesamte Waferebene erstreckt werden kann, die Punktdefekte deutlich verringert werden können. Unter der Wachstums-(Zieh)- Geschwindigkeit und dem Temperaturgradienten sollte der Hauptfaktor, der die Punktdefekt-Dichteverteilung bestimmt, der Temperaturgradient sein, da die Ziehgeschwindigkeit innerhalb einer Waferebene in einem Kristall im wesentlichen konstant ist. Das heißt, die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben gefunden, daß der Unterschied des Temperaturgradienten entlang der Wachstumsachse, die innerhalb eines Wafers vorliegt, den Punkt ausmacht, und daß, wenn dieser Unterschied verringert werden kann, der Dichteunterschied der Punktdefekte in der Waferebene ebenfalls verringert werden kann. Deshalb haben sie ein Verfahren vorgeschlagen, welches umfaßt, daß man den Unterschied des Temperaturgradienten G zwischen dem Temperaturgradienten Gc im Kristallzentrum und dem Temperaturgradienten Ge am Kristallumfang so steuert, daß er 5ºC/cm oder weniger beträgt ( G = (Ge-Gc) ≤ 5ºC/cm) und demgemäß wurde es möglich, einen Wafer ohne Defekte zu erhalten, dessen gesamte Ebene aus der N-Region zusammengesetzt ist. Jedoch ist in diesem Verfahren wegen der strukturellen Begrenzung der HZ die Verwendung einer höheren Wachstumsgeschwindigkeit beschränkt, und der steuerbare Bereich wird extrem eng.

Andererseits wurde, was die Auswirkung der Dotierung mit Verunreinigungen leichter Elemente, wie Stickstoff, auf die Verteilung der eingewachsenen Defekte betrifft, bereits mitgeteilt, daß eine Dotierung mit Bor die Größenverringerungsgeschwindigkeit des OSF- Rings etwas beschleunigt und verursacht, daß Versetzungsschleifen mit weniger Wahrscheinlichkeit erzeugt werden. Weiter wurde auch darauf hingewiesen, daß eine Dotierung mit Stickstoff die Aggregation von Gitterleerstellen in Silicium unterdrückt und die Dichte von Kristalldefekten verringert (T. Abe und H. Takeno, Mat. Res. Soc. Symp. Proc. Band 262, 3, 1992).

Deshalb untersuchten die Erfinder der vorliegenden Erfindung Ebenen von Kristallen, die durch Dotierung mit Stickstoff und Variieren der Ziehgeschwindigkeit in einer Kristallziehvorrichtung erhalten worden waren, welche mit einem herkömmlichen inneren Ofenaufbau mit einem großen G um die Kristall-Fest-Flüssig-Grenzfläche ausgestattet war, und erhielten einen neuen Befund, der nachstehend erklärt ist. Die Erfinder der vorliegenden Erfindung untersuchten weiter verschiedene Bedingungen dafür und machten demgemäß die vorliegende Erfindung.

Es wurde nämlich gefunden, daß, wenn ein Kristall mit Stickstoff dotiert wird, sich kritische Werte der Ziehgeschwindigkeit bezüglich der Defektverteilung auf die Seite einer höheren Ziehgeschwindigkeit verschieben, und, wenn der Kristall bei einer Ziehgeschwindigkeit innerhalb eines gewissen Bereichs gezogen wird, kleine Vertiefungen nicht gebildet werden, welche anderenfalls potentiell mit hoher Dichte in einem üblichen Kristall vorliegen würden, der nicht mit Stickstoff dotiert ist.

Dieser Befund wurde erhalten, indem man einen Kristall mit variierender Ziehgeschwindigkeit züchtete, während der Kristall beim Wachstum mit Stickstoff dotiert wurde, Wafer von dem resultierenden Einkristallbarren abschnitt und ihre eingewachsenen Defekte überprüfte und die Wafer einer Wärmebehandlung unterzog und überprüfte, ob der OSF-Ring gebildet war oder nicht.

