DE69628505T2 - Halbleitendes Substrat und dessen Herstellungsverfahren - Google Patents

Halbleitendes Substrat und dessen Herstellungsverfahren Download PDF

Info

Publication number
DE69628505T2
DE69628505T2 DE69628505T DE69628505T DE69628505T2 DE 69628505 T2 DE69628505 T2 DE 69628505T2 DE 69628505 T DE69628505 T DE 69628505T DE 69628505 T DE69628505 T DE 69628505T DE 69628505 T2 DE69628505 T2 DE 69628505T2
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
porous
layer
monocrystalline silicon
silicon
silicon layer
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Lifetime
Application number
DE69628505T
Other languages
English (en)
Other versions
DE69628505D1 (de
Inventor
Nobuhiko Ohta-ku Sato
Takao Ohta-ku Yonehara
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Canon Inc
Original Assignee
Canon Inc
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Canon Inc filed Critical Canon Inc
Publication of DE69628505D1 publication Critical patent/DE69628505D1/de
Application granted granted Critical
Publication of DE69628505T2 publication Critical patent/DE69628505T2/de
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/04—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having at least one potential-jump barrier or surface barrier, e.g. PN junction, depletion layer or carrier concentration layer
    • H01L21/18—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having at least one potential-jump barrier or surface barrier, e.g. PN junction, depletion layer or carrier concentration layer the devices having semiconductor bodies comprising elements of Group IV of the Periodic System or AIIIBV compounds with or without impurities, e.g. doping materials
    • H01L21/20—Deposition of semiconductor materials on a substrate, e.g. epitaxial growth solid phase epitaxy
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02367—Substrates
    • H01L21/0237—Materials
    • H01L21/02373—Group 14 semiconducting materials
    • H01L21/02381—Silicon, silicon germanium, germanium
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02367—Substrates
    • H01L21/0237—Materials
    • H01L21/02422—Non-crystalline insulating materials, e.g. glass, polymers
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02436—Intermediate layers between substrates and deposited layers
    • H01L21/02439—Materials
    • H01L21/02441—Group 14 semiconducting materials
    • H01L21/0245—Silicon, silicon germanium, germanium
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02436—Intermediate layers between substrates and deposited layers
    • H01L21/02494—Structure
    • H01L21/02513—Microstructure
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02518—Deposited layers
    • H01L21/02521—Materials
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02518—Deposited layers
    • H01L21/02521—Materials
    • H01L21/02524—Group 14 semiconducting materials
    • H01L21/02532—Silicon, silicon germanium, germanium
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02612—Formation types
    • H01L21/02617—Deposition types
    • H01L21/0262—Reduction or decomposition of gaseous compounds, e.g. CVD
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02612—Formation types
    • H01L21/02617—Deposition types
    • H01L21/02636—Selective deposition, e.g. simultaneous growth of mono- and non-monocrystalline semiconductor materials
    • H01L21/02639—Preparation of substrate for selective deposition
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02612—Formation types
    • H01L21/02617—Deposition types
    • H01L21/02636—Selective deposition, e.g. simultaneous growth of mono- and non-monocrystalline semiconductor materials
    • H01L21/02647—Lateral overgrowth
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02656—Special treatments
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02656—Special treatments
    • H01L21/02658—Pretreatments
    • H01L21/02661—In-situ cleaning
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/70—Manufacture or treatment of devices consisting of a plurality of solid state components formed in or on a common substrate or of parts thereof; Manufacture of integrated circuit devices or of parts thereof
    • H01L21/71—Manufacture of specific parts of devices defined in group H01L21/70
    • H01L21/76—Making of isolation regions between components
    • H01L21/762—Dielectric regions, e.g. EPIC dielectric isolation, LOCOS; Trench refilling techniques, SOI technology, use of channel stoppers
    • H01L21/7624—Dielectric regions, e.g. EPIC dielectric isolation, LOCOS; Trench refilling techniques, SOI technology, use of channel stoppers using semiconductor on insulator [SOI] technology
    • H01L21/76251—Dielectric regions, e.g. EPIC dielectric isolation, LOCOS; Trench refilling techniques, SOI technology, use of channel stoppers using semiconductor on insulator [SOI] technology using bonding techniques
    • H01L21/76256—Dielectric regions, e.g. EPIC dielectric isolation, LOCOS; Trench refilling techniques, SOI technology, use of channel stoppers using semiconductor on insulator [SOI] technology using bonding techniques using silicon etch back techniques, e.g. BESOI, ELTRAN

