DE69930700T2

DE69930700T2 - Halbleitersubstrat und Verfahren zu seiner Herstellung

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Publication number: DE69930700T2
Application number: DE69930700T
Authority: DE
Inventors: Nobuhiko Ohta-ku Sato
Original assignee: Canon Inc
Current assignee: Canon Inc
Priority date: 1998-09-04
Filing date: 1999-09-03
Publication date: 2006-11-09
Anticipated expiration: 2019-09-04
Also published as: EP0984483B1; DE69930700D1; KR100376658B1; TW459390B; CN1127120C; KR20000022995A; US6335269B1; EP0984483A3; CN1250944A; EP0984483A2

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Halbleitersubstrats mit einer auf einer porösen Halbleiterschicht ausgebildeten nicht porösen Halbleiterschicht.
Gemäß vorliegender Beschreibung hergestellte Halbleitersubstrate können als ein Basiselement für hauptsächlich MOSFETS und Bipolar-Transistoren verwendende integrierte Schaltungen verwendet werden.
Bei den Technologien für integrierte Schaltungen (IC) für Silizium-basierte Halbleitervorrichtungen zur Ausarbeitung einer Silizium-auf-Isolator-Struktur (silicon-on-insulator – SOI) wurden verschiedene Forschungen durchgeführt, bei denen eine monokristalline Siliziumschicht auf einem Isolator angeordnet wird, weil die Struktur die parasitäre Kapazität reduziert und die Elementisolation erleichtert, womit die Arbeitsgeschwindigkeit des Transistors verbessert, die Leistungsaufnahme verringert, die Integrationsdichte verbessert, und die Gesamtkosten reduziert werden.
Zur Ausbildung der SOI-Struktur gab es das von Imai in den 1970ern bis zu den frühen 1980ern vorgeschlagene Verfahren „Fully Isolation by Porous Silicon (FIPOS)" (vergleiche K. Imai, Solid State Electronics, Band 24, Seite 159, (1981)). Das FIPOS-Verfahren verwendet das Phänomen beschleunigter Oxidation von porösem Silizium zur Ausbildung einer SOI-Struktur, weist jedoch das Problem auf, dass es eine Oberflächensiliziumschicht von Natur aus lediglich in Inselform ausbilden kann.
Eine der die Weltaufmerksamkeit auf sich ziehenden Technologien zur SOI-Ausbildung ist in letzter Zeit die Waferbonding-Technologie, um die herum verschiedene Verfahren vorgeschlagen wurden, weil die SOI-Struktur eine Willkür bei der Dicke der Oberflächensiliziumschicht und einer vergrabenen Siliziumoxidschicht sowie eine gute Kristallinität der Oberflächensiliziumschicht bereitstellt.
Obwohl das Bonding-Verfahren, durch das Wafer ohne ein Klebemittel oder andere Zwischenschichten verbunden werden, ursprünglich durch Nakamura et al. vorgeschlagen wurde, wurde seine Erforschung seit 1984 stark intensiviert, als J. B. Lasky et al. ein Verfahren zum Verdünnen eines der beiden verbundenen Wafer und den Betrieb eines darauf ausgebildeten MOS-Transistors berichtete (vergleiche 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).
Durch das Verfahren von Lasky et al. werden ein erster Wafer, der ein monokristalliner Siliziumwafer mit in hoher Konzentration eingebautem Bor und einer darauf ausgebildeten Niederkonzentrations- oder n-Epitaxiesiliziumschicht ist, und ein zweiter Wafer mit einer auf einer seiner Oberflächen ausgebildeten Oxidschicht bereitgestellt und nach Bedarf gespült, und dann miteinander in engen Kontakt gebracht, so dass die beiden Wafer miteinander durch die van der Waals-Kraft verbunden sind. Die beiden Wafer durchlaufen eine Wärmebehandlung zur Ausbildung von kovalenten Bindungen zwischen ihnen, wodurch die Verbindungsfestigkeit auf ein Ausmaß verbessert wird, so dass die Erzeugung von Vorrichtungen nicht gestört wird. Dann wird der erste Wafer auf seiner Rückseite mit einer Flüssigkeitsmischung aus Flusssäure, Salpetersäure und Essigsäure geätzt, damit der p⁺-Siliziumwafer selektiv entfernt wird, so dass lediglich die Epitaxiesiliziumschicht auf dem zweiten Wafer verbleibt, was auch als das Einzelätzstopverfahren bezeichnet wird. Das Verhältnis der Ätzrate für das p⁺-Silizium zu der für das epitaktische Silizium (p^– oder n) liegt jedoch nur bei einigen zehn, was weitere Verbesserungen erfordert, um eine homogene Dicke einer Epitaxiesiliziumschicht auf der gesamten Waferoberfläche zu belassen.
Somit wurde ein Verfahren ausgearbeitet, damit der selektive Ätzvorgang doppelt ausgeführt wird. Genauer wird als erstes Substrat ein Siliziumwafersubstrat mit geringer Dotierstoffkonzentration auf einer Oberfläche bereitgestellt, auf der eine p⁺⁺-Siliziumschicht und eine Schicht mit geringer Dotierstoffkonzentration gestapelt sind; dann wird dieser Wafer mit einem wie oben beschriebenen zweiten Wafer verbunden. Dann wird das erste Substrat durch Schleifen, Polieren oder einem anderen mechanischem Verfahren auf seiner Rückseite verdünnt. Danach durchläuft das erste Substrat einen selektiven Ätzvorgang, bis die gesamte Oberfläche der in dem ersten Substrat vergrabenen p⁺⁺-Siliziumschicht freigelegt ist. Dabei wird ein selektiver Ätzvorgang aufgrund der Differenz bei der Dotierstoffkonzentration des Substrates unter Verwendung einer alkalischen Flüssigkeit wie etwa Ethylendiaminpyrocatechol, KOH usw. bewirkt. Sodann wird die freigelegte p⁺⁺-Siliziumschicht durch den selektiven Ätzvorgang unter Verwendung einer Flüssigkeitsmischung aus Flusssäure, Salpetersäure und Essigsäure wie bei dem vorstehend beschriebene Lasky-Verfahren selektiv entfernt, so dass lediglich die vorstehend angeführte monokristalline Siliziumschicht mit geringer Dotierstoffkonzentration auf das zweite Substrat übertragen wird, was das Doppelätzstoppverfahren genannt wird. Durch mehrmaliges Ausführen eines selektiven Ätzvorgangs erwies sich, dass dieses Verfahren die Gesamtätzselektivität verbessert, was zu einer besseren Homogenität bei der Dicke der Oberflächensiliziumschicht in der SOI-Struktur führt.
Man kann jedoch annehmen, dass das Verdünnen von Schichten mittels eines selektiven Ätzvorgangs unter Verwendung der vorstehend angeführten Differenz in der Dotierstoffkonzentration oder -Zusammensetzung des Substrats durch das Tiefenprofil der Dotierstoffkonzentration beeinflusst wird. Falls die Wafer nach dem Verbindungsvorgang bei hoher Temperatur wärmebehandelt werden, damit die Bindungsfestigkeit verbessert wird, diffundiert aber der Dotierstoff in der vergrabenen Schicht, so dass sich die Ätzselektivität verringert, was zu einer Verringerung bei der Homogenität der Schichtdicke führt. Daher muss die Wärmebehandlung nach dem Verbindungsvorgang bei 800°C oder weniger ausgeführt werden. Weil jeder der mehreren Ätzvorgänge eine niedrige Ätzselektivität bereitstellt, macht man sich darüber hinaus über die Steuerbarkeit bei der Massenproduktion Sorgen.
Im Gegensatz zu dem vorstehend beschriebenen Verfahren, bei dem die Selektivität von einer Differenz bei der Dotierstoffkonzentration oder -Zusammensetzung abhängt, wird gemäß der Druckschrift JP-A-5-21338 eine Differenz bei der Struktur zur Bereitstellung einer Ätzselektivität verwendet. Genauer implementiert dieses Verfahren eine Ätzselektivität in der Größe von 100.000 aufgrund der strukturellen Differenz zwischen porösem Silizium mit einer Oberfläche pro Einheitsvolumen von etwa 200 m²/cm³ und nicht porösem Silizium, was ein selektives Ätzverfahren unter Verwendung einer strukturellen Differenz unter Verwendung von porösem Silizium genannt wird. Durch dieses Verfahren wird eine Oberfläche eines für ein erstes Substrat bereitgestellten monokristallinen Siliziumwafers anodisiert, um es porös zu machen, wonach eine nicht poröse monokristalline Siliziumschicht zur Bereitstellung des ersten Substrats darauf epitaktisch gewachsen wird. Dann wird es mit einem zweiten Substrat verbunden und durchläuft nach Bedarf eine Wärmebehandlung zur Verbesserung der Bindungsfestigkeit. Ein nachfolgendes Schleifen, Polieren oder dergleichen wird zum Entfernen der Rückseite des ersten Substrats ausgeführt, womit die poröse Siliziumschicht auf ihrer gesamten Oberfläche freigelegt wird. Danach wird das poröse Silizium durch einen Ätzvorgang ebenfalls entfernt, wodurch die vorstehend beschriebene nicht poröse monokristalline Siliziumschicht auf das zweite Substrat übertragen wird. Da eine hohe Ätzselektivität in der Größe von 100.000 erhalten wurde, wurde die Homogenität bei der Dicke der erhaltenen SOI-Schichten nur wenig durch den Ätzvorgang verschlechtert, was die Homogenität der monokristallinen Siliziumschicht während des Epitaxiewachstums als solchen wiedergibt. Genauer erzielt dieses Verfahren wie im Falle eines kommerziell erhältlichen CVD-Epitaxiewachstumsgerätes eine Homogenität im Wafer von beispielsweise 1,5% bis 3% oder weniger für die SOI-Siliziumschicht. Dieses Verfahren verwendet für das Material zum selektiven Ätzen das poröse Silizium, welches als Material zur selektiven Oxidation bei dem FIPOS-Verfahren verwendet wird. Daher begrenzt dieses Verfahren die Porosität nicht auf etwa 56%, sondern bevorzugt einen eher geringen Wert von etwa 20%. Dabei sei angemerkt, dass das Verfahren zur Herstellung von SOI-Strukturen, wie es bei der vorstehend angeführten Druckschrift JP-A-5-21338 offenbart ist, in einem Bericht von Yonehara et al. (T. Yonehara, K. Sakaguchi, N. Sato, Appl. Phys. Lett., Band 64, (1994), Seite 2108) mit ELTRAN (Marke) bezeichnet wurde.
Da außerdem poröses Silizium kein strukturelles Element eines Enderzeugnisses wird, werden die strukturelle Änderung und die Aufrauung von porösem Silizium toleriert, solange sie die Ätzselektivität nicht verschlechtern.
Sato et al., die Erfinder der vorliegenden Erfindung, führten ein chemisches Gasphasenabscheidungsverfahren (CVD) unter Verwendung von SiH₂Cl₂-Gas als Quellgas für das Epitaxiewachstum auf einer porösen Substanz bei Prozesstemperaturen von 1040°C für die Wärmebehandlung vor dem Epitaxiewachstum und 900 bis 950°C während des Epitaxiewachstums durch (vergleiche N. Sato, K. Sakaguchi, K. Yamagata, Y. Fujiyama, und T. Yonehara, Proc. of the Seventh Int. Symp. on Silicon Mater. Sci. and Tech., Semiconductor Silicon, (Pennington, The Electrochem. Soc. Inc., 1994), Seite 443).
Zur Vermeidung einer bedeutenden strukturellen Aufrauung von porösem Silizium während der Wärmebehandlung bei einer hohem Temperatur führten Sato et al. vor dem Epitaxiewachstumsschritt einen Voroxidationsschritt zur Ausbildung einer Schutzschicht an den Wänden der porösen Siliziumporen ein, um die bei der Wärmebehandlung einbezogene strukturelle Aufrauung der porösen Siliziumschicht nahezu zu unterdrücken. Die Voroxidation wird beispielsweise bei 400°C in Sauerstoffatmosphäre ausgeführt.
Ein Schlüsselfaktor zu diesem Verfahren ist, wie die während dem Epitaxiewachstum von nicht porösem monokristallinem Silizium auf porösem Silizium ausgebildeten Fehler zu reduzieren sind. Somit ausgebildete SOI-Wafer weisen Stapelfehler als Hauptfehler auf, und zeigen den Berichten zufolge eine Stapelfehlerdichte von 10³ bis 10⁴/cm² in einer Epitaxiesiliziumschicht auf porösem Silizium.
Es sei allgemein hervorgehoben, dass Stapelfehler die elektrische Festigkeit von Oxidschichten verschlechtern können. Dies wird in Betracht gezogen, denn wenn ein Metalldotierstoff an einem einen Stapelfehler umgebenden Versetzungsabschnitt abgeschieden wird, würde der Leckstrom eines pn-Stroms steigen, wodurch die Lebensdauer der Minoritätsladungsträger herabgesetzt würde. Die anderen Berichte über das Epitaxiewachstum auf einer porösen Substanz bezogen sich nicht auf eine Kristallfehlerdichte von weniger als 10³/cm² mittels Beobachtung mit einem optischen Mikroskop nach einem Fehler enthüllenden Ätzvorgang mit einer geringeren Erfassungsgrenze. Obwohl die Wahrscheinlichkeit von Stapelfehlern von 10³ bis 10⁴/cm², die in einem Gatebereich von 1 μm² liegen, mit 0,0001 bis 0,00001 im Vergleich zu einem Massivsiliziumwafer niedrig ist, ist die Fehlerdichte noch immer hoch, und zeigt sich wahrscheinlich als Abnahme bei der Ausbeute in der IC-Herstellung. Für die praktische Anwendung von durch das vorstehend beschriebene Verfahren erhaltenen SOI-Wafer ist es nötig, die Stapelfehlerdichte auf zumindest 1000/cm² zu reduzieren.
Wenn nicht poröses monokristallines Silizium auf einer porösen Siliziumschicht epitaktisch aufgewachsen wird, wird zudem die Einführung von vielen Stapelfehlern durch eine „poröse Struktur" eines stützenden Basiselements für das Epitaxiewachstum verursacht.
Als bekanntes Verfahren zur Bewertung oder Betrachtung der porösen Struktur und insbesondere deren Oberflächenform und Oberflächenzustand wird ein Verfahren zu deren unmittelbarer Betrachtung mit einem SEM oder dergleichen verwendet, ist jedoch als Einrichtung dafür kompliziert. Daher ist ein Verfahren zu deren einfacher und leichter Bewertung erforderlich.
ERFINDUNGSZUSAMMENFASSUNG
Vorliegend wird ein Verfahren zur Herstellung eines Halbleitersubstrats mit einer nicht porösen monokristallinen Schicht mit verminderten Kristallfehlern auf einer porösen Siliziumschicht bereitgestellt.
Außerdem wird ein Verfahren zur Herstellung eines Substrates mit einer nicht porösen monokristallinen Schicht mit einer geringeren Kristallfehlerdichte auf einem Isolator bereitgestellt.
Ferner wird ein Verfahren zur einfachen und leichten Bewertung des Oberflächenzustands in der porösen Schicht und zur Verringerung der Stapelfehlerdichte einer auf einer porösen Schicht ausgebildeten Dünnschicht unter Verwendung dieses Bewertungsverfahrens bereitgestellt.
Erfindungsgemäß wird ein Verfahren zur Herstellung eines Halbleitersubstrats mit einer nicht porösen monokristallinen Schicht auf einer porösen Siliziumschicht bereitgestellt, wobei das Verfahren vor einem Schritt zum Ausbilden der nicht porösen monokristallinen Schicht auf der porösen Siliziumschicht einen Schritt zum Wärmebehandeln der porösen Siliziumschicht in einer Atmosphäre ohne ein Quellgas der nicht porösen monokristallinen Schicht umfasst, wobei die Bedingungen für die Wärmebehandlung derart bestimmt werden, dass die Trübungswerte der porösen Siliziumschichtoberfläche nach und vor der Wärmebehandlung, die durch (den Trübungswert der porösen Siliziumschichtoberfläche nach der Wärmebehandlung)/(den Trübungswert der porösen Siliziumschichtoberfläche vor der Wärmebehandlung) definiert sind, in dem Bereich 1 ≤ r ≤ 3,5 liegen.
Vorzugsweise wird der Wärmebehandlungsschritt derart ausgeführt, dass die Dicke des Siliziums, die durch einen Ätzvorgang aufgrund der Wärmebehandlung entfernt wurde (was nachstehend als „geätzte Dicke von Silizium" bezeichnet ist), nicht mehr als 2 nm beträgt.
Das vorstehend beschriebene Verfahren kann von einem Schritt zum Übertragen der auf dem ersten Substrat gewachsenen nicht porösen monokristallinen Schicht auf ein zweites Substrat gefolgt sein.
KURZBESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
1 zeigt ein Flussdiagramm zur Darstellung eines Verfahrens zur Ausbildung einer nicht porösen monokristallinen Schicht auf einer porösen Siliziumschicht;
2 zeigt eine schematische Ansicht zur Darstellung eines Beispiels eines mit einer Beladungsschleusenkammer versehenen Geräts;
3 zeigt eine grafische Darstellung der geätzten Dicke von Silizium bei einem Epitaxiewachstumsgerät;
4 zeigt eine grafische Darstellung der Zusammenhänge zwischen der Wärmebehandlungstemperatur und der Stapelfehlerdichte, wenn verschiedene Epitaxiewachstumsgeräte verwendet werden;
5 zeigt eine grafische Darstellung der Änderung der Trübungswerte durch die Wärmebehandlung von porösem Silizium;
6 zeigt eine grafische Darstellung eines Zusammenhangs zwischen der Änderungsrate der Trübungswerte und der Stapelfehlerdichte;
7A, 7B und 7C zeigen SEM-Fotografien der Änderung von Oberflächenporen einer porösen Schicht durch Wärmebehandlung;
8A, 8B und 8C zeigen schematische Ansichten der Änderung von Oberflächenporen einer porösen Schicht durch Wärmebehandlung;
9 zeigt eine grafische Darstellung eines Zusammenhangs zwischen der Zeit zum Hinzufügen einer kleinen Menge von Siliziumrohmaterial und der Stapelfehlerdichte;
10 zeigt eine grafische Darstellung der Änderung der Trübungswerte durch die Zufuhr einer kleinen Menge Silizium;
11 zeigt eine grafische Darstellung von verschiedenen Zusammenhängen zwischen der Wärmebehandlungstemperatur und der Stapelfehlerdichte bei verschiedenen Drücken bei der Wärmebehandlung;
12 zeigt eine grafische Darstellung eines Zusammenhangs zwischen der Wärmebehandlungszeit und der Stapelfehlerdichte;
13A und 13B zeigen Flussdiagramme zur Darstellung eines Beispiels für ein System zum Bestimmen der Vorbackbedingungen bzw. einen Vorgang zur Herstellung eines Halbleitersubstrats unter den vorbestimmten Bedingungen;
14A, 14B, 14C, 14D und 14E zeigen schematische Ansichten zur Darstellung der Schritte gemäß einem Ausführungsbeispiel der Erfindung;
Die 15A, 15B, 15C, 15D und 15E zeigen schematische Ansichten zur Darstellung der Schritte zur Erzeugung eines SOI-Substrats gemäß einem weiteren Ausführungsbeispiel der Erfindung; und
16 zeigt eine schematische Ansicht zur Darstellung eines Teilchenbetrachtungsgeräts.
BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSBEISPIELE
Zunächst wird ein Verfahren zur Ausbildung einer nicht porösen monokristallinen Schicht (Epitaxiewachstumsschicht) auf einer porösen Siliziumschicht unter Bezugnahme auf das Flussdiagramm nach 1 beschrieben.
Zunächst wird ein Substrat bereitgestellt, das eine poröse Siliziumschicht aufweist (S1). Danach wird vor dem Aufwachsen einer nicht porösen monokristallinen Schicht die poröse Siliziumschicht in einer Atmosphäre ohne ein Quellgas der nicht porösen monokristallinen Schichten wärmebehandelt.
Diese Wärmebehandlung wird Vorbackschritt (S2) genannt, durch die eine auf der Oberfläche der porösen Siliziumschicht ausgebildete natürliche Oxidschicht beispielsweise entfernt wird.
Dabei sei angemerkt, dass sich bei der vorstehend angeführten Wärmebehandlung der Ausdruck „in einer Atmosphäre ohne ein Quellgas einer nicht porösen monokristallinen Schicht" im Einzelnen auf die in einer reduzierenden Atmosphäre mit Wasserstoffgas, einer Atmosphäre aus einem Inertgas wie etwa Helium, Argon, Neon usw. oder ein Ultrahochvakuum bezieht.
Nach dem vorstehend angeführten Vorbackschritt wird ein Quellgas zum Aufwachsen einer nicht porösen monokristallinen Schicht eingeführt (S3). Somit wird die nicht poröse monokristalline Schicht auf der porösen Siliziumschicht aufgewachsen.
Bevor die Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung beschrieben sind, ist nachstehend das technische Ergebnis beschrieben, durch das die vorliegende Erfindung erreicht wurde.
(Experiment 1: Differenz bei der geätzten Dicke von Silizium bei einem Temperaturschritt nach oben vor dem Epitaxieschichtwachstum)
3 zeigt die Zeitabhängigkeit einer verringerten geätzten Dicke von nicht porösem monokristallinem Silizium durch Ätzen von dessen Oberfläche in zwei Epitaxiewachstumssystemen A und B. Das System A umfasst ein mit einer Beladungsschleusenkammer versehenes Gerät, und das System B umfasst eine Reaktionskammer in offener Bauart ohne eine Beladungsschleusenkammer.
Im Einzelnen ist gemäß nachstehender Beschreibung das Gerät gemäß dem System A mit einer Beladungsschleusenkammer versehen, damit Wafer eingeführt und herausgenommen werden können, ohne die Reaktionskammer unmittelbar der Atmosphäre auszusetzen.
Die Leckmenge der Reaktionskammer liegt vorzugsweise bei 45 mPa/s (20 mTorr/min) oder weniger, und noch bevorzugter bei 23 mPa/s (10 mTorr/min) oder weniger.
Außerdem liegt die Leckmenge aus einem Gassteuerpult des Gaszufuhrsystems vorzugsweise bei 40 mPa/s (0,5 Torr/24 Stunden), und noch bevorzugter bei 16 mPa/s (0,2 Torr/24 Stunden).
Zudem wird für das Zufuhrgas ein hochreines Gas bevorzugt. Wenn im Einzelnen beispielsweise H₂-Gas verwendet wird, um den Vorbackschritt auszuführen, ist die Verwendung eines H₂-Gases vorzuziehen, das durch einen innerhalb etwa 20 m angeordneten Gasreiniger passierte, bevorzugter etwa innerhalb von 10 m von dem Gerät. Für die Reinigungseinrichtung wird vorzugsweise eine Bauart zum Passieren des Gases durch erwärmte Palladiumdiffusionszellen oder die Filterbauart mit einem Adsorptionsmittel verwendet.
2 zeigt eine schematische Ansicht des Behandlungsgerätes, wobei das Bezugszeichen 21 eine Reaktionskammer (Verarbeitungskammer) bezeichnet, das Bezugszeichen 22 eine Beladungsschleusenkammer bezeichnet, das Bezugszeichen 32 eine Trägerkammer (Transportkammer) bezeichnet, das Bezugszeichen 23 ein Durchgangsventil bezeichnet, das eine Unterteilung zwischen der Reaktionskammer 21 und der Trägerkammer 32 bereitstellt, und das Bezugszeichen 24 ein Durchgangsventil bezeichnet, das eine Unterteilung zwischen der Trägerkammer 32 und der Beladungsschleusenkammer 22 bereitstellt. Das Bezugszeichen 25 bezeichnet eine Erwärmungseinrichtung wie etwa eine Lampe zum Erwärmen des Substrates W, das Bezugszeichen 26 bezeichnet einen Suszeptor zum Halten der Substrate W darauf, die Bezugszeichen 27, 28 und 33 bezeichnen Ausstoßsysteme zum jeweiligen Entleeren der Reaktionskammer 21, der Beladungsschleusenkammer 22 und der Trägerkammer 32, das Bezugszeichen 29 bezeichnet ein Gaszufuhrsystem zum Einführen eines Verarbeitungsgases in die Reaktionskammer 21, und die Bezugszeichen 30 und 34 bezeichnen Gaszufuhrsysteme zum Einführen eines Gases jeweils in die Trägerkammer 32 und die Beladungsschleusenkammer 22, um deren Inneres zu reinigen, oder den Druck zu erhöhen. Das Bezugszeichen 31 bezeichnet einen Trägerarm zum Tragen des Substrates W in die Reaktionskammer 21 hinein oder hinaus. Das Bezugszeichen 35 bezeichnet eine Waferkassette. Zudem kann eine derartige Abwandlung verwendet werden, dass die Beladungsschleusenkammer 22 mit der Trägerkammer 32 zum Einhäusen des Trägerarmes integriert ist, anstatt sie von der Trägerkammer 32 mit dem Durchgangsventil 24 zu trennen.