Zunächst wurde ein üblicher Silicium-Einkristall mit einem Durchmesser von 6 Inch ohne Dotierung mit Stickstoff gezogen, während die Ziehgeschwindigkeit verringert wurde. Das in Fig. 1 gezeigte Defektverteilungsdiagramm wurde auf der Grundlage der erhaltenen Ergebnisse hergestellt, in dem die Abszisse die Anordnung in einem Kristall bezüglich der radialen Richtung dargestellt und die Ordinate die Ziehgeschwindigkeit darstellt.

Die verwendete Apparatur wies einen Aufbau auf, wie er in Fig. 2 gezeigt ist. Die Ziehvorrichtung 30 war mit einem Quarztiegel mit einem Durchmesser von 20 Inch ausgestattet, der mit 60 kg polykristallinem Siliciummaterial beschickt wurde. Ein Silicium- Einkristallbarren mit einem Durchmesser von 6 Inch und einer < 100> -Ausrichtung wurde gezogen, während die durchschnittliche Ziehgeschwindigkeit von 1,20 mm/min auf 0,40 mm/min verringert wurde (der Einkristallbarren wies eine gerade Körperlänge von etwa 60 cm auf).

Die Vorrichtung wies einen herkömmlichen inneren Aufbau (HZ) auf, der für einen durchschnittlichen Temperaturgradienten G [K/mm] von 3,551 K/mm entlang der Kristallwachstumsachse zwischen dem Schmelzpunkt von Silicium bis 1400ºC sorgte. Der durchschnittliche Temperaturgradient G wird durch den inneren Aufbau des Ofens der verwendeten Vorrichtung festgelegt.

Aus den in Fig. 1 gezeigten Ergebnissen ist ersichtlich, daß der OSF-Ring im Zentrum des Kristalls bei einer Ziehgeschwindigkeit V1 von 0,54 mm/min verschwand.

Dann wurde ein weiterer Kristall mittels einer Ziehvorrichtung gezogen, welche den gleichen inneren Aufbau des Ofens, wie oben erwähnt (G = 3,551 K/mm) aufwies, wobei die durchschnittliche Ziehgeschwindigkeit unter der gleichen Bedingung verringert wurde, der Kristall aber mit Stickstoff dotiert wurde. Die Konzentration an dotiertem Stickstoff wurde so gesteuert, daß sie 1 · 10¹&sup4; Atome/cm³ an der Schulter des Kristalls betrug.

In diesem mit Stickstoff dotierten Kristall wurden überhaupt keine kleinen Vertiefungen im Zentrum des Kristalls bei einer Ziehgeschwindigkeit V2 von 0,75 mm/min oder weniger beobachtet (siehe Fig. 1). Wenn der Kristall ohne Dotierung mit Stickstoff gezogen wurde, war der Kristall aus der G-reichen Region zusammengesetzt und enthielt kleine Vertiefungen mit hoher Dichte. Auf der Grundlage dieser Ergebnisse wurde ein Kristall, während er mit Stickstoff dotiert wurde, bei einer Ziehgeschwindigkeit innerhalb des Bereichs von V1 bis V2 gezogen. Dann wurde dieser Kristall zu einem Spiegeloberflächenwafer verarbeitet und bezüglich dielektrischer Oxid-Durchbruchsspannung überprüft. Als Ergebnis zeigte er eine äußerst gute dielektrische Oxid-Durchbruchsspannung und eine Ausbeute an guten C-Mode-Chips von 100%.