Description

  • Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung eines Halbleitersubstrats, insbesondere eines SOI Substrats zur Verwendung als Basissubstrat eines integrierten Schaltkreises, der MOSFET Transistoren, bipolare Transistoren oder ähnliche verwendet.
  • Viele Studien sind über eine silicon-on-insulator (Silicium-auf-Isolator) (SOI) Strukture für Halbleitervorrichtungen und integrierte Schaltkreise gemacht worden, weil der SOI eine niedrige Fremdkapazität aufweist und die Elementtrennung einen Anstieg der Geschwindigkeit, der Einsparung an Energie, einen hohen Grad der Integration und der Kostenreduktion der Transistoren erleichtert.
  • In den 1970ern schlug Imai das Verfahren für FIPOS (fully isolation by porous silicon = vollständige Isolation von porösem Silicium) (K. Imai, Solid State Electronics 24 (1981), Seite 159) vor. Bei diesem Verfahren werden Inseln vom n-Typ auf einem Substrat vom p-Typ gebildet und dieser Bereich vom p-Typ, der die Fläche unter der Inseln vom n-Typ einschließt, wird selektiv porös gemacht, wobei die Bereiche vom n-Typ nicht porös bleiben. Das poröse Silicium, das von Uhlir et al., 1964 entdeckt wurde (A. Uhlir, Bell Syst. Tech, J., 35 (1956) Seite 333), wies Poren von einigen Nanometern bis einigen zehn an Nanometern im Inneren des Siliciumkristals ähnlich einem Schwamm auf, der eine extrem große Oberfläche von einem Volumen einer Einheit von einigen Hundert m2/cm3 oder mehr aufweist. Bei der thermischen Oxidation in einer sauerstoffhaltigen Atmosphäre wird poröses Silicium nicht nur an der Oberfläche, sondern auch im Inneren mittels des Sauerstoffs oxidiert, der dadurch penetriert ist. Daher kann die poröse Siliciumschicht selektiv oxidiert werden. Da die Dicke der Oxidschicht über der Dicke der porösen Schicht eher als die Zeit der Oxidation kontrolliert wird, kann der Siliciumoxidfilm auf dem porösen Silicium in einer Dicke von einigen zehn Malen bis einige hundert Malen gebildet werden, das mittels der Oxidation von Bulksilicium gebildet wird. So kann der poröse Bereich komplett oxidiert werden, wobei die Siliciuminseln vom n-Typ überhaupt nicht oxidiert werden. Mittels diese Verfahrens werden Siliciuminseln auf oxidiertem porösen Silicium oxidiert, um FIPOS zur Verfügung zu stellen. Da das Volumen des Siliciums ansteigt, wenn es oxidiert wird, hat das poröse Silicium vorzugsweise eine Porosität (Porenvolumen)/(Summe des verbleibenden Siliciumvolumens und Porenvolumens) von ungefähr 56%, um ein Verziehen bei dem Wafer und die Bildung von Defekten beim Volumenanstieg) zu verhindern.
  • Später wurde eine Verbesserung dieses Verfahrens offenbart, bei dem eine poröse Siliciumschicht auf der gesamten Oberfläche des monokristallinen Siliciums gebildet wird, wobei nicht poröses monokristallines Silicium epitaxial auf dem porösen Silicium wächst, wobei ein Teil der epitaktischen Siliciumschicht entfernt wird, um das poröse Silicium bloß zu legen und das poröse Silicium wird selektiv oxidiert, um eine SOI Struktur (H. Takei und T. Itoh, J. Electronic Materials 12 (1983), Seite 973) zu bilden.
  • Mit der Entwicklung von FIPODS als Anwendungsfeld für poröses Silicium, wird das Verfahren des Wachstums der nicht porösen monokristallinen Siliciumschicht entwickelt, wobei die Anwendung auf FIPOS in Betracht gezogen wird.
  • T. Unagami, et al. berichteten über epitaktisches Wachstum auf porösen Silicium (T. Unagami und M. Seki, J. Electrochem. Soc., 125 (1978), wahrscheinlich zuerst vor dem Bericht über das FIPOS Verfahren. Bei Unagamis Verfahren wird eine poröse Schicht auf der Oberfläche eines Si (111) – Wafers vom p-Typ eines Widerstands von 0,004 bis 0,15 Ω cm gebildet wird, und eine epitaktische Siliciumschicht wird in einer Wasserstoffatmosphäre bei 1170°C wachsen gelassen, indem SiCl4 als Ausgangsgas bei einer Wachstumsrate von 0,4 μm/Min verwendet wird. Bei der Wachstumsschicht wurde kein Laminierdefekt berichtet, der nach dem Si rtle Ätzen beobachtet wurde. Jedoch verursacht eine derartige Behandlung bei hoher Temperatur eine beachtliche Vergrößerung der porösen Struktur, was für die Herstellung der FIPOS Struktur nicht geeignet ist. Demgemäß sind nach der Offenbarung des FIPOS die Untersuchungen bei der Bildung der epitaktischen Schicht auf die Verhinderung der Strukturänderung des porösen Siliciums und gleichzeitig die Kristalldefekte in der epitaktischen Schicht zu vermindern, konzentriert worden.
  • Takai et al. verhinderte die Änderung der Struktur des porösen Siliciums, indem eine monokristalline Siliciumschicht bei 750°C mittels Plasma CVD gebildet wird, indem SiH4 bei einer Wachstumsrate von 102 bis 132 nm/min verwendet wird (H. TAki und T. Itoh, J. Electronic Materials, 12 (1983) Seite 973; H. Takai und T. Itoh, J. Appl. Phys. 60 (1986) Seite 223). Takai et al. berichteten, dass bei der Bildung der epitaktischen Siliciumschicht auf porösem Silicium mittels Plasma CVD die Poren der porösen Schicht, mit dem Anstieg der epitaktischen Siliciumschicht, blockiert werden und nahm an, dass die Übergangsschicht verbleibende Poren von ungefähr 150 nm aufweist.
  • Vescan et al. verwendeten LPVPE (low pressure vapor phase epitaxy = Dampfphasenepitaxie von niedrigem Druck) (L. Vescan, G. Bomchil, A. Halimaoui, A. Perio und R. Herino, Material letters 7 (1988) Seite 94). Bei ihrem Verfahren wurde poröses Silicium mit einer Porosität von 56% auf einem Si-Substrat vom p-Typ mit einem Widerstand von 0,01 Ω cm gebildet und die Porenwände wurden dünn mittels trockener Oxidation (vorhergehender Oxidation) oxidiert. Diese Oxidation wurde zum Zweck der Verhinderung einer Vergrößerung der Struktur der porösen Schicht bei der späteren Behandlung des epitaxilen Wachstums und der Oxidation bei hoher Temperatur durchgeführt. Anschließend wurde der Oxidationsfilm mittels Tauchens in HF entfernt. Das Substrat wurde in einer Wachstumskammer angeordnet und in einem sehr hohen Vakuum von 5 × 10–6 mbar gebacken und darauf wurde eine nicht poröse monokristalline Siliciumschicht epitaxial wachsen gelassen, indem SiH2Cl2 bei einer Temperatur von nicht höher als 900°C eingeführt wurde. Ein Übergangsnetz von ungefähr 105/cm2 wurde rund um die Grenzfläche mittels Beobachtung der Schnittoberfläche mittels Transmission- Elektronenmikroskopie gefunden.
  • C. Oules et al, führte eine vohergehende Oxidation und LPVPE durch, indem SiH4 als Ausgangsgas in einer ähnlichen Weise verwendet wird, wie es Vescan (C. Oules, A. Halimaoui, J. L. Regolini, R. Herino, A. Perio, D. Benshahel und G. Bomichil, Mater. Sci. Eng., B4 (1989) Seite 435; und C. Oules, A. Halimaoui, J. L. Regolini, A. Perio und G. Bomchil, J. Electrochem. Soc. 139 (1992) Seite 3595) taten. Sie führten epitaktisches Wachstum bei 830°C und 2 Torr durch, indem H2 als Trägergas und SiH4 als Ausgangsgas bei einer Wachstumsrate von 0,5 μm/min verwendet wurde. Die Dichte des Kristalldefekts in der epitaktischen Schicht auf dem porösen Silicium, das auf dem Si-Substrat vom p-Typ von 0,01 Ω cm gebildet wird, hängt größtenteils von der Porosität der porösen Schicht ab. Es wird gezeigt, dass bei der Porosität von 50% oder weniger, die Defektdichte, die mittels planem TEM beinahe das gleiche Niveau aufweist, wie dass des epitaktischem Schichtwachstums unter den gleichen Bedingungen auf einem Bulk (nicht porösen) Siliciumwafer, aber der absolute Wert darauf wird nicht gezeigt. Üblicherweise beträgt bei planer TEM Beobachtung die Größe des Meßbereichs für eine Probe ungefähr 100 μm im Quadrat. Daher wird die Grenze der Detektion bei ungefähr 104/cm2 oder bei sorgfältigerer Beobachtung nicht weniger als 103/cm2 angenommen. Die verbleibenden Defekte werden angenommen, dass sie durch Teilchen verursacht werde, die durch die Struktur der Vorrichtung gebildet werden. Daher sollte die Defektdichte weiter unter sauberen Umweltbedingungen beobachtet werden.
  • Die Untersuchungen des FIPOS Verfahrens wurden aktiv von den 1970ern bis zur ersten Hälfte der 1980er durchgeführt, nahm aber mit der Entwicklung des neuen Verfahrens für SOI Strukturen ab, weil die Bildung der Oberflächen-Siliciumschicht darauf beschränkt ist, Inselformen in dem FIPOS Verfahren zu sein, das nicht für allgemeinen Zwecke geeignet ist.
  • Wie oben beschrieben, wurde verlangt, dass das epitaktische Wachstum auf porösem Silicium für das FIPOS Verfahren bei einer Verfahrenstemperatur von nicht höher als 900°C durchgeführt wird, um eine Vergrößerung der porösen Struktur zu verhindern und die selektive Oxidation der porösen Schicht in dem späteren Schritt zu verzögern. Daher ist das Verfahren des epitaxilen Wachstums auf MBE und LPVPE beschränkt worden, die nicht weit für die Halbleiter-Siliciumherstellung verwendet worden sind. Daher sind wenige Untersuchungen auf das epitaktische Wachstum mittels eines weit genutzten CVD Systems gemacht worden, bei dem das epitaktische Wachstum in einer Wasserstoffatmosphäre bei einem Druck von ungefähr 10 bis 760 Toor durchgeführt wurde, indem ein Ausgangsgas zugeführt wird.
  • Kürzlich wurden SOI bildende Techniken beobachtet, die SIMOX (seperation by implanted oxygen = Trennung durch implantierten Sauerstoff) und Technik zum Wafer-Bonding einschließt. Das SIMOX wurde von Izumi von Nippon Telegraph und Telephon Corporation in 1978 vorgeschlagen, indem Sauerstoffionen in ein Siliciumsubstrat implantiert wird und das Substrat bei einer Temperatur von höher als 1300°C mit Wärme behandelt wird, um eine begraben Siliciumoxidschicht (K. Izumi, M. Doken, und H. Ariyoshi, Electron.Lett. 14 (1978) Seite 593) zu erhalten. Bei diesem Verfahren werden die Dicke der Oberfläche der Siliciumschicht und die Dicke der begrabenen Siliciumoxidschicht durch die Kontrolle der Defektdichte begrenzt und die Qualität der dünnen Oxidschicht und die kommerziellen Produkte weisen eine begrenzte Dicke der Siliciumoberfläche von 200 nm ± 60 nm und eine begrenzte Dicke des begrabenen Oxids von 390 nm auf. Die Einheitlichkeit der Filmdicke wird durch eine Veränderung der Implantierungsenergie für die Ionenimplantierung beeinflußt. Daher wird Opferoxidation (sacrificial oxidation), epitaktisches Wachstum oder eine ähnliche Behandlung verlangt, um eine gewünschte Dicke des Films zu erhalten. Insbesondere bei der Dünnfilmbildung neigt die Einheitlichkeit der Dicke des Films dazu niedriger zu sein. Des weiteren werden bei der begrabenen Filmschicht, die durch Koaleszens der Sauerstoffionen gebildet wird, Nadellöcher in dem Bereich gebildet werden, indem die Sauerstoffkoaleszens unzureichend ist. Die Nadellöcher verursachen eine Undichtigkeit oder schlechte dielektrische Stärke.
  • Auf der anderen Seite sind verschiedene Verfahren zur Technologie des Waferbondings offenbart worden, um eine SOI-Struktur zu erhalten, aufgrund der Kontrollfähigkeit der Dicken der Oberfläche der Siliciumschicht und einer begrabenen Siliciumoxidschicht und der hohen Kristallinität der Oberfläche der Siliciumschicht. Nakamura, et al. offenbaren ein Bondingverfahren bei dem Wafer miteinander ohne eine Haftschicht oder eine andere Zwischenschicht (japanischen Pantentveröffentlichung Nr. 39-17869) gebondet werden. Dieses Verfahren wurde nicht weiter untersucht bis Lasky, et al. 1985 ein Verfahren des Dünnermachens eines der gebondeten Wafer und über die Eigenschaften des MOS-Transistors, der darauf gebildet ist (J. B. Lasky, S. R. Stiffler, F. R. White und J. R. Abernathey, Technical Digest of the International Electron Devices Meeting (IEEE, New York, 1985) Seite 684) berichteten. Bei Lasky's Verfahren wird eine epitaktische Siliciumschicht vom n-Typ auf einem ersten Wafer gebildet, der eine hohe Konzentration an Bor enthält. Der erste Wafer und ein zweiter Wafer, die einen Oxidfilm auf der Oberfläche aufweisen, nachdem sie gegebenenfalls gereinigt worden sind, werden sie in engen Kontakt gebracht, wodurch die zwei Wafer durch Van der Waalskraft gebunden werden. Mittels Wärmebehandlung werden kovalente Bindungen zwischen den zwei Wafern gebildet, um eine Bondingstärke zu erhalten, die ausreichend für die Herstellung der Vorrichtung ist. Dann wird der erste Wafer von der nicht gebundenen Fläche mittels einer Mischung aus Fluorwasserstoffsäure, Salpetersäure und Essigsäure geätzt, um selektiv den p+ Silicumwafer zu entfernen, um nur die epitaktische Siliciumschicht ungeätzt auf dem zweiten Wafer zu lassen. Bei dem Lasky Verfahren ist es schwierig die epitaktische Siliciumschicht in einer einheitlichen Dicke auf der gesamten Oberfläche des Wafers zurück zu lassen, da das Verhältnis der Ätzrate des p+ Siliciums zu dem des epitaktischen (p– oder n) Siliciums so niedrig wie einige zehn ist.
  • Um dieses Problem zu lösen, wurde das Ätzen zweimal durchgeführt. Auf einer Oberfläche des Siliciumwafers von niedriger Konzentration an Verunreinigung als ein erstes Substrat wurde eine p++ Si-Schicht und eine Schicht von einer niedrigen Konzentration an Verunreinigung laminiert. Dieses Substrat wird auf einem zweiten Substrat ähnlich dem zuvor erwähnten laminiert. Das erste Substrat wird auf der nicht laminierten Oberfläche durch Polieren, Schleifen oder ähnliche mechanische Verfahren dünner gemacht. Dann wird das verbleibende erste Substrat selektiv mit einer Ätzlösung geätzt, um die gesamte Oberfläche der p++ Si-Schicht bloßzulegen, das in dem ersten Substrat begraben worden ist. Zum Ätzen wird eine alkalische Ätzlösung, wie Ethylendiamin pyrocatechol und KOH verwendet, wobei das selektive Ätzen auf den Unterschied bei der Konzentration der Verunreinigung zurückzuführen ist. Dann wird die bloßgelegte p++ Si-Schicht selektiv durch selektives Ätzen mit einer Mischung aus Fluorwasserstoffsäure, Salpetersäure und Essigsäure in der gleichen Weise, wie beim obigen Lasky Verfahren entfernt, um das zweite Substrat zu erhalten, das darauf nur eine monokristalline Siliciumschicht von einer niedrigen Konzentration an Verunreinigung aufweist. Bei einem derartigen Verfahren, wird selektives Ätzen zwei oder mehrere Male wiederholt, um die Selektivität über alles zu verbessern und dadurch die Einheitlichkeit der Dicke der Oberfläche der Si-Schicht auf SOI zu verbessern.
  • Jedoch bei der Bildung des Films mittels selektiven Ätzens, indem der Unterschied der Konzentration an Verunreinigung oder der Unterschied der Zusammensetzung des Substrats verwendet wird, wie oben erwähnt, wird die Selektivität des Ätzens hauptsächlich durch das Profil der Konzentration an Verunreinigung in Tiefenrichtung beeinflußt, wie ohne weiteres erwartet. Das heißt, die Wärmebehandlung bei einer hohen Temperatur, um das Bonding der Wafer nach der Laminierung zu stärken, wobei die Verteilung der Fremdatome der begrabenen Schicht sich verbreitert, um die Selektivität des Ätzens zu erniedrigen und die Einheitlichkeit der Schichtdicke zu beeinträchtigen. Daher muß die Wärmebehandlung nach dem Laminieren bei einer Temperatur von nicht höher als 800°C durchgeführt werden und weiter wird erwartet, dass das wiederholte Ätzen nicht ausreichend bei der Massenherstellung kontrolliert wird, was auf ein niedriges Verhältnis der Selektivität in bezug auf die Ätzschritte zurückzuführen ist.
  • Bei den obigen Verfahren wird die Selektivität des Ätzens durch einen Unterschied in den Konzentrationen der Verunreinigung oder den Zusammensetzungen an Verunreinigung erreicht. Yonehara, einer der Erfinder der vorliegenden Erfindung, offenbart eine neues Verfahren dafür japanischen Pantentveröffentlichung Nr. 5-21338 (EP-A 0 469 630). Das Verfahren von Yonehara zur Herstellung eines Halbleiterelements weist die Schritte der Bildung eines Elements auf, das einen nicht porösen monokristallinen Halbleiterbereich auf einem porösen monokristallinen Halbleiterbereich aufweist, das Bonding der Oberfläche eines Elements, bei dem die Oberfläche aus einer isolierenden Substanz auf der Oberfläche des nicht porösen monokristallinen Halbleiterbereichs aufgebaut ist und der Entfernung des porösen monokristallinen Halbleiterbereichs mittels Ätzens. Dieses Verfahren verwendet die Selektivität des Ätzens zwischen einem porösen monokristallinen Halbleiterbereich und einem nicht porösen monokristallinen Halbleiterbereich und ist zur Herstellung eines SOI Substrats geeignet, zum Beispiel mit einer aktiven Siliciumschicht, die eine einheitliche Schichtdicke aufweist. Mittels diesem Verfahren kann ein selektives Ätzen mit einem Faktor der Selektivität von so hoch wie 100 Tausende realisiert werden, was auf den Unterschied bei der Struktur des porösen Siliciums zurückzuführen ist, das eine große Oberflächenfläche pro Volumeneinheit aufweist, zum Beispiel 200 m2/cm3 von dem des nicht porösen Siliciums.
  • Bei diesem Verfahren ist die Selektivität so hoch, dass die Einheitlichkeit des epitaktisch gewachsenen monokristallinen Siliciums durch die Einheitlichkeit der Dicke der resultierenden SOI Schicht, ohne jeden nachteiligen Effekt des Ätzens gegen die Einheitlichkeit, reflektiert wird. Daher verwirklicht die Verwendung einer kommerziellen CVD epitaktischen Wachstumsvorrichtung die Einheitlichkeit der Waferdicke, zum Beispiel auch bei dem Bereich von ±4% oder ±2 oder weniger auch in einer SOI-Si Schicht. Bei diesem Verfahren wird poröses Silicium, das bei der selektiven Oxidation in FIPOS verwendet wird als Ätzmaterial verwendet. Daher ist die Porosität nicht auf ungefähr 56% beschränkt, aber eine niedrigere Porosität von ungefähr 20% ist ziemlich geeignet. Da das poröse Silicium nicht in dem Endaufbaumaterial eingeschlossen ist, werden die Einflüsse des Verziehens oder der Verformung gemildert und die Strukturänderung des porösen Siliciums und die Vergrößerung der Poren sind akzeptabel, vorausgesetzt, dass die Selektivität des Ätzens nicht beeinträchtigt wird. Daher wird die Temperatur für das epitaktische Wachstum nicht auf 900°C oder niedriger beschränkt. Das Verfahren zur Herstellung der SOI Struktur, das in der zuvor erwähnten japanischen Pantentveröffentlichung Nr. 5-21338 offenbart ist, wird ELTRAN von Yonehara genannt (T. Yonehara, K. Sakaguchi und N. Sato, Appl. Phys. Lett. 64 (1994) Seite 2108). Bei diesem Verfahren ist das epitaktische Wachstum des nicht porösen monokristallinen Siliciums auf porösen Silicium ein sehr wichtiger Schritt und wie verlautet kann unter gewissen Wachstumsbedingungen eine Defektdichte der Lamination bei der epitaktischen Siliciumschicht auf dem porösen Silicium bei 103 bis 104/cm2 liegen. Bei dem ELTRAN Verfahren sind die Defekte bei dem gebildeten SOI-Wafer hauptsächlich Laminierungsdefekte.
  • Sato, et al. die Erfinder der vorliegenden Erfindung führten epitaktisches Wachstum auf der porösen Schicht für ELTRAN mittel CVD (chemisches Dampfabscheidung) in einer Wasserstoffatmosphäre durch, indem SiH2Cl2 als Ausgangsgas verwendet wird (N. Sato, K. Sakaguchi, K. Yamagata, Y. Fujiyama und T. Yonehara, Proc. of the Seventh Int. Symp. on Silicon Mater. Sci. and Teck., Semiconductor Silicon (Pennington, The Elektrochem. Soc. Inc., 1994) Seite 443). Die Vorbacktemperatur betrug 1040°C und die Kristallwachstumstemperatur betrug 900 bis 950°C, was höher war als die bei üblichen FIPOS. Jedoch die Vergrößerung der porösen Siliciumsubstratstruktur wurde fast vollständig durch vorhergehende Oxidation (400°C eine Stunde, in O2) verhindert. Sie zeigen, dass die Defekte, die in der epitaktischen Schicht verursacht werden, hauptsächlich Laminierungsdefekte sind und zur Abnahme der Laminierungsdefekte ist es wirksam ein Wasserstoffbacken vor dem Wachstum im epitaktischen Wachstumsofen, um die Anzahl der Poren auf der Oberfläche des porösen Siliciums um vier Stellen (von 1011/cm2 runter auf 107/cm2 oder weniger) zu vermindern und HF Tauchen sofort vor der Einführung des Substrats in den epitaktischen Wachstumsofen, um die Sauerstoffkonzentration in der Nähe der der Oberfläche der porösen Schicht zu vermindern. Indem die Zeit des HF Tauchens verlängert wird, wurde die Dichte der Laminierungsdefekte bei der epitaktischen Siliciumschicht auf dem porösen Silicium auf ein Niveau von 103–104/cm2, mit einer gewissen niedrigeren Grenze, erniedrigt. Auf der anderen Seite wurde vorgeschlagen, dass die verbleibenden Poren auf der Oberfläche des porösen Siliciums, nach dem Backen in Wasserstoff, die Keime der Laminierungsdefekte werden. Die Wachstrumrate war allgemein höher als 100 nm/Min. Im allgemeinen werden die Laminierungsdefekte so gesehen, dass sie wahrscheinlich eine Beeinträchtigung der dieelektrischen Stärke der Oxidschicht verursachen. Die Neuordnung um die Laminierungsdefekte steigert den Verluststrom am p-n Übergang, um die Lebenzzeit des Minoritätsträger zu beeinträchtigen, was im allgemeinen nur darauf zurückzuführen ist, wenn Metallverunreinigungen auf dem Bereich der Umgruppierung existieren. Obwohl viele Berichte über das epitaktische Wachstum auf der zuvor erwähnten porösen Schicht berichten, ist kein Bericht gefunden worden, der Kristalldefekte von weniger als 103/cm2 zeigt, selbst bei empfindlicher Detektion mittels Defekt enthüllendem Ätzen und optischer Beobachtung mit einem Mikroskop. Obwohl die Wahrscheinlichkeit des Erscheinens der Laminierungsdefekte von 103–104/cm2 in einem Gate-Bereich von 1 μm2 so niedrig wie ungefähr 0,0001 bis 0,00001 beträgt, ist die Defektdichte selbst im Vergleich mit Bulk-Siliciumwafern hoch, was im allgemeinen die Ausbeute von integrierten Schaltungen beeinflußt. Demgemäß ist es erwünscht, dass die Dichte der Laminierungsdefekte weiter für den praktischen Gebrauch des SOI Wafers abnimmt, der in dem obigen Verfahren erhalten wurde.
  • Für das kristalle Wachstum ist ein Verfahren des epitaxialen Wachstums mittels CVD erwünscht, das ein Ausgangsmaterial verwendet, das mit Wasserstoff verdünnt ist und es ermöglicht eine Einheitlichkeit der Dicke der epitaktischen Siliciumschicht innerhalb ±4% oder bevorzugt ±2% zu erreichen. Bei der Verwendung einer üblichen kommerziellen CVD Vorrichtung für epitaxiales Wachstum, kann die Ausgabe für die Ausrüstung erniedrigt werden und die Entwicklungskosten für die Vorrichtung reduziert werden. Die Verwendung von einer CVD Vorrichtung für epitaxiales Wachstum ist bequem, weil sie die Wafergröße ohne weiteres vergößert (6 Inch bis 8 Inch, und bis zu 12 Inch.