Dabei sei angemerkt, dass die unter Verwendung eines derartigen mit einer Beladungsschleusenkammer ausgerüsteten Behandlungsgerätes ausgeführte Wärmebehandlung zur Vereinfachung als "Wärmebehandlung in System A" bezeichnet wird.
In dem System A kann die Erwärmungseinrichtung der Reaktionskammer im Voraus zum Vorwärmen des Suszeptors um 600 bis 1000°C mit Energie versorgt werden.
Unter Verwendung dieses Verfahrens ist ein Erhöhen der Temperatur eines in die Reaktionskammer eingesetzten Wafers auf 600 bis 1000°C in etwa 10 Sekunden möglich, womit die Temperaturanstiegszeit reduziert und außerdem das Fortschreiten von Änderungen beim Porenzustand auf der porösen Siliziumoberfläche aufgrund dieser Wärmebehandlung unterdrückt werden kann.
Bei dem System A wurde die Wärmebehandlung bei 1100°C und bei 800 hPa (600 Torr) durchgeführt, während sie bei System B bei 1050°C und bei 1000 hPa (760 Torr) durchgeführt wurde, und die Wärmebehandlungsatmosphäre war für beide Systeme Wasserstoff. Die geätzte Dicke wurde unter Verwendung eines SOI-Substrates und durch Messen des Ausmaßes der Dickenverringerung der SOI-Schicht, das heißt der monokristallinen Siliziumschicht, bestimmt.
Selbst mit einer Wärmebehandlungszeit von Null beträgt bei System B die geätzte Dicke 7 nm oder mehr. Dies bezieht sich auf die geätzte Dicke, wenn das zu behandelnde Substrat auf die eingestellte Temperatur erwärmt und dann sofort abgekühlt wurde. Dies bedeutet, dass nur mit einem Temperaturanstieg die Siliziumschichtdicke um etwa 7 nm sank.
Andererseits betrug bei System A selbst mit einer Wärmebehandlung von 10 Minuten die geätzte Dicke 2 nm oder weniger. Im Übrigen ist es bekannt, dass in System A die geätzte Dicke bei 1100°C größer als bei 1050°C der eingestellten Temperatur ist.
Somit konnte man die Differenz bei der Sauerstoffmenge und dem Wassergehalt in der Reaktionskammer durch die Verringerung aufgrund des Ätzens der Schichtdicke des durch die Oxidation von Silizium ausgebildeten Siliziumoxids kennen.
Die Menge von Sauerstoff und Wasser in der Reaktionskammer ist durch die Reinheit des zugeführten Gases, die in der Zufuhrleitung absorbierte Wassermenge, die exakte Undichtigkeit, die Luftdichtigkeit der Reaktionskammer selbst und die Kontamination der Reaktionskammer beim Einführen eines Substrates bestimmt. Das Kontaminationsausmaß der Reaktion, mit Sauerstoff oder mit Wasser zum Zeitpunkt des Einführens eines Substrates wird stark dadurch beeinflusst, ob das Substrat durch eine Beladungsschleuse in die Reaktionskammer (System A) eingeführt wird, oder ob es in die gegenüber der Atmosphäre geöffnete Reaktionskammer eingeführt wird. Selbst im Falle des Systems B, bei dem das Substrat in die gegenüber der Atmosphäre geöffnete Reaktionskammer eingeführt wird, werden jedoch die Restsauerstoff- und Wassermengen reduziert, soweit das Gas in der Kammer ausreichend ohne Temperaturanstieg ersetzt wird, aber die Effizienz reicht zur Massenproduktion nicht aus. Außerdem wird die geätzte Dicke durch die zum Temperaturanstieg auf eine eingestellte Temperatur erforderliche Zeit beeinflusst. Die Rate des Temperaturanstiegs kann erhöht werden, wenn das Substrat auf einem Substrathalter mit einer geringen Wärmekapazität getragen wird.
In den Artikeln F. W. Smith et al., Journal of the Electrochemical Society 129, 1300 (1982) und G. Ghidini et al., Journal of the Electrochemical Society 131, 1924 (1984) wird berichtet, dass wenn eine geringe Menge von Sauerstoff oder Wasser im System vorhanden ist, und wenn deren Konzentration gering ist, wird siliziumgeätzt.
Wenn die Konzentration von Wasser usw. groß ist, wird andererseits Silizium zur Ausbildung von Siliziumoxid oxidiert. Das somit ausgebildete Siliziumoxid reagiert mit benachbartem Silizium mit steigender Temperatur, wodurch es geätzt wird. Genauer findet die nachstehende Reaktion statt. SiO₂ + Si → 2 SiO ↑
Nach alledem trägt im System verbleibender Sauerstoff oder Wasser zum Ätzen von Silizium während des Temperaturanstiegs bei, sodass die Menge von restlichem Sauerstoff und Wasser in der Reflektionskammer durch Überprüfen der Menge von geätztem Silizium in Erfahrung gebracht werden kann.
(Experiment 2: Zusammenhang zwischen der Vorbacktemperatur und der Stapelfehlerdichte)
4 zeigt die Wärmebehandlungstemperaturabhängigkeit (von der Vorbacktemperatur) der Stapelfehlerdichte, die in auf eine poröse Siliziumschicht ausgebildetes nicht poröses monokristallines Silizium eingeführt werden, bei den Systemen A und B. Der Druck innerhalb des Systems A betrug 800 hPa (600 Torr), und der jeweilige Druck innerhalb der Systeme B-1 und B-2 betrug 1000 hPa (760 Torr).
Die durch die Systeme B-1 und B-2 aus 4 angegebenen Daten wurden von N. Sato et al. (N. Sato et al.: Japanese Journal of Applied Physics, 35 (1996 973) berichtet. Die Stapelfehlerdichte der Systeme B-1 und B-2 verringert sich bei Anstieg der Vorbacktemperatur. Die durch das System B-2 angegebenen Daten werden erhalten, indem die Zufuhrmenge eines Siliziumquellgases bei einer Anfangsstufe des Kristallwachstums verringert und die Kristallwachstumsrate bedeutend unterdrückt wurde. Die Stapelfehlerdichte im Falle des Systems B-2 ist etwa ein Drittel mal so groß wie im Falle des Systems B-1, ohne von der Temperatur abzuhängen. Die Stapelfehlerdichte bei denFällen des Systems B-1 und B-2 verringert sich jedoch lediglich durch Erhöhen der Wärmebehandlungstemperatur.
Der Grund warum der Anstieg der Vorbacktemperatur die Stapelfehlerdichte verringert, ist nachstehend beschrieben. Wenn in den Fällen der Systeme B-1 und B-2 die geätzte Dicke von Silizium etwa 7 nm groß ist, wird Siliziumoxid einmal auf einer Siliziumoberfläche bei dem Temperaturanstiegsschritt durch Restsauerstoff und – wasser ausgebildet. In einem niedrigeren Temperaturbereich wird das ausgebildete Siliziumoxid nicht vollständig entfernt, daher ist die Stapelfehlerdichte groß. Es wird jedoch angenommen, dass durch ausreichendes Erhöhen der Wärmebehandlungstemperatur und -zeit das ausgebildete Siliziumoxid entfernt wird, wodurch die Stapelfehlerdichte zu sinken beginnt.
Andererseits bewegt sich im Falle des Systems A die Stapelfehlerdichte in einem 1000°C überschreitenden höheren Temperaturbereich auf dem Niveau von 10⁴ pro cm² und verringert sich nicht deutlich durch Erhöhen der Wärmebehandlungstemperatur im Vergleich zu den Fällen der Systeme B-1 und B-2. Beim Verringern der Temperatur gab es jedoch einen Minimalwert für die Stapelfehlerwerte nahe 950°C, und die Stapelfehlerdichte verringerte sich auf etwa 10² pro cm² bei 950°C.
Es ergibt sich nämlich im Falle des Systems A, wo die geätzte Dicke von Silizium 2 nm oder weniger beträgt, dass die Stapelfehlerdichte ohne Änderung und Aufrauung der porösen Struktur verringert werden kann, was sich von den Fällen der Systeme B-1 und B-2 unterscheidet, wo die geätzte Dicke von Silizium hoch ist.
Aus Vorstehendem wurde das technische Ergebnis erhalten, dass eine wichtige Rolle zum Einführen der Stapelfehler in eine nicht poröse monokristalline Siliziumschicht die Siliziummenge spielt, die durch Ätzen von der Oberfläche einer porösen Siliziumschicht während der Zeitdauer nach Anordnen eines Substrates mit einer darauf ausgebildeten porösen Siliziumschicht in einem Epitaxiewachstumsgerät bis zum Beginn der Ausbildung einer nicht porösen monokristallinen Schicht entfernt wird, indem ein Siliziumquellgas in eine Reaktionskammer eingeführt wird, das heißt das Ausmaß der Dickenverringerung der porösen Siliziumschicht.
(Experiment 3: Zusammenhang zwischen dem Trübungsniveau und der Stapelfehlerdichte)
Zur Aufklärung des Grundes, warum die Stapelfehlerdichte einen Minimalwert nahe 950°C aufweist, wurde ein Substrat mit einer darauf ausgebildeten porösen Siliziumschicht lediglich einer Vorbackbehandlung in einem Reaktionsbehälter unterzogen. Dann wurde es aus dem Reaktionsbehälter entnommen, und das Trübungsniveau der Oberfläche des ausgebildeten porösen Siliziums wurde unter Verwendung eines kommerziell erhältlichen Teilchenuntersuchungsgerätes gemessen.
Da Teilchenuntersuchungsgeräte von einer Vielzahl von Geräteherstellern kommerziell verkauft werden, wurde eines von diesen ausgewählt und als das Teilchenuntersuchungsgerät zum Erfassen der Position, Größe und dergleichen von Teilchen auf einer spiegelglatten Oberfläche eines Siliziumwafers verwendet, um die Trübungsniveaumessung auszuführen. Bei diesem Gerät wird ein Siliziumwafer mit Laserlicht bestrahlt, und es wird kein reguläres Reflexionslicht sondern gestreutes Licht zur Erfassung von Teilchen überwacht. Das Laserlicht oder der Siliziumwafer wird bewegt, um die Lasereinfallsposition innerhalb des Wafers zu verschieben, und die gestreute Lichtintensität bei jeder Position wird überwacht, während sie einer Koordinatenposition entspricht. Wenn Laserlicht zu einer Position geschoben wird, wo ein Teilchen vorliegt, wird das Laserlicht durch das Teilchen und der Erhöhung der gestreuten Lichtintensität gestreut.
16 zeigt eine schematische Ansicht der Betrachtung mit dem Gerät "Surfscan 6420", wie es von der Tencor Company hergestellt wird. Die gestreute Lichtintensität wird im Voraus unter Verwendung eines Standardteilchens wie etwa einem Latexteilchen korrigiert und dann in Teilchengröße umgewandelt. Dies wird bei vielen derzeit kommerziell verkauften Teilchenuntersuchungsgeräten verwendet. In 16 bezeichnet das Bezugszeichen 50 Einfallslicht; das Bezugszeichen 51 bezeichnet reflektiertes Licht; das Bezugszeichen 52 bezeichnet gestreutes Licht; das Bezugszeichen 53 bezeichnet einen Siliziumwafer; und das Bezugszeichen 54 bezeichnet einen Betrachtungsbereich.
Die Oberfläche des Siliziumwafers wird durch chemisches Polieren spiegelglatt endverarbeitet. Durch mikroskopische Betrachtung wie etwa einem Rasterkraftmikroskop oder einem Lichtinterferenzmikroskop wird jedoch bestätigt, dass die Oberfläche nicht vollständig flach ist, und dass sie unebene Anteile mit verschiedenen Zyklen und Amplituden wie etwa einer Mikrorauigkeit und einer Welligkeit mit einem langen Zyklus aufweist. Wenn die Oberflächenunebenheit mit dem bei dem Teilchenuntersuchungsgerät verwendeten Laserlicht bestrahlt wird, wird ein sehr geringer gestreuter Lichtanteil auf der Oberflächenunebenheit erzeugt. Obwohl das Teilchen lokal betrachtet wird, wird derartiges gestreutes Licht in einem breiten Bereich beobachtet. Wenn die Bestrahlungsposition des Laserlichtes verschoben wird, gibt das auf der Oberflächenunebenheit erzeugte gestreute Licht kontinuierlich eine konstante Intensität ohne eine plötzliche Änderung der Signalintensität an der Position des Teilchens ab.
Eine derartige konstante Intensität kann mit anderen Worten als Gleichstromanteil (DC) oder Hintergrundanteil bezeichnet werden. Durch Entfernen der plötzlichen Signalveränderung aufgrund des Teilchens und Betrachtens eines kontinuierlichen gestreuten Lichtanteils kann die Oberflächenunebenheit überwacht werden, was als "Trübung" bezeichnet wird.
Die Trübung wird im Allgemeinen als Verhältnis (ppm) einer gestreuten Lichtintensität zu einer regulären Reflexionslichtintensität oder einer Einfallslichtintensität bezeichnet. Da die Erfassungsposition des Einfallslichts sich von der des gestreuten Lichtes in jedem Gerät unterscheidet, ist ein Vergleich von Absolutwerten der Intensitäten von beiden Lichtarten schwierig.
Die gestreute Lichtintensität liegt im Allgemeinen höchstens in der Ordnung von mehreren 10 ppm, und daher ist das Verhältnis bezüglich des regulären Reflektionslichtes nahezu dasselbe wie das Verhältnis bezüglich des Einfallslichtes.
Die kommerziell erhältlichen Teilchenuntersuchungsgeräte wurden bei dem Einfallswinkel und bei der Wellenlänge von Laserlicht, der Überwachungsposition von gestreutem Licht und dergleichen verbessert.
Es ist gut bekannt, dass als Einfallslicht verwendetes Laserlicht nicht vollständig auf einer Oberfläche reflektiert wird und in Silizium eindringt. Die Eindringtiefe hängt mit von der Wellenlänge des Laserlichtes ab.
Poröses Silizium weist eine Struktur mit vielen ultrafeinen Poren auf, die durch Ätzen von der Oberfläche eines Siliziumwafers ausgebildet werden. Das eingedrungene Laserlicht wird durch die Seitenwand der Poren gestreut.
Demzufolge ist es durch Bestrahlen der Oberfläche von porösem Silizium mit Laserlicht und Untersuchen des gestreuten Lichtes möglich, Informationen zu erhalten, welche die Oberfläche einer porösen Schicht und die poröse Struktur nahe der Oberfläche wiedergeben.
Der vorliegende Erfinder kam zu der technischen Erkenntnis, dass bei der Ausbildung einer nicht porösen monokristallinen Siliziumschicht auf porösem Silizium der Trübungswert unmittelbar vor der Ausbildung der nicht porösen monokristallinen Siliziumschicht, das heißt unmittelbar nach dem Vorbackschritt mit der in die nicht poröse monokristalline Siliziumschicht eingeführten Stapelfehlerdichte korreliert ist.
Der vorliegende Erfinder kam außerdem zu der weiteren technischen Erkenntnis, das poröse Silizium in einem Epitaxiewachstumsgerät anzuordnen, dessen Temperatur zu erhöhen, ein Siliziumquellgas darin einzuführen und eine Wärmebehandlung auszuführen, was ein Schritt unmittelbar vor der Ausbildung der nicht porösen monokristallinen Siliziumschicht ist, und den Trübungswert des aus dem Gerät herausgenommenen porösen Siliziums innerhalb eines vorbestimmten Bereiches zu steuern, wodurch die Stapelfehlerdichte einer nicht porösen monokristallinen Siliziumschicht unterdrückt wird.
Poröses Silizium wurde durch Anodisieren in einer Mischlösung aus Hf, C₂H₅OH und H₂O und anschließender Wärmebehandlung bei 400°C in einer Sauerstoffatmosphäre für eine Stunde (diese Behandlung wird als "Voroxidation" bezeichnet) ausgebildet. Danach wurde es in eine wässrige Lösung von 1,25% HF für etwa 25 Sekunden eingetaucht, mit Wasser gespült, getrocknet und in ein Epitaxiewachstumsgerät eingesetzt.
Das poröse Silizium wurde nur einer Wärmebehandlung bei 950°C unter 800 hPa (600 Torr) in dem Gerät unterzogen, und dann aus dem Gerät herausgenommen. Sein Trübungswert wurde mit einem Teilchenuntersuchungsgerät gemessen, und sein Ergebnis ist in 5 gezeigt.
Der Trübungswert nach der Voroxidation betrug etwa 6 und stieg auf etwa 9 nach der HF-Lösungsbehandlung.
Bei der vorstehend angeführten Wärmebehandlung von in das Epitaxiewachstumsgerät eingesetztem Silizium begann sich der Trübungswert zu erhöhen, und nach 2, 30, 60 und 120 Sekunden betrug der Trübungswert 11,9, 12,7, 16,3 beziehungsweise 25,7. Der Trübungswert der Oberfläche eines kommerziell erhältlichen Siliziumwafers lag bei 0,18.
6 zeigt eine Korrelation zwischen der Stapelfehlerdichte und dem durch Variieren der Temperatur und der Zeit der vor dem Aufwachsen einer nichtporösen monokristallinen Schicht ausgeführten Wärmebehandlung erhaltenen Trübungswertes.
Es ergab sich aus 6, dass die Stapelfehlerdichte auf einem geringen Niveau verblieb, wenn der Anstieg des Trübungswertes innerhalb dem Viermaligen und noch bevorzugter innerhalb des Zweifachen des Trübungswertes vor der Wärmebehandlung lag. Es wird angenommen, dass der Anstieg des Trübungswertes durch eine Änderung der porösen Struktur verursacht wird.
Die 7a, 7b und 7c zeigen hochauflösende Rasterelektronenmikroskopfotografien von der Beobachtung der Oberfläche einer porösen Siliziumschicht vor deren Einsetzen in einem Epitaxiewachstumsgerät nach 2 Sekunden 950°C beziehungsweise nach 2 Sekunden 1110°C. Ihre Trübungswerte lagen bei 9, 11,9 und 45. Die 8a, 8b und 8c zeigen schematische Ansichten zur Darstellung der Bilder aus den 7a, 7b beziehungsweise 7c.
7a zeigt eine Elektronenmikroskopfotografie der porösen Siliziumoberfläche unmittelbar vor deren Einsetzen in dem Epitaxiewachstumsgerät. Poren von etwa 10 nm im Durchmesser wurden darauf mit einer Dichte von 10¹¹ pro cm² ausgebildet. 7b zeigt eine Rasterelektronenmikroskopiefotografie der porösen Siliziumoberfläche, nachdem sie nur einer Wärmebehandlung von 950°C unter 600 Torr für 2 Sekunden unterzogen wurde. Die Porendichte verringert sich in diesem Fall, liegt aber immer noch in der Größenordnung von 10¹⁰ pro cm².
Andererseits verringert sich bei der Beobachtung der bei 1100°C für 2 Sekunden behandelten porösen Oberfläche die Porendichte bedeutend auf etwa 10⁶ pro cm². Gemäß 7c wurde die Porengröße der Restporen größer, und es gab eine Pore von etwa 40 nm im Durchmesser als Maximum. Der Anstieg der Porengröße wird durch eine Oxidation aufgrund von Restsauerstoff und Wasser, Ätzen, eine Vergrößerung aufgrund einer Oberflächendiffusion, die Kombination von benachbarten Poren und dergleichen verursacht. Wie aus der Zeichnung klar ersichtlich ist, verringert sich mit steigender Wärmebehandlungstemperatur die Porendichte auf der porösen Oberfläche insgesamt, um eine glatte Oberfläche auszubilden. Die Porengröße der Restporen steigt jedoch, dies zeigt, dass eine starke Migration von Siliziumatomen auf und nahe der Oberfläche erzeugt wird. Aus der Schnittbetrachtung ergibt sich, dass mit steigender Wärmebehandlungstemperatur die Änderung einer porösen Struktur unmittelbar unter der Oberfläche zusammen mit einer Vergrößerung der Poren fortschreitet.
Genauer bedeutet ein Anstieg des Trübungswertes in der Reihenfolge 7a → 7b → 7c, dass der Trübungswert den Einfluss dieser strukturellen Änderung einer porösen Schichtoberfläche und in einer porösen Schicht wiedergibt. Die Stapelfehlerdichte beträgt in den Fällen der 7b und 7c einmal 10² pro cm² beziehungsweise zweimal 10⁴ pro cm².
Die Änderung des Trübungswertes einer porösen Schicht durch eine nach Einsetzen eines Substrates mit porösem Silizium in ein Epitaxiewachstumsgerätes ausgeführten Wärmebehandlung, wobei die geätzte Dicke von Silizium in einem Bereich von 2 nm oder weniger, vorzugsweise 1 nm oder weniger gesteuert werden kann, kann bis zur Einführung eines Siliziumquellgases innerhalb dem Vierfachen und noch bevorzugter innerhalb dem Zweifachen des Trübungswertes vor der Wärmebehandlung gesteuert werden. Es ergab sich, dass diese Steuerung die konventionelle Stapelfehlerdichte in der Größenordnung von 10³ bis 10⁴ pro cm² auf etwa einmal 10² pro cm² verringerte. Gemäß vorstehender Beschreibung ist es jedoch bei einem System mit einer großen geätzten Dicke von Silizium schwierig, die Stapelfehlerdichte bei einer niedrigeren Temperatur aufgrund einer großen Oxidationsmenge zu verringern. Der Grund hierfür ist, dass die Oxidationsmenge zum Zeitpunkt des Temperaturanstiegs in einem Wachstumssystem bei einer großen geätzten Dicke von monokristallinem Silizium groß ist.
Zudem kann durch die Zufuhr einer kleinen Menge von Siliziumatomen oder eines Siliziumquellgases bei einer Anfangswachstumsstufe gemäß der Offenbarung der Druckschrift JP-A-9-100 197 die erfindungsgemäße Verringerung von Kristallfehlern noch effektiver ausgebildet werden.
Als erfindungsgemäßes Beispiel wurde ein Substrat mit einer im Voraus ausgebildete porösen Schicht durch eine Beladungsschleusenkammer auf einem mit Kohlenstoff unter Verwendung von CVD-SiC beschichteten Suszeptor eingesetzt und bei 750°C in einer Wasserstoffatmosphäre (43 l/min) oder 600 Torr gehalten. Die Wärmebehandlungstemperatur wurde mit einer Rate von etwa 100°C/min auf 950°C erhöht, und diese Temperatur wurde für 2 Sekunden gehalten. Dann wurde eine kleine Menge SiH₄ mit einer Konzentration von etwa 820 ppm für eine vorbestimmte Zeitdauer hinzugefügt. Danach wurde die Flussrate eines Siliziumquellgases zur Ausbildung einer nicht porösen monokristallinen Siliziumschicht mit einer gewünschten Dicke erhöht. 9 zeigt die Abhängigkeit einer Stapelfehlerdichte auf einer SiH₄-Zugabebehandlungszeit. Es ergibt sich deutlich, dass die Dichte der Kristallfehler wie etwa Stapelfehler durch die SiH₄-Zusatzbehandlung mit einer geringen Menge verringert wird.
Nach Ausführen des Anfangswachstums durch einen Siliziumzusatz einer geringen Menge wurde das Substrat aus dem Epitaxiewachstumsgerät herausgenommen, und der Trübungswert wurde gemessen. Das Messergebnis ist in 10 gezeigt. Wie aus 10 deutlich ersichtlich ist, erhöht sich durch die Zusatzbehandlung mit einer geringen Menge Silizium der Trübungswert einmalig, und beginnt sodann, sich erneut zu verringern. Gemäß 10 ist es effektiv, dass der Schritt zur Zufuhr einer geringen Menge Silizium ausgeführt wird, bis zumindest eine Verringerungstendenz des Trübungswertes erhalten werden kann.
Poröses Silizium wurde durch Anodisierung in einer Mischlösung aus HF, C₂H₅OH und H₂O ausgebildet, und dann einer Wärmebehandlung bei 400°C in einer Sauerstoffatmosphäre für eine Stunde unterzogen. Danach wurde es in einer wässrigen Lösung mit 1,25% HF für etwa 25 Sekunden eingetaucht, mit Wasser gespült, getrocknet und in das Epitaxiewachstumsgerät eingesetzt.
Ferner weist auch der Zusatz einer eine Schicht oder ein Quellgas bildenden kleinen Menge von Atomen die Wirkung der Beschleunigung der Oxidentfernung und der Unterdrückung der Kristallfehlererzeugung aufgrund von Oxiden auf.