Als Ergebnis der obigen Experimente und Untersuchungen wurde gefunden, daß die Ziehgeschwindigkeit V1, bei welcher der OSF-Ring ohne Dotierung mit Stickstoff verschwindet (0/54 mm/min) sich durch die Dotierung mit Stickstoff zu der Ziehgeschwindigkeit V2 (0,75 mm/min) auf der Seite mit höherer Ziehgeschwindigkeit verschoben hatte. Daneben wurde die Region, die mit einer Ziehgeschwindigkeit in einem Bereich von V1 zu V2 (V1 + 0,21 mm/min) gemäß der vorliegenden Erfindung erhalten wurde, als Region mit äußerst wenigen Effekten geliefert, die keine kleinen Vertiefungen enthielten. Diese Region wäre anderenfalls als G-reiche Region erhalten worden, wenn der Kristall auf herkömmliche Weise gezogen worden wäre. Als dieser Kristall zu einem Spiegeloberflächenwafer verarbeitet wurde, zeigte er eine äußerst gute dielektrische Oxid- Durchbruchsspannung und eine Ausbeute an guten C-Mode-Chips von 100%.

Der oben erwähnte Bereich der Ziehgeschwindigkeit, 0,54-0,75 mm/min, kann nur für einen speziellen inneren Aufbau des Ofens verwendet werden, d. h. eines Ofens, der für einen durchschnittlichen Temperaturgradienten G [K/mm] von 3,551 K/mm sorgt, und er kann nicht unabhängig von dem Wert G verwendet werden. Deshalb wurde versucht, einen Bereich der Ziehgeschwindigkeit zu erhalten, welche Defekte eliminieren kann, indem man den Parameter V/G verwendete, von dem man annahm, daß er die Dichte der Punkte festlegte.

Das heißt, der Bereich der Ziehgeschwindigkeit wurde unter Verwendung von V/G auf der Grundlage der Ergebnisse der oben erwähnten Experimente und Untersuchungen festgelegt. Da die oben erwähnte HZ einen Wert G von 3,551 K/mm aufwies, wird der Wert V/G als Wert, bei dem der OSF-Ring ohne Dotierung mit Stickstoff verschwindet, als V1/G = 0,54/3,551 = 0,152 mm²/K·min berechnet, und der Wert V/G als obere Grenze für die Eliminierung von kleinen Vertiefungen unter Dotierung mit Stickstoff wird als V2/G = 0,75/3,551 = 0,214 mm²/K·min berechnet. Der Unterschied dieser V/G-Werte beträgt 0,062 mm²/K·min. und der Unterschied der Ziehgeschwindigkeit kann erhalten werden, indem man diesen Unterschied mit G multipliziert (0,062 · 3,551 = 0,21 mm/min). Deshalb kann unter Verwendung eines Bereichs von V1 bis V1 + 0,062 · G der Vorteil der vorliegenden Erfindung für jeden Wert des Temperaturgradienten G, der durch den inneren Aufbau des Ofens (HZ) bereitgestellt wird, erhalten werden.

Gemäß der vorliegenden Erfindung kann, da es nicht erforderlich ist, G wie in dem Fall, in dem ein Kristall als ein Kristall gezogen wird, der nur aus der N-Region ohne Dotierung mit Stickstoff zusammengesetzt ist, zu verringern, die Ziehgeschwindigkeit weiter erhöht werden, indem man den Kristall so schnell wie möglich abkühlt und eine HZ mit einem großen G verwendet. Deshalb können durch Ziehen eines Kristalls mit einer Ziehgeschwindigkeit innerhalb des Bereichs von V1 bis V1 + 0,062 · G, während der Kristall mit Stickstoff dotiert wird, Wafer mit äußerst wenigen Defekten, insbesondere ohne kleine Vertiefungen über der gesamten Waferoberfläche, leicht mit hoher Geschwindigkeit erzeugt werden, und demgemäß können Verbesserungen der Ausbeute und Produktivität sowie eine Kostenverringerung verwirklicht werden.

Für den Zweck der vorliegenden Erfindung kann ein Silicium-Einkristallbarren, der mit Stickstoff dotiert wird, gemäß einem bekannten Verfahren durch das CZ-Verfähren gezüchtet werden, wie es beispielsweise in der japanischen Patentanmeldungs- Offenlegungsschrift (KOKAI) Nr. 60-251190 beschrieben ist.