  • Auf der anderen Seite wurde gezeigt, dass die Verlängerung der Zeit des HF Tauchens gerade vor der Einführung in den Wachstumsofen wirksam für eine Abnahme der Dichte der Kristalldefekte ist. Jedoch bei dem HF Tauchen kann die HF Lösung lokal in das tiefe Innere des porösen Siliciums eindringen, um den dünne Oxidfilm zu entfernen, der mittels vorhergehender Oxidation auf den Porenwänden entfernt wird. Dies verursacht lokal eine Vergrößerung des porösen Siliciums, was die Entfernung des porösen Siliciums mittels selektiven Ätzens verzögert, um das poröse Silicium unentfernt in einem Inselzustand zu lassen. Daher ist ein Verfahren gewünscht worden, dass Kristalldefekte in einer epitaktischen Siliciumschicht auf dem porösen Silicium bei einem CVD Verfahren vermindert, bei dem ein Film mit einer ausreichenden Verteilung der Schichtdicke gebildet werden kann, indem ein Ausgangsgas, das mit Wasserstoff verdünnt ist, zugeführt wird.
  • Bei dem zuvor erwähnten Verfahren, bei dem eine epitaktische Siliciumschicht auf einem porösen Silicium laminiert wird und die poröse Schicht wird mittels Ätzens entfernt, wobei jedes Nadelloch in der dünnen epitaktischen Siliciumschicht eine Durchdringung der Ätzlösung in die Laminierungszwischenschicht verursacht. Dies kann ein Ätzen des begrabenen Siliciumoxid verursachen, um Fehlstellen zu bilden. Bei den resultierenden Fehlstellenbereichen, bei denen keine begrabene Oxidschicht vorhanden ist, kann ein Versagen der Vorrichtung, wie einem MOS Transistor, verursachen, was auf die Instabilität der darunterliegenden Grenzschicht zurückzuführen ist.
  • In einem Artikel mit dem Titel "Epitaxial layer transfer by bond and etch back of porous Si", Applied Physics Letters, Band 64, Nr. 16, 18 April 1994 von den Seiten 2108–2110, haben Yonehara T. et al. ein Verfahren der Herstellung eines Halbleitersubstrat beschrieben, einschließlich der Schritte des zur Verfügung stellen eines monokristallinen Siliciumsubstrats, auf dem eine poröse monokristalline Siliciumschicht vorhanden ist; und Wachstum einer nicht porösen epitaktischen monokristallinen Siliciumschicht, auf der porösen monokristallin Siliciumschicht in einer Atmosphäre, die Wasserstoffgas enthält.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren, das derart ist, wird dadurch gekennzeichnet, dass ein Schritt der Erwärmung der porösen monokristallinen Siliciumschicht in einer Wasserstoffatmosphäre vor dem Wachstum durchgeführt wird und das Wachstum wird durchgeführt durch:
  • Einen ersten Schritt des Wachstums der nicht porösen monokristallinen Siliciumschicht auf der porösen monokristallinen Siliciumschicht bei einer anfänglichen Wachstumsrate von 20 nm/Min oder weniger, wobei die anfängliche Wachstumsrate derart kontrolliert wird, dass die Dichte der verbleibenden Poren auf der Kristallwachstums-Oberfläche nicht mehr als 1000 cm–2 zu der Zeit beträgt, wenn die nicht poröse monokristalline Siliciumschicht auf eine Dicke wächst, die zu dem Durchmesser der Poren der nicht porösen monokristallinen Siliciumschicht korrespondiert und danach ein zweiter Schritt des Wachstums der nicht porösen monokristallinen Siliciumschicht bei einer ansteigenden Wachstumsrate.
  • Die vorliegende Erfindung ermöglicht die Reduktion der Defektdichte in dem nicht porösen monokristallinen Siliciumkristall auf ungefähr 1000/cm2, indem die Wachstumsrate der nicht porösen Siliciumschicht kontrolliert wird niedrig zu sein, um keine Kernbildung zu verursachen
  • Bei den erfindungsgemäßen Ausführungsformen wird das Wachstum so kontrolliert, dass es bei einer niedrigen Rate liegt, um keine Kernbildung in einer Anfangsperiode des Wachstums zu verursachen und danach wird es ermöglicht das Wachstum in einer üblichen Weise voranschreiten zu lassen, wodurch das Wachstum in einer üblichen Weise voranschreitet und außerdem werden Kristalldefekte reduziert. Die Reduktion der Kristalldefekte, Abnahme der Borkonzentration und Verhinderung der Vergrößerung der porösen Struktur werden gleichzeitig mittels anfänglichem Wachstums des nicht porösen monokristallinen Siliciums mit einer niedrigen Rate erreicht, um keine Kernbildung zu verursachen und darauf folgendes Wachstum für eine Schichtdicke bei einer niedrigen Temperatur.
  • Bei den erfindungsgemäßen Ausführungsformen wird die Rauheit der Oberfläche der epitaktischen Siliciumschicht auf der porösen Siliciumschicht reduziert, wodurch die Bondingstärke des Laminats verstärkt wird und das Auftreten von lokal schadhaftem Bonding wird signifikant vermindert. Des weiteren bei dem Wachstum mit einer niedrigen Rate, um eine Kernbildung zu verhindern, diffundieren die eingeführten Atome auf der Oberfläche schneller als das Wachstum, wodurch das Auftreten von Nadellöchern, die durch feine Fremdmaterialien verursacht werden, verhindert wird.
  • Bei dem Verfahren zur Herstellung eines erfindungsgemäßen Halbleitersubstrats kann ein SOI Substrat hergestellt werden, das eine SOI Struktur aufweist, das eine Dichte an Kristalldefekten von weniger als 1000/cm2 mit wenigen Fehlstellen aufweist, die durch Stiftlöcher an der Grenzfläche des Bondings, ohne Stiftlöcher in der begrabenen Oxidschicht, verursacht werden.
  • Das SOI Substrat, das mittels des erfindungsgemäßen Verfahrens hergestellt wird, weist eine niedrige Defektdichte und Einheitlichkeit der Schichtdicke auf und weist vorzugsweise keine Stiftlöcher in der begrabenen Oxidschicht auf, die verschieden vom SIMOX ist. Dies ist der Grund warum der Wärmeoxidationsfilm, der auf dem zweiten Element gebildet ist, als begrabene isolierende Schicht bei der SOI Struktur verwendet werden kann.
  • Kurze Beschreibung der Zeichnungen
  • 1 zeigt die Abhängigkeit der Dichte der Laminierungsdefekte gegen die Wachstumsrate.
  • 2 stellt schematisch eine Schnittansicht eines porösen Siliciums dar, das in Wasserstoff wärmebehandelt worden ist und die Verteilung der Dichte der Adsorptionstelle an der Oberfläche.
  • Die 3A bis 3E stellen Schritte der Bildung einer epitaktischen Siliciumschicht auf einem porösen Silicium bei einem üblichen Verfahren dar.
  • Die 4A bis 4E stellen Schritte der Bildung einer epitaktischen Siliciumschicht auf einem porösen Silicium bei einem erfindungsgemäßen Verfahren dar.
  • 5 zeigt die Zeit zum Erreichen des vorgeschriebenen Vakuums der monokristallinen Siliciumschicht, die auf eine Dicke gewachsen ist, die zu dem größten Porendurchmesser als eine Funktion der Wachstumsrate korrespondiert.
  • 6 zeigt die verbleibende Porendichte als eine Funktion der Wachstumsrate.
  • Die 7A bis 7E stellen schematisch Beispiele des Verfahrens zur Herstellung des erfindungsgemäßen Halbleitersubstrats dar.
  • Die 8A bis 8G stellen schematisch andere Beispiele des Verfahrens zur Herstellung des erfindungsgemäßen Halbleitersubstrats dar.
  • Die 9A bis 9G stellen schematisch noch andere Beispiele des Verfahrens zur Herstellung des erfindungsgemäßen Halbleitersubstrats dar.
  • Die 10A und 10B stellen schematisch Beispiele der Eloxiervorrichtung dar.
  • BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORMEN
  • Das Verfahren zur Herstellung eines erfindungsgemäßen Halbleitersubstrats ist aufgebaut, wie oben beschrieben. Das erfindungsgemäße Verfahren ist dadurch gekennzeichnet, dass die nicht poröse monokristalline Siliciumschicht anfangs mit einer extrem niedrigen Wachstumsrate auf einer porösen monokristallinen Siliciumschicht wächst. Das Verfahren zur Herstellung eines erfindungsgemäßen Halbleitersubstrats ist anwendbar zur Herstellung eines SOI Substrats. Da das SOI Substrat von hoher Qualität weit und dringend nachgefragt wird, wird die vorliegende Erfindung unten auf der Basis der Studien erklärt, die von den Erfindern der vorliegende Erfindung bei der Herstellung eines SOI Substrats gemacht wurden.
  • Das Verfahren zur Herstellung eines SOI Substrats, das von den Erfindern der vorliegenden Erfindung studiert wurde, weist ganz allgemein die Schritte auf, um ein monokristallines Siliciumsubstrat porös zu machen, indem monokristallines Silicium auf der porösen Siliciumschicht epitaxial wächst, wobei das Substrat laminiert wurde, das darauf einen epitaktischen monokristallinen Film auf einem anderen Substrat aufweist und der Entfernung der porösen Siliciumschicht. Ein Beispiel des Verfahrens zur Herstellung eines derartigen SOI Substrats wird beschrieben, indem Bezug auf die 7A bis 7E und 10A und 10B genommen wird.
  • Ein monokristallines Siliciumsubstrat 100 wird anodisiert, um ein poröses Silicium 101 (7A) zu bilden. Die Dicke der porösen Siliciumschicht kann einige bis einige zehn an Angströms auf einer Seite des Substrats aufweisen. Auf der anderen Seite kann das gesamte Siliciumsubstrat 100 anodisiert werden.
  • Das Verfahren zur Bildung des porösen Siliciums wird unter Bezugnahme auf die 10A bis 10B beschrieben. Ein monokristallines Siliciumsubstrat 600 vom P-Typ wird als Substrat verwendet. Falls eines vom N-Typ verwendet wird, wird es auf eines limitiert, das einen niedrigen Widerstand aufweist oder unter Lichtbestrahlung verwendet wird, um die Lochbildung zu beschleunigen. Das Substrat 600 wird auf eine Vorrichtung gesetzt, die in 10A gezeigt wird, derart, dass sich eine Oberfläche des Substrats in Kontakt mit einer Lösung aus Fluorwasserstoffsäure befand, in der eine negative Elektrode 606 bereitgestellt ist und die andere Oberfläche des Substrats in Kontakt mit einer positiven Metallelektrode steht. Auf der anderen Seite kann die positive Elektrode 605' elektrisch über eine Lösung 604' mit dem Substrat, wie in 10B gezeigt, verbunden werden. Auf jeden Fall wird eine Bildung der Porosität auf der Oberfläche mit einer Lösung vom Typ der Fluorwasserstoffsäure an der negativen Elektrodenseite bewirkt. Die Lösung 604 vom Typ der Fluorwasserstoffsäure ist gewöhnlich eine konzentrierte Lösung aus Fluorwasserstoffsäure (49% HF). Die Verdünnung der konzentrierten Fluorwasserstoffsäure mit reinem Wasser ist nicht bevorzugt, da ein Ätzen nur bei einer Konzentration niedriger als ein gewisses Niveau geschieht, das von dem angelegten elektrischen Strom abhängt. Blasen, die an der Oberfläche des Substrats 600, während der Anodisierung gebildet werden, können wirksam durch Zugabe von einem Alkohol als oberflächenaktivem Mittel entfernt werden. Der Alkohol schließt Methanol, Ethanol, Propanol und Isopropanol ein. Anstatt das oberflächenaktive Mittel zu zugeben, kann die Lösung mit einem Rührer, während der Anodisierung, gerührt werden. Die negative Elektrode 606 wird aus einem Material gemacht, das gegen Fluorwasserstoffsäure widerstandsfähig ist, wie Gold (Au) und Platin (Pt). Die positive Elektrode 605, die aus einem allgemein verwendeten metallischen Material hergestellt ist, ist vorzugsweise an der Oberfläche mit einem Metallfilm beschichtet, der gegenüber Fluorwasserstoffsäure widerstandsfähig ist, da die Lösung 604 aus Fluorwasserstoffsäure die positive Elektrode 605 erreicht, wenn das gesamte Substrat 600 anodisiert worden ist. Die Intensität des elektrischen Stroms für die Anodisierung beträgt nicht mehr als einige Hundert mA/cm2, es beträgt aber mehr als Null. Die Stromintensität wird innerhalb eines derartigen Bereichs ausgewählt, dass das epitaxiale Wachstum befriedigend auf der äußeren Oberfläche der gebildeten porösen Siliciumschicht geschieht. Im allgemeinen schreitet bei einer höheren Intensität des Stroms die Anodisierung mit einer höheren Rate voran und die gebildete poröse Siliciumschicht weist eine niedrigere Dicht mit einem größeren Porenvolumen auf. Durch das epitaxiale Wachstum variieren die Bedingungen. Auf der porösen Schicht 101, die wie oben gebildet wurde, wird eine nicht poröse monokristalline Siliciumschicht 102 epitaxiall wachsen gelassen (7B).
  • Das Verfahren zur Bildung der nicht porösen monokristallinen Schicht ist der wichtige Punkt der vorliegenden Erfindung und wird später im Detail beschrieben.
  • Dann wird die Oberfläche der epitaxialen Schicht 102 oxidiert, um eine SiO2 Schicht 103 (7C) zu bilden. (Das Oxidationsverfahren schließt eine thermische Oxidation ein). Falls die epitaxiale Schicht direkt auf das tragende Substrat im darauffolgenden Schritt laminiert wird, wobei Verunreinigungen geneigt sind, sich an der Laminierungsgrenzfläche abzuscheiden und freie Atombindungen an der Grenzfläche dazu neigen die Eigenschaften der resultierenden dünnen Film-Vorrichtung instabil zu machen steigern. Daher wird diese Oxidation der Oberfläche durchgeführt, um die obigen Nachteile zu vermeiden. Dieser Oxidationsschritt ist nicht verzichtbar und kann weggelassen werden, indem eine Konstruktion der Vorrichtung verwendet wird, indem keine Schwierigkeiten durch das obige Phänomen verursacht werden. Die SiO2 Schicht 103 dient als Isolationsschicht auf dem SOI-Substrat. Die Isolationsschicht sollte auf zumindest einer Oberfläche der Substrate gebildet werde, die zusammen laminiert werden sollen. Die isolierende Schicht kann auf verschiedene Weisen gebildet werden. Die Oxidationsschicht, wenn sie gebildet ist, wird kontrolliert eine Dicke aufzuweisen, die ausreichend ist, die Kontamination der Laminierungs-Grenzschicht von der Außenluft zu vermeiden.
  • Getrennt von dem obigen Substrat 100, das die oxidierte epitaktische Oberfläche aufweist, wird ein tragendes Substrat 110 zur Verfügung gestellt, das eine SiO2 Schicht 104 auf seiner Oberfläche aufweist. Das tragende Substrat 110 wird durch ein Siliciumsubstrat veranschaulicht, das an der Oberfläche oxidiert wird (einschließlich des thermisch oxidierten), wie Quarzglas, kristllisiertes Glas, jedes Substrat, das auf dem SiO2 abgeschieden worden ist. Ein Siliciumsubstrat, das keine SiO2 Schicht aufweist, kann auch verwendet werden.
  • Die obigen zwei Substrate werden nach der Reinigung zusammen (7D) laminiert. Das Reinigen wird ähnlich wie das übliche Reinigen eines Halbleitersubstrats (zum Beispiel Reinigung vor der Oxidation) durchgeführt.
  • Die Druckerzeugung auf der gesamten Oberfläche des Substrats nach der Laminierung ist wirksam für die Stärkung des Laminierungsbondings.
  • Das Laminat des Substrats wird mit Wärme behandelt. Eine höhere Temperatur ist bei der Wärmebehandlung bevorzugt. Jedoch eine exzessiv hohe Temperatur kann eine strukturelle Änderung der porösen Schicht 101 oder eine Diffusion der Verunreinigung vom Substrat zu der epitaktischen Schicht verursachen. Daher werden die Temperatur und die Erwärmungszeit derart ausgewählt, dass die obigen Nachteile nicht verursacht werden. Speziell wird die Wärmebehandlung bevorzugt in dem Bereich von ungefähr 600°C bis 1100°C durchgeführt. Einige Substrate sind nicht in der Lage eine fortdauernde Wärmebehandlung bei einer hohen Temperatur auszuhalten. Zum Beispiel ist ein Quarzglas als Substrat 110 erforderlich, um bei einer Temperatur niedriger als ungefähr 200°C behandelt zu werden, aufgrund des Unterschieds des thermischen Ausdehnungskoeffizienten des Quarz von dem des Siliciums. Über der Temperatur können die laminierten Substrate getrennt werden oder aufgrund der Belastung zerbrechen. Von den Substraten wird nach der Wärmebehandlung verlangt, nur gegen die Belastungen beim Polieren oder Ätzen des Bulksilicium 100 im darauffolgenden Schritt widerstandfähig zu sein. Daher kann das Verfahren durchgeführt werden, indem die Bedingungen der Oberflächenbehandlung für die Aktivierung, selbst bei einer Temperatur von 200°C oder niedriger, optimiert werden.
  • Anschließend werden der Siliciumsubstratteil 100 und Siliciumsubstratteil 101 selektiv entfernt, wobei die epitaktische Wachstumsschicht 102 nicht entfernt wird (7E). So ist ein SOI Substrat hergestellt worden.
  • Zusätzlich zu den oben beschriebenen Schritten können die Schritte unten weiter durchgeführt werden.
  • (1) Die Oxidation der inneren Porenwände in der porösen Schicht (vorhergehende Oxidation):
  • Bei der porösen Siliciumschicht sind die Wände zwischen den benachbarten Poren extrem dünn im Dickebereich von einigen Nanometeren bis einigen zehn an Nanometern. Die extrem dünnen Porenwände können koaleszieren, um dicke Wände zu bilden und blockieren die Poren bei einer Behandlung der porösen Schicht mit einer hohen Temperatur, wie bei der Bildung der epitaktischen Siliciumschicht und der Erwärmung nach der Substratlaminierung, um dadurch die Ätzrate zu erniedrigen. Die Verdickung der Porenwände und die Vergrößerung der Poren kann durch die Bildung eines dünnen Oxidfilms auf den Porenwänden, auf die Bildung der porösen Schicht folgend, verzögert werden. Jedoch sollte die Oxidation an der Oberfläche der inneren Wände der Poren limitiert werden, um die Monokristallinität im Inneren der Porenwände zu halten, weil die nicht poröse monokristalline Siliciumschicht darauf epitaxial wachsen soll. Die Dicke des gebildeten Oxidfilms reicht vorzugsweise von einigen Angström bis zu einigen zehn an Angström. Eine derartige Dicke des Oxidfilms wird mittels Wärmebehandlung bei einer Temperatur, die vorzugsweise von 200°C bis 700°C, besonders bevorzugt von 250°C bis 500°C reicht, gebildet.
  • (2) Wasserstoffbacken
  • Es wurde durch die Erfinder der vorliegende Erfindung in EP 553852 A2 gezeigt, dass feine Unregelmäßigkeiten der Siliciumoberfläche durch eine Wärembehandlung in einer Wasserstoffatmosphäre entfernt werden können, um eine extrem glatte Silicium-Oberfläche zu erhalten. Dieses Backen in einer Wasserstoffatmosphäre ist auch für die vorliegende Erfindung anwendbar. Zum Beispiel kann das Wasserstoff-Backen nach der Bildung der porösen Siliciumschicht und vor der Bildung der epitaktischen Siliciumschicht durchgeführt werden. Andererseits kann das Wasserstoff-Backen bei einem SOI Substrat, das durch Entfernen der porösen Siliciumschicht durch Ätzen erhalten wurde, durchgeführt werden. Bei dem Wasserstoff-Backen das vor der Bildung der epitaxialen Siliciumschicht durchgeführt wird, wandern die Siliciumatome, die die Oberfläche des porösen Siliciums bilden, um den äußersten Bereich der Poren zu blockieren. Mit den Poren, die im äußersten Bereich blockiert sind, wird die epitaxiale Siliciumschicht mit weniger Kristalldefekten gebildet. Auf der anderen Seite wird beim Wasserstoff-Backen nach der Ätzentfernung der porösen Siliciumschicht, die epitaktische Silicium-Oberfläche, die irgendwie durch Ätzen aufgerauht wird, geglättet und Bor, das unvermeidlich bei der Bondingoperation im Reinraum in die Laminierungs-Grenzfläche eingearbeitet wird, entfernt wird.
  • Die Ursache wird nicht beim Auftreten der Kristalldefekte in der epitaktischen Siliciumschicht auf dem amorphen Siliciumwachstum durch CVD oder ein ähnliches Verfahren aufgeklärt. Jedoch wird angenommen, dass der primäre Faktor zur Einführung der Defekte der Laminierungsschicht das Wachstum auf der porösen Schicht ist, da eine derartige Einführung der Kristalldefekte nicht bei einer epitaktischen Wachstumsschicht auf dem Bulkwafer unter den gleichen Bedingungen beobachtet wird. Es wird berichtet, dass nach dem Wasserstoffvorbacken und vor dem epitaxialen Wachstum, die Poren schon existieren, obwohl ein Blockieren der Poren beobachtet wird. Daher wird angenommen, dass die verbleibenden Poren auf der Oberfläche der poröse Schicht für die Einführung der Defekte der Laminierungsschicht veranwortlich sind.
  • Homoepitaxiales Wachstum des Siliciums auf dem Bulksilicium durch CVD mit Einführung eines mit Wasserstoff verdünnten Ausgangsgases wird weit als wesentliche Technik bei dem Verfahren des Silicium-Halbleiters durchgeführt. Durch diese Technik kann die Schichtdicke innerhalb eines Bereichs von ±4%, oder bevorzugt ±2% auf der gesamten Oberfläche des Wafers kontrolliert werden. Bei der Untersuchung des epitaxialen Wachstums durch CVD wird die Anstrengung für die Entwicklung auf die Bildung der epitaktischen Schicht mit einigen Mikrometern fokusiert, indem die Temperatur des Wachstums erniedrigt wird, um ein Autodotierung mit Verunreinigungen oder einen Anstieg der Wachstumsrate zu verhindern. Daher sind wenige Berichte über das Wachstum bei einer Rate von 50 nm/Min oder weniger vorhanden, das beim epitaxialen Wachstum auf porösem Silicium durchgeführt wird.
  • Es wurde gefunden, dass die Erfinder der vorliegende Erfindung nach den Vergleichsexperimenten, die Wachstumsrat und die Temperatur in einem anfänglichen Stadium beim epitaxialem Wachstum wichtige Faktoren bei der Verminderung der Defekte sind. 1 zeigt die experimentellen Ergebnisse beim epitaxialen Wachstum des Siliciums auf porösem Siliciums mittels eines kommerziellen epitaktischen Wachstumsofen mit SiH2Cl2, das mit H2 verdünnt ist: Abhängigkeit der Defekte der Laminierungsschicht auf die Wachstumsrate bei einem anfänglichen Stadium des epitaxialen Wachstums. Bei den Experimenten wird dem Wachstum ermöglicht bei einer Temperatur von 1150°C unter atmosphärischem Druck voran zu schreiten. Die Defektdichte der Laminierungsschicht wurde rasch niedriger mit der Abnahme der Wachstumsrate von 20 nm/Min. Die Defekte der Laminierungsschicht nahmen mit einem Faktor von 1/3 oder mit zwei Einheiten unter gewissen Bedingungen im Vergleich mit dem von üblichen Systemen mit hoher Wachstumsrate ab. Dies ist wahrscheinlich aufgrund der Tatsache, dass bei einer Wachstumsrate unter einen gewissen Wert, die Diffusion der Si-Atome, die an der Oberfläche des porösen Siliciums adsorbiert werden, bemerkbarer ist als der Anstieg der Schichtdicke und das Verhältnis der Atome steigt an, die in dem Gitter bei dem verbleibenden Porenbereich eingearbeitet sind. Bei dem Wasserstoff-Voracken vor dem epitaxialen Siliciumwachstum schreitet das Porenblockieren an der Oberfläche der poröse Schicht durch Diffusion der Atome voran, die die Oberfläche bilden. Als Ergebnis verschwinden die meisten der Poren, die in einem Durchmesser von einigen Nanometerern bis einigen Zehneren an Nanometern mit einer Dichte von ungefähr 1011/cm2 existieren und waren vor der dem Wasserstoffvorheizen, mittels eines Abtastelektronenmikroskop von hoher Auflösung, nachweisbar. Sein Detektionslimit betrug ungefähr 107/cm2. Gleichzeitig wurden die blockierten Porenbereiche mittels Wasserstoffbackens geebnet und die Atomstufen, die für eine (2 × 1) Oberflächenstruktur charakteristisch ist, wurde beobachtbar. Um die Existenz der verbleibenden Poren zu bestätigen, wird das Substrat sofort nachdem Wasserstoffvorbacken aus dem Ofen heraus genommen und in eine Roadlock Vakuumkammer gestellt und wurde einem sehr hohem Vakuum unterworfen. Die Druckabnahmerate war signifikant niedrig im Vergleich mit einem Bulksiliciumwafer, der keine poröse Schicht aufweist. Ähnlich wurde ein poröses Silicium, das nicht einem Wasserstoff-Vorbacken unterworfen worden ist und ein Substrat, das eine 2 μm epitaktische Schicht auf einer poröse Schicht aufweist, dem gleichen Test unterworfen. Die Zeit zum Erreichen des Vakuums wurde mit dem Bulk-Siliciumwafer in der Reihenfolge erreicht, die unten gezeigt wird: Poröses Silicium (vorgebacken) > poröses Silicium (nicht vorgebacken) >> poröses Silicium mit epitaktischer Schicht (2 μm) = Bulksilicium.