Genauer wurde erfindungsgemäß folgendes herausgefunden. Bei der vorliegenden Erfindung wird eine Wärmebehandlung vor dem Epitaxiewachstum, bei dem die geätzte Dicke von monokristallinem Silizium sehr gering ist, unter der Bedingung der Steuerung des Trübungswertes einer porösen Siliziumoberfläche innerhalb dem Vierfachen und noch bevorzugter innerhalb dem Zweifachen des Wertes vor der Wärmebehandlung ausgeführt, wodurch die Stapelfehlerdichte einer auf einer porösen Schicht ausgebildeten nicht porösen monokristallinen Siliziumschicht auf weniger als 1000/cm² und weiter auf 100/cm² reduziert werden kann. Ferner kann durch den Zusatz einer geringen Menge eines Siliziumrohmaterials zu einer Wachstumsoberfläche bei der Anfangswachstumsstufe von nicht porösem monokristallinem Silizium die erfindungsgemäße Wirkung der Reduktion von Kristallfehlern weiter verbessert werden. Zudem stellt die vorliegende Erfindung ein Verfahren zum Steuern des Trübungswertes bereit, der durch Bestrahlen der Substratoberfläche mit Laserlicht eines kommerziell erhältlichen Teilchenuntersuchungsgerätes und Erfassen des Gleichstrompegels von gestreutem Licht mit einem Streulichtintensitätsmessgerät erhalten wird, wodurch eine Prozessbedingung einfach und auf nicht zerstörende Weise zum Unterdrücken der Kristallfehlerdichte auf 1000/cm² oder weniger und noch bevorzugter auf 100/cm² oder weniger gesteuert werden kann.
Gemäß 4 kann erfindungsgemäß eine Wärmebehandlungstemperatur insbesondere vor dem Versiegeln von Oberflächenporen im Vergleich zu dem bekannten Schritt des Epitaxiewachstums auf einer porösen Schicht verringern, und sie kann daher die Anhäufung, Vergrößerung und Teilung von Poren in einer porösen Schicht unterdrücken, und dadurch die Selektivität eines selektiven Ätzvorgangs einer porösen Schicht bei einem nachfolgenden Schritt gemäß dem ELTRAN-Verfahren (Markenname) nicht verschlechtern. Genauer kann erfindungsgemäß bei der Entfernung einer porösen Schicht die Kristallinität einer nicht porösen monokristallinen Siliziumschicht verbessert werden, ohne Rückstände zu erzeugen. Ferner gibt es erfindungsgemäß bei dem FIPOS-Verfahren keine Verschlechterung der Oxidationsrate bei der selektiven Oxidation einer porösen Schicht.
Der vorliegende Erfinder führte das nachstehend wiedergegebene Experiment aus, um eine Korrelation zwischen einer Stapelfehlerdichte und einem Druck während eines Vorbackvorgangs aufzufinden.
Ein Bor-dotierter Siliziumwafer (100) mit einem spezifischen Widerstand von 0,013 bis 0,017 Ωcm wurde als Probe bereitgestellt. Eine poröse Schicht wurde unter Anodisierungsbedingungen ausgebildet, das heißt in einer Mischlösung aus 49% Flusssäure und Ethanol bei einem Mischverhältnis von 1:1, während ein Strom von 8 mA/cm² für 11 Minuten zugeführt wurde. Die ausgebildete poröse Schicht wies eine Porosität von etwa 20% auf.
Die poröse Schicht wurde in eine 1,25%ige Flusssäurelösung für 25 Sekunden eingetaucht, mit Wasser gespült und getrocknet. Dann wurde sie einer Wärmebehandlung bei 400°C in einer Sauerstoffatmosphäre für 1 Stunde unterzogen, in einer 1,25%ige Flusssäurelösung lediglich für die Zeit eingetaucht, wenn eine geätzte Dicke von etwa 5 nm im Falle von Siliziumoxid erhalten wurde, mit Wasser gespült und getrocknet.
Danach wurde das Epitaxiewachstum auf einer porösen Schicht in einem mit einer Beladungsschleusenkammer versehenen Reaktionsbehälter als Epitaxiewachstumsgerät ausgeführt. Zunächst wurde die Probe einer Wärmebehandlung für 120 Sekunden in einer Wasserstoffatmosphäre unter 800 Torr oder 600 Torr unterzogen. Dann wurde SiH₄-Gas einem Wasserstoffträgergas hinzugefügt, so dass die Konzentration von SiH₄-Gas 28 ppm betrug, und die Probe wurde mit diesen Mischgasen für 120 Sekunden behandelt. Nachdem die Behandlung mit SiH₄-Gas abgeschlossen war, wurden der Druck und die Temperatur auf 110 hPa (80 Torr) bzw. 900°C verringert, um eine Epitaxieschicht mit einer Dicke von 2 μm auszubilden. Die Stapelfehlerdichte bei jeder Wärmetemperatur wurde gemessen. Das Messergebnis ist in 11 gezeigt. Aus 11 ergab sich, dass der Druck einen beträchtlichen Einfluss auf die Modifikation der Porenstruktur und die Oberflächendiffusion von Siliziumatomen auf der porösen Siliziumoberfläche ausübte, und dass mit sinkendem Druck eine Verringerung der Stapelfehlerdichte bei geringerer Temperatur erzeugt wurde.
12 zeigt die Abhängigkeit der Stapelfehlerdichte einer ähnlich zu dem Fall von 11 erzeugten Probe bei einer Wärmebehandlungszeit zur Wärmebehandlung der Probe vor einem Wachstum bei 950°C unter 800 hPa (600 Torr) in einer Wasserstoffatmosphäre. Aus 12 ergab sich, dass die Stapelfehlerdichte im Falle einer 120 Sekunden überschreitenden Wärmebehandlungszeit zweimal so groß wie im Falle einer Wärmebehandlungszeit von 60 Sekunden oder weniger wurde.
(Ausführungsbeispiel 1)
13A zeigt ein Beispiel eines Systems zur Bestimmung der Bedingungen zum geeigneten Ausführen der Vorbackbehandlung einer porösen Schicht. Dies basiert auf der Korrelation zwischen der Stapelfehlerdichte und der Änderung der Trübungswerte vor oder nach dem Vorbackvorgang, wie sich aus dem vorstehend angeführten Experiment 3 deutlich ergibt.
Nach der Ausbildung einer porösen Schicht wird der Trübungswert einer porösen Schicht unmittelbar vor dem Vorbackvorgang gemessen (dieser gemessene Trübungswert wird mit d₀ bezeichnet). Dann wird eine Vorbackbehandlung ausgeführt, und der Trübungswert wird ebenfalls gemessen (dieser gemessene Trübungswert wird mit d₁ ausgedrückt). Danach wird das Verhältnis der Änderung r der Trübungswerte bestimmt. Genauer wird r (= d₁/d₀) erhalten, und falls der erhaltene Wert für r in einem Bereich von 1 ≤ r ≤ 3,5 liegt, werden der Epitaxiewachstumsschritt und nachfolgende Schritte ausgeführt, ohne die Vorbackbehandlungsbedingungen zu ändern. Falls jedoch der erhaltene Wert für r in einem Bereich von r > 3,5 liegt, werden die Vorbackbehandlungsbedingungen geändert, und es werden sodann die Bedingungen zur Erfüllung der Beziehung 1 ≤ r ≤ 3,5 bestimmt. Genauer werden die Temperatur und die Zeit geändert, oder die Vorbackbehandlung wird ausgeführt, um Wasser und Sauerstoff im Gerät zu verringern.
Es ist nicht nötig, die vorstehend beschriebene Bewertung bei allen zugeführten Siliziumwafern auszuführen, und es reicht aus, eine oder mehrere Lagen pro mehrere bis mehrere Hundert Lagen zu bewerten. Insbesondere ist es bei einem neuen Gerät effektiv, die vorstehend beschriebene Bewertung nach einem Test zur Bestimmung der Prozessbedingungen, einer Abwandlung und einer Reparatur des Gerätes, einer Säuberung des Reaktionsbehälters oder dergleichen auszuführen. Wenn ein erhaltenes Halbleitersubstrat eine unnormale Qualität aufweist, ermöglicht das erfindungsgemäße Bewertungsverfahren eine rasche Suche nach der Ursache.
Wenn die Vorbackbehandlungsbedingungen durch den Trübungswert d₁ nach der Vorbackbehandlung selbst bewertet werden können, kann die Messung des Wertes d₀ weggelassen werden.
13B zeigt ein Flussdiagramm zur Darstellung eines Systems zur Erzeugung eines gewünschten Halbleitersubstrates durch Ausführen einer Vorbackbehandlung auf der Grundlage von bestimmten Bedingungen. Selbstverständlich ist eine Messung des Trübungswertes und eine Bestätigung, ob der Vorbackvorgang geeignet ausgeführt wird, vor dem Epitaxiewachstumsschritt vorzuziehen.
(Ausführungsbeispiel 2)
Die 14A bis 14E zeigen ein erfindungsgemäßes Verfahren zur Ausbildung eines Halbleitersubstrates.
Gemäß 14A wird ein Substrat 1 bereitgestellt, das eine poröse Siliziumschicht 90 zumindest auf einer freien Oberflächenseite aufweist.
Danach wird gemäß 14B eine dünne Schutzschicht 4 auf den Porenwänden 3 der porösen monokristallinen Siliziumschicht ausgebildet (Voroxidationsschritt), falls nötig.
Da dieser Voroxidationsschritt eine Ausbildung einer Schutzschicht 5 wie etwa einer Siliziumoxidschicht auf der porösen Siliziumschichtoberfläche verursacht, wird dieses Substrat in eine niederkonzentrierte wässrige Flusssäurelösung eingetaucht, um die Schutzschicht auf der porösen Siliziumschichtoberfläche zu entfernen (nachstehend als „HF-Tauchschritt" bezeichnet). 14C zeigt eine Schnittansicht des Zustands nach der Entfernung.
Danach wird das Substrat mit dem darin ausgebildeten porösen monokristallinen Silizium in einem Epitaxiewachstumsgerät angeordnet und gemäß 14D wärmebehandelt (Vorbackvorgang), und eine nicht poröse monokristalline Schicht 6 wird dann darauf ausgebildet, wie es in 14E gezeigt ist.
Die Bedingungen während des Vorbackvorgangs sind derart, dass sie sowohl die Bedingungen 1 erfüllen, unter denen die geätzte Dicke t_e der porösen Siliziumschicht, das heißt die Verringerung bei der Dicke (t) der porösen Siliziumschicht, 2 nm oder weniger beträgt, vorzugsweise 1 nm oder weniger, als auch die Bedingungen 2, unter denen die Änderungsrate (r) bei dem Trübungswert der porösen Siliziumschicht r ≤ 3,5 beträgt, vorzugsweise r ≤ 2.
Die geätzte Dicke t_e kann als t_e = t₀ – t₁ ausgedrückt werden, wobei t₀ die Schichtdicke der porösen Siliziumschicht vor der Initiierung der Wärmebehandlung und t₁ die Schichtdicke der porösen Siliziumschicht nach dem Abschluss der Wärmebehandlung ist. Die Änderungsrate (r) beim Trübungswert kann wie folgt ausgedrückt werden: r = d1/d0,wobei d₀ der Trübungswert vor der Wärmebehandlung und d₁ der Trübungswert nach der Wärmebehandlung ist.
Darüber hinaus ist die für diese Wärmebehandlung verwendete Atmosphäre vorzugsweise eine, die kein Silizium basiertes Gas enthält, und noch bevorzugter eine reduzierende Atmosphäre mit Wasserstoffgas. Die Atmosphäre kann eine Inertgasatmosphäre oder ein Ultrahochvakuum sein.
Nachstehend ist diese Wärmebehandlung beschrieben.
(1) Einsetzen in das Gerät
Das Substrat mit einer auf seiner Oberfläche ausgebildeten porösen Siliziumschicht wird in die (nicht gezeigte) Reaktionskammer eingesetzt, in der die Restsauerstoffmenge und die Wassermenge niedrig gehalten werden. Die erfindungsgemäß verwendete Wärmebehandlung kann funktional in die zwei Schritte eines Temperaturanstiegsschrittes und eines Nativoxidschichtentfernungsschrittes unterteilt werden. Dabei sei angemerkt, dass die vorliegend in Bezug genommene Nativoxidschicht eine Siliziumoxidschicht bezeichnet, die unabsichtlich auf der Oberfläche der porösen Siliziumschicht während der dem HF-Eintauchschritt nahfolgenden Schritte ausgebildet wird, oder eine Oxidschicht, die bei dem HF-Eintauchschritt nicht entfernt wird.
Das Niedrighalten der geätzten Dicke wird durch Steuern der Mengen von Restsauerstoff und Wasser in der Reaktionskammer bei dem Temperaturanstiegsschritt und dem Nativoxidschichtentfernungsschritt erreicht. Das Niedrighalten von Restsauerstoff und Wasser in der Reaktionskammer kann effektiv erzielt werden, indem die in dem Zufuhrgassystem enthaltenen Mengen von Sauerstoff und Wasser niedrig gehalten werden, und ferner indem das Substrat durch eine Beladungsschleusenkammer in der Reaktionskammer herein und aus ihr heraus befördert wird, womit das Innere der Reaktionskammer davor bewahrt wird, in unmittelbaren Kontakt mit der Atmosphäre zu kommen.
Außerdem ist es effektiv, gegebenenfalls ein Reinigungsfilter für Wasserstoff als dem Trägergas nahe dem Gerät anzuordnen. Ferner ist es wünschenswert, die Luftdichtigkeit der Zufuhrleitung und der Kammer zu verbessern. Indem dies gesteuert wird, ist es gemäß vorstehender Beschreibung möglich, die geätzte Dicke der porösen Siliziumschicht auf 2 nm oder weniger, vorzugsweise auf 1 nm oder weniger während der beiden Schritte Temperaturanstiegsschritt und Nativoxidschichtentfernungsschritt zu steuern. Das Verfahren zum Niedrighalten der geätzten Dicke ist jedoch nicht auf das vorstehend beschriebene Verfahren beschränkt.
(2) Temperaturanstiegsschritt
Das Substrat mit der auf seiner Oberfläche ausgebildeten porösen Siliziumschicht wird nach seiner Anordnung in der Reaktionskammer erwärmt. Wenn die Reaktionskammer aus einem lichtdurchlässigen Material wie etwa Quarz ausgebildet ist, wird das Substrat durch Bestrahlen mit einer Infrarotlampe außerhalb der Reaktionskammer erwärmt. Neben der Erwärmung mit einer Infrarotlampe kann eine Induktionserwärmung unter Verwendung von Hochfrequenz, eine Widerstandserwärmung usw. verwendet werden. Außerdem kann die Reaktionskammer neben Quarz aus rostfreiem Stahl oder dergleichen ausgebildet sein. Je größer die Temperaturanstiegsrate ist, desto effektiver kann der Oxidations-/Ätzvorgang aufgrund von Restsauerstoff und Wasser niedrig gehalten werden. Die Temperaturanstiegsrate beträgt vorzugsweise 1°C/Sekunde oder mehr, noch bevorzugter 5°C/Sekunde oder mehr.
Wenn ein Substrat nicht durch eine Beladungsschleusenkammer in die Reaktionskammer befördert wird, wird die Reaktionskammer nach dem Beschicken ausreichend gesäubert, und nach dem Entfernen von in der Kammer kontaminiertem Sauerstoff und Wasser wird das Substrat erwärmt, um den Temperaturanstieg zu bewirken. In jedem Fall ist es wünschenswert, diese Behandlung in einem Ultrahochvakuum oder einer nicht oxidierenden Atmosphäre auszuführen.
(3) Nativoxidschichtentfernungsschritt
Nach dem Temperaturanstiegsschritt wird der Nativoxidschichtentfernungsschritt ausgeführt. Genauer wird eine Nativoxidschicht durch die Wärmebehandlung in einer Wasserstoffatmosphäre, einer wasserstoffenthaltenden reduzierenden Atmosphäre oder in Ultrahochvakuum entfernt. Dabei beträgt die Änderungsrate (r) des Trübungswertes der porösen Siliziumschicht 3,5 oder weniger, vorzugsweise 2 oder weniger. Dabei sei angemerkt, dass der Wert für r 1 oder mehr beträgt.
Zum Implementieren der vorstehend beschriebenen Bedingungen beträgt die erzielbare Temperatur während der Wärmebehandlung nicht weniger als 850°C und nicht mehr als 1000°C, vorzugsweise nicht weniger als 870°C und nicht mehr als 970°C.
Obwohl der Druck nicht besonders beschränkt ist, liegt er bei Atmosphärendruck oder geringer, vorzugsweise bei 930 hPa (700 Torr) oder weniger, und noch bevorzugter bei 100 Torr oder weniger.
Die Wärmebehandlungszeit beträgt mit Ausnahme des Temperaturanstiegsschrittes 100 Sekunden oder weniger, vorzugsweise 60 Sekunden oder weniger, und noch bevorzugter 10 Sekunden oder weniger, und eine Verringerung der Temperatur unmittelbar nach Ablauf dieser Zeit wird bevorzugt. In jedem Fall sollte die Vorbackzeit vorzugsweise so kurz wie möglich sein, solange wie die Nativoxidschicht entfernt werden kann.
Da die Nativoxidschicht in der Gasphase durch die Reaktion SiO₂ + SiO → SiO ↑ beseitigt wird, wird Silizium in und nahe der porösen Siliziumschichtoberfläche geätzt, falls die Dicke der Nativoxidschicht zu groß ist.
Eine Nativoxidschicht wird während des Spülens nach dem HF-Eintauchschritt an der Luft bis zum Einsetzen in ein Epitaxiewachstumsgerät nach dem Spülen und dem Trocknen, während des Einsetzens in das Epitaxiewachstumsgerät und während des Temperaturanstiegsschritts ausgebildet. Falls insbesondere Wasser- und Sauerstoffanteile bei dem Temperaturanstiegsschritt verbleiben, wird Silizium beim Temperaturanstieg zur Ausbildung einer Siliziumoxidschicht oxidiert. Folglich reagiert das somit ausgebildete Siliziumoxid mit benachbartem Silizium und ätzt dieses.
Außerdem ist die zum vollständigen Entfernen der ausgebildeten Siliziumoxidschicht erforderliche Wärmebehandlungszeit umso länger, je dicker die während des Temperaturanstiegs ausgebildete Siliziumoxidschicht ist. Falls die Wärmebehandlungszeit somit verlängert wird, schreitet die strukturelle Änderung der porösen Siliziumoberfläche gemäß nachstehender Beschreibung voran, was nicht wünschenswert ist.
Erfindungsgemäß sollte die geätzte Dicke höchstens 2 nm oder weniger betragen, vorzugsweise 1 nm oder weniger. Weniger geätzte Dicke von Silizium bedeutet, dass das Ausmaß an Siliziumoxidation im Gerät gering ist.
Falls diese Wärmebehandlung fortschreitet, findet eine Migration von Oberflächenatomen statt, damit eine kleine Unebenheit in der porösen Siliziumoberfläche dadurch zur Reduktion der Oberflächenenergie geglättet wird, womit die meisten Oberflächenporen eliminiert werden.
Ein Siliziumwafer mit einer darauf ausgebildeten porösen Schicht wurde durch eine Beladungsschleusenkammer auf einem durch Beschichten von Kohlenstoff mit CVD-SiC ausgebildeten Suszeptor in einem mit einer Beladungsschleusenkammer versehenen CVD-Epitaxiewachstumsgerät eingesetzt, indem der Suszeptor vorher auf 750°C in einen Reaktionsbehälter erwärmt wurde. Dann wurde das Innere des Reaktionsbehälters unter 600 Torr in einer Wasserstoffatmosphäre mit Wasserstoff unter einer Durchflussrate von 43 l/min eingestellt. Die Innentemperatur wurde mit einer Rate von 100°C/min auf 1100°C erhöht, bei 1100°C für 2 Sekunden gehalten, und mit einer Rate von 100°C/min auf 750°C verringert, und der Wafer wurde aus dem Gerät durch die Beladungsschleusenkammer herausgenommen. Die Oberflächenporen der porösen Schicht nach der Wärmebehandlung zeigten eine verringerte Porendichte von 10⁶/cm² und eine erhöhte Porengröße von 20 bis 40 nm im Vergleich zu dem Wafer vor der Wärmebehandlung, der einen Durchschnittsdurchmesser von etwa 10 nm und eine Porendichte von etwa 10¹¹/cm² aufwies. Nach der Wärmebehandlung unter den vorstehend beschriebenen Bedingungen wurde eine monokristalline Siliziumschicht unter Verwendung eines dem Wasserstoffgas hinzugefügten Siliziumquellgases epitaktisch aufgewachsen, wodurch deren Stapelfehlerdichte 10⁴/cm² wurde. Im Falle einer Wärmebehandlung, wo die Temperatur anstelle von 950°C 1110°C betrugt, und die Haltezeit erneut bei 2 Sekunden lag, wurde die Porendichte nach der Wärmebehandlung höchstens um eine Größenordnung verringert, und die Porengröße erhöhte sich überhaupt nicht. Nach dieser Wärmebehandlung wurde eine monokristalline Siliziumschicht unter Verwendung eines dem Wasserstoffgas hinzugefügten Siliziumquellgases epitaktisch aufgewachsen, wodurch die Stapelfehlerdichte sich deutlich auf 10²/cm² verringerte, was ein Hundertstel von dem im Falle von 1100°C ist.
Durch eine zwischen porösem Silizium und einem nicht porösen monokristallinen Siliziumsubstrat wirkende Verspannung wird das Kristallgitter der Oberfläche von porösem Silizium gestört. Es wird jedoch angenommen, dass bei steigender Porendichte die Störung sich um die Restporen konzentriert, und daher die Kristallfehler wahrscheinlich in die Restporenabschnitte eingeführt werden.
Durch Beginnen mit der Zufuhr eines Siliziumquellgases in eine poröse Siliziumoberfläche, bevor die Restporen durch die Wärmebehandlung zum Entfernen einer Nativoxidschicht verringert werden, wird die Konzentration der Störung auf die Restporenabschnitte aufgrund der Verringerung der Porendichte vermieden, um das Einführen von Kristallfehlern niedrig zu halten. Die vorliegende Erfindung kann durch einen Schritt zum Erhöhen einer Temperatur und Entfernen einer Nativoxidschicht ausgeführt werden, wobei die geätzte Dicke von Silizium bemerkenswert klein ist.
Erfindungsgemäß wird ein Verfahren zum Steuern des aus dem gleichen Anteil von Streulicht unter Verwendung eines kommerziell erhältlichen Teilchenuntersuchungsgeräts erhaltenen Trübungswertes bereitgestellt, wobei eine Substratoberfläche mit Laserlicht bestrahlt wird, und die Streulichtintensität gemessen wird.
Gemäß dem vorliegenden Verfahren ist die einfache und leichte Steuerung von Prozessbedingungen auf nicht zerstörerische Weise sowie die Steuerung der Kristallfehlerdichte in einem Bereich von 1000/cm² oder weniger und noch bevorzugter von 100/cm² oder weniger möglich.
Die Entfernung einer Nativoxidschicht kann unter Verwendung von HF-Gas oder durch Verwendung anderer Verfahren ausgeführt werden, falls die geätzte Dicke von Silizium innerhalb des vorstehend beschrieben Bereiches gesteuert wird.
Der Temperaturanstiegsschritt und der Nativoxidschichtentfernungsschritt erfordern die Steuerung der Siliziumätzung und keine Ausbildung einer Beschichtung auf einer porösen Oberfläche durch Wärmebehandlung. Obwohl diese Schritte in anderer Hinsicht nicht besonders beschränkt sind, ist es vorzuziehen, dass diese Schritte unter Ultrahochvakuum oder Wasserstoffatmosphäre ausgeführt werden.
(4) Messung des Trübungswertes
Die Messung des Trübungswertes wird ausgeführt, indem eine Streulichtintensität gemessen wird, die bei Bestrahlung einer Substratoberfläche mit parallelem Licht wie etwa Laserlicht oder dergleichen erzeugt wird. Unter Verwendung eines kommerziell erhältlichen Teilchenuntersuchungsgerätes unter Verwendung von Laserlicht kann die Messung leicht und einfach ausgeführt werden. Als Wellenlänge für das Laserlicht wird vorzugsweise eine Wellenlänge wie etwa 488 nm von einem Argonlaser verwendet. Mit kürzerer Wellenlänge ist der Eindringpfad in die poröse Schicht kürzer, und daher ist eine scharfe Erfassung der strukturellen Änderung nahe der Oberfläche einer porösen Schicht möglich, die unmittelbar die Kristallinität einer epitaktisch gewachsenen Schicht beeinflusst. Eine scharfe Messung der strukturellen Änderung nahe der Oberfläche kann durch Vergrößerung des Einfallwinkels von Licht ausgeführt werden, das heißt indem der Winkel des Lichts bezüglich der Substratoberfläche verringert wird, wodurch der Eindringpfad in die poröse Schicht verkürzt wird.
(5) Epitaxiewachstum
Nach dem Wärmebehandlungsschritt (Vorbackschritt) wird ein Quellgas zum Versiegeln der Poren des porösen Elementes und zum Ausbilden einer nicht porösen monokristallinen Schicht mit einer gewünschten Schichtdicke zugeführt. Somit ist es möglich, auf porösem Silizium eine nicht poröse monokristalline Schicht mit reduzierter Stapelfehlerdichte auszubilden.