Das CZ-Verfahren umfaßt nämlich das In-Kontakt-Bringen eines Impfkristalls mit einer Schmelze aus polykristallinem Silicium-Ausgangsmaterial, die in einem Quarztiegel enthalten ist, und das langsame Ziehen desselben unter Drehung, um einen Silicium- Einkristallbarren mit einem beabsichtigten Durchmesser zu züchten, und in einem derartigen Verfahren kann der Silicium-Einkristall während des Ziehens dotiert werden, indem man zuvor Nitrid in den Quarztiegel gibt, Nitrid in die Siliciumschmelze gibt oder ein Atmosphärengas verwendet, das Stickstoff enthält. Die Dotiermenge an Stickstoff im Kristall kann eingestellt werden, indem man die Menge an Nitrid, die Konzentration oder die Zeit der Einführung von Stickstoffgas steuert.

Wie oben beschrieben, kann die Erzeugung von Kristalldefekten, die beim Wachstum des Kristalls eingeführt werden, unterdrückt werden, indem man mit Stickstoff dotiert, wenn ein Einkristallbarren durch das CZ-Verfähren gezüchtet wird.

Gemäß der vorliegenden Erfindung beträgt die Dotiermenge an Stickstoff vorzugsweise 1 · 10¹&sup4; Atome/cm³ oder mehr. Es wurde gefunden, daß das Dotieren mit geringen Mengen an Stickstoff die Defektverteilung zur Seite mit höherer Ziehgeschwindigkeit verschob und daß die Dotierung mit Stickstoff einen äußerst starken Effekt im Verhältnis zu der Dotiermenge ausübte. Was die Region betrifft, die gemäß der vorliegenden Erfindung keine kleinen Vertiefungen enthält, kann eine Dotiermenge von 1 · 10¹&sup4; Atomen/cm³ oder mehr eine potentielle Auswirkung auf die Vermeidung der Bildung von Kristalldefekten ergeben und kleine Vertiefungen eliminieren.

So können Silidum-Einkristallwafer, die mit Stickstoff dotiert und frei von kleinen Vertiefungen in einem Bereich sind, der die gesamte Ebene bedeckt, stabil mit hoher Produktivität erzeugt werden.

Was den überschüssigen Stickstoff betrifft, der in dem Kristall anwesend ist, kann ein Wafer, der aus einem mit Stickstoff dotierten Silicium-Einkristall erhalten wird, einer Wärmebehandlung unterzogen werden, um den in der Waferoberflächenschicht enthaltenen Stickstoff herauszudiffundieren. Dies kann einen Wafer mit äußerst wenigen Kristalldefekten in der Waferoberflächenschicht liefern. Andererseits wird, da der Volumenteil des Wafers Stickstoff enthält, die Sauerstoff-Fällung darin erhöht, und demgemäß kann ein Wafer mit einem ausreichenden IG-Effekt (intrinsischen Getter- Effekt) erhalten werden.

Was die spezifischen Bedingungen der Wärmebehandlung betrifft, um den Stickstoff in der Waferoberflächenschicht herauszudiffundieren, wird diese vorzugsweise beispielsweise bei einer Temperatur von 900ºC bis zum Schmelzpunkt von Silicium durchgeführt.

Die Wärmebehandlung innerhalb des oben erwähnten Temperaturbereichs kann Stickstoff in der Waferoberflächenschicht ausreichend herausdiffundieren und gleichzeitig Sauerstoff herausdiffundieren. Deshalb kann die Erzeugung von Defekten aufgrund von Oxidfällung in der Oberflächenschicht im wesentlichen vollständig verhindert werden.

Andererseits kann, da Oxidniederschläge im Volumenabschnitt durch die oben erwähnte Wärmebehandlung gezüchtet werden, ein Wafer mit einem IG-Effekt erhalten werden. Insbesondere wird gemäß der vorliegenden Erfindung die Sauerstoff-Fällung durch die Anwesenheit von Stickstoff im Volumenteil beschleunigt, kann ein hoher IG-Effekt erhalten werden und kann ein ausreichender IG-Effekt selbst bei einem Siliciumwafer mit niedriger Sauerstoffkonzentration erhalten werden.