  • Daher wird angenommen, dass die Poren noch auf dem porösen Silicium, nach dem Wasserstoff-Vorbacken, verbleiben. Die 3A bis 3E stellen schematisch das Verfahren zum Blockieren der Poren auf der Oberfläche mittels Wasserstoff-Vorbackens dar. Auf der Seite, von der die Poren verschwunden sind, schreitet das Einebnen der Oberfläche mit dem Wasserstoff-Backen voran, um Atomstufen zu bilden, die für eine (2 × 1) Oberflächenstruktur charakteristisch sind. 2 zeigt die Verteilung der Dichte der Adsorbtionsstellen wie die Stufen und Kink auf der Oberfläche. Die Stellendichte ist extrem hoch lokal um die verbleibenden Poren. Dies ist aufgrund der vielen Oberflächen, die kontinuierlich in Übereinstimmung mit der Krümmung der blanken Silicium-Oberfläche an den verbleibenden Porenbereichen erscheinen.
  • Bei dem Wachstum durch Einführung der Atome, die die Wachstumsschicht auf der Oberfläche bilden, wenn die Menge der eingeführten Atome groß ist, kollidieren die eingeführten Atome miteinander auf der Terrassen, um Dimere zu bilden, bevor sie die Stufen erreichen. Die Dimere auf der Oberfläche sind weit weniger mobil als die Monomere, um Kerne als Adsorptionsstelle für die eingeführten Atome zu bilden. Dadurch steigt die Dichte der effektiven Stufen (oder Adsorbtionsstellen) und konsequent werden die meisten der eingeführten Atome in das Gitter, ohne Oberflächen-Diffusion, inkorporiert. Daher ist die Verteilung der Wahrscheinlichkeit der Inkorporation der eingeführten Atome in das Kristallgitter gering innerhalb der Ebene, so dass an den verbleibenden Porenbereichen die Schichtdicke an dem verbleibenden Porenbereich vor dem Verschwinden der Poren ansteigt, wodurch das Kristallgitter dazu neigt unvereinbar zu werden und Defekte zu verursachen. Die 3A und 3E stellen schematisch das obige Verfahren dar. In 1 in dem Bereich der Wachstumsrate, in dem die Dichte des Laminierungsdefekt konstant ist, unabhängig von der Wachstumsrate, wobei das Wachstum über die obigen Mechanismen voranschreitet. In dem Fall, in dem Kerne gebildet werden, hängt die Dichte des Laminierungsdefekts von der verbleibenden Porendichte gerade vor dem Wachstum ab.
  • Auf der anderen Seite, falls die Menge der eingeführten Atome gering ist, wird angenommen, dass das Wachstum über ein zweidimensionales Wachstum nur von den Stufenstelle voranschreitet. Angenommen, dass die Distanz der Oberflächendiffusion der eingeführten Si-Atome ausreichend größer ist als die durchschnittliche Breite der Terrassen zwischen den Stufen in den Bereichen anders als den verbleibenden Porenbereichen, erreichen die eingeführten Si-Atome die Terrase, um in die Stufen inkorporiert zu werden. Falls die Si-Atome in die Oberfläche eingeführt werden, die eine Verteilung der Dichte der Adsorptionsstelle, wie in 2 gezeigt, aufweist, werden die eingeführten Si Atome auf der Oberfläche zerstreut, um an vielen Adsorptionsstellen (Stufen) um die verbleibenden Poren mit einer bemerkenswert hohen Wahrscheinlichkeit inkorporiert zu werden. Mit anderen Worten werden die verbleibenden Poren wie Senken für die Atome funktionieren, die auf der Oberfläche diffundieren, wobei die meisten der eingeführten Atome für das Blockieren der verbleibenden Poren verbraucht werden, ohne dass die Schichtdicke ansteigt, wobei die Poren schließlich ohne die Bildung von Defekten verschwinden. Wie oben beschrieben, können die verbleibenden Poren, ohne die Bildung von Defekten, bei einem frühen Stand des epitaxialen Wachstumsverfahrens blockiert werden, indem eine geringe Menge der Film-bildenden Atome oder ein Ausgangsgas eingeführt wird, so dass eine Kernbildung nicht auf der porösen Si-Oberfläche bewirkt wird. Danach kann das Kristallwachstum in der gleichen Weise ausgeübt werden, wie beim üblichen Wachstum auf Bulk-Silicium, ohne eine Beschränkung der Zuführung des Ausgangsmaterials an die Oberfläche. Die 4A bis 4E stellen schematisch das Verfahren des Wachstums dar. In 1 wird die rasche Abnahme der Laminierungsdefekte mit der Abnahme der Wachstumsrate verursacht, indem die verbleibenden Poren durch diesen Mechanismus blockiert werden.
  • Nach dem Starten der Zufuhr der Atome für den Wachstumsfilm, ist Wasserstoffgas wirksam für die Verhinderung der Reoxidation der Oberfläche. Ein Sauerstoffatom, das auf der Wachstumsoberfläche abgeschieden wird, dient als Kern des Filmwachstums, um die Diffusionsdistanz der Oberfläche zu reduzieren. Zur Verhinderung der Reoxidation und des Anstiegs der Diffusionsdistanz der Oberfläche, ist die Erhöhung der Wachstumstemperatur effektiv. Falls Wasserstoff als Lösungsmittel für das Ausgangsmaterial verwendet wird, beträgt die Wachstumtemperatur vorzugsweise nicht weniger als 800°C, bevorzugt nicht weniger als 900°C, in Abhängigkeit von dem Druck. Die obige Wirkung war nicht signifikant unter dieser Temperatur.
  • Die Erfinder der vorliegenden Erfindung untersuchten die Abhängigkeit der verbleibenden Porendichte auf die Wachstumsrate, wie in 6 gezeigt. Auf dem porösen Silicium wurden monokristalline Siliciumschichten epitaxial bei verschiedenen Wachstumsraten auf eine Dicke des größten Porendurchmessers der Poren des porösen Siliciums wachsen gelassen. Die poröse Siliciumprobe wurde in einer Kammer für sehr hohes Vakuum angeordnet und die Zeit für das Erreichen eines vorgeschriebenen Vakuums wurde für jede poröse Siliciumporbe gemessen. Bei diesem Experiment wurde angenommen, dass der größte Porendurchmesser die Summe des durchschnittlichen Porendurchmessers und dreimal die Standardabweichung des Porendurchmessers, die durch ein Gasadsorbtionsverfahren bestimmt wird, ist. Jedoch wird der größte Durchmesser durch eine praktische Messung bestimmt. Das Verfahren zur Messung des Porendurchmessers mittels Gasadsorbtion wird von Herino (R. Herino. G. Bomchil, K. Barla, C. Bertrand und J. L. Ginoux, J. Electrochem. Soc. 134 (1987) Seite 1994) beschrieben. Mit der Abnahme der Wachstumsrate von 20 nm/min, wird die Zeit für eine Druckabnahme schnell kürzer. Indem 5 mit den 4A bis 4E verglichen wird, wird klar, dass bei einer niedrigeren Wachstumsrate, ohne dass die Filmdicke ansteigt, die verbleibenden Poren nach dem Vorbacken mit Wasserstoff blockiert werden und demgemäß vermindert sich die Defektdichte des Kristalls in der epitaktischen Schicht. Daher ist klar, dass die verbleibende Porendichte nach der Bildung des sehr dünnen Films sehr von der Wachstumsrate abhängt.
  • Die Porendichte des porösen Siliciums kann mittels eines Abtast-Elektronenmikroskops mit einer sehr hohen Auflösung oder Gasadsorbtion gemessen werden. Jedoch sind diese Verfahren nicht immer befriedigend bei der Messgenauigkeit von Poren mit einem feinen Durchmesser und einer niedrigen Porendichte. Bei der vorliegenden Erfindung wurde die verbleibende Porendichte gemessen, wie unten für die Probe, nach der Bildung der sehr dünnen epitaktischen Schicht, beschrieben, um die Dichte der Poren zu messen, die nicht vollständig durch ein Abtastmikroskop von sehr hoher Auflösung detektiert wird.
    • (1) Eine Probe wird in eine Mischung aus Ammoniak und wäßriger Wasserstoffperoxidlösung oder eine Mischung aus Salzsäure und wäßriger Wasserstoffperoxidlösung bei einer Temperatur eingetaucht, die von ungefähr 50°C bis ungefähr 100°C reicht, um die Oberfläche hydrophil zu machen. Jede Chemikalie kann verwendet werden, die in der Lage ist, die Oberfläche hydrophil zu machen.
    • (2) Die Probe wird in reines Wasser eingetaucht. Das reine Wasser dringt aus den Poren, die auf der Oberfläche verbleiben, in das Innere der porösen Schicht über Kapillarität ein. Die Poren des porösen Siliciums erstrecken sich nicht nur senkrecht von der Oberfläche, sondern auch kompliziert waagerecht und das eindringende Wasser läuft senkrecht und waagerecht. Das Wasser kann Raumtemperatur aufweisen, ist aber bevorzugt erwärmt. Die Zeit des Eintauchens beträgt vorzugsweise eine Minute oder länger, besonders bevorzugt 5 Minuten oder länger, ist aber nicht darauf beschränkt.
    • (3) Die Probe wird aus dem reinen Wasser genommen und wird mittels thermischer Oxidation bei einer Temperatur von vorzugsweise nicht weniger als 400°C, besonders bevorzugt nicht weniger als 800°C oxidiert. Der Oxidfilm von einer Dicke von 10 nm ist ausreichend. Eine unnötig große Dicke davon, im Vergleich mit der epitaktischen Schicht, kann ein Verziehen der Krümmung der Probe verursachen, um die anschließende Beobachtung zu behindern.
  • Bei der Oxidationsbehandlung, verdampft das Wasser, das in die Probe eindringt, aus den verbleibenden Poren mit der Erhöhung der Temperatur der Probe. Obwohl das Verfahren der Verdampfung mit dem Verfahren der Oxidation der porösen Schicht konkurriert, kann die Oxidation durch die Auswahl der Temperatur in dem obigen Bereich vorherrschend sein. Konsequenter Weise wird poröses Silicium bevorzugt in dem Bereich oxidiert, in den Wasser eingedrungen ist. Bei diesen Bereichen wurden gefunden, dass sie leicht mittels Oberflächen-Morphologie oder Kontrast mittels Licht Interferenzen durch ein optisches Mikroskop beobachtbar sind.
  • Daher ist die niedrige Dichte der verbleibenden Poren in dem porösen Silicium mit dem obigen Verfahren meßbar. 6 zeigt die Abhängigkeit der verbleibenden Porendichte von der Wachstumsrate auf der sehr dünnen epitaktischen Siliciumschicht für die Probe, auf der die epitaktische Siliciumschicht auf eine Dicke wächst, die zu dem größten Durchmesser des porösen Siliciums korrespondiert. Die verbleibende Porendichte nimmt rasch mit der Abnahme der Wachstumsrate von ungefähr 20 nm/Min ab, wie in 6 gezeigt. Es ist verständlich aus dem Vergleich von 1 mit 6, dass die verbleibende Porendichte mit den Defekten der Laminierungsschicht in dem sehr dünnen Filmbereich korreliert. Bei der verbleibenden Porendichte von weniger als 1000/cm2, wurde gefunden, dass die Defektdichte der Laminierungsschicht weniger als 1000/cm2 beträgt. Auch bei anderen Experimenten betrugen die Kristalldefekte in der epitaktischen Schicht weniger als 1000/cm2 in der Probe, die eine verbleibende Porendichte von weniger als 1000/cm2 aufweist, falls die epitaktische Siliciumschicht auf eine Dicke gewachsen ist, die zu dem größten Porendurchmesser des porösen Siliciums korrespondiert, obwohl die Wachstumstemperatur, das Wachstumsgas und andere Wachstumsbedingungen verschieden sind. In den Experimenten wurde auch angenommen, dass der größte Porendurchmesser die Summe des durchschnittlichen Porendurchmesser und das dreifache der Standardabweichung des Porendurchmessers ist, der durch die Gasadsorptionsmethode bestimmt wird. Die restliche Porendichte nimmt rasch mit der Abnahme der Wachstumsrate von ungefähr 20 nm/Min ab.
  • Von einem anderen Standpunkt, stellt die vorliegende Erfindung eine epitaktische Schicht zur Verfügung, die eine Kristall-Defektdichte von weniger als 1000/cm2 aufweist, indem die Dicke der Übergangsschicht zwischen der epitaktischen Schicht und der porösen Schicht kontrolliert wird. Die Dicke der epitaktischen Siliciumschicht kann ohne weiteres einheitlich in einm Bereich von ±4% gemacht werden, indem epitaxiales Wachstum mittels CVD angewendet wird, indem ein Ausgangsmaterial, das mit Wasserstoff verdünnt ist, verwendet wird.
  • Falls Poren auf dem porösen Silicium verbleiben, verdampft der sehr dünne Oxidfilm, der auf der Innenseite der Poren verbleibt, indem mit Wasserstoff geätzt wird, was die Sauerstoffkonzentration lokal in der Nähe der Oberfläche erhöht. Der Sauerstoff kann auf der Oberfläche des porösen Siliciums wieder vereinigt werden. Jedoch die geringe Menge an Film-bildenden Atomen oder zugeführtes Atomgas kann wirksam das Oxid eliminieren, um das Auftreten von Defekten zu verhindern, die durch das Oxid verursacht werden.
  • Des weiteren wird erfindungsgemäß die Kernbildung durch Kollision der eingeführten Atome verhindert und die Oberflächendiffusion ist vorherrschend, was zu einer hohen Bedeckung führt, die jeden Fremdkörper auf der Oberfläche bedeckt, ohne eine Bildung eines Nadellochs darauf.
  • Des weiteren wird erfindungsgemäß die Rauheit der Oberfläche, im Vergleich mit der bei üblichem leistungsstarken Wachstum, verringert, wobei die Bondingstärke bei der Laminierung mit ELT, RAN oder einem ähnlichen Verfahren verbessert wird, ohne ein schwaches Bonding oder kein Bonding zu bewirken.
  • Ein Beispiel für die Anwendung des erfindungsgemäßen Halbleitersubstrats zur Herstellung eines SOI Sustrats wird zuvor beschrieben, indem Bezug auf die 7A bis 7E genommen wird. Andere Ausführungsformen werden unten beschrieben, in dem der Aufbau des laminierten Elements verschieden davon ist.
  • Ausführungsform 2
  • Eine erfindungsgemäße Ausführungsform wird unter Bezug auf die 8A bis 8G erklärt. In den 8A bis 8G werden die gleichen Bezugszeichen für die gleichen Elemente verwendet wie in den 7A bis 7E. Bei der Ausführungsform, die in den 7A bis 7E gezeigt wird, werden zwei Substrate laminiert, indem die SiO2 Schicht 103 auf ein Substrat mit der SiO2 Schicht 104 eines anderen Substrats gebondet wird. Jedoch wird nur verlangt, das zumindest eine der Oberflächen, die gebondet werden soll, aus SiO2 aufgebaut ist. In einem Beispiel dieser Ausführungsform (gezeigt in den 8A bis 8D) wird eine epitaktische Siliciumschicht 1102 in 8B, die auf einer porösen Siliciumschicht gebildet ist, mit einer Oxidschicht 1104 in 8C gebondet, die auf dem Siliciumsubstrat 1110 gebildet ist. In einem anderen Beispiel der Ausführungsform (gezeigt in den 8A und 8E bis 8G) wird die Oberfläche der epitaktischen Siliciumschicht 1102 in 8E thermisch oxidiert und der resultierende Oxidfilm 1103 wird mit der Oberfläche eines nicht oxidierten Siliciumsubstrats 1110, wie in 8F gezeigt, gebondet. In dieser Ausführungsform werden die anderen Schritte in der gleichen Weise durchgeführt wie in der Ausführungsform, die in den 7A bis 7E gezeigt werden.
  • Ausführungsform 3
  • Eine erfindungsgemäße Ausführungsform wird unter Bezugnahme auf die 9A bis 9G erklärt. In den 9A bis 9G werden die gleichen Bezugszeichen wie in den 7A bis 7E für die gleichen Elemente verwendet. Diese Ausführungsform wird durch ein Glasmaterial 1210 (9C und 9F) gekennzeichnet, wie ein Quartzglas und eine blaue Glasplatte, die als zweites Substrat verwendet wird, das auf das erste Substrat (9B und 9E) laminiert wird, das einen epitaktischen Siliciumfilm darauf bildet. In einem Beispiel dieser Ausführungsform (gezeigt in den 9A bis 9D) wird eine epitaktische Siliciumschicht 1102 in 9B auf ein Glassubstrat 1210 in 9C gebondet. In einem anderen Beispiel dieser Ausführungsform (gezeigt in den 9A und 9E bis 9G), wird ein Oxidfilm 1103, der mittels thermischer Oxidation auf der Oberfläche einer epitaktischen Siliciumschicht 1102 in 9E gebildet wird, auf ein Glassubstrat 1210, wie in 9F gezeigt, gebondet. In dieser Ausführungsform werden andere Schritte in der gleichen Weise durchgeführt, wie in der Ausführungsform, die in den 7A bis 7E gezeigt wird.
  • Bei der vorliegenden Erfindung ist das Verfahren für epitaxiales Wachstum auf einer monokristallinen Siliciumschicht auf der porösen Siliciumschicht wichtig.
  • Das poröse Silicium wurde von Uhlir 1964 entdeckt und zur Anwendung bei FIPOS 1970 untersucht. Photoluminesz wurde 1990 oder später von T. Canham, et al. und U. Gosele, et al. gefunden und seitdem wurde poröses Silicium für die Anwendung von licht-emittierenden Vorrichtungen untersucht. Bei Studien von licht-emittierenden Vorrichtungen sind n–- oder p–-Silicium Substrate bevorzugt. Auf der anderen Seite sind bei der Herstellung von SOI Strukturen n+- oder p+-Substrate, aufgrund ihrer Stabilität der Struktur und der hohen Kristallinität der epitaktischen Siliciumschicht bevorzugt, anders als n–- oder p–-Silicium Substrate. Das poröse Silicium, das der Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist, ist das gleiche wie das poröses Silicium, das allgemeinen untersucht worden ist und mittels Verfahren wie die Anodisierung hergestellt wird, nicht auf Verunreinigungen, der ebenen Orientierung und das Herstellungsverfahren beschränkt wird.
  • Bei der Anodisierung zur Bildung des porösen Siliciums, ist die Anodisierungslösung eine wässrige Lösung, die HF als aktive Hauptkomponente enthält. Im allgemeinen enthält die Anodisierungslösung zusätzlich Ethanol oder einen ähnlichen Alkohol zur Steigerung des Kontaktwinkels auf der Silicium-Oberfläche, um die Trennung der Blasen von der Silicium-Oberfläche zu fördern und die Anodisierung zu vereinheitlichen. Natürlich kann die poröse Schicht ohne Alkohol gebildet werden. Die Porosität des erfindungsgemäßen porösen Siliciums beträgt vorzugsweise ungefähr 56% für FIPOS und weniger als das (vorzugsweise weniger als ungefähr 50%, bevorzugt weniger als 30%) zur Verwendung für Eltran, ist aber nicht darauf beschränkt.
  • Die Oberfläche des poröses Silicium, das mittels Ätzens, wie oben gebildet wird, weist eine feine Rauheit bei den Bereichen anders als den Poren auf, was mittels eines Abtast-Elektronenmikroskops vom Typ der Feldemission (FESEM) beobachtbar ist.
  • Wie schon erwähnt, können die inneren Wände der Poren bei der vorliegenden Erfindung einer vorangehenden Oxidation unterworfen werden. Der Siliciumoxidfilm, der durch vorangehende Oxidation gebildet worden ist, kann von der Oberfläche der porösen Schicht entfernt werden und die Nachbarschaft davon durch Tauchen in eine wäßrige HF Lösung von niedriger Konzentration (HF Tauchen). Dies wird durch die schematische Schnittansicht in 4A gezeigt. Sato et al. berichteten, dass längere Zeit HF Tauchen die Laminierungsdefekte auf ein Niveau von ungefähr 103/cm2 reduziert. (N. Sato, K. Sakaguche, K. Yamagata, Y. Fujiyama und T. Yonehara, Proc. Of the Seventh Int. Symp. On Silicon Mater. Sci. and Tech., Semiconuctor Silicon (Pennington, The Electrochem. Soc. Inc., 1994) Seiten 443). Jedoch fanden die Erfinder der vorliegenden Erfindung durch weitere Experimente, dass eine länger Zeit des HF Tauchens manchmal die poröse Schichtstruktur, in Abhängigkeit von der Ausglühtemperatur nach der Laminierung, vergrößert, um nicht geätzte Bereiche (Ätzreste) beim Ätzen auf dem poröses Silicium zu hinterlassen. Bei der vorliegenden Erfindung jedoch ist das HF Tauchen nicht unerlässlich, da die Dichte der Kristalldefekte reduziert werden kann, indem Si Atome in einer geringen Menge zugeführt werden, um nicht Kerne auf der porösen Siliciumoberfläche zu bilden. Das Weglassen des HF Tauchens verhindert vollständig die Bildung von einem Ätzrest.
  • Bei der vorliegenden Erfindung wird eine monokristalline Siliciumschicht auf einer porösen Siliciumschicht wachsen gelassen, die auf einem Substrat in einer Vorrichtung für epitaxiales Wachstum gebildet wird, nach dem Erwärmen der porösen Siliciumschicht in einer Wasserstoffatmosphäre. Die Effekte einer derartigen Wärmebehandlung werden hier unten diskutiert.
  • (1) Entfernung des natürlichen Oxidfilms:
  • Der natürliche Oxidfilm wird mittels Wärmebehandlung in einer Wasserstoffatmosphäre (nicht oxidative Erwärmung) oder Wärmebehandlung in einem sehr hohen Vakuum bei ungefähr 800°C entfernt. Die Wärmebehandlung erfolgt vorzugsweise bei nicht weniger als 600°C, besonders bevorzugt nicht weniger als 1000 °C. Der Druck ist vorzugsweise nicht höher als atmosphärischer Druck, aber ist nicht speziell beschränkt.
  • Der natürliche Oxidfilm wird in der Luft durch die Reaktion entfernt: SiO2 + Si -> 2 SiO
  • Das natürliche Oxid kann durch die Verwendung von HF entfernt werden. Dieser Schritt der Wärmebehandlung für die Entfernung des natürlichen Oxids kann weggelassen werden, falls das Substrat nach dem HF Tauchen in eine Roadlock-Kammer unter Stickstoffatmosphäre überführt wird und dann in einem Wachstumsofen, ohne an eine Sauerstoff-haltige Atmosphäre ausgesetzt zu werden, angeordnet werden.
  • (2) Blockieren der Poren:
  • In der Fortsetzung der Wärmebehandlung in einer Wasserstoff-Atmosphäre nach dem zuvor erwähnten natürlichen Schritt der Entfernung des Oxids (1), migrieren die Atome an der Oberfläche des porösen Silicium zum Ebenen einer feinen Rauheit der Oberfläche und um die Oberflächenenergie zu erniedrigen und die meisten der Poren verschwinden von der Oberfläche. Jedoch sind nicht alle Poren auf der Oberfläche des porösen Siliciums blockiert, da Si-Atome unzureichend für die Einheit der Fläche der Oberfläche, in Abhängigkeit von der Porosität, vorhanden sind. 4B zeigt diesen Zustand schematisch. Des weiteren wird bei einer Behandlung mit einer hohen Temperatur über 1000°C in einer Wasserstoff-Atmosphäre, Silicium durch Wasserstoff geätzt, was den Mangel an Siliciumatomen steigert. Obwohl der darauffolgende Schritt mit den unvollständig blockierten Poren durchgeführt werden kann, ist eine ausreichend lange Zeit der obigen Wärmebehandlung in einer Wasserstoff-Atmosphäre bevorzugter zum Abnehmen der Porendichte auf der Oberfläche des porösen Siliciums und für das Aufdecken der Struktur der Stufe, um die Dichte der Adsorptionseite auf der Oberfläche zu vermindern. Si(100) hat Stufen und Terrassen der (2 × 1) Struktur.
  • Diese Verfahren braucht nicht notwendiger Weise in eine reduzierenden Atmosphäre, wie Wasserstoff und Stickstoff, durchgeführt werden, kann aber in einem inerten Gas wie Argon und Helium durchgeführt werden, vorausgesetzt, dass die oxidative Atmosphäre wie Restfeuchte und Sauerstoff ausreichend entfernt wird.