Die nicht poröse monokristalline Schicht kann aus homoepitaktisch gewachsenem Silizium, heteroepitaktisch gewachsenem Siliziumgermanium, Siliziumcarbid, Galliumarsenid, Indiumphosphit, Aluminiumgalliumarsenid usw. sein.
(Poröse Siliziumschicht)
Das bei dem nachstehend angeführten Ausführungsbeispiel der Erfindung verwendete poröse Silizium ist im Wesentlichen dasselbe, wie das bis heute untersuchte, seitdem es von Uhlir et al. 1964 entdeckt wurde, und wird durch das Anodisierungsverfahren usw. erzeugt, ist aber nicht bezüglich der Substratdotierstoffe, der Flächenorientierung, des Herstellungsverfahrens usw. beschränkt, solange es sich um poröses Silizium handelt.
Wenn eine poröse Siliziumschicht durch das Anodisierungsverfahren ausgebildet wird, ist die Anodisierungslösung eine wässrige Lösung mit Flusssäure als Hauptbestandteil. Da Gase im Allgemeinen dazu neigen, an den Oberflächen von Elektroden oder Silizium während der Anodisierung anzuhaften, was die poröse Schicht inhomogen macht, wird ein gewöhnlicher Alkohol wie etwa Ethanol zum Vergrößern des Kontaktwinkels hinzugefügt, wodurch die Entfernung der anhaftenden Blasen verbessert wird und somit ein homogenes Auftreten der Anodisierung ermöglicht wird. Selbstverständlich wird selbst ohne Alkohol die poröse Substanz ausgebildet. Wenn poröses Silizium bei dem FIPOS-Verfahren verwendet wird, ist eine Porosität von etwa 56% geeignet, und falls es bei einem Verbindungsverfahren verwendet wird, ist eine geringere Porosität von etwa 50% oder weniger, vorzugsweise 30 oder weniger geeignet, obwohl sie nicht darauf beschränkt ist.
Da die poröse Siliziumschicht durch Ätzen gemäß vorstehender Beschreibung ausgebildet wird, weist die relevante Oberfläche neben tief in die poröse Substanz eindringenden Poren derartige flache Poren auf, die als flache Unebenheiten ausgedrückt werden können, so dass sie mit einem Rasterelektronenmikroskop in Feldemissionsbauart (FESEM) betrachtet werden können. Eine geringere Porosität (%) des porösen Siliziums führt zu einer geringeren Stapelfehlerdichte der porösen Substanz. Poröses Silizium mit einer geringen Porosität kann beispielsweise durch Verbessern der HF-Konzentration, Verringern der Stromdichte, oder Erhöhen der Temperatur zum Zeitpunkt der Anodisierung ausgebildet werden.
Außerdem kann die poröse monokristalline Siliziumschicht ausgebildet werden, indem lediglich eine Hauptoberflächenschicht eines Siliziumsubstrates oder das gesamte Siliziumsubstrat porös gemacht wird.
(Voroxidation)
Bei den Ausführungsbeispielen der Erfindung wird nach Bedarf eine Schutzschicht auf den Porenwänden der porösen Siliziumschicht ausgebildet. Da die Wand zwischen benachbarten Poren des porösen Siliziums mit einigen nm bis einigen 10 nm extrem dünn ist, können benachbarte Poren der porösen Schicht durch die Wärmebehandlung während des Epitaxiewachstums oder der thermischen Oxidation der epitaktisch gewachsenen Schicht oder nach dem Verbindungsvorgang agglomeriert, aufgeraut oder sogar unterbrochen werden. Das Phänomen der Agglomeration oder Aufrauung der Poren der porösen Schicht kann zu einer Verringerung in der selektiven Ätzrate und einer Verschlechterung der Ätzselektivität führen. Im Falle von FIPOS verhindert der Anstieg bei der Porenwanddicke und die Unterbrechung der Poren das Fortschreiten der Oxidation der porösen Schicht, womit eine vollständige Oxidation der porösen Schichten erschwert wird. Um sich davor zu schützen, wird eine thermische Oxidation oder ein ähnliches Verfahren ausgeführt, nachdem die poröse Schicht ausgebildet wird, damit eine dünne Schutzschicht im Voraus auf den Porenwänden ausgebildet wird, womit die Agglomeration oder Aufrauung der Poren unterdrückt wird. Wenn die Schutzschicht ausgewählt wird, besonders im Falle der Oxidation, ist es wesentlich, einen monokristallinen Siliziumbereich innerhalb der Porenwände zu belassen. Daher reicht die Bereitstellung einer Schichtdicke von mehreren nm aus.
Dabei sei angemerkt, dass dieser Schritt weggelassen werden kann, wenn SOI-Substrate durch das Verbindungsverfahren erzeugt werden, und die der Wärmebehandlung nach dem Verbindungsvorgang nachfolgenden Schritte bei einer ausreichend geringen Temperatur ausgeführt werden, damit die strukturelle Änderung der porösen Substanz niedrig gehalten wird.
(HF-Eintauchschritt)
Die dem vorstehend beschriebenen Oxidationsvorgang unterzogene poröse Siliziumschicht kann der HF-Eintauchbehandlung unterzogen werden.
Bezüglich der HF-Eintauchbehandlung berichten Sato et al. (N. Sato, K. Sakaguchi, K. Yamagata, Y, Fujiyama und T. Yonehara, Proc. of the Seventh Int. Symp. on Silicon Mater. Sci. and Tech., Semiconductor Silicon, (Pennington, The Electrochem. Soc. Inc., 1994), S. 443), dass durch Verlängern der HF-Eintauchbehandlungszeit die Stapelfehlerdichte auf etwa 10³/cm² reduziert werden kann.
Wenn die HF-Eintauchbehandlung für lange Zeit ausgeführt wird, können außerdem nach vorstehender Beschreibung einige nach dem Verbindungsvorgang verwendete Ausheiltemperaturen ein Fortschreiten der strukturellen Aufrauung der porösen Schichten verursachen, womit einige Abschnitte nach dem Ätzen des porösen Siliziums ungeätzt verbleiben (Ätzrest), so dass ein Steuern der HF-Eintauchzeit innerhalb eines zweckmäßigen Bereichs wünschenswert ist.
Nach der HF-Eintauchbehandlung kann ein Spülen und Trocknen zum Verringern der Rest-HF-Konzentration in den Poren der porösen Schicht ausgeführt werden.
(Versiegeln der Poren durch Zufuhr einer kleinen Menge Quellgas)
Die Verwendung eines Silizium-basierten Gases wie etwa SiH₂Cl₂, SiH₄, SiHCl₃, SiCl₄, usw. bei der Anfangswachstumsstufe zum Versiegeln der Poren der porösen Substanz und das Einstellen der Flussrate des Quellgases derart, dass eine Wachstumsrate von 20 nm/min oder weniger, vorzugsweise 10 nm/min oder weniger, und noch bevorzugter 2 nm/min oder weniger erreicht wird, ist wünschenswert. Dies führt zu einer weiteren Reduktion der Kristallfehler. Im Falle des MBE-Verfahrens oder dergleichen, wo Silizium von einer Festquelle zugeführt wird, und die Substrattemperatur 800°C oder weniger beträgt, liegt die Wachstumsrate vorzugsweise bei 0,1 nm/min oder darunter. Nachdem das Versiegeln der Poren durch den Schritt der Zufuhr einer kleinen Menge Quellgas abgeschlossen ist, was auch als „Vorinjektionsschritt" bezeichnet wird, ist die Wachstumsrate nicht besonders beschränkt.
Das Wachstum kann unter denselben Bedingungen, wie für das Wachstum auf gewöhnlichem massiven Silizium, ausgeführt werden. Andernfalls kann das Wachstum mit derselben Wachstumsrate fortgeführt werden, wie die bei dem vorstehend angeführten Schritt der Zufuhr einer kleinen Menge Quellgas, oder die Gassorte kann gewechselt werden, was vom Erfindungsbereich nicht abweicht. Außerdem kann der dem Schritt zur Zufuhr einer kleinen Menge von Quellgas nachfolgende Schritt ein Schritt zum einmaligen Stoppen der Zufuhr von Quellgas und anschließender Zufuhr eines gewünschten Quellgases zum Fortführen des Wachstums sein. Bei N. Sato et al, Jap. J. Appl. Phys., Band 35 (1996), S. 973, wird berichtet, dass im Vergleich zu den bekannten Verfahren die Stapelfehlerdichte reduziert werden kann, indem die Zufuhrrate der kleinen Menge von SiH₂Cl₂ in der Anfangsstufe des Wachstums verringert wird. Ein derartiges Verfahren ist jedoch insofern dasselbe wie die bekannten, wobei die Stapelfehlerdichte durch Erhöhen der Temperatur des Vorbackvorgangs vor dem Epitaxiewachstum reduziert wird, und führt manchmal zu dem Auftreten von Ätzresten durch das Aufrauen der porösen Schichtstruktur, wie es vorstehend beschrieben ist. Die vorliegende Erfindung ermöglicht ein Durchführen der Wärmebehandlung vor dem Wachstum bei etwa 950°C, was niedriger als die bekannten Temperaturen ist, womit ein Aufrauen der porösen Struktur unterdrückt wird.
Erfindungsgemäß ist es möglich, die bei den bekannten Verfahren verwendete Wärmebehandlung bei hohen Temperaturen zu vermeiden, indem ein Substrat mit einer porösen Siliziumschicht in einem Gerät verwendet wird, in dem Silizium in einem geringeren Ausmaß geätzt wird, damit die Wärmebehandlungszeit vor dem Wachstum gesteuert wird. Damit kann die Kristallfehlerdichte reduziert werden, womit es möglich wird, das Aufrauen der porösen Struktur und ein Trennen der Poren niedrig zu halten.
Da es zudem möglich ist, die Wachstumstemperatur, den Druck, die Gasflussrate usw. unabhängig von dem vorstehend angeführten Anfangswachstumsschritt zu steuern, kann die Behandlungstemperatur zum Niedrighalten der Aufrauung der porösen Siliziumstruktur verringert werden, das Autodotieren von Dotierstoffen wie Bor, Phosphor, etc. aus porösem Silizium oder die Festphasendiffusion, oder die Wachstumstemperatur und die Flussrate eines Siliziumquellgases können zum Beschleunigen der Wachstumsrate erhöht werden, womit eine dicke nicht poröse monokristalline Siliziumschicht nach kurzem Zeitablauf ausgebildet wird.
Darüber hinaus ist die aufzuwachsende nicht poröse monokristalline Schicht nach vorstehender Beschreibung nicht auf Silizium beschränkt, sondern kann ein Heteroepitaxiematerial der vierten Hauptgruppe wie etwa Siliziumgermanium, Siliziumcarbid usw. oder ein Verbindungshalbleiter sein, wie er durch Galliumarsenid repräsentiert wird. Außerdem liegt es innerhalb des Erfindungsbereiches, ein Silizium-basiertes Gas bei dem vorstehend angeführten Schritt der Zufuhr einer kleinen Menge eines Quellgases zu verwenden, und dann ein anderes Gas zur Durchführung eines heteroepitaktischen Wachstums zu verwenden.
Ferner wird außerdem bevorzugt, dass nach dem Schritt zum Versiegeln der Poren der porösen Schichtoberfläche (d.h. dem Vorback-/Vorinjektionsschritt) und vor dem Wachstum einer gewünschten Schicht, das Substrat bei einer Temperatur oberhalb der Temperaturen des Vorbackvorgangs/Vorinjektionsvorgangs in einer kein Quellgas der Halbleiterschicht enthaltenden Atmosphäre (beispielsweise eine Wasserstoff aufweisende reduzierende Atmosphäre) mit Wärme zu behandeln. Diese Wärmebehandlung wird als „Zwischenbacken" bezeichnet.
(Ausführungsbeispiel 3)
Nachstehend ist unter Bezugnahme auf 10 ein Beispiel zur Erzeugung eines Halbleitersubstrates mit einer nicht porösen monokristallinen Siliziumschicht mit einer geringen Stapelfehlerdichte auf einer porösen monokristallinen Siliziumschicht beschrieben.
Ein Substrat 10 mit einer porösen Siliziumschicht 11 wird erzeugt, indem zumindest eine Oberflächenseite eines monokristallinen Siliziumbasiselementes vollständig oder teilweise porös ausgebildet wird.
Nahezu dieselbe Wärmebehandlung (Vorbackvorgang) wie bei Ausführungsbeispiel 2 wird durchgeführt, das heißt eine Behandlung, bei der Silizium 2 nm oder weniger, vorzugsweise 1 nm oder weniger geätzt wird, und die Änderungsrate r des Trübungswertes der porösen Siliziumschicht 3,5 oder weniger, vorzugsweise 2 oder weniger beträgt (15B). Dann wird eine nicht poröse monokristalline Schicht 12 auf der porösen monokristallinen Siliziumschicht ausgebildet (15C).
Dabei kann die vorstehend beschriebene Voroxidation oder der HF-Eintauchschritt vor der Wärmebehandlung durchgeführt werden. Außerdem ist es wünschenswert, nach der Wärmebehandlung die Zufuhr einer kleinen Menge eines Quellgases (Vorinjektion) zum Ausführen des Porenversiegelungsschrittes auszuführen.
Danach wird ein Verbindungsverfahren zum Erzeugen eines SOI-Substrates derart verwendet, dass eine Isolatorschicht zunächst auf einer Hauptoberfläche von zumindest dem nicht porösen monokristallinen Silizium oder einem zweiten Substrat ausgebildet wird, und dann diese miteinander verbunden werden, so dass die nicht poröse monokristalline Schicht im Inneren angeordnet ist, womit ein Vielschichtstrukturelement ausgebildet wird (15D). Dann wird nach Bedarf eine Wärmebehandlung zum Verbessern der Verbindungsfestigkeit durchgeführt, und danach wird der Entfernungsschritt durch selektives Ätzen des porösen Siliziums ausgeführt (15E), damit die epitaktisch aufgewachsene Schicht auf dem porösen Silizium auf das zweite Substrat übertragen wird, womit die SOI-Struktur erhalten wird.
Falls die somit erhaltene Verbindungsfestigkeit stark genug ist, dem nachfolgenden Schritt zu widerstehen, schreitet der Vorgang zu den nachfolgenden Schritten fort. Ein mechanisches Verfahren wie etwa ein Schleifvorgang oder ein chemisches Verfahren wie etwa ein Ätzvorgang wird zum Entfernen der Rückseite des Substrates durchgeführt, auf dem die poröse Schicht ausgebildet wurde, um die poröse Schicht freizulegen. Alternativ kann der nicht poröse Abschnitt 15 des Substrates 10 mit einer vielschichtigen Struktur an der porösen Schicht zum Freilegen der porösen Schicht abgetrennt werden. Die Trennung kann durch Einfügen eines Keils usw. in das Substrat von der Kantenoberfläche oder das Sprühen einer Flüssigkeit wie bei einer Wasserdüse mechanisch ausgeführt werden, oder sie kann unter Verwendung von Ultraschallwellen oder von thermischer Verspannung ausgeführt werden. Es ist wünschenswert, die Trennung des Abschnitts zu erleichtern, indem im Voraus teilweise eine hochporöse Subschicht mit geringer mechanischer Festigkeit in der porösen Schicht ausgebildet wird. Die poröse Schicht 11 kann beispielsweise aus einer ersten porösen Schicht mit einer Porosität von 10 bis 30% gebildet sein, die unter einer nicht porösen monokristallinen Schicht 12 bereitgestellt ist, und einer zweiten porösen Schicht mit einer Porosität von 30 bis 70%, die unter der ersten porösen Schicht bereitgestellt wird.
(Selektives Ätzen der porösen Substanz)
Die auf der nicht porösen monokristallinen Schicht 12 verbleibende poröse Schicht wird durch selektives Ätzen entfernt. Vorzugsweise ist das selektive Ätzmittel eine Mischflüssigkeit aus HF, H₂O₂ und H₂O. Zum Entfernen von während der Reaktion erzeugten Blasen kann der Mischflüssigkeit Ethylalkohol, Isopropylalkohol oder ein oberflächenaktiver Stoff hinzugefügt werden.
Das vorliegende Verfahren hält die strukturelle Änderung und Aufrauung der porösen Schicht und die Trennung von Poren gering, womit die Verschlechterung der Selektivität beim selektiven Ätzen reduziert wird.
Dabei sei angemerkt, dass es keine besondere Beschränkung bezüglich des zweiten Substrates gibt, mit dem die auf dem porösen Silizium ausgebildete nicht poröse monokristalline Siliziumschicht verbunden wird, solange sie eine derartige Glattheit aufweist, dass sie in engem Kontakt mit der Oberfläche des nicht porösen monokristallinen Siliziums oder einer darauf ausgebildeten Schicht sein kann. Es kann beispielsweise ein Siliziumwafer, ein Siliziumwafer mit einer darauf ausgebildeten thermisch oxidierenden Siliziumschicht, ein transparentes Substrat wie etwa ein Quarzwafer, ein Saphirwafer oder dergleichen verwendet werden. Wenn er mit einem isolierenden Substrat zu verbinden ist, kann die isolierende Schicht 14 weggelassen werden.
Außerdem kann die nicht poröse monokristalline Siliziumschicht als solches mit dem zweiten Substrat verbunden werden, oder kann anderenfalls zunächst der Ausbildung einer Schicht darauf unterzogen werden, und dann mit dem zweiten Substrat verbunden werden. Die auszubildende Schicht kann eine Schicht aus Siliziumoxid oder Siliziumnitrid sein, oder eine monokristalline Schicht aus Siliziumgermanium, Siliziumcarbid oder einer III-V-Verbindung, oder einer II-VI-Verbindung, oder kann ein Stapel daraus sein.
Vorzugsweise werden die Verbindungsoberflächen vor dem Verbindungsvorgang sauber gespült. Der Spülschritt kann aus den bekannten Halbleitervorgängen verwendet werden. Außerdem kann die Verbindungsfestigkeit durch Bestrahlen mit Stickstoffplasma vor dem Verbindungsvorgang verbessert werden.
Nach dem Verbindungsvorgang wird vorzugsweise eine Wärmebehandlung zum Erhöhen der Verbindungsfestigkeit ausgeführt.
(Wasserstoffausheilen)
Nachdem das poröse Silizium entfernt ist, weist die nicht poröse monokristalline Schicht 12 eine Unebenheit auf, welche die Periode zwischen den Poren und den Seitenwänden des porösen Siliziums wiedergibt, die auf der Oberfläche vorhanden waren. Diese Oberfläche entspricht der Grenzfläche zwischen dem nicht porösen monokristallinen Silizium und dem porösen Silizium, von denen beide aus monokristallinem Silizium sind, mit dem einzigen Unterschied, dass sie Poren aufweisen oder nicht. Die Unebenheit in der Oberfläche kann durch Polieren und dergleichen entfernt werden, und wenn sie einer Wärmebehandlung in einer Wasserstoffatmosphäre unterzogen wird (was als „Wasserstoffausheilen" bezeichnet wird), kann sie im Wesentlichen ohne Reduzieren der Dicke der nicht porösen monokristallinen Siliziumschicht entfernt werden. Das Wasserstoffausheilen kann bei Atmosphärendruck, Hochdruck, reduziertem Druck oder einem leicht reduzierten Druck durchgeführt werden. Außerdem liegt die Temperatur von 800°C bis zum Schmelzpunkt von Silizium, vorzugsweise bei 900°C bis 1350°C.
(Borkonzentrationssteuerung)
Obwohl andererseits das Kristallwachstum einer Epitaxieschicht auf einer porösen Siliziumschicht sehr viel besser bei der porösen Ausbildung von p⁺-Si (0,01 Ωcm Bor-dotiert) als im Falle des Anodisierens von p^–Si (0,01 Ωcm Bor-dotiert) ist, gibt es einen Fall, bei dem das hochkonzentrierte Bor während des Epitaxiewachstums in die Epitaxiesiliziumschicht autodotiert oder festphasendiffundiert wird. Das in die Epitaxiesiliziumschicht diffundierte Bor kann verbleiben, nachdem das poröse Silizium entfernt ist, was Schwierigkeiten bei der Steuerung bei der Dotierstoffkonzentration von aktiven Schichten in SOI mit sich bringt. Zur Lösung dieses Problems schlugen Sato et al. ein derartiges Verfahren vor (vergleiche N. Sato und T. Yonehara, Appl. Phys. Lett., Band 65 (1994), Seite 1924) dass ein Substrat mit einer vollständigen SOI-Struktur in Wasserstoff ausgeheilt wird, damit eine Nativoxidschicht auf der SOI-Schichtoberfläche mit einer geringen Bordiffusionsgeschwindigkeit entfernt wird, und dass Bor in der SOI-Schicht nach außen diffundiert wird, um eine geringe Borkonzentration zu erhalten. Eine exzessive Diffusion von Bor in die Epitaxiesiliziumschicht kann jedoch den Einbau von Bor in eine vergrabene Oxidschicht sowie die Verlängerung der Wasserstoffausheilzeit verursachen, was zu einem Anstieg bei den Prozesskosten führt, oder zu einer Verringerung bei der Steuerbarkeit der Borkonzentration in der vergrabenen Oxidschicht. Zur Lösung dieses Problems ist es effektiv, die Epitaxiesiliziumschicht bei einer geringeren Temperatur auszubilden, um die Diffusion von Bor zu unterdrücken. Erfindungsgemäß ist es möglich, geeignete Bedingungen für die Ausbildung der Epitaxiesiliziumschicht einzustellen, weil sie unabhängig von dem Versiegeln der Poren eingestellt werden können.
(FIPOS-Verfahren)
Außerdem kann anstelle des Verbindungsverfahrens das FIPOS-Verfahren zum teilweisen Entfernen der epitaktisch gewachsenen Schicht und anschließendem selektiven Oxidieren von porösem Silizium durch die Oxidationsbehandlung verwendet werden, um dadurch eine SOI-Struktur auszubilden. Das vorliegende Verfahren unterdrückt die strukturelle Änderung und Aufrauung der porösen Schicht und die Trennung von Poren, womit die Verschlechterung bei der Selektivität bei der selektiven Oxidation reduziert wird.
(Heteroepitaxie)
Auf der porösen Siliziumschicht kann neben Silizium eine nicht poröse monokristalline Schicht aus Galliumarsenid oder einem anderen Verbindungshalbleiter oder ein Material der vierten Hauptgruppe wie etwa Siliziumcarbid, Siliziumgermanium usw. heteroepitaktisch aufgewachsen werden.
Bei der Heteroepitaxie wirkt das poröse Silizium als Stressabbaumaterial, womit durch Gitterfehlanpassung bedingt Verspannung abgebaut wird, und darüber hinaus die Kristallfehlerdichte der nicht porösen monokristallinen Siliziumschicht reduziert wird, um außerdem die Fehlerdichte der heteroepitaktisch aufgewachsenen Schicht zu reduzieren. Das vorliegende Verfahren unterdrückt die strukturelle Änderung und Aufrauung der porösen Schicht und die Trennung der Poren, womit die Verschlechterung der Stressabbauwirkung reduziert wird.
(Andere Anwendungen)
Da poröses Silizium eine herausziehende Wirkung aufweist, ist es möglich, Substrate mit einer hohen Dotierstofftoleranz gegenüber Metallkontamination usw. während der Prozesse zu erzeugen, indem anstelle der Ausbildung der vorstehend beschriebenen SOI-Struktur MOS-Transistoren und Bipolar-Transistoren in den erfindungsgemäß erzeugten nicht porösen monokristallinen Siliziumschichten unmittelbar ausgebildet werden.
Da das vorliegende Verfahren im Vergleich zu den bekannten die Wärmebehandlungstemperatur verringern kann, insbesondere die vor der Porenversiegelung, ist es möglich, die Agglomeration, Ausdehnung und Trennung von Poren in den porösen Schichten niedrig zu halten, und somit die Verschlechterung der Selektivität beim selektiven Ätzen der porösen Schicht bei den Schritten nach dem Verbindungsschritt zu vermeiden. Genauer ist es möglich, die Kristallinität der nicht porösen monokristallinen Siliziumschicht ohne die Erzeugung eines Ätzrestes bei der Entfernung der porösen Schicht zu verbessern. Außerdem verschlechtert das FIPOS-Verfahren nicht die Rate der selektiven Oxidierung der porösen Schicht.
Nachstehend werden die einzelnen Beispiele für die vorliegende Erfindung beschrieben.
(Beispiel 1: 950°C, 800 hPa (600 Torr), Vorbackvorgang (2 Sekunden, 120 Sekunden), Vorinjektionsvorgang, Epitaxieschicht – 2 μm)