Die Wärmebehandlung wird vorzugsweise in einer Vorrichtung für rasches Erwärmen und rasches Abkühlen durchgeführt. Eine derartige Vorrichtung ist eine automatische kontinuierliche Wärmebehandlungsvorrichtung für die Einzelwafer-Verarbeitung, bei der es sich um eine sogenannte RTA-Vorrichtung handelt. Diese Vorrichtung kann ein Erwärmen und Abkühlen vor und nach der Wärmebehandlung innerhalb mehrerer Sekunden bis mehrerer hundert Sekunden durchführen, und deshalb kann sie eine wirksame Wärmebehandlung innerhalb einer kurzen Zeitspanne, d. h. von mehreren Sekunden bis zu mehreren hundert Sekunden, durchführen, ohne dem Wafer eine lange Wärmegeschichte zu verleihen, die von verschiedenen Nachteilen begleitet ist.

Die Wärmebehandlung zum Herausdiffundieren von Stickstoff, der in der Waferoberflächenschicht vorliegt, wird vorzugsweise in einer Atmosphäre aus Sauerstoff, Wasserstoff, Argon oder deren Mischungen durchgeführt.

Mittels der Durchführung der Wärmebehandlung in einer solchen Gasatmosphäre kann Stickstoff ohne Bildung eines Oberflächenfilms, der für Wafer schädlich ist, herausdiffundiert werden. Insbesondere wird die Wärmebehandlung bevorzugter bei hohen Temperaturen in einer reduzierenden Atmosphäre aus Wasserstoff, Argon oder deren Mischungen durchgeführt, da Kristalldefekte in der Waferoberflächenschicht mit mehr Wahrscheinlichkeit durch eine derartige Wärmebehandlung eliminiert werden.

Demgemäß kann man einen Silicium-Einkristallwafer mit äußerst wenigen Defekten erhalten, welcher durch das CZ-Verfahren erzeugt worden ist, bei dem Stickstoff, der in der Silicium-Einkristallwaferoberflächenschicht enthalten ist, durch die Wärmebehandlung herausdiffundiert wird.

Die Vorrichtung zum Ziehen eines Einkristalls und die RTA-Vorrichtung, die für die vorliegende Erfindung verwendet werden, werden nachstehend erklärt.

Zuerst wird ein beispielhafter Aufbau der Vorrichtung zum Ziehen eines Einkristalls durch das CZ-Verfahren mit Bezug auf Fig. 2 erklärt. Wie in Fig. 2 gezeigt, ist die Vorrichtung 30 zum Ziehen eines Einkristalls aus einer Ziehkammer 31, einem Tiegel 32, der in der Ziehkammer 31 vorgesehen ist, einer Heizung 34, die um den Tiegel 32 angeordnet ist, einem Tiegel-Halteschaft 33 zum Drehen des Tiegels 32 und einem Drehmechanismus dafür (nicht gezeigt), einem Impfkristallspannfutter 6 zum Halten eines Silicium- Impfkristalls 5, einem Kabel 7 zum Ziehen des Impfkristallspannfutters 6 und einem Aufwindungsmechanismus (nicht gezeigt) zum Drehen und Aufwinden des Kabels 7 aufgebaut. Der Tiegel 32 ist aus einem inneren Quarztiegel zur Unterbringung einer Siliciumschmelze (geschmolzenen Metalls) 2 und einem äußeren Graphittiegel aufgebaut. Weiter umgibt Isoliermaterial 35 die Außenseite der Heizung 34.

Eine zylindrische Kühlvorrichtung (nicht gezeigt) zum Abkühlen des Einkristalls durch Aufsprühen von Kühlgas oder Abschirmen von Strahlungswärme kann vorgesehen sein.