  • Die Entfernung des natürlichen Sauerstoffilms und die Blockierung der Poren schreiten nicht immer hintereinander voran, können aber gleichzeitig voranschreiten oder mit einer Verteilung in der Ebene auf der Oberfläche des Substrats voranschreiten. Daher sind das Verfahren der Entfernung des Sauerstoffilms und die Blockierung der Poren nicht immer klar von einander zu unterscheiden.
  • (3) Zufuhr von geringen Mengen an Ausgangsmaterial:
  • Atome oder Ausgangsgas, wird indem es mit H2 verdünnt wird, auf die Oberfläche des porösen Siliciums in einer derartig geringen Zufuhrrate zugeführt, dass die zugeführten Atome keine Kerne bilden. Die zugeführten Atome oder das Ausgangsgas diffundiert in die Oberfläche der poröse Schicht und wird in Adsorptionsstellen eingearbeitet, wie Stufen an dem verbleibenden Porenbereich, um die verbleibenden Poren zu blockieren. 4C stellt diesen Zustand schematisch dar.
  • Speziell wird die Verteilung des Porendurchmessers beim porösen Silicium gemessen, dass vorbereitend unter den gleichen Bedingungen gebildet wird und davon wird der größte Porendurchmesser abgeleitet. Die Zufuhrrate der Atome oder des Ausgangsgases wird reduziert, um die Wachstumsrate zu erniedrigen, so dass die verbleibende Porendichte weniger als 1000/cm2 zu der Zeit, wenn die Schicht auf eine Dicke gewachsen ist, die gleich zu dem größten Porendurchmesser ist, werden kann. Der größte Porendurchmesser kann mittels direkter Messung der Verteilung des Porendurchmessers durch Gasadsorption oder ein ähnliches Verfahren abgeleitet werden oder als Summe des durchschnittlichen Porendurchmesser und der dreifachen Standardabweichung, die durch die Messung der Verteilung des Porendurchmessers erhalten wird.
  • Bei dem CVD Wachstum, bei dem ein Siliciumausgangsgas wie SiH2Cl2 (Dichlorsilan), SiH4 (Silan), SiHCl3 (Trichlorsilan), SiCl4 (Tetrachlorsilan) und Si2H6 (Disilan) verwendet wird, wobei das Ausgangsgas mit einer Fließrate von vorzugsweise nicht mehr als 20 nm/Min, bevorzugt nicht mehr als 10 nm/Min, besonders bevorzugt nicht mehrt als 2 nm/Min. zugeführt wird. Die Temperatur des Substrats ist vorzugsweise höher, um die Oberflächenmobilität der Atome zu erhöhen, die in die Oberfläche eingeführt sind, vorzugsweise nicht niedriger als 800°C, bevorzugt nicht niedriger als 900°C, besonders bevorzugt nicht niedriger als 1000°C, es ist aber nicht darauf beschränkt, vorausgesetzt, dass die Oberflächenmobilität ausreichend für die Atomzufuhrrate ist. Die obere Grenze der Temperatur des Substrats hängt von dem Grad der Vergrößerung der porösen Siliciumstruktur ab. Die geförderte Oberflächendiffusion der Atome des Wachstums der Oberfläche reduziert die Rauheit der Oberfläche.
  • Nach der Vollendung des Blockierens der Poren durch eine geringe Menge des zugeführten Ausgangsmaterials, ist die Rate des darauffolgenden Wachstums nicht speziell limitiert und kann die gleiche sein wie das übliche Wachstum auf Bulksilicium.
  • Dem darauffolgenden Wachstum kann es erlaubt werden kontinuierlich mit der gleichen Rate wie der geringen Menge an Gaszufuhr zum Wachstum, oder mit einer verschiedenen Art von Gas voranzuschreiten. Diese stehen den Voraussetzungen der vorliegende Erfindung nicht entgegen. Das Wachstum kann zur Zeit der Vollendung der geringen Menge an Gaszufuhr zum Wachstum unterbrochen werden und das benötigte Ausgangsmaterial kann auf neue hinzugeführt werden, obwohl die Verfahren nicht getrennt werden. In jedem Fall wächst die monokristalline Schicht auf eine gewünschte Schichtdicke. 4D zeigt schematisch eine Schnittansicht diese Zustands.
  • Die Wachstumtemperatur dieses Verfahrens kann unabhängig vom obigen Verfahren (3) kontrolliert werden. Die Erniedrigung der Behandlungstemperatur bei diesem Verfahren verhindert die Vergrößerung der porösen Siliciumstruktur und die Autodotierung oder Diffusion von Feststoff als Verunreinigung, wie Bor und Phosphor von dem porösen Silicium.
  • Das erfindungsgemäßen Verfahren wird anwendbar auf die Bildung von SOI Struktur über einer teilweise Entfernung der epitaktischen Wachstumsschicht mittels FIPOS und selektiven Oxidation des porösen Siliciums.
  • Die vorliegende Erfindung wird unten detaillierter unter Bezug auf die Beispiele beschrieben.
  • Beispiel 1
  • Dieses Beispiel zeigt die Reduktion von Kristalldefekten in einer epitaktischen Siliciumschicht, die auf einem erfindungsgemäßen porösen Silicium gebildet worden sind.
    • (1) Fünf 12,7 cm (5-Inch) Silicium (100) Wafer wurden hergestellt, die Bor als Verunreinigung vom p-Typ enthalten und wiesen einen Widerstand von 0,01 bis 0,02 Ω cm auf.
    • (2) In einer gemischten Lösung, die aus 49% HF und Ethylalkohol (Mischungsverhältnis 2 : 1) zusammengesetzt ist, wurde der obige Siliciumwafer als Anode angeordnet und eine Platinplatte von 12,7 cm (5 Inch) Durchmesser wurde als Kathode gegenüber dem Siliciumwafer angeordnet. Die Rückseite des Siliciumwafer wurde beschichtet, um eine Leitung zu der Platinplatte durch die Lösung zu verhindern. Der Seitenrand des Siliciumwafer wurde auch beschichtet, wobei die gesamte Frontseite des Siliciumwafers bloßgelegt wurde, um zu der Platinplatte durch die Lösung zu leiten. Der Siliciumwafer wurde anodisiert, indem elektrischer Strom zwischen dem Siliciumwafer und der Platinplatte mit einer Stromdichte von 10 mA/cm2 für 12 Minuten angelegt wurde, um eine poröse Silicium Oberflächenschicht von 12 μm Dicke zu bilden. Diese Anodisierung wurde für die jeweiligen Wafer getrennt durchgeführt. Einer der Wafer, der eine poröse Schicht aufweist, wurde einer Messung der Porosität unterworfen und es wurde gefunden, dass er eine Porosität von 20% aufweist.
    • (3) Die fünf Wafer, die einen porösen Siliciumwafer aufweisen, wurden zur Oxidation bei 400°C in einer Sauerstoff Atmosphäre für eine Stunde behandelt. Die Oxidation unter derartigen Bedingungen ergibt Oxidfilme, die so dünn wie nicht mehr als 5 nm (50 Å) sind. Daher wird der Siliciumoxidfilm nur auf der Oberfläche und den porösen Wänden des porösen Siliciums gebildet, wobei monokristallines Silicium im Inneren nicht oxidiert wird, wie in der offengelegten japanischen Patentanmeldung Nr. 5-217827 gezeigt.
    • (4) Die fünf Wafer wurden in eine wäßrige verdünnte 1,25% HF Lösung für ungefähr 30 Minuten eingetaucht und mit Wasser gewaschen, um den sehr dünnen Siliciumoxidfilm von der Oberfläche der porösen Schicht zu entfernen.
    • (5) Der Wafer wurde erfolgreich unter den Bedingungen unten in einem CVD Wachstumsofen mit Wärme behandelt. Das Wachstum wurde unter den Bedingungen (b), variiert für die jeweiligen Wafer, durchgeführt.
    • (a) Temperatur: 1150°C Druck: (760 Torr) 1,0 × 105 Pa Gas: H2, 230 (L/Min) Zeit: 7,5 Min
    • (b) Temperatur: 1150°C Druck: (760 Torr) 1,0 × 105 Pa Gas: H2, 230 (L/Min) SiH2Cl2, variabel (L/Min) Zeit: 5 Min
  • Die Fließrate von SiH2Cl2 für die jeweiligen Wafer betrug 0,005, 0,01, 0,05, 0,1 oder 0,25 (L/Min). Die Wachstumsrate betrug jeweils 2,8, 5,6, 28, 56 oder 140 nm/Min.
  • Indem die Wachstumszeit eingestellt wurde, wurden monokristalline Siliciumschichten in einer Dicke von ungefähr 1 μm gebildet.
    • (6) Die Kristalldefekte wurden durch Secco Ätzen entwickelt und die Dichte der Kristalldefekte in der monokristallinen Siliciumschicht wurden mittels eines Nomarskii Differential-Interferenz Mikroskops gemessen. Als Ergebnis waren die meisten der Kristalldefekte Laminierungsdefekte und die Dichte betrug in Abhängigkeit von der SiH2Cl2 Fließrate bei der Wärmebehandlung (b) jeweils 2 × 102/cm2 bei 0,005 L/Min, 3,5 × 102/cm2 bei 0,01 L/Min, 1,1 × 103/cm2 bei 0,05 L/Min, 1,3 × 103/cm2 bei 0,1 L/Min und 1,2 × 103/cm2 bei 0,5 L/Min. So dass die Einführung des Schrittes (b) und die Erniedrigung der Fließrate des Gases in dem Schritt (b) von 0,05 bis 0,01 L/Min) oder niedriger bemerkenswert die Dichte des Laminierungsdeffekts um einen Faktor von ungefähr 1/3 bis 1/5 erniedrigt.
  • Die Hauptquadrat-Rauheit wurde gemessen, indem ein Bereich von 50 μm im Quadrat mittels eins Rasterkraft-Mikroskop (interatomic force microscope) abgetastet wurde. Die Hauptquadrat-Rauheit betrug jeweils 0,21, 0,22, 0,51, 0,52 oder 0,51 nm, korrespondierend zu der Wachstumsrate von 2,8, 5,6, 28, 56 oder 140 nm/Min. Die Erniedrigung der Fließrate des Gases unter 28 nm/Min erniedrigte die Rauheit der Oberfläche ähnlich wie die Dichte der Kristalldefekte. Ein kommerzieller Si-Wafer wies eine Rauheit der Oberfläche von 0,23 nm auf, wie in der gleichen Weise gemessen. Daher wies das Wachstum der monokristallinen Siliciumschicht eine flache Oberfläche, vergleichbar zu einem Si-Wafer, auf.
  • Bseispiel 2
  • Dieses Beispiel zeigt die Reduktion von Kristalldefekten in einer epitaktischen Siliciumschicht, die auf einem erfindungsgemäßen porösen Silicium gebildet worden ist.
    • (1) Fünf 12,7 cm (5-Inch) Silicium (100) Wafer wurden hergestellt, die Bor als Verunreinigung vom p-Typ enthalten und wiesen einen Widerstand von 0,01 bis 0,02 Ω cm auf.
    • (2) In einer gemischten Lösung, die aus 49% HF und Ethylalkohol (Mischungsverhältnis 2 : 1) zusammengesetzt ist, wurde der obige Siliciumwafer als Anode angeordnet und eine Platinplatte von 12,7 cm (5 Inch) Durchmesser wurde als Kathode gegenüber dem Siliciumwafer angeordnet. Die Rückseite des Siliciumwafer wurde beschichtet, um eine Leitung zu der Platinplatte durch die Lösung zu verhindern. Der Seitenrand des Siliciumwafer wurde auch beschichtet, wobei die gesamte Frontseite des Siliciumwafers bloßgelegt wurde, um zu der Platinplatte durch die Lösung zu leiten. Der Siliciumwafer wurde anodisiert, indem elektrischer Strom zwischen dem Siliciumwafer und der Platinplatte mit einer Stromdichte von 10 mA/cm2 für 12 Minuten angelegt wurde, um eine poröse Silicium Oberflächenschicht von 12 μm Dicke zu bilden. Diese Anodisierung wurde für die jeweiligen Wafer getrennt durchgeführt. Einer der Wafer, der eine poröse Schicht aufweist, wurde einer Messung der Porosität unterworfen und es wurde gefunden, dass er eine Porosität von 20% aufweist.
    • (3) Die fünf Wafer, die einen porösen Siliciumwafer aufweisen, wurden zur Oxidation bei 400°C in einer Sauerstoff-Atmosphäre für eine Stunde behandelt. Die Oxidation unter derartigen Bedingungen ergibt Oxidfilme, die so dünn wie nicht mehr als 5 nm (50 Å) sind. Daher wird der Siliciumoxidfilm nur auf der Oberfläche und den porösen Wänden des porösen Siliciums gebildet, wobei monokristallines Silicium im Inneren nicht oxidiert bleibt.
    • (4) Die fünf Wafer wurden in eine wäßrige verdünnte 1,25% HF Lösung für ungefähr 30 Minuten eingetaucht und mit Wasser gewaschen, um den sehr dünnen Siliciumoxidfilm von der Oberfläche der porösen Schicht zu entfernen.
    • (5) Der Wafer wurde daraufhin unter den Bedingungen unten in einem CVD Wachstumsofen mit Wärme behandelt. Das Wachstum wurde unter den Bedingungen (b), variiert für die jeweiligen Wafer, durchgeführt.
    • (a) Temperatur: 1150°C Druck: (760 Torr) 1,0 × 105 Pa Gas: H2, 230 (L/Min) Zeit: 7,5 Min
    • (b) Temperatur: 1150°C Druck: (760 Torr) 1,0 × 105 Pa Gas: H2, 230 (L/Min) SiH2Cl2, variabel (L/Min) Zeit: 5 Min
  • Die Fließrate von SiH2Cl2 für die jeweiligen Wafer betrug 0,005, 0,01, 0,05, 0,1 oder 0,25 (L/Min). Die Wachstumsrate betrug jeweils 2,8, 5,6, 28, 56 oder 140 nm/min.
    • (c) Temperatur: 1150°C Druck: (760 Torr) 1,0 × 105 Pa Gas: H2/SiH2Cl2, 230/0,25 (L/Min) Zeit: 13 Min
  • Bei den obigen Wärmebehandlungen wurden monokristalline Siliciumschichten mit einer Dicke von ungefähr 2 μm gebildet.
    • (6) Die Kristalldefekte wurden durch Secco Ätzen entwickelt und die Dichte der Kristalldefekte in der monokristallinen Siliciumschicht wurden mittels eines Nomarskii Differential-Interferenz Mikroskops gemessen. Als Ergebnis waren die meisten der Kristalldefekte Laminierungsdefekte und die Dichte betrug in Abhängigkeit von der SiH2Cl2 Fließrate bei der Wärmebehandlung (b) jeweils 2,1 × 102/cm2 bei 0,005 L/Min, 3,4 × 102/cm2 bei 0,01 L/Min, 1,1 × 103/cm2 bei 0,05 L/Min, 1,2 × 103/cm2 bei 0,1 L/Min und 1,2 × 103/cm2 bei 0,5 L/Min. So dass die Einführung des Schrittes (b) und die Erniedrigung der Fließrate des Gases in dem Schritt (b) von 0,05 bis 0,01 L/Min) oder niedriger wurde bemerkenswert die Dichte des Laminierungsdeffekts um einen Faktor von ungefähr 1/3 bis 1/5 erniedrigt. Da die Dichte des Laminierungsdefekts vergleichbar zu dem in Beispiel 1 ist, wird der Schritt (c) gesehen, dass er nicht die Defektbildung berührt. Daher verkürzt die Kombination des langsamen Wachstumsverfahren (b) mit dem rasche Wachstumsschritt (c) die Wachstumszeit um einen Faktor von ungefähr 1/2 bis ungefähr 1/50 des Verhältnis der Wachstumsrate, ohne die Kristalldefekte zu steigern.
  • Beispiel 3
    • (1) Fünf 12,7 cm (5-Inch) Silicium (100) Wafer wurden hergestellt, die Bor als Verunreinigung vom p-Typ enthalten und einen Widerstand von 0,01 bis 0,02 Ω cm aufwiesen.
    • (2) In einer gemischten Lösung, die aus 49% HF und Ethylalkohol (Mischungsverhältnis 2 : 1) zusammengesetzt ist, wurde der obige Siliciumwafer als Anode angeordnet und eine Platinplatte von 12,7 cm (5 Inch) Durchmesser wurde als Kathode gegenüber dem Siliciumwafer angeordnet. Die Rückseite des Siliciumwafers wurde beschichtet, um eine Leitung zu der Platinplatte durch die Lösung zu verhindern. Der Seitenrand des Siliciumwafer wurde auch beschichtet, wobei die gesamte Frontseite des Siliciumwafers bloßgelegt wurde, um zu der Platinplatte durch die Lösung zu leiten. Der Siliciumwafer wurde anodisiert, indem elektrischer Strom zwischen dem Siliciumwafer und der Platinplatte mit einer Stromdichte von 10 mA/cm2 für 12 Minuten angelegt wurde, um eine poröse Silicium Oberflächenschicht von 12 μm Dicke zu bilden. Diese Anodisierung wurde für die jeweiligen Wafer getrennt durchgeführt. Einer der Wafer, der eine poröse Schicht aufweist, wurde einer Messung der Porosität unterworfen und es wurde gefunden, dass er eine Porosität von 20% aufweist.
    • (3) Der Wafer wurden in einem CVD Wachstumsofen angeordnet und unter den Bedingungen unten darauffolgend mit Wärme behandelt. Das Wachstum wurde unter den Bedingungen (b) für die jeweiligen Wafer variiert.
    • (a) Temperatur: 900°C Druck: (20 Torr) 2,7 × 103 Pa Gas: H2, 230 (L/Min) Zeit: 7,5 Min
    • (b) Temperatur: 900°C Druck: (24 Torr) 2,7 × 103 Pa Gas: H2, 230 (L/Min) SiH4, variabel (L/Min) Zeit: 5 Min
  • Die Fließrate von SiH4 für die jeweiligen fünf Wafer betrug 0,005, 0,01, 0,05, 0,1 oder 0,25 (L/Min). Die Wachstumsrate betrug jeweils 2,8, 5,6, 28, 56 oder 140 nm/min.
    • (c) Temperatur: 900°C Druck: (760 Torr) 2,7 × 105 Pa Gas: H2/SiH4, 230/0,25 (L/Min) Zeit: 13 Min
  • Bei den obigen Wärmebehandlungen wurden monokristalline Siliciumschichten mit einer Dicke von ungefähr 2 μm gebildet.
    • (4) Die Kristalldefekte wurden durch Secco Ätzen entwickelt und die Dichte der Kristalldefekte in der monokristallinen Siliciumschicht wurden mittels eines Nomarskii Differential-Interferenz Mikroskop gemessen. Als Ergebnis waren die meisten der Kristalldefekte Laminierungsdefekte und die Dichte betrug in Abhängigkeit von der SiH2Cl2 Fließrate bei der Wärmebehandlung (b) jeweils 2,1 × 102/cm2 bei 0,005 L/Min, 3,4 × 102/cm2 bei 0,01 L/Min, 1,1 × 103/cm2 bei 0,05 L/Min, 1,2 × 103/cm2 bei 0,1 L/Min und 1,2 × 103/cm2 bei 0,5 L/Min. So dass die Einführung des Schrittes (b) und die Erniedrigung der Fließrate des Gases in dem Schritt (b) von 0,05 bis 0,01 L/Min) oder niedriger bemerkenswert die Dichte des Laminierungsdeffekts um einen Faktor von ungefähr 1/3 bis 1/5 erniedrigt.
  • Beispiel 4
    • (1) Fünf 12,7 cm (5-Inch) Silicium (100) Wafer wurden hergestellt, die Bor als Verunreinigung vom p-Typ enthalten und einen Widerstand von 0,01 bis 0,02 ohm cm aufwiesen.
    • (2) In einer gemischten Lösung, die aus 49% HF und Ethylalkohol (Mischungsverhältnis 2 : 1) zusammengesetzt ist, wurde der obige Siliciumwafer als Anode angeordnet und eine Platinplatte von 12,7 cm (5 Inch) Durchmesser wurde als Kathode gegenüber dem Siliciumwafer angeordnet. Die Rückseite des Siliciumwafer wurde beschichtet, um eine Leitung zu der Platinplatte durch die Lösung zu verhindern. Der Seitenrand des Siliciumwafer wurde auch beschichtet, wobei die gesamte Frontseite des Siliciumwafers bloßgelegt wurde, um zu der Platinplatte durch die Lösung zu leiten. Der Siliciumwafer wurde anodisiert, indem elektrischer Strom zwischen dem Siliciumwafer und der Platinplatte mit einer Stromdichte von 10 mA/cm2 für 12 Minuten angelegt wurde, um eine poröse Silicium Oberflächenschicht von 12 μm Dicke zu bilden. Diese Anodisierung wurde für die jeweiligen Wafer getrennt durchgeführt. Einer der Wafer, der eine poröse Schicht aufweist, wurde einer Messung der Porosität unterworfen und es wurde gefunden, dass er eine Porosität von 20% aufweist.
    • (3) Die fünf Wafer, die einen porösen Siliciumwafer aufweisen, wurden zur Oxidation bei 400°C in einer Sauerstoff-Atmosphäre für eine Stunde behandelt. Die Oxidation unter derartigen Bedingungen ergibt Oxidfilme, die so dünn wie nicht mehr als 5 nm (50 Å) sind. Daher wird der Siliciumoxidfilm nur auf der Oberfläche und den Porenwänden des porösen Siliciums gebildet, wobei monokristallines Silicium im Inneren unoxidiert bleibt.
    • (4) Die fünf Wafer wurden in eine wäßrige verdünnte 1,25% HF Lösung für ungefähr 30 Minuten eingetaucht und mit Wasser gewaschen, um den sehr dünnen Siliciumoxidfilm von der Oberfläche der porösen Schicht zu entfernen.
    • (5) Der Wafer wurde daraufhin unter den Bedingungen unten in einem CVD Wachstumsofen mit Wärme behandelt. Das Wachstum wurde unter den Bedingungen (b), variiert für die jeweiligen Wafer, durchgeführt.
    • (a) Temperatur: 1100°C Druck: (80 Torr) 1,1 × 104 Pa Gas: H2, 230 (L/Min) Zeit: 7,5 Min
    • (b) Temperatur: 1100°C Druck: (80 Torr) 1,1 × 104 Pa Gas: H2, 230 (L/Min) SiH4, variabel (L/Min) Zeit: 5 Min
  • Die Wachstumsrate wurde auf 2, 5, 10, 50 oder 140 nm/Min für die jeweiligen Wafer kontrolliert, um die Fließrate von SiH4 einzustellen.
    • (c) Temperatur: 900°C Druck: (80 Torr) 1,1 × 104 Pa Gas: H2, SiH2Cl2, 230/0,25 (L/Min)
  • Bei den obigen Wärmebehandlungen wurden monokristalline Siliciumschichten mit einer Dicke von ungefähr 2 μm gebildet.
    • (6) Die Kristalldefekte wurden durch Secco Ätzen entwickelt und die Dichte der Kristalldefekte in der monokristallinen Siliciumschicht wurden mittels eines Nomarskii Differential-Interferenz Mikroskops gemessen. Als Ergebnis waren die meisten der Kristalldefekte Laminierungsdefekte und die Dichte betrug in Abhängigkeit von der Wachstumsrate bei der Wärmebehandlung (b) jeweils 1 × 102/cm2 bei 2 nm/Min, 3 × 102/cm2 bei 5 nm/Min, 5 × 102/cm2 bei 10 nm/Min, 1,7 × 103/cm2 bei 50 nm/Min und 1,6 × 103/cm2 bei 140 nm/Min. So dass die Einführung der Behandlung (b) und die Erniedrigung der Wachstumsrate bei der Behandlung (b) von 50 bis 10 nm/Min oder niedriger bemerkenswert die Dichte des Laminierungsdeffekts um einen Faktor von ungefähr 1/3 bis 1/15 erniedrigt. Die Schnittseite der Substrate, die in diesem Beispiel und Beispiel 2 mittels eines hoch auflösenden Abtastmikroskop beobachtet wurden und bei der porösen Schichtstruktur wurde gefunden, das die Vergrößerung niedriger war.
  • Das erfindungsgemäße Substrat und das des Beispiels 2, die jeweils mit einer Rate von 5 nm/Min und 5,6 nm/Min bei der Wärmebehandlung (b) wuchsen, wurden einer SIMS (sekundären Ionen-Massenspektrometrie) Analyse unterworfen, um eine Verteilungskonzentration des Bors in der Tiefenrichtung zu messen. Bei dem Substrat aus Beispiel 2 enthält die epitaktische Siliciumschicht Bor mit einer Konzentration von 1018/cm3 oder höher über die Schicht, wobei bei dem Substrat in diesem Beispiel Bor gefunden wurde, das in die epitaxiale Siliciumschicht nur ungefähr 100 nm von der Grenzschicht mit dem porösen Silicium diffundiert ist und die Oberflächenseite davon enthält Bor in einer Konzentration von ungefähr 1015/cm3. So wurde gleichzeitig eine Abnahme der Dichte des Kristalldefekts und eine Verhinderung der Diffusion des Bors von der porösen Schicht realisiert.
  • Beispiel 5
    • (1) Zwei 12,7 cm (5-Inch) Silicium (100) Wafer wurden hergestellt, die Bor als Verunreinigung vom p-Typ enthalten und einen Widerstand von 0,01 bis 0,02 Ω cm aufwiesen.
    • (2) In einer gemischten Lösung, die aus 49% HF und Ethylalkohol (Mischungsverhältnis 2 : 1) zusammengesetzt ist, wurde der obige Siliciumwafer als Anode angeordnet und eine Platinplatte von 12,7 cm (5 Inch) Durchmesser wurde als Kathode gegenüber dem Siliciumwafer angeordnet. Die Rückseite des Siliciumwafer wurde beschichtet, um eine Leitung zu der Platinplatte durch die Lösung zu verhindern. Der Seitenrand des Siliciumwafer wurde auch beschichtet, wobei die gesamte Frontseite des Siliciumwafers bloßgelegt wurde, um zu der Platinplatte durch die Lösung zu leiten. Der Siliciumwafer wurde anodisiert, indem elektrischer Strom zwischen dem Siliciumwafer und der Platinplatte mit einer Stromdichte von 10 mA/cm2 für 12 Minuten angelegt wurde, um eine poröse Silicium Oberflächenschicht von 12 μm Dicke zu bilden. Diese Anodisierung wurde für die jeweiligen Wafer getrennt durchgeführt. Einer der Wafer, der eine poröse Schicht aufweist, wurde einer Messung der Porosität unterworfen und es wurde gefunden, dass er eine Porosität von 20% aufweist.
    • (3) Die zwei Wafer, die einen porösen Siliciumwafer aufweisen, wurden zur Oxidation bei 400°C in einer Sauerstoff-Atmosphäre für eine Stunde behandelt. Die Oxidation unter derartigen Bedingungen ergibt Oxidfilme, die so dünn wie nicht mehr als 5 nm (50 Å) sind. Daher wird der Siliciumoxidfilm nur auf der Oberfläche und den Porenwänden des porösen Siliciums gebildet, wobei monokristallines Silicium im Inneren unoxidiert bleibt.
    • (4) Die fünf Wafer wurden in eine wäßrige verdünnte 1,25% HF Lösung für ungefähr 30 Minuten eingetaucht und mit Wasser gewaschen, um den sehr dünnen Siliciumoxidfilm von der Oberfläche der porösen Schicht zu entfernen.
    • (5) Der Wafer wurden in einem CVD Wachstumsofen angeordnet und wird unter den Bedingungen unten nacheinander mit Wärme behandelt.
    • (a) Temperatur: 1120°C Druck: (80 Torr) 1,1 × 104 Pa Gas: H2, 230 (L/Min) Zeit: 7,5 Min