1) Bor wurde als p-Dotierstoff hinzugefügt, um CZ6-Zoll-p⁺-Siliziumwafer (100) mit einem spezifischen Widerstand von 0,015 Ωcm ± 0,005 Ωcm bereitzustellen.
2) In einer Lösung, bei der 49% Flusssäure und Ethylalkohol in einem Verhältnis von 2:1 gemischt wurden, wurde der vorstehende Siliziumwafer als Anode angeordnet, und eine Platinplatte mit einem Durchmesser von 6 Zoll wurde gegenüber dem Siliziumwafer als Kathode angeordnet. Die Rückseite des Siliziumwafers wurde gegenüber einer Oberfächenseite eines anderen p⁺-Siliziumwafers mit derselben Lösung dazwischen ausgebildet, womit dem entferntesten Wafer ermöglicht wurde, einer Platinplatte mit einem Durchmesser von 6 Zoll zugewandt zu sein. Die jeweiligen Lösung zwischen den Wafern wurden voneinander getrennt, womit eine elektrische Leitung dazwischen vermieden wurde. Zwischen dem vorstehend angeführten Siliziumwafer und der Platinplatte floss ein Strom mit einer Stromdichte von 10 mA/cm² für 12 Minuten zum Anodisieren der Siliziumwafer, womit eine poröse Siliziumschicht mit 12 μm Dicke auf jeder Oberfläche ausgebildet wurde.
3) Nachfolgend wurde jeder Wafer, auf dem somit eine poröse Siliziumschicht ausgebildet wurde, einer Oxidation bei 400°C in einer Sauerstoffatmosphäre für eine Stunde unterzogen. Da diese Sauerstoffbehandlung eine Oxidschicht mit einer Dicke von lediglich etwa 5 nm (50 Å) oder weniger bereitstellte, wurde die Siliziumoxidschicht lediglich auf der porösen Siliziumoberfläche und den Porenseitenwänden ausgebildet, womit ein monokristalliner Siliziumbereich innerhalb des Wafers verblieb.
4) Die vorstehend angeführten Wafer wurden in einer auf 1,25% verdünnten wässrigen Flusssäurelösung für 30 Sekunden und danach für 10 Minuten zur Überspülungsreinigung in reines Wasser eingetaucht, damit die auf der porösen Schichtoberfläche ausgebildete ultradünne Siliziumoxidschicht entfernt wurde.
5) Dann wurde als Vorbackschritt eine Wärmebehandlung bei 1100°C für 120 Sekunden ausgeführt. Der Trübungswert unmittelbar vor dem Vorbackvorgang betrug 9,1 ppm, der Trübungswert nach dem Vorbackvorgang lag bei 34,5 ppm und der erhaltene Wert für r war 3,8 (> 3,5). Ferner wurde die Wärmebehandlung unter verschiedenen Bedingungen derart ausgeführt, dass die Änderungsrate r für den Trübungswert den Zusammenhang 1 ≤ r ≤ 3,5 erfüllte. Als Ergebnis wurde herausgefunden, dass wenn die Wärmebehandlung bei 950°C für 120 Sekunden ausgeführt wurde, die Änderungsrate r 2,8 (< 3,5) betrug. Nach Ausführen des Vorbackvorgangs unter der Bedingung r = 2,8 in dem Reaktionsbehälter bei 600 Torr wurde SiH₄ dem Wasserstoffträgergas unter Bereitstellung einer Konzentration von 28 ppm hinzugefügt, um dadurch den Wafer für 200 Sekunden zu behandeln, wonach das Hinzufügen von SiH₄ gestoppt wurde. Dann wurde der Druck auf 80 Torr und die Temperatur auf 900°C verringert, und SiH₂Cl₂ wurde unter Bereitstellung einer Konzentration von 0,5 Mol% hinzugefügt, um dadurch eine nicht poröse monokristalline Siliziumschicht mit einer Dicke von 2 μm auszubilden. Die behandelten Wafer wurden zur Fehleraufdeckung geätzt, um die in die nicht poröse monokristalline Siliziumschicht eingeführten Kristallfehler aufzudecken, und dann mit einem Nomarski-Differenzialinterferenzmikroskop betrachtet. Die somit beobachteten Fehler wiesen einen Stapelfehlerprozentsatz von 99% oder mehr auf. Die Stapelfehlerdichte lag bei 160/cm². Andererseits wurde herausgefunden, dass wenn im Falle von r = 3,8 die Epitaxieschicht unter denselben Bedingungen ausgebildet wurde, die Stapelfehlerdichte 1,5 × 10⁴/cm² betrug. Gemäß vorstehendem wird durch derartiges Ausführen des Vorbackvorgangs, dass der Trübungswert in einem vorbestimmten Bereich liegt, die Ausbildung einer monokristallinen Siliziumschicht mit einer sehr geringen Stapelfehlerdichte ermöglicht.