In jüngster Zeit wird häufig das sogenannte MCZ-Verfahren verwendet, um ein stabiles Wachstum von Einkristallen zu erhalten, wobei in dem Verfahren ein Magnet (nicht gezeigt) außerhalb der Ziehkammer 31 in horizontaler Richtung installiert ist, um ein horizontales oder vertikales Magnetfeld an der Siliciumschmelze 2 anzuwenden, um die Konvektion der Siliciumschmelze 2 zu verhindern.

Nun wird nachstehend das Verfahren zum Züchten eines Einkristalls anhand der oben erwähnten Vorrichtung 30 zum Ziehen eines Einkristalls erklärt.

Zuerst wird ein polykristallines Siliciummaterial von hoher Reinheit in dem Tiegel 32 geschmolzen, indem man es auf eine Temperatur von mehr als dem Schmelzpunkt (etwa 1420ºC) erwärmt. An diesem Punkt wird beispielsweise ein Siliciumwafer mit einem Nitridfilm für die Dotierung mit Stickstoff in den Tiegel eingeführt. Dann wird ein Spitzenende des Impfkristalls 5 mit der Oberfläche der Schmelze 2 an ihrem ungefähren Mittelpunkt in Kontakt gebracht oder in diese eingetaucht, indem man das Kabel 7 abspult. Dann wird der den Tiegel haltende Schaft 33 in einer fakultativen Richtung gedreht, und der Impfkristall 5 wird gleichzeitig durch Aufwinden des Kabels 7 unter Drehen des Kabels nach oben gezogen, um das Wachsen des Einkristalls zu initiieren. Danach kann ein mit Stickstoff dotierter Einkristallbarren 1 ungefähr in zylindrischer Form erhalten werden, indem man die Ziehgeschwindigkeit und die Temperatur geeignet steuert.

Dann wird der erhaltene Silicium-Einkristallbarren, der Stickstoff enthält, zu Wafern geschnitten, die dann einer vorbestimmten Waferverarbeitung und einer Wärmebe handlung zum Herausdiffundieren von in der Waferoberflächenschicht enthaltenem Stickstoff unterzogen werden. Gemäß der vorliegenden Erfindung kann eine Vorrichtung, die rasch heizen und rasch kühlen kann, eine RTA-Vorrichtung, für die Wärmebehandlung verwendet werden. Was die RTA-Vorrichtung betrifft, können solche Vorrichtungen, die Wärmestrahlung verwenden, wie eine Lampenheizung, erwähnt werden. Im Handel erhältliche Vorrichtungen, wie SHS-2800, AST Co., Ltd., können ebenfalls verwendet werden, und diese sind nicht besonders kompliziert oder teuer.

Eine beispielhafte RTA-Vorrichtung, die für die vorliegende Erfindung verwendet wird, ist in Fig. 3 gezeigt.

Die in Fig. 3 gezeigte Wärmebehandlungsvorrichtung 20 umfaßt ein Glockenglas 21, das beispielsweise aus Siliciumcarbid oder Quarz besteht, und Siliciumwafer werden in diesem Glockenglas 21 wärmebehandelt. Das Erwärmen wird durch die Heizungen 22 und 22' vorgenommen, die so angeordnet sind, daß sie das Glockenglas 21 umgeben. Diese Heizungen bestehen aus einem oberen Teil und einem seitlichen Teil, und der elektrische Strom, der ihnen zugeführt wird, kann unabhängig gesteuert werden. Natürlich ist der Heizmechanismus nicht darauf beschränkt, und die sogenannte Strahlungsheizung, Hochfrequenzheizung und dergleichen können ebenfalls verwendet werden. Ein Gehäuse 23 zum Abschirmen von Wärme ist auf der Außenseite der Heizungen 22 und 22' angeordnet.