    • (b) Temperatur: 1120°C Druck: (80 Torr) 1,1 × 104 Pa Gas: H2, 230 (L/Min) SiH2Cl2, 0,005 (L/Min) Zeit: 5 Min
    • (c) Temperatur: 900°C Druck: (80 Torr) 1,1 × 104 Pa Gas: H2, SiH2Cl2, 230/0,25 (L/Min)
  • Bei den obigen Wärmebehandlungen wurden monokristalline Siliciumschichten mit einer Dicke von ungefähr 0,25 μm gebildet. Die Dicke der gebildeten monokristallinen Siliciumschicht wurde an 100 Gitterpunkten in Intervallen von 1 cm über die gesamte Oberfläche des Wafers mittels eines Spektroreflexionsverfahrens gemessen. Die Verteilung der Schichtdicke betrug 252 nm ± nm (3,2%).
  • Bei dem Kristallwachstum auf einem der zwei Wafer wurde die Wärmebehandlung (b) weggelassen.
    • (6) Die jeweiligen Wafer wurden zur Oxidation in einer Atmosphäre aus einer Mischung aus Sauerstoff und Wasserstoff bei 900°C behandelt, um einen Siliciumoxidfilm von 50 nm Dicke zu bilden.
    • (7) Der obige Wafer und ein zweiter Wafer, die einen Oxidfilm darauf gebildet haben, wurden chemisch, wie in einem üblichen Halbleiterverfahren gereinigt, und die Oberflächen der Wafer wurden langsam zusammen in Kontakt gebracht. Dadurch wurden die Wafer gebonded und integriert. Dann wurden die gebondeten Wafer bei 800°C 2 Stunden lang mit Wärme behandelt. Die resultierenden zwei Paar von gebondeten Wafern wurden mittels einer Infrarotkamer beobachtet. Als Ergebnisse der Beobachtung wies das Waferpaar, das ohne die Behandlung (b) hergestellt wurde, einige defekte Bondingsspots in dem peripheralen Bereich des Wafers auf, wobei der eine, der mit einer Behandlung (b) hergestellt worden ist, kein Defektbonding aufweist.
    • (8) Die Rückseite des Wafers, die eine poröse Siliciumschicht des Wafers aufweist, wurde poliert, um das gesamte poröse Silicium auf der gesamten Oberfläche des Substrats zu entfernen. Der Wafer wurde in eine wäßrige gemischte Lösung, die HF, H2O2 und Alkohol enthält, für ungefähr 2 Stunden eingetaucht, um das poröse Silicium mittels Ätzens zu entfernen, wodurch die epitaktische Siliciumschicht auf den zweiten Wafer mit einer Einfügung von Siliciumoxid übertragen wurde.
    • (9) Dieses Substrat wurde bei 1000°C in einer 100 Wasserstoffatmosphäre für 6 Stunden mit Wärme behandelt.
    • (10) Die gesamte Oberfläche der eptaktischen Siliciumschicht wurde mit einem Nomarskii-Differential-Interferenz-Mikroskop sorgfältig beobachtet. Das Substrat, das ohne Behandlung (b) des Schritts (5) hergestellt wurde, wies ungefähr 100 Nadellöcher auf der Oberfläche und Fehlstellen auf, von denen angenommen wird, dass sie durch Ätzen des Siliciumoxidfilms mittels der Ätzlösung gebildet werden, die durch die Nadellöcher in die Grenzfläche des Bondings eindringen. Das Substrat, das mit der Behandlung (b) hergestellt worden ist, wurde beobachtet, dass es nur zwei Fehlstellen aufweist.
  • Die Schichtdicke wurde gemessen, wobei sie 229,5 nm ± 8,0 nm (3,5%) über die gesamte Oberfläche des Substrats betrug. Eine ohmschen Kontakt herstellende Elektrode wurde jeweils an die Oberfläche der Siliciumschicht dieses Substrats und des Trägersubstrats angebracht und die Strom-Spannungs Eigenschaften wurden zwischen zwei Elektroden bestimmt. Kein Strom floß und dadurch wurde die Isolierung zwischen den Elektroden durch den dazwischen angeordneten Oxidfilm bestätigt. Mit anderen Worten, es wurde kein Nadelloch in der dazwischen angeordneten Oxidschicht gebildet.
  • Beispiel 6
    • (1) Fünf 12,7 cm (5-Inch) Silicium (100) Wafer wurden hergestellt, die Bor als Verunreinigung vom p-Typ enthalten und einen Widerstand von 0,01 bis 0,02 Ω cm aufwiesen.
    • (2) In einer gemischten Lösung, die aus 49% HF und Ethylalkohol (Mischungsverhältnis 2 : 1) zusammengesetzt ist, wurde der obige Siliciumwafer als Anode angeordnet und eine Platinplatte von 12,7 cm (5 Inch) Durchmesser wurde als Kathode gegenüber dem Siliciumwafer angeordnet. Die Rückseite des Siliciumwafer wurde beschichtet, um eine Leitung zu der Platinplatte durch die Lösung zu verhindern. Der Seitenrand des Siliciumwafer wurde auch beschichtet, wobei die gesamte Frontseite des Siliciumwafers bloßgelegt wurde, um zu der Platinplatte durch die Lösung zu leiten. Der Siliciumwafer wurde anodisiert, indem elektrischer Strom zwischen dem Siliciumwafer und der Platinplatte mit einer Stromdichte von 10 mA/cm2 für 12 Minuten angelegt wurde, um eine poröse Silicium Oberflächenschicht von 12 μm Dicke zu bilden. Diese Anodisierung wurde für die jeweiligen Wafer getrennt durchgeführt. Einer der Wafer, der eine poröse Schicht aufweist, wurde einer Messung der Porosität unterworfen und es wurde gefunden, dass er eine Porosität von 20% aufweist.
    • (3) Die zwei Wafer, die einen porösen Siliciumwafer aufweisen, wurden zur Oxidation bei 400°C in einer Siliciumschicht Athmospäre für eine Stunde behandelt. Die Oxidation unter derartigen Bedingungen ergibt Oxidfilme, die so dünn wie nicht mehr als 5 nm (50 Å) sind. Daher wird der Siliciumoxidfilm nur auf der Oberfläche und den porösen Wänden des porösen Siliciums gebildet, wobei monokristallines Silicium im Inneren nicht oxidiert wird.
    • (4) Die fünf Wafer wurden in eine wäßrige verdünnte 1,25% HF Lösung für ungefähr 30 Minuten eingetaucht und mit Wasser gewaschen, um den sehr dünnen Siliciumoxidfilm von der Oberfläche der porösen Schicht zu entfernen.
    • (5) Der Wafer wurden in einem CVD Wachstumsofen angeordnet und wird unter den Bedingungen unten nacheinander mit Wärme behandelt. Die Wachstumsbedingungen (b) wurden für die jeweiligen Wafer variiert.
    • (a) Temperatur: 1100°C Druck: (80 Torr) 1,1 × 104 Pa Gas: H2, 230 (L/Min) Zeit: 7,5 Min
    • (b) Temperatur: 1100°C Druck: (80 Torr) 1,1 × 104 Pa Gas: H2, 230 (L/Min) SiH4, variabel (L/Min) Zeit: 5 Min
  • Die Wachstumsrate wurde auf 2, 5, 10, 50, oder 140 nm/Min) für die jeweiligen Wafer kontrolliert, um die Fließrate des SiH4 einzustellen.
    • (c) Temperatur: 900°C Druck: (80 Torr) 1,1 × 104 Pa Gas: H2/SiH2Cl2, 230/0,25 (L/Min)
  • Bei den obigen Wärmebehandlungen wurden monokristalline Siliciumschichten mit einer Dicke von ungefähr 2 μm gebildet.
    • (6) Auf der Oberfläche des Wafers wurde ein Oxidfilm gebildet. Der Wafer und ein Quartzglassubstrat wurde chemisch, wie einem üblichen Halbleiterverfahren, gereinigt. Die Oberflächen des Wafers und das Quartzglassubstrat wurden einem Sauerstoffplasma ausgesetzt und mit Wasser gewaschen. Die Oberflächen wurden langsam zusammen in Kontakt gebracht. Dadurch wurden die zwei gebondet und integriert. Dann wurden die gebondeten Wafer bei 300°C für 2 Stunden mit Wärmebehandelt.
    • (7) Die Rückseite des Wafers, die eine poröse Siliciumschicht des Wafers aufweist, wurde poliert, um das gesamte poröse Silicium auf der gesamten Oberfläche des Substrats zu entfernen. Der Wafer wurde in eine wäßrige gemischte Lösung, die HF, H2O2 und Alkohol enthält, für ungefähr 2 Stunden eingetaucht, um das poröse Silicium mittels Ätzens zu entfernen, wodurch die epitaktische Siliciumschicht auf den zweiten Wafer mit einer Einfügung eines Siliciumoxids übertragen wurde.
    • (8) Die Kristalldefekte wurden durch Secco Ätzen entwickelt und die Dichte der Kristalldefekte in der monokristallinen Siliciumschicht wurden mittels eines Nomarskii Differential-Interferenz Mikroskop gemessen. Als Ergebnis waren die meisten der Kristalldefekte Laminierungsdefekte und die Dichte betrug in Abhängigkeit von der Wachstumsrate bei der Wärmebehandlung
    • (b) jeweils 1 × 102/cm2 bei 2 nm/Min, 3 × 102/cm2 bei 5 nm/Min, 5 × 102/cm2 bei 10 nm/Min, 1,7 × 103/cm2 bei 50 nm/Min und 1,6 × 103/cm2 bei 140 nm/Min. So dass die Einführung des Schrittes (b) und die Erniedrigung der Wachstumsrate bei der Behandlung (b) von 50 bis 10 nm/Min) oder niedriger bemerkenswert die Dichte des Laminierungsdeffekts um einen Faktor von ungefähr 1/3 bis 1/15 erniedrigt wird.
  • Beispiel 7
    • (1) Fünf 12,7 cm (5-Inch) Silicium (100) Wafer wurden hergestellt, die Bor als Verunreinigung vom p-Typ enthalten und einen Widerstand von 0,01 bis 0,02 Ω cm aufwiesen.
    • (2) In einer gemischten Lösung, die aus 49% HF und Ethylalkohol (Mischungsverhältnis 2 : 1) zusammengesetzt ist, wurde der obige Siliciumwafer als Anode angeordnet und eine Platinplatte von 12,7 cm (5 Inch) Durchmesser wurde als Kathode gegenüber dem Siliciumwafer angeordnet. Die Rückseite des Siliciumwafer wurde beschichtet, um eine Leitung zu der Platinplatte durch die Lösung zu verhindern. Der Seitenrand des Siliciumwafer wurde auch beschichtet, wobei die gesamte Frontseite des Siliciumwafers bloßgelegt wurde, um zu der Platinplatte durch die Lösung zu leiten. Der Siliciumwafer wurde anodisiert, indem elektrischer Strom zwischen dem Siliciumwafer und der Platinplatte mit einer Stromdichte von 10 mA/cm2 für 12 Minuten angelegt wurde, um eine poröse Silicium Oberflächenschicht von 12 μm Dicke zu bilden. Diese Anodisierung wurde für die jeweiligen Wafer getrennt durchgeführt. Einer der Wafer, der eine poröse Schicht aufweist, wurde einer Messung der Porosität unterworfen und es wurde gefunden, dass er eine Porosität von 20% aufweist.
    • (3) Der Wafer wurden in einem CVD Wachstumsofen angeordnet und wird unter den Bedingungen unten nacheinander mit Wärme behandelt. Die Wachstumsbedingungen (b) wurden für die jeweiligen Wafer variiert.
    • (a) Temperatur: 900°C Druck: (20 Torr) 2,7 × 103 Pa Gas: H2, 230 (L/Min) Zeit: 7,5 Min
    • (b) Temperatur: variabel Druck: (20 Torr) 2,7 × 103 Pa Gas: H2, 230 (L/Min) SiH4, 0,005 (L/Min) Zeit: 5 Min
  • Die Temperatur für die jeweiligen fünf Wafer betrug 700°C, 750°C, 770°C, 800°C und 900°C. Die Wachstumsrate betrug jeweils 2,8, 5,6, 28, 56 oder 140 nm/Min.
    • (c) Temperatur: 900°C Druck: (20 Torr) 2,7 × 103 Pa Gas: H2/SiH4, 230/0,25 (L/Min) Zeit: 13 Min
  • Bei den obigen Wärmebehandlungen wurden monokristalline Siliciumschichten mit einer Dicke von ungefähr 2 μm gebildet.
    • (4) Die Kristalldefekte wurden durch Secco Ätzen entwickelt und die Dichte der Kristalldefekte in der monokristallinen Siliciumschicht wurden mittels eines Nomarskii Differential-Interferenz Mikroskop gemessen. Als Ergebnis waren die meisten der Kristalldefekte Laminierungsdefekte und die Dichte betrug in Abhängigkeit von der Temperatur bei der Wärmebehandlung (b) jeweils 2,1 × 102/cm2 bei 900°C, 3,4 × 102/cm2 bei 800°C, 1,2 × 105/cm2 bei 770°C, 5 × 105/cm2 bei 750°C und 1,2 × 106/cm2 bei 700°C. So dass die Einführung der Wärmebehandlung (b) und die Erhöhung der Temperatur bei der Wärmebehandlung (b) von 770°C bis 800°C bemerkenswert die Dichte des Laminierungsdeffekts um einen Faktor von ungefähr 1/3 bis 1/1000 erniedrigt.
  • Beispiel 8 (Ein Vergleichsbeispiel)
    • (1) Fünf 12,7 cm (5-Inch) Silicium (100) Wafer wurden hergestellt, die Bor als Verunreinigung vom p-Typ enthalten und einen Widerstand von 0,01 bis 0,02 ohm cm aufwiesen.
    • (2) In einer gemischten Lösung, die aus 49% HF und Ethylalkohol (Mischungsverhältnis 2 : 1) zusammengesetzt ist, wurde der obige Siliciumwafer als Anode angeordnet und eine Platinplatte von 12,7 cm (5 Inch) Durchmesser wurde als Kathode gegenüber dem Siliciumwafer angeordnet. Die Rückseite des Siliciumwafer wurde beschichtet, um eine Leitung zu der Platinplatte durch die Lösung zu verhindern. Der Seitenrand des Siliciumwafer wurde auch beschichtet, wobei die gesamte Frontseite des Siliciumwafers bloßgelegt wurde, um zu der Platinplatte durch die Lösung zu leiten. Der Siliciumwafer wurde anodisiert, indem elektrischer Strom zwischen dem Siliciumwafer und der Platinplatte mit einer Stromdichte von 7 mA/cm2 für 12 Minuten angelegt wurde, um eine poröse Silicium Oberflächenschicht von 12 μm Dicke zu bilden. Diese Anodisierung wurde für die jeweiligen Wafer getrennt durchgeführt. Einer der Wafer, der eine poröse Schicht aufweist, wurde einer Messung der Porosität unterworfen und es wurde gefunden, dass er eine Porosität von 16% aufweist.
    • (3) Der Wafer wurden in einem CVD Wachstumsofen angeordnet und werden unter den Bedingungen unten nacheinander mit Wärme behandelt. Die Wachstumsbdingungen (a) wurden für die jeweiligen Wafer variert.
    • (a) Temperatur: 900°C Druck: (20 Torr) 2,7 × 103 Pa Gas: H2, 230 (L/Min) SiH4, variabel (L/Min) Zeit: 5 Min
  • Die Fließrate des SiH4 wurde für jeden der fünf Wafer auf 0,005, 0,01, 0,05, 0,1 oder 0,5 L/Min gesetzt. Die Wachstumsrate betrug jeweils 2,8, 5,6, 28, 56 oder 140 nm/Min.
    • (c) Temperatur: 900°C Druck: (20 Torr) 2,7 × 103 Pa Gas: H2/SiH4, 230/0,25 (L/Min) Zeit: 13 Min
  • Bei den obigen Wärmebehandlungen wurden monokristalline Siliciumschichten mit einer Dicke von ungefähr 2 μm gebildet.
    • (4) Die Kristalldefekte wurden durch Secco Ätzen entwickelt und die Dichte der Kristalldefekte in der monokristallinen Siliciumschicht wurden mittels eines Nomarskii Differential-Interferenz Mikroskop gemessen. Als Ergebnis waren die meisten der Kristalldefekte Laminierungsdefekte und die Dichte betrug in Abhängigkeit von der Fließrate SiH4 bei der Wärmebehandlung (a) jeweils 4 × 102/cm2 bei 0,005 L/Min, 5 × 102/cm2 bei 0,01 L/Min, 1,5 × 103/cm2 bei 0,05 L/Min, 1,7 × 103/cm2 bei 0,1 L/Min und 1,7 × 103/cm2 bei 0,5 L/Min. So dass die Einführung der Behandlung (a) und die Erniedrigung der Fließrate des SiH4 bei der Behandlung (a) von 0,05 bis 0,01 L/Min oder niedriger vermindert bemerkenswert die Dichte des Laminierungsdeffekts um einen Faktor von ungefähr 1/3 bis 1/5.
  • Beispiel 9
    • (1) Drei 12,7 cm (5-Inch) Silicium (100) Wafer wurden hergestellt, die Bor als Verunreinigung vom p-Typ enthalten und wiesen einen Widerstand von 0,01 bis 0,02 ohm cm auf.
    • (2) In einer gemischten Lösung, die aus 49% HF und Ethylalkohol (Mischungsverhältnis 2 : 1) zusammengesetzt ist, wurde der obige Siliciumwafer als Anode angeordnet und eine Platinplatte von 12,7 cm (5 Inch) Durchmesser wurde als Kathode gegenüber dem Siliciumwafer angeordnet. Die Rückseite des Siliciumwafer wurde beschichtet, um eine Leitung zu der Platinplatte durch die Lösung zu verhindern. Der Seitenrand des Siliciumwafer wurde auch beschichtet, wobei die gesamte Frontseite des Siliciumwafers bloßgelegt wurde, um zu der Platinplatte durch die Lösung zu leiten. Der Siliciumwafer wurde anodisiert, indem elektrischer Strom zwischen dem Siliciumwafer und der Platinplatte mit einer Stromdichte von 10 mA/cm2 für 12 Minuten angelegt wurde, um eine poröse Silicium Oberflächenschicht von 12 μm Dicke zu bilden. Diese Anodisierung wurde für die jeweiligen Wafer getrennt durchgeführt. Einer der Wafer, der eine poröse Schicht aufweist, wurde einer Messung der Porosität unterworfen und es wurde gefunden, dass er eine Porosität von 20% aufweist.
    • (3) Die zwei Wafer, die einen porösen Siliciumwafer aufweisen, wurden zur Oxidation bei 400°C in einer Sauerstoff Athmospäre für eine Stunde behandelt. Die Oxidation unter derartigen Bedingungen ergibt Oxidfilme, die so dünn wie nicht mehr als 5 nm (50 Å) sind. Daher wird der Siliciumoxidfilm nur auf der Oberfläche und den porösen Wänden des porösen Siliciums gebildet, wobei monokristallines Silicium im Inneren unoxidiert bleibt.
    • (4) Die fünf Wafer wurden in eine wäßrige verdünnte 1,25% HF Lösung für ungefähr 30 Minuten eingetaucht und mit Wasser gewaschen, um den sehr dünnen Siliciumoxidfilm von der Oberfläche der porösen Schicht zu entfernen.
    • (5) Der Wafer wurden in einem CVD Wachstumsofen angeordnet und wird unter den Bedingungen unten nacheinander mit Wärme behandelt.
    • (a) Temperatur: 1120°C Druck: (80 Torr) 1,1 × 104 Pa Gas: H2, 230 (L/Min) Zeit: 7,5 Min
    • (b) Temperatur: 1120°C Druck: (80 Torr) 1,1 × 104 Pa Gas: H2, 230 (L/Min) SiH2Cl2, 0,005 (L/Min) Zeit: 5 Min
    • (c) Temperatur: 900°C Druck: (80 Torr) 1,1 × 104 Pa Gas: H2/SiH2Cl2, 230/0,4 (L/Min)
  • Bei den obigen Wärmebehandlungen wurden monokristalline Siliciumschichten mit einer Dicke von ungefähr 0,29 μm gebildet.
  • Bei dem Kristallwachstum auf einem der zwei Wafer wurde die Wärmebehandlung (b) weggelassen.
    • (6) Die jeweiligen Wafer wurden zur Oxidation in einer Atmosphäre aus einer Mischung aus Sauerstoff und Wasserstoff bei 900°C behandelt, um einen Siliciumoxidfilm von 200 nm Dicke zu bilden.
    • (7) Der obige Wafer und ein zweiter Wafer wurden chemisch, wie in einem üblichen Halbleiterverfahren gereinigt, schließlich durch Tauchen in eine verdünnte HF-Lösung gereinigt und mit reinem Wasser gespült und getrocknet. Die Oberflächen der Wafer wurden langsam zusammen in Kontakt gebracht. Dadurch wurden die Wafer gebonded und integriert. Dann wurden die gebondeten Wafer bei 1180°C 5 Minuten lang mit Wärme behandelt.
    • (8) Die Rückseite des Wafers, die eine poröse Siliciumschicht des Wafers aufweist, wurde poliert, um das gesamte poröse Silicium auf der gesamten Oberfläche des Substrats zu entfernen. Der Wafer wurde in eine wäßrige gemischte Lösung, die HF, H2O2 und Alkohol enthält, für ungefähr 2 Stunden eingetaucht, um das poröse Silicium mittels Ätzens zu entfernen, wodurch die epitaktische Siliciumschicht von ungefähr 0,2 μm Dicke auf den zweiten Wafer mit einer Einfügung des Siliciumoxidfilms übertragen wurde.
    • (9) Das Substrat wurde bei 1100°C in einer 100 Wasserstoffatmosphäre 4 Stunden lang mit Wärme behandelt.
    • (10) Die gesamte Oberfläche der epitaxialen Siliciumschicht wurde sorgfältig mit einem Nomarskii-Differntial-Interferenz-Mikroskop beobachtet. Das Substrat, das ohne Behandlung (b) des Schritts (5) hergestellt wurde, wies ungefähr 100 Nadellöcher auf der Oberfläche und Fehlstellen auf, von denen angenommen wird, dass sie durch Ätzen des Siliciumoxidfilms mittels der Ätzlösung gebildet werden, die durch die Nadellöcher in die Grenzfläche des Bondings eindringen. Das Substrat, das mit der Behandlung (b) hergestellt worden ist, wurde beobachtet, das es nur zwei Fehlstellen aufweist.
  • Beispiel 10 (Ein Vergleichsbeispiel)
    • (1) Drei 12,7 cm (5-Inch) Silicium (100) Wafer wurden hergestellt, die Bor als Verunreinigung vom p-Typ enthalten und einen Widerstand von 0,01 bis 0,02 ohm cm aufwiesen.
    • (2) In einer gemischten Lösung, die aus 49% HF und Ethylalkohol (Mischungsverhältnis 2 : 1) zusammengesetzt ist, wurde der obige Siliciumwafer als Anode angeordnet und eine Platinplatte von 12,7 cm (5 Inch) Durchmesser wurde als Kathode gegenüber dem Siliciumwafer angeordnet. Die Rückseite des Siliciumwafer wurde beschichtet, um eine Leitung zu der Platinplatte durch die Lösung zu verhindern. Der Seitenrand des Siliciumwafer wurde auch beschichtet, wobei die gesamte Frontseite des Siliciumwafers bloßgelegt wurde, um zu der Platinplatte durch die Lösung zu leiten. Der Siliciumwafer wurde anodisiert, indem elektrischer Strom zwischen dem Siliciumwafer und der Platinplatte mit einer Stromdichte von 7 mA/cm2 für 12 Minuten angelegt wurde, um eine poröse Silicium Oberflächenschicht von 12 μm Dicke zu bilden. Diese Anodisierung wurde für die jeweiligen Wafer getrennt durchgeführt. Einer der Wafer, der eine poröse Schicht aufweist, wurde einer Messung der Porosität unterworfen und es wurde gefunden, dass er eine Porosität von 16% aufweist.
    • (3) Der Wafer wurden in einem CVD Wachstumsofen angeordnet und wird unter den Bedingungen unten nacheinander mit Wärme behandelt.
    • (a) Temperatur: 900°C Druck: (20 Torr) 2,7 × 103 Pa Gas: H2, 230 (L/Min) SiH4, 0,005 (L/Min) Zeit: 5 Min
    • (b) Temperatur: 900°C Druck: (20 Torr)1,1 × 104 Pa Gas: H2, SiH2Cl2, 230/0,4 (L/Min)
  • Bei den obigen Wärmebehandlungen wurden monokristalline Siliciumschichten mit einer Dicke von ungefähr 0,30 μm gebildet.
  • Bei dem Kristallwachstum auf einem der zwei Wafer wurde die Wärmebehandlung (a) weggelassen.
    • (4) Die zwei Wafer wurden jeweils zur Oxidation in einer Atmosphäre aus einer Mischung aus Sauerstoff und Wasserstoff bei 900°C behandelt, um einen Siliciumoxidfilm von 200 nm Dicke zu bilden.
    • (5) Der obige Wafer und ein zweiter Wafer wurden chemisch, wie in einem üblichen Halbleiterverfahren gereinigt, schließlich, indem sie in eine verdünnte HF Lösung getaucht wurden, gereinigt und mit reinem Wasser gespült und getrocknet. Die Oberflächen der Wafer wurden langsam zusammen in Kontakt gebracht. Dadurch wurden die Wafer gebonded und integriert. Dann wurden die gebondeten Wafer bei 800°C 2 Stunden lang mit Wärme behandelt.
    • (6) Die Rückseite des Wafers, die eine poröse Siliciumschicht des Wafers aufweist, wurde poliert, um das gesamte poröse Silicium auf der gesamten Oberfläche des Substrats zu entfernen. Der Wafer wurde in eine wäßrige gemischte Lösung, die HF, H2O2 und Alkohol enthält, für ungefähr 2 Stunden eingetaucht, um das poröse Silicium mittels Ätzens zu entfernen. Dadurch wurde die epitaktische Siliciumschicht von ungefähr 0,2 μm Dicke auf den zweiten Wafer mit einer Einfügung des Siliciumoxidfilms übertragen.
    • (7) Das Substrat wurde bei 1100°C in einer 100 Wasserstoffatmosphäre 4 Stunden lang mit Wärme behandelt.
    • (8) Die gesamte Oberfläche der epitaxialen Siliciumschicht wurde sorgfältig mit einem Nomarskii-Differntial-Interferenz-Mikroskop beobachtet. Das Substrat, das mit der Behandlung (a) hergestellt wurde, wurde untersucht und wies nur zwei Fehlstellen auf.
  • In weiteren Experimenten wurde die Behandlung (b) unter den folgenden alternativen Bedingungen durchgeführt:
    Druck: (20 Torr) 2,7 × 103 Pa
    Gas: H2/SiH2Cl2, 230/0,25 (L/Min)
    Zeit: 5 Min
  • Bei den obigen Wärmebehandlungen wurden monokristalline Siliciumschichten mit einer Dicke von ungefähr 2 μm gebildet.
    • (4) Die Kristalldefekte wurden durch Secco Ätzen entwickelt und die Dichte der Kristalldefekte in der monokristallinen Siliciumschicht wurden mittels eines Nomarskii Differential-Interferenz Mikroskops gemessen. Als Ergebnis waren die meisten der Kristalldefekte Laminierungsdefekte und die Dichte betrug in Abhängigkeit von der Wachstumsrate bei der Wärmebehandlung (b) jeweils 2,1 × 102/cm2 bei 900°C, 3,4 × 102/cm2 bei 800°C, 1,2 × 105/cm2 bei 770°C, 5 × 105/cm2 bei 750°C und 1,2 × 106/cm2 bei 700°C L/Min. So dass die Einführung der Wärmebehandlung (a) und die Erhöhung der Temperatur bei der Wärmebehandlung (b) von 770°C bis 800°C bemerkenswert die Dichte des Laminierungsdeffekts um einen Faktor von ungefähr 1/3 bis 1/1000 erniedrigt wird.