(Beispiel 2: 950°C, 600 Torr, Vorbackvorgang (2 Sekunden, 120 Sekunden), Vorinjektionsvorgang, Epitaxieschicht – 2 μm)

1) Bor wurde als p-Dotierstoff hinzugefügt, um CZ6-Zoll-p⁺-Siliziumwafer mit einem spezifischen Widerstand von 0,015 Ωcm ± 0,005 Ωcm bereitzustellen.
2) In einer wässrigen Lösung, in der 49% Flusssäure und Ethylalkohol mit einem Verhältnis von 2:1 gemischt wurden, wurde der vorstehend angeführte Silziumwafer als Anode und eine Platinplatte mit einem Durchmesser von 6 Zoll als Kathode gegenüber dem Silizumwafer angeordnet. Die Rückseite des Siliziumwafers wurde gegenüber einer Oberflächenseite eines weiteren p⁺-Siliziumwafers mit derselben Lösung dazwischen angeordnet, womit dem entfernteren Wafer die Zuwendung zu einer Platinplatte mit einem Durchmesser von 6 Zoll ermöglicht wurde. Die jeweiligen Lösungen zwischen den Wafern wurden voneinander getrennt, womit eine elektrische Leitung zwischen ihnen vermieden wurde. Zwischen dem vorstehend angeführten Siliziumwafer und der Platinplatte floss ein Strom mit einer Stromdichte von 10 mA/cm² für 12 Minuten, um die Siliziumwafer zu anodisieren, womit eine poröse Silizumschicht von 12 μm Dicke auf jeder Oberfläche ausgebildet wurde.
3) Nachfolgend wurde jeder Wafer, auf dem eine poröse Siliziumschicht somit ausgebildet wurde, einer Oxidation bei 400°C in einer Sauerstoffatmosphäre für eine Stunde unterzogen.