Eine wassergekühlte Kammer 24 und eine Grundplatte 25 sind unter einem Ofen angeordnet, und sie sperren die Innenseite des Glockenglases 21 von der Außenluft ab. Ein Siliciumwafer 28 wird auf einer Plattform 27 gehalten, und die Plattform 27 ist am oberen Ende des Trageschafts 26 befestigt, der sich mittels eines Motors 29 frei nach oben und nach unten bewegen kann. Die wassergekühlte Kammer 24 weist eine Wafereinführungsöffnung (nicht in der Figur gezeigt) auf, die durch einen Schieber geöffnet und geschlossen werden kann, so daß der Wafer entlang der Querrichtung in den Ofen gegeben und daraus herausgenommen werden kann. Die Grundplatte 25 ist mit einem Gaseinlaß und einem Abgasauslaß versehen, so daß die Gasatmosphäre in dem Ofen gesteuert werden kann.

Durch Verwendung einer derartigen Wärmebehandlungsvorrichtung 20, wie oben erwähnt, wird die Wärmebehandlung eines Siliciumwafers mit raschem Erwärmen und raschem Abkühlen wie folgt durchgeführt.

Zuerst wird die Innenseite des Glockenglases 21 durch die Heizungen 22 und 22' auf eine gewünschte Temperatur, beispielsweise 900ºC bis zum Schmelzpunkt von Silicium, erwärmt und bei dieser Temperatur gehalten. Durch die unabhängige Steuerung des elektrischen Stroms, der jeder der getrennten Heizungen zugeführt wird, kann in dem Glockenglas 21 entlang dessen Höhenrichtung ein Temperaturgradient erhalten werden. Deshalb kann die Wärmebehandlungstemperatur durch Änderung der Position der Plattform 27, d. h. der Länge des Trageschafts 26, der in den Ofen eingeführt ist, gewählt werden. Was die Atmosphäre für die Wärmebehandlung betrifft, wird Sauerstoff, Wasserstoff, Argon oder eine Mischung derselben verwendet.

Nachdem die Innenseite des Glockenglases die gewünschte Temperatur erreicht hat und dabei gehalten wird, wird der Siliciumwafer mittels einer Waferhandhabungsvorrichtung, die in der Figur nicht gezeigt ist und benachbart zu der Wärmebehandlungsvorrichtung 20 angeordnet ist, am Einführungsort der wassergekühlten Kammer 24 eingeführt und beispielsweise mittels eines SiC-Schiffes auf die Plattform 27 gegeben, die an ihrer niedrigsten Position wartet.

An diesem Punkt wird der Wafer an dieser Position nicht erwärmt, da die wassergekühlte Kammer und die Grundplatte 25 mit Wasser gekühlt werden.

Nachdem der Siliciumwafer auf die Plattform 27 gegeben worden ist, wird die Plattform 27 sofort auf eine Position der gewünschten Temperatur von 900ºC bis zum Schmelzpunkt von Silicium angehoben, indem man den Trageschaft 26 durch den Motor 29 in die Innenseite des Ofens einführt, so daß der Wafer auf der Plattform der Hochtemperatur-Wärmebehandlung unterzogen werden kann. Bei diesem Vorgehen wird, weil sich die Plattform von ihrer niedrigsten Position in der wassergekühlten Kammer 24 zu der gewünschten Temperaturposition innerhalb beispielsweise von nur 20 Sekunden bewegt, der Wafer schnell erwärmt.

Dann kann durch Beibehaltung der Plattform 27 bei der gewünschten Temperaturposition über eine vorbestimmte Zeitspanne (mehrere Sekunden bis mehrere hundert Sekunden) der Wafer der Hochtemperatur-Wärmebehandlung über die Zeitspanne unterzogen werden, über welche der Wafer in der Erwärmungsposition gehalten wird. Wenn die vorbestimmte Zeitspanne verstrichen ist und die Hochtemperatur-Wärmebehandlung beendet ist, wird die Plattform 27 sofort durch Herausziehen des Trägerschaftes 26 aus dem Ofen mittels des Motors 29 abgesenkt und am Boden der wassergekühlten Kammer 24 angeordnet. Dieser Absenkungsvorgang kann auch innerhalb von beispielsweise etwa 20 Sekunden durchgeführt werden. Da die wassergekühlte Kammer 24 und die Grundplatte 25 mit Wasser gekühlt werden, wird der Siliciumwafer auf der Plattform 27 rasch abgekühlt. Schließlich wird der Siliciumwafer anhand der Waferhandhabungsvorrichtung herausgenommen, was die Wärmebehandlung beendet. Wenn zusätzliche Siliciumwafer einer Wärmebehandlung unterzogen werden sollen, können diese Siliciumwafer nacheinander in die Vorrichtung eingeführt und der Wärmebehandlung unterzogen werden, da die Temperatur in der Wärmebehandlungsvorrichtung 20 nicht erniedrigt wird.