Claims (24)

  1. Verfahren zur Herstellung eines Halbleitersubstrats (100–102), das die Schritte des zur Verfügungstellens eines monokristallinen Siliciumsubstrats (100), auf dem sich dort eine poröse monokristalline Siliciumschicht (101) befindet, einschließt; und des Wachstums mittels chemischer Dampfabscheidung einer nicht porösen epitaxialen monokristallinen Siliciumschicht (102) auf der porösen monokristallinen Siliciumschicht in einer Atmosphäre, die Wasserstoffgas enthält, dadurch gekennzeichnet, dass: ein Schritt der Erwärmung der porösen, monokristallinen Siliciumschicht in einer Wasserstoffatmosphäre, vor ihrem Wachstum, durchgeführt wird; und dieses Wachstum wird mittels: eines ersten Schritts des Wachstums der nicht porösen monokristallinen Siliciumschicht (102) auf der porösen monokristallinen Siliciumschicht (101) bei einer anfänglichen Wachstumsrate von 20 nm/min oder weniger durchgeführt, wobei die anfängliche Wachstumsrate derart kontrolliert wird, dass die Dichte der verbleibenden Poren auf der Kristallwachstumsoberfläche nicht mehr als 1000 cm–2 zu der Zeit, wenn die nicht poröse monokristalline Siliciumschicht auf eine Dicke gewachsen ist, die zu dem Durchmesser der Poren der porösen monokristallinen Siliciumschicht korrespondiert, beträgt und danach wird ein zweiter Schritt des Wachstums dieser nicht porösen monokristallinen Siliciumschicht (102) bei einer gesteigerten Wachstumsrate durchgeführt.
  2. Verfahren nach Anspruch 1, worin dieses Wachstum bei der anfänglichen Wachstumsrate durchgeführt wird, indem als Silicumausgangsgas in der Atmosphäre, die Wasserstoffgas enthält, ein Gas aus Silan, Disilan, Dichlorsilan, Trichlorsilan oder Tetrachlorsilan ausgewählt wird.
  3. Verfahren nach Anspruch 2, worin die anfängliche Wachstumsrate nicht höher als 10 nm/min beträgt.
  4. Verfahren nach Anspruch 3, worin die anfängliche Wachstumsrate nicht höher als 2 nm/min beträgt.
  5. Verfahren nach jedem der Ansprüche 2 bis 4, worin das Wachstum bei dieser anfänglichen Wachstumsrate bei einer Temperatur von nicht weniger als 800° durchgeführt wird.
  6. Verfahren nach Anspruch 1, worin Silan (SiH4) und Dichlorsilan (SiH2Cl2), jeweils als jeweiliges Siliciumausgangsgas für den ersten und zweiten Schritt des Wachstums der nicht porösen epitaxialen monokristallinen Siliciumschicht verwendet werden.
  7. Verfahren nach Anspruch 1, worin Silan (SiH4) als Siliciumausgangsgas für sowohl den ersten als auch den zweiten Schritt des Wachstums von dieser nicht porösen epitaxialen monokristallinen Schicht verwendet wird.
  8. Verfahren nach Anspruch 1, worin Dichlorsilan (SiH2Cl2) als Siliciumausgangsgas für sowohl den ersten als auch den zweiten Schritt des Wachstums von dieser nicht porösen epitaxialen monokristallinen Schicht verwendet wird.
  9. Verfahren nach jedem vorangehenden Anspruch, worin die poröse monokristalline Siliciumschicht auf eine Temperatur von 900°C oder höher, während des Wachstums der nicht porösen epitaxialen monokristallinen Siliciumschicht, erwärmt wird.
  10. Verfahren nach jedem vorangehenden Anspruch, worin das Wachstum der nicht porösen epitaxialen monokristallinen Siliciumschicht unter einem Druck von 1,3 × 104 bis 1,0 × 105 Pa (10 bis 760 Torr) durchgeführt wird.
  11. Verfahren nach jedem vorangehenden Anspruch, worin das Wachstum der nicht porösen epitaxialen monokristallinen Siliciumschicht in einem Wachstumsofen durchgeführt wird, während Siliciumausgangsgas und Wasserstoffgas in den Wachstumsofen zugeführt wird.
  12. Verfahren nach Anspruch 11, worin sowohl das Erwärmen von der porösen monokristallinen Siliciumschicht in einer Wasserstoffatmosphäre vor dem Wachstum als auch das Wachstum der nicht porösen monokristallinen Schicht in dem Wachstumsofen durchgeführt werden.
  13. Verfahren nach jedem vorangehenden Anspruch 1 bis 12, das einen Schritt der Bildung einer dünnen Oxidschicht auf den inneren Porenwänden der porösen monokristallinen Siliciumschicht einschließt, der durchgeführt wird, wobei der Schritt der Wärmebehandlung der porösen monokristallinen Siliciumschicht in einer Wasserstoffatosphäre vorangeht und wobei die dünne Oxidschicht von der Oberfläche der porösen monokristallinen Siliciumschicht im Laufe des Schritts der Erwärmung der porösen monokristallinen Siliciumschicht in einer Atmosphäre aus Wasserstoff entfernt wird.
  14. Verfahren nach jedem der Ansprüche 1 bis 12, das die folgenden Schritte (a) und (b) einschließt, die in dieser Reihenfolge vor dem Schritt der Erwärmung der porösen monokristallinen Siliciumschicht in einer Wasserstoffatmosphäre durchgeführt werden: (a) Oxidationsbehandlung der porösen monokristallinen Siliciumschicht, um eine Siliciumoxidschicht darauf zu bilden; und (b) Entfernung der Siliciumoxidschicht, die in dem Schritt (a) gebildet wird, von der Oberfläche der porösen monokristallinen Siliciumschicht.
  15. Verfahren nach jedem vorangehenden Anspruch, gefolgt von einem Schritt der Bindung des monokristallinen Siliciumsubstrats auf einem zweiten Substrat (110) aus Glasmaterial mit der nicht porösen monokristallinen Siliciumschicht, die zwischen dem monokristallinen Siliciumsubstrat und dem zweiten Substrat (110) angeordnet ist.
  16. Verfahren nach jedem vorangehenden Anspruch 1 bis 14 gefolgt von einem Schritt der Bindung des monokristallinen Siliciumsubstrats auf einem zweiten Substrat, nachdem eine isolierende Schicht (103, 104) auf der nicht porösen monokristallinen Siliciumschicht oder auf der Oberfläche des zweiten Substrats zur Verfügung gestellt wird.
  17. Verfahren nach Anspruch 16, worin das zweite Substrat aus monokristallinem Silicium ist und die isolierende Schicht ist aus Silicumoxid.
  18. Verfahren nach Anspruch 17, worin die isolierende Schicht mittels thermischer Oxidation der Oberfläche der nicht porösen monokristallinen Siliciumschicht gebildet wird.
  19. Verfahren nach Anspruch 17, worin die isolierende Schicht mittels thermischer Oxidation der Oberfläche des monokristallinen Siliciums des zweiten Substrats gebildet wird.
  20. Verfahren nach irgendeinem der Ansprüche 15 bis 19 gefolgt von einem Schritt der Entfernung dieser porösen monokristallinen Siliciumschicht.
  21. Verfahren nach Anspruch 20, wenn er von Anspruch 17 abhängt, worin der Schritt der Entfernung der porösen Siliciumschicht ausgeführt wird, indem eine Ätzlösung verwendet wird, die HF und H2O2 enthält.
  22. Verfahren nach irgendeinem der Ansprüche 20 oder 21, wenn er von Anspruch 17 abhängt, der weiter einen Schritt der Durchführung einer Wärmebehandlung in einer Wasserstoffatmosphäre nach dem Schritt der Entfernung der porösen Siliciumschicht aufweist.
  23. Verfahren nach einem der Ansprüche 20 bis 22, das weiter einen Schritt des Wachstums des monokristallinen Siliciums auf der nicht porösen monokristallinen Siliciumschicht aufweist, der nach der Entfernung der porösen Siliciumschicht durchgeführt wird.
  24. Verfahren zur Herstellung einer integrierten Schaltung, das mittels der Schritte durchgeführt wird: Herstellung eines Silicium-auf-Isolator Halbleitersubstrats durch ein Verfahren nach einem der Ansprüche 20 bis 23 und Herstellung einer integrierten Schaltung, indem MOSFET Transistoren oder bipolare Transistoren verwendet werden, indem das Silicum-auf-Isolator Substrat als Basissubstrat bei seiner Herstellung verwendet wird.
DE69628505T 1995-07-21 1996-07-19 Halbleitendes Substrat und dessen Herstellungsverfahren Expired - Lifetime DE69628505T2 (de)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP18551095 1995-07-21
JP18551095 1995-07-21