Da diese Oxidationsbehandlung lediglich eine Dicke der Oxidschicht von etwa 5 nm (50 Å) oder weniger bereitstellte, wurde die Siliziumoxidschicht lediglich auf der porösen Siliziumoberfläche und den Porenseitenwänden ausgebildet, wobei ein monokristalliner Siliziumbereich innerhalb des Wafers verblieb.

4) Die vorstehend angeführten Wafer wurden in eine auf 1,25% verdünnte wässrige Flusssäurelösung für 30 Sekunden und danach in reines Wasser für 10 Minuten zum überfließenden Spülen eingetaucht, um die auf der porösen Schichtoberfläche ausgebildete ultradünne Siliziumoxidschicht zu entfernen.
5) Die auf einem Waferträger angeordneten vorstehend beschriebenen Wafer wurden in eine Beladungsschleusenkammer eines CVD-Gerätes für Epitaxiewachstum angesetzt, indem die Beladungsschleusenkammer zum Einsetzen von Wafern auf den Waferträger, eine Transportkammer mit einem Wafertransportroboter und eine Prozesskammer verbunden waren.

Die Beladungsschleusenkammer wurde mit einer Trockenpumpe von Atmosphärendruck auf 1 Torr oder weniger evakuiert, und N₂-Gas wurde darin eingeführt, damit der Druck auf 80 Torr anstieg. Die Transportkammer wurde im Voraus mit der Einführung von N₂-Gas auf 80 Torr gehalten. In der Prozesskammer wurde ein Suszeptor angeordnet, der aus mit CVD-SiC beschichtetem Kohlenstoff zum Halten der Wafer ausgebildet ist. Der Suszeptor wurde auf etwa 750°C durch eine IR-Lampe im Voraus erwärmt. Ein Wasserstoffreinigungsmittel unter Verwendung einer erwärmten Palladiumlegierung führte der Prozesskammer über ein etwa 10 m langes innen poliertes Rohr aus rostfreiem Stahl gereinigtes Wasserstoffgas zu.
Die Wafer wurden durch den Transportroboter aus der Beladungsschleusenkammer über die Transportkammer zu der Prozesskammer befördert und auf dem Suszeptor angeordnet.

6) Nachdem das Innere der Prozesskammer auf einen Druck von 800 hPa (600 Torr) eingestellt wurde, wurden die auf dem Suszeptor transportierten Wafer mit einer IR-Lampe mit einer Rate von 100°C/Minute auf 950°C erwärmt, und bei dieser Temperatur für 2 Sekunden gehalten, und dann auf 750°C abgekühlt und mit dem Transportroboter über die Transportkammer zu der Beladungsschleusenkammer wieder herausgenommen. Ein anderer Wafer wurde bei 950°C für 120 Sekunden gehalten, und ansonsten danach denselben vorstehend beschriebenen Behandlungen unterzogen und wieder zu der Beladungsschleusenkammer zurückgebracht.
7) Die Beladungsschleusenkammer wurde zur Atmosphäre geöffnet, und die Wafer wurden herausgenommen. Die porösen Schichtoberflächen wurden mit einem Teilchenuntersuchungsgerät betrachtet, um zu zeigen, dass die für 2 Sekunden behandelten Wafer einen Trübungswert der porösen Schichtoberfläche von 11,9 ppm und die für 120 Sekunden behandelten Wafer einen Trübungswert von 25,7 ppm aufwiesen. Da die Probe einen Trübungswert von 9,1 ppm zeigte, bevor sie in dem Epitaxiewachstumsgerät platziert wurde, waren die Trübungswerte nach der Behandlung etwa 1,3 mal bzw. 2,8 mal so groß wie vor der Behandlung. Daher waren ihre Änderungsraten r 1,3 bzw. 2,8.
8) Ferner wurden im Voraus bereitgestellte SOI-Substrate in einer HF-Lösung eingetaucht, danach mit Wasser gesäubert und getrocknet, und die Schichtdicke der SOI-Schicht mit einem Schichtdickemesser der optischen Interferenzbauart gemessen, und danach den vorstehend beschriebenen Behandlungen 5) und 6) unterzogen und aus der Beladungsschleusenkammer herausgenommen. Die Dicken der SOI-Schichten wurden erneut gemessen, um herauszufinden, dass die Schichtdicken lediglich um weniger als 1 nm bei beiden Proben reduziert war.
9) Die der vorstehend beschriebenen Behandlung 4) unterzogenen Wafer wurden in die Prozesskammer des Epitaxiewachstumsgeräts auf dieselbe Weise verbracht, wie vorstehend unter 5) beschrieben ist.
10) Nachdem der Druck der Prozesskammer auf 600 Torr eingestellt wurde, wurden die auf dem Suszeptor transportierten Wafer mit einer IR-Lampe mit einer Rate von 100°C/Minute erwärmt, und einer Wärmebehandlung (Vorbackbehandlung) mit einer Haltezeit von 2 Sekunden bei 950°C unterzogen; danach wurde SiH₄ dem Wasserstoffträgergas hinzugefügt, so dass eine Konzentration von 28 ppm bereitgestellt wurde, um dadurch den Wafer für 200 Sekunden zu behandeln, wonach die Zufügung von SiH₄ gestoppt wurde. Dann wurde der Druck auf 100 hPa (80 Torr) und die Temperatur auf 900°C verringert, und SiH₂Cl₂ wurde hinzugefügt, so dass eine Konzentration von 0,5 Mol% bereitgestellt wurde, um dadurch eine nicht poröse monokristalline Siliziumschicht mit einer Dicke von 2 μm auszubilden. Dann wurde die Temperatur auf 750°C in Wasserstoffatmosphäre verringert, und der Wafer wurde erneut mit dem Transportroboter über die Transportkammer zu der Beladungsschleusenkammer herausgeführt. Der andere Wafer wurde der Vorbackbehandlung bei 950°C in einer Wasserstoffatmosphäre für 120 Sekunden unterzogen, und durchlief ansonsten dieselbe vorstehend beschriebene Behandlung, wonach er zu der Beladungsschleusenkammer zurückgeführt wurde. Dabei sei angemerkt, dass wenn SiH₄ zur Bereitstellung einer Konzentration von 28 ppm hinzugefügt wurde, lag die Wachstumsrate bei 3,3 nm/Minute.
11) Die bei der vorstehenden Behandlung 10) fertiggestellten Wafer wurden zur Fehleroffenlegung geätzt, um in die nicht poröse monokristalline Siliziumschicht eingefügte Kristallfehler offen zu legen, und dann mit einem Nomarski-Differenzialinterferenzmikroskop betrachtet. Die somit betrachteten Fehler wiesen einen Stapelfehlerprozentsatz von 99% oder mehr auf. Die Stapelfehlerdichte lag bei 84/cm² für den Vorbackvorgang für 2 Sekunden, und bei 160/cm² für den Vorbackvorgang von 60 Sekunden, womit er im Vergleich zu dem Wert von 1,5 × 10⁴/cm² für die Vorbackbehandlung für 120 Sekunden bei 1100°C drastisch reduziert war. Insbesondere wurde für den Vorbackvorgang für 2 Sekunden bei 950°C eine Stapelfehlerdichte von weniger als 100/cm² erhalten.

(Beispiel 3: 950°C, 800 hPa (600 Torr), Vorbackvorgang (2 Sekunden), Vorinjektion, Epitaxieschicht – 0,32 μm)

1) CZ8-Zoll p⁺-Siliziumwafer (100) wurden bereitgestellt, die durch Hinzufügen von Bor als p-Dotierstoff zur Bereitstellung eines spezifischen Widerstands von 0,015 Ωcm ± 0,01 Ωcm erhalten wurden.
2) In einer wässrigen Lösung aus einer Mischung von 49 Flusssäure und Ethylalkohol bei einem Verhältnis von 2:1 wurde der vorstehend angeführte Wafer als Anode und eine Platinplatte mit einem Durchmesser von 6 Zoll als Kathode gegenüber dem Wafer angeordnet. Die Rückseite des Siliziumwafers wurde gegenüber einer Seite eines weiteren p⁺-Siliziumwafers mit derselben Lösung dazwischen angeordnet, womit dem entfernteren Wafer die Zuwendung zu einer Platinplatte mit einem Durchmesser von 6 Zoll ermöglicht wurde. Die jeweiligen Lösungen zwischen den Wafern waren voneinander getrennt, so dass sie nicht miteinander in elektrischer Leitung standen. Zwischen dem Siliziumwafer und der Platinplatte floss ein Strom mit einer Stromdichte von 10 mA/cm² für 12 Minuten, um die Siliziumwafer zu anodisieren, so dass eine Vielzahl der Wafer jeweils mit einer porösen Siliziumschicht mit einer Dicke von 12 μm auf der Oberfläche ausgebildet wurden.
3) Nachfolgend wurde jeder Wafer, auf dem eine poröse Siliziumschicht ausgebildet wurde, einer Oxidation in einer Sauerstoffatmosphäre bei 400°C für eine Stunde unterzogen. Da diese Oxidationsbehandlung eine Oxidschicht mit einer Dicke von lediglich 5 nm (50 Å) oder weniger bereitstellt, wurde die Siliziumoxidschicht lediglich auf der porösen Siliziumoberfläche und den porösen Seitenwänden ausgebildet, wobei ein monokristalliner Siliziumbereich innerhalb des Wafers verblieb.
4) Die vorstehend beschriebenen Wafer wurden für 30 Sekunden in einer auf 1,25% verdünnten wässrigen Flusssäurelösung und dann in reines Wasser für 10 Minuten für eine Überspülungsreinigung eingetaucht, damit die auf der porösen Schichtoberfläche ausgebildete ultradünne Siliziumoxidschicht entfernt wurde.
5) Die vorstehend angeführten Wafer wurden auf einem Waferträger platziert und in eine Beladungsschleusenkammer des CVD-Gerätes für Epitaxiewachstum eingesetzt, in dem die Beladungsschleusenkammer zum Einsetzen von Wafern auf den Waferträger, eine Transportkammer mit einem Wafertransportroboter und eine Prozesskammer verbunden waren. Die Beladungsschleusenkammer wurde mit einer Trockenpumpe von Atmosphärendruck auf 1,3 hPa (1 Torr) oder weniger evakuiert, und N₂-Gas wurde darin zum Erhöhen des Drucks auf 100 hPa (80 Torr) eingeführt. Die Transportkammer wurde bei 100 hPa (80 Torr) durch Einführen von N₂-Gas im Voraus gehalten. In der Prozesskammer wurde ein Suszeptor platziert, der aus mit CVD-SiC beschichtetem Kohlenstoff zum Halten von Wafern ausgebildet ist. Der Suszeptor wurde mit einer IR-Lampe auf etwa 750°C im Voraus erwärmt. In die Prozesskammer wurde gereinigtes Wasserstoffgas aus einem Wasserstoffreinigungsmittel unter Verwendung einer erwärmten Palladiumlegierung über ein etwa 10 m langes innen poliertes rostfreies Stahlrohr zugeführt.