Die vorliegende Erfindung ist nicht auf die oben beschriebenen Ausführungsformen beschränkt. Die oben beschriebenen Ausführungsformen sind lediglich Beispiele, und solche mit dem im wesentlichen gleichen Aufbau wie demjenigen, der in den beigefügten Ansprüchen beschrieben ist und ähnliche Funktionen und Vorteile bereitstellt, sind im Bereich der vorliegenden Erfindung eingeschlossen.

Zum Beispiel ist, obwohl die oben erwähnten Ausführungsformen für das Züchten von Silicium-Einkristallen mit einem Durchmesser von 6 Inch erklärt worden sind, die Erfindung nicht auf diese beschränkt und kann für einen Silicium-Einkristall mit einem Durchmesser von 8 bis 16 Inch oder mehr mittels Ziehen des Kristalls bei einer Ziehgeschwindigkeit im Bereich von V1 bis V1 + 0,062 · G unter Dotierung mit Stickstoff verwendet werden. Natürlich kann die vorliegende Erfindung für das sogenannte MCZ- Verfahren verwendet werden, in dem an der Siliciumschmelze ein horizontales Magnetfeld, ein vertikales Magnetfeld, ein Magnetfeld mit Spitze oder dergleichen angelegt wird.


Anspruch[de]

1. Verfahren zur Herstellung eines Silidum-Einkristalls durch Züchten des Silicium- Einkristalls durch das Czochralski-Verfahren, dadurch gekennzeichnet, daß der Kristall bei einer Ziehgeschwindigkeit [mm/min] innerhalb eines Bereiches von V1 bis V1 + 0,062 · G gezogen wird, während der Kristall während des Züchtens mit Stickstoff dotiert wird, wobei G [K/mm] einen durchschnittlichen Temperaturgradienten entlang der Kristallwachstumsrichtung darstellt, welcher für einen Temperaturbereich vom Schmelzpunkt des Siliciums bis 1400ºC vorhanden ist, und in einer Vorrichtung vorgesehen ist, die für die Kristallzüchtung verwendet wird, und V1 [mm/min] eine Ziehgeschwindigkeit darstellt, bei welcher ein OSF-Ring im Zentrum des Kristalls verschwindet, wenn der Kristall gezüchtet wird, indem man allmählich die Ziehgeschwindigkeit verringert.

2. Verfahren zur Herstellung eines Silidum-Einkristalls nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß Stickstoff mit einer Konzentration von 1 · 10¹&sup4; Atomen/cm³ oder mehr dotiert wird.

3. Verfahren zur Herstellung eines Silicium-Einkristallwafers, dadurch gekennzeichnet, daß das Verfahren umfaßt, daß man einen Wafer, der aus einem durch das Verfahren nach Anspruch 1 oder Anspruch 2 erzeugten Silicium-Einkristall erhalten wurde, einer Wärmebehandlung unterzieht, um Stickstoff in einer Oberflächenschicht des Wafers herauszudiffundieren.

4. Verfahren zur Herstellung eines Silicium-Einkristallwafers nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß die Wärmebehandlung mittels eines schnellen thermischen Ausglühers durchgeführt wird.

5. Silicium-Einkristallwafer, dadurch gekennzeichnet, daß der Wafer aus einem durch ein Verfahren nach Anspruch 1 oder 2 erzeugten Silicium-Einkristall erhalten worden ist.







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