Publications (2)

Publication Number Publication Date
DE69628505D1 DE69628505D1 (de) 2003-07-10
DE69628505T2 true DE69628505T2 (de) 2004-05-06

Family

ID=16172053

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE69628505T Expired - Lifetime DE69628505T2 (de) 1995-07-21 1996-07-19 Halbleitendes Substrat und dessen Herstellungsverfahren

Country Status (8)

Country Link
US (1) US6136684A (de)
EP (1) EP0755068B1 (de)
KR (1) KR100270889B1 (de)
CN (1) CN1076861C (de)
DE (1) DE69628505T2 (de)
MY (1) MY113505A (de)
SG (1) SG64393A1 (de)
TW (1) TW499718B (de)

Families Citing this family (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE69826053T2 (de) * 1997-03-26 2005-09-29 Canon K.K. Halbleitersubstrat und Verfahren zu dessen Herstellung
CA2233115C (en) * 1997-03-27 2002-03-12 Canon Kabushiki Kaisha Semiconductor substrate and method of manufacturing the same
WO1999001893A2 (de) * 1997-06-30 1999-01-14 MAX-PLANCK-Gesellschaft zur Förderung der Wissenschaften e.V. Verfahren zur herstellung von schichtartigen gebilden auf einem substrat, substrat sowie mittels des verfahrens hergestellte halbleiterbauelemente
JP3501642B2 (ja) 1997-12-26 2004-03-02 キヤノン株式会社 基板処理方法
EP0984483B1 (de) * 1998-09-04 2006-04-05 Canon Kabushiki Kaisha Halbleitersubstrat und Verfahren zu seiner Herstellung
TW465101B (en) * 1998-09-04 2001-11-21 Canon Kk Semiconductor substrate and method for producing the same
CN1249531A (zh) * 1998-09-04 2000-04-05 佳能株式会社 半导体衬底的制造工艺
KR20010083771A (ko) * 1998-12-28 2001-09-01 와다 다다시 실리콘 웨이퍼의 열처리 방법 및 실리콘 웨이퍼
US6653209B1 (en) 1999-09-30 2003-11-25 Canon Kabushiki Kaisha Method of producing silicon thin film, method of constructing SOI substrate and semiconductor device
JP2001237403A (ja) * 2000-02-21 2001-08-31 Rohm Co Ltd 半導体装置の製法および超薄型半導体装置
US6589883B2 (en) * 2000-03-29 2003-07-08 Georgia Tech Research Corporation Enhancement, stabilization and metallization of porous silicon
US20040014240A1 (en) * 2000-07-06 2004-01-22 Keigo Takeguchi Molecule detecting sensor
JP2002050749A (ja) * 2000-07-31 2002-02-15 Canon Inc 複合部材の分離方法及び装置
US6771010B2 (en) 2001-04-30 2004-08-03 Hewlett-Packard Development Company, L.P. Silicon emitter with low porosity heavily doped contact layer
TWI242796B (en) * 2002-09-04 2005-11-01 Canon Kk Substrate and manufacturing method therefor
JP2004103600A (ja) * 2002-09-04 2004-04-02 Canon Inc 基板及びその製造方法
JP2004103855A (ja) * 2002-09-10 2004-04-02 Canon Inc 基板及びその製造方法
JP2004103946A (ja) * 2002-09-11 2004-04-02 Canon Inc 基板及びその製造方法
US7677254B2 (en) * 2003-10-27 2010-03-16 Philip Morris Usa Inc. Reduction of carbon monoxide and nitric oxide in smoking articles using iron oxynitride
DE102004030612B3 (de) * 2004-06-24 2006-04-20 Siltronic Ag Halbleitersubstrat und Verfahren zu dessen Herstellung
EP1851789B1 (de) 2005-02-24 2013-05-01 Soitec Thermische oxidation einer sige-schicht und anwendungen dafür
US9136134B2 (en) 2012-02-22 2015-09-15 Soitec Methods of providing thin layers of crystalline semiconductor material, and related structures and devices
CN104362263A (zh) * 2014-10-31 2015-02-18 华南理工大学 用于柔性显示器件制备的柔性薄膜衬底与基板分离工艺
US10833175B2 (en) * 2015-06-04 2020-11-10 International Business Machines Corporation Formation of dislocation-free SiGe finFET using porous silicon
US20190131454A1 (en) * 2017-11-01 2019-05-02 Qualcomm Incorporated Semiconductor device with strained silicon layers on porous silicon
JP7247902B2 (ja) * 2020-01-10 2023-03-29 信越半導体株式会社 エピタキシャルウェーハの製造方法
WO2023057700A1 (fr) * 2021-10-07 2023-04-13 Soitec Procede de fabrication d'une structure composite comprenant une couche mince en sic monocristallin sur un substrat support en sic poly-cristallin
FR3128056B1 (fr) * 2021-10-07 2023-10-27 Soitec Silicon On Insulator Procede de fabrication d’une structure composite comprenant une couche mince en sic monocristallin sur un substrat support en sic poly-cristallin

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2660064B2 (ja) * 1988-10-02 1997-10-08 キヤノン株式会社 結晶物品及びその形成方法
US5290712A (en) * 1989-03-31 1994-03-01 Canon Kabushiki Kaisha Process for forming crystalline semiconductor film
US5278092A (en) * 1989-08-07 1994-01-11 Canon Kabushiki Kaisha Method of forming crystal semiconductor film
US5278093A (en) * 1989-09-23 1994-01-11 Canon Kabushiki Kaisha Method for forming semiconductor thin film
JP2695488B2 (ja) * 1989-10-09 1997-12-24 キヤノン株式会社 結晶の成長方法
US5363793A (en) * 1990-04-06 1994-11-15 Canon Kabushiki Kaisha Method for forming crystals
JP2608351B2 (ja) * 1990-08-03 1997-05-07 キヤノン株式会社 半導体部材及び半導体部材の製造方法
EP0688048A3 (de) * 1990-08-03 1996-02-28 Canon Kk Halbleitersubstrat mit SOI Struktur
US5403771A (en) * 1990-12-26 1995-04-04 Canon Kabushiki Kaisha Process for producing a solar cell by means of epitaxial growth process
JP2923700B2 (ja) * 1991-03-27 1999-07-26 株式会社半導体エネルギー研究所 半導体装置およびその作製方法
US5198071A (en) * 1991-11-25 1993-03-30 Applied Materials, Inc. Process for inhibiting slip and microcracking while forming epitaxial layer on semiconductor wafer
EP1043768B1 (de) * 1992-01-30 2004-09-08 Canon Kabushiki Kaisha Herstellungsverfahren für Halbleitersubstrate
JP3237888B2 (ja) * 1992-01-31 2001-12-10 キヤノン株式会社 半導体基体及びその作製方法
JP3416163B2 (ja) * 1992-01-31 2003-06-16 キヤノン株式会社 半導体基板及びその作製方法
US5386142A (en) * 1993-05-07 1995-01-31 Kulite Semiconductor Products, Inc. Semiconductor structures having environmentally isolated elements and method for making the same
TW330313B (en) * 1993-12-28 1998-04-21 Canon Kk A semiconductor substrate and process for producing same

Also Published As

Publication number Publication date
CN1156899A (zh) 1997-08-13
TW499718B (en) 2002-08-21
CN1076861C (zh) 2001-12-26
KR970008331A (ko) 1997-02-24
MY113505A (en) 2002-03-30
EP0755068A2 (de) 1997-01-22
EP0755068B1 (de) 2003-06-04
SG64393A1 (en) 1999-04-27
EP0755068A3 (de) 1997-04-16
DE69628505D1 (de) 2003-07-10
KR100270889B1 (ko) 2000-12-01
US6136684A (en) 2000-10-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE69628505T2 (de) Halbleitendes Substrat und dessen Herstellungsverfahren
DE69631233T2 (de) Verfahren zur Herstellung eines Halbleitersubstrats
DE69728355T2 (de) Verfahren zur Herstellung eines Halbleitergegenstands
DE69333619T2 (de) Herstellungsverfahren für Halbleitersubstrate
DE69233314T2 (de) Verfahren zur Herstellung von Halbleiter-Produkten
DE69728022T2 (de) Vefahren zum Herstellen eines Halbleiterartikels unter Verwendung eines Substrates mit einer porösen Halbleiterschicht
DE69133359T2 (de) Verfahren zur Herstellung eines SOI-Substrats
DE69333294T2 (de) Halbleiteranordnung und Verfahren zu seiner Herstellung
DE69728950T2 (de) Verfahren zur Herstellung eines Halbleitergegenstands
DE69629094T2 (de) Verfahren zur Herstellung eines SOI-Substrates
US6121112A (en) Fabrication method for semiconductor substrate
US5453394A (en) Process for preparing semiconductor substrate by bringing first and second substrates in contact
DE60036286T2 (de) Oberflächenbehandlung eines soi substrats mittels eines epitaxie-verfahrens
DE69930700T2 (de) Halbleitersubstrat und Verfahren zu seiner Herstellung
DE69826053T2 (de) Halbleitersubstrat und Verfahren zu dessen Herstellung
DE10053463A1 (de) Halbleitersubstrat und Verfahren zu dessen Herstellung
Theunissen et al. Application of preferential electrochemical etching of silicon to semiconductor device technology
DE4304849A1 (en) Semiconductor device having reinforced getter effect - comprises substrate having main surface and lower oxide layer surface with layer of getter material on oxide layer
DE102019117277A1 (de) Verfahren um Ausbilden dünner Soi-Substrate
DE602004007940T2 (de) Bildung einer silicium-germanium-auf-isolator-struktur durch oxidation einer vergrabenen porösen siliciumschicht
DE10038290A1 (de) Verarbeitungsverfahren zur Herstellung eines versetzungsfreien Silizium-auf-Isolator-Substrats, das durch Implantation von Sauerstoff vorbereitet wird
DE4320062C2 (de) Verfahren zum Isolieren einzelner Elemente in einem Halbleiterchip
JP2989051B2 (ja) 炭化シリコンバイポーラ半導体装置およびその製造方法
JP3216078B2 (ja) 半導体基材及び半導体基材の製造方法
JP3297600B2 (ja) 半導体基板の作製方法

Legal Events

Date Code Title Description
8364 No opposition during term of opposition