Die Wafer wurden mit dem Transportroboter aus der Beladungsschleusenkammer über die Transportkammer in die Prozesskammer befördert und auf dem Suszeptor platziert.

6) Die somit auf dem Suszeptor transportierten Wafer wurden mit einer IR-Lampe mit einer Rate von 100°C/Minute erwärmt und bei 950°C für einen Vorbackvorgang für 2 Sekunden gehalten. Die Bedingungen waren dabei derart, dass die geätzte Dicke von Silizium weniger als 1 nm und die Änderungsrate r für den Trübungswert 1,3 betrugen.

Danach wurde SiH₂Cl₂ dem Wasserstoffträgergas zur Bereitstellung einer Konzentration von 28 ppm hinzugefügt, damit eine Behandlung für 200 Sekunden ausgeführt wurde, und das Hinzufügen von SiH₄ wurde gestoppt, wonach die Temperatur auf 900°C verringert wurde; danach wurde SiH₂Cl₂ hinzugefügt, so dass eine Konzentration von 0,5 Mol% zur Ausbildung von nicht porösen monokristallinen Siliziumschichten mit einer Dicke von 0,32 μm bereitgestellt waren; dann wurde die Temperatur auf 750°C in Wasserstoffatmosphäre verringert, und die Wafer wurden mit dem Transportroboter über die Transportkammer wieder in die Beladungsschleusenkammer herausgenommen. Die somit ausgebildeten nicht porösen monokristallinen Siliziumschichten wiesen eine Durchschnittsdicke von 0,32 μm und einen Maximalwert – Minimalwert = 8 nm auf.

7) Jeder Wafer, auf dem die nicht poröse monokristalline Siliziumschicht epitaktisch aufgewachsen war, wurde in einen Ofen in vertikaler Bauart eingesetzt, und einer Wärmebehandlung bei 1000°C in einem Mischgas aus durch Verbrennen von Sauerstoff und Wasserstoff ausgebildetem Wasserdampf sowie dem verbliebenen Sauerstoff zum Oxidieren der Oberfläche des nicht porösen monokristallinen Siliziums unterzogen, um somit eine Siliziumoxidschicht mit einer Dicke von 208 nm auszubilden.
8) Jeder der vorstehend angeführten Wafer und ein zweiter Siliziumwafer wurden in der Reinigungsanlage eines Siliziumhalbleiterprozesses gereinigt, und dann vorsichtig übereinander gelegt, wobei ihre Hauptoberflächen einander zugewandt waren, und dann in ihrer Mitte gepresst, um sie miteinander zu integrieren.
9) Nachfolgend wurden die somit integrierten Wafer in den Ofen in vertikaler Bauart eingesetzt, und einer Wärmebehandlung bei 1100°C in einer Sauerstoffatmosphäre für eine Stunde unterzogen.
10) Die Rückseite jedes der Wafer, auf dem das poröse Silizium ausgebildet wurde, wurde mit einer Schleifeinrichtung zum Freilegen des porösen Siliziums auf der gesamten Waferoberfläche geschliffen.
11) Die somit freigelegten porösen Siliziumschichten wurden in eine Mischlösung aus Flusssäure und einer wässrigen Wasserstoffperoxidlösung zum Entfernen des gesamten porösen Siliziums in etwa 2 Stunden eingetaucht, wobei sich auf der gesamten Waferoberfläche die Interferenzfarbe aufgrund der nicht porösen monokristallinen Siliziumschicht und der thermisch oxidierten Siliziumschicht zeigte.
12) Die bei der vorstehend angeführten Behandlung 11) fertiggestellten Wafer wurden in einer bei dem Siliziumhalbleitervorrichtungsprozess allgemein verwendeten Reinigungsanlage gereinigt, und in einen Wasserstoffausheilofen in vertikaler Bauart eingesetzt sowie einer Wärmebehandlung in einer Atmosphäre von 100 Wasserstoff bei 1100°C für vier Stunden unterzogen. Das verwendete Wasserstoffgas wurde durch ein kommerziell erhältliches Wasserstoffreinigungsmittel unter Verwendung einer Palladiumlegierung über ein mit dem Gerät verbundenes 7 m langes innen poliertes rostfreies Stahlrohr gereinigt.
13) Somit wurden die SOI-Strukturwafer erzeugt, bei denen eine 200 nm dicke Siliziumoxidschicht und eine 200 nm dicke monokristalline Siliziumschicht auf dem zweiten Siliziumwafer gestapelt waren.

Die monokristallinen Siliziumschichten wiesen eine Durchschnittsdicke von 201 nm und einen Maximalwert – Minimalwert = 8 nm auf.
Die bei der vorstehend angeführten Behandlung 13) fertiggestellten Wafer wurden einem Fehleroffenlegungsätzvorgang unterzogen, um die monokristalline Siliziumschicht in einer Dicke von 130 nm zu entfernen, und dann in eine 49%ige Flusssäurelösung für 3 Minuten eingetaucht. Folglich wurde die vergrabene Oxidschicht durch die Flusssäure durch die Kristallfehlerabschnitte geätzt, die in der durch den Fehleroffenlegungsätzvorgang geätzte monokristalline Siliziumschicht verblieben, wobei die Fehlerdichte leicht mit einem Nomarski-Differenzialinterferenzmikroskop bestimmt werden konnte. Die somit beobachtete Fehlerdichte lag bei 84/cm². Es ergab sich, dass die in die nicht poröse monokristalline Siliziumschicht eingeführten Stapelfehler durch den Wasserstoffausheilvorgang reduziert wurden. Somit wurden dünne SOI-Schichten mit einer homogenen Schichtdicke und einer Kristallfehlerdichte von weniger als 100/cm² erhalten.
(Beispiel 4: 950°C, 800 hPa (600 Torr), Vorbackvorgang (2 Sekunden, 120 Sekunden), kein Vorinjektionsvorgang, Epitaxieschicht – 2 μm)

1) Bor wurde als p-Dotierstoff hinzugefügt, um p⁺-Siliziumwafer (100) mit einem Durchmesser von 6-Zoll (CZ-Wafer) mit einem spezifischen Widerstand von 0,015 Ωcm ± 0,005 Ωcm bereitzustellen.
2) In einer Lösung, in der 49% Flusssäure und Ethylalkohol in einem Verhältnis von 2:1 gemischt wurden, wurde der vorstehend beschriebene Siliziumwafer als Anode angeordnet, und eine Platinplatte mit einem Durchmesser von 6 Zoll wurde als Kathode gegenüber dem Siliziumwafer angeordnet. Die Rückseite des Siliziumwafers wurde gegenüber einer Oberflächenseite eines weiteren p⁺-Siliziumwafers mit derselben Lösung dazwischen angeordnet, womit dem entfernteren Wafer die Zuwendung zu einer Platinplatte mit einem Durchmesser von 15 cm (6 Zoll) ermöglicht wurde. Die jeweiligen Lösungen zwischen den Wafern wurden voneinander getrennt, womit eine elektrische Leitung dazwischen vermieden wurde. Zwischen dem vorstehend beschriebenen Siliziumwafer und der Platinplatte floss ein Strom mit einer Stromdichte von 10 mA/cm² für 12 Minuten zum Anodisieren der Siliziumwafer, womit eine poröse Siliziumschicht von 12 μm Dicke auf jeder Oberfläche ausgebildet wurde.
3) Nachfolgend wurde jeder Wafer, auf dem somit eine poröse Siliziumschicht ausgebildet war, einer Oxidation bei 400°C in einer Sauerstoffatmosphäre für eine Stunde unterzogen. Da diese Sauerstoffbehandlung eine Oxidschicht mit einer Dicke von lediglich etwa 5 nm (50 Å) oder weniger bereitstellte, wurde die Siliziumoxidschicht lediglich auf der porösen Siliziumoberfläche und den Porenseitenwänden ausgebildet, wobei ein monokristalliner Siliziumbereich innerhalb des Wafers verblieb.
4) Die vorstehend angeführten Wafer wurden in einer auf 1,25% verdünnte wässrige Flusssäurelösung für 30 Sekunden und dann in reines Wasser für 10 Minuten zum Überspülungsreinigen eingetaucht, um die auf der porösen Schichtoberfläche ausgebildete ultradünne Siliziumoxidschicht zu entfernen.
5) Die vorstehend angeführten Wafer wurden, auf einem Waferträger platziert, in eine Beladungsschleusenkammer des CVD-Epitaxiewachstumsgerätes eingesetzt, bei dem die Beladungsschleusenkammer zum Einsetzen von Wafern auf dem Waferträger, eine Transportkammer mit einem Wafertransportroboter und eine Prozesskammer verbunden waren. Die Beladungsschleusenkammer wurde mit einer Trockenpumpe von Atmosphärendruck auf 1,3 hPa (1 Torr) oder weniger evakuiert, und N₂-Gas wurde darin eingeführt, bis der Druck 100 hPa (80 Torr) betrug.

Die Transportkammer wurde bei 100 hPa (80 Torr) durch die Einführung von N₂-Gas im Voraus erhalten. In der Prozesskammer wurde ein Suszeptor platziert, der aus mit CVD-SiC beschichtetem Kohlenstoff zum Halten von Wafern ausgebildet war. Der Suszeptor wurde auf etwa 750°C im Voraus durch eine IR-Lampe erwärmt. Eine Wasserstoffreinigungseinrichtung unter Verwendung einer erwärmten Palladiumlegierung führte gereinigtes Wasserstoffgas an die Prozesskammer über ein etwa 10 m langes innen poliertes Rohr aus rostfreiem Stahl zu.
Die Wafer wurden durch den Transportroboter von der Beladungsschleusenkammer über die Transportkammer in die Prozesskammer befördert und auf dem Suszeptor platziert.

6) Nachdem die Prozesskammer auf einen Druck von 800 hPa (600 Torr) eingestellt wurde, wurden die auf dem Suszeptor transportierten Wafer mit einer IR-Lampe mit einer Rate von 100°C/Minute bis auf 950°C erwärmt, und bei dieser Temperatur für 2 Sekunden gehalten, und dann auf 750°C abgekühlt und mit dem Transportroboter über die Transportkammer wieder in die Beladungsschleusenkammer herausgenommen. Ein anderer Wafer wurde bei 950°C für 60 Sekunden gehalten, und ansonsten danach denselben vorstehend beschriebenen Behandlungen unterzogen, und sodann in die Beladungsschleusenkammer zurückgeführt.
7) Die Beladungsschleusenkammer wurde an die Atmosphäre geöffnet, und die Wafer wurden herausgenommen. Die porösen Schichtoberflächen wurden mit einem Teilchenuntersuchungsgerät gemessen, um zu zeigen, dass der für 2 Sekunden behandelte Wafer einen Trübungswert der porösen Schichtoberfläche von 11,9 aufwies, und der für 60 Sekunden behandelte Wafer einen Trübungswert von 16,3 aufwies. Da die Probe einen Trübungswert von 9,1 vor der Anordnung im Epitaxiewachstumsgerät zeigte, waren die Trübungswerte nach der Behandlung etwa 1,3 mal bzw. etwa 1,8 mal so groß wie vor der Behandlung.
8) Ferner wurden im Voraus bereitgestellte SOI-Substrate in eine Flusssäurelösung eingetaucht, dann mit Wasser gesäubert und getrocknet, und bezüglich der Schichtdicke der SOI-Schicht mit einem Schichtdickenmessgerät in der optischen Interferenzbauart gemessen, und den vorstehend angeführten Behandlungen 5) und 6) unterzogen, und aus der Beladungsschleusenkammer herausgeführt. Die Dicken der SOI-Schichten wurden erneut gemessen, wobei herausgefunden wurde, dass die reduzierte Schichtdicke bei beiden Proben lediglich weniger als 1 nm betrug.
9) Die der vorstehend beschrieben Behandlung 4) unterzogenen Wafer wurden in die Prozesskammer des Epitaxiewachstumsgerätes auf dieselbe Weise wie bei der vorstehend beschriebenen Behandlung 5) transportiert.
10) Nachdem der Druck der Prozesskammer auf 800 hPa (600 Torr) eingestellt wurde, wurde der auf dem Suszeptor beförderte Wafer mit einer IR-Lampe bei einer Rate von 100°C/Minute erwärmt, und einer Wärmebehandlung mit einer Haltezeit von 2 Sekunden bei 950°C unterzogen. Dann wurde der Druck auf 100 hPa (80 Torr) und die Temperatur auf 900°C verringert, und SiH₂Cl₂ wurde hinzugefügt, so dass eine Konzentration von 0,5 Mol% bereitgestellt wurde, um dadurch eine nicht poröse monokristalline Siliziumschicht mit einer Dicke von 2 μm auszubilden. Dann wurde die Temperatur auf 750°C in der Wasserstoffatmosphäre verringert, und der Wafer wurde erneut mit dem Transportroboter über die Transportkammer in die Beladungsschleusenkammer herausgeführt. Der andere Wafer wurde der Vorbackbehandlung bei 950°C in einer Wasserstoffatmosphäre für 120 Sekunden unterzogen, und durchlief ansonsten dieselbe Behandlung, wie sie vorstehend beschrieben ist, und wurde dann in die Beladungsschleusenkammer zurückgeführt.
11) Die bei der vorstehend beschriebenen Behandlung 10) fertiggestellten Wafer wurden zur Fehleroffenbarung geätzt, um die in die nicht poröse monokristalline Siliziumschicht eingeführten Kristallfehler aufzuzeigen, und dann mit einem Nomarski-Differenzialinterferenzmikroskop betrachtet. Die somit betrachteten Fehler wiesen einen Stapelfehlerprozentsatz von 99% oder mehr auf. Die Stapelfehlerdichte lag bei 170/cm² für den Vorbackvorgang von 2 Sekunden, und bei 270/cm² für den Vorbackvorgang von 60 Sekunden, womit sie im Vergleich zu dem Wert von 1,5 × 10⁴/cm² für die Vorbackbehandlung für 120 Sekunden bei 1100°C drastisch reduziert war.

(Beispiel 5: 900°C, 640 hPa (454 Torr), Vorbackvorgang (2 Sekunden, 120 Sekunden), Vorinjektionsvorgang, Epitaxieschicht – 2 μm)

1) Bor wurde als p-Dotierstoff hinzugefügt, um p⁺-Siliziumwafer (CZ-Wafer) mit einem Durchmesser von 6 Zoll (100) mit einem spezifischen Widerstand von 0,015 Ωcm ± 0,005 Ωcm bereitzustellen.
2) In einer Lösung, in der 49% Flusssäure und Ethylalkohol mit einem Verhältnis von 2:1 gemischt waren, wurde der vorstehend beschriebene Siliziumwafer als Anode und eine Platinplatte mit einem Durchmesser von 15 cm (6 Zoll) als Kathode gegenüber dem Siliziumwafer angeordnet. Die Rückseite des Siliziumwafers wurde gegenüber der Oberflächenseite eines weiteren p⁺-Siliziumwafers mit derselben Lösung dazwischen angeordnet, womit dem entfernteren Wafer die Zuwendung zu einer Platinplatte mit einem Durchmesser von 15 cm (6 Zoll) ermöglicht wurde. Die jeweiligen Lösungen zwischen den Wafern wurden voneinander getrennt, womit eine elektrische Leitung dazwischen vermieden wurde. Zwischen dem vorstehend beschriebenen Siliziumwafer und der Platinplatte floss ein Strom mit einer Stromdichte von 10 mA/cm² für 12 Minuten, um die Siliziumwafer zu anodisieren, womit eine poröse Siliziumschicht von 12 μm Dicke auf jeder Oberfläche ausgebildet wurde.
3) Nachfolgend wurde jeder Wafer, auf dem eine poröse Siliziumschicht somit ausgebildet war, einer Oxidation bei 400°C in einer Sauerstoffatmosphäre für eine Stunde unterzogen. Da diese Oxidationsbehandlung lediglich eine etwa 5 nm (50 Å) oder weniger dicke Oxidschicht bereitstellte, wurde die Siliziumoxidschicht lediglich auf der porösen Siliziumoberfläche und den Porenseitenwänden ausgebildet, wobei ein monokristalliner Siliziumbereich innerhalb des Wafers verblieb.
4) Die vorstehend beschriebenen Wafer wurden in eine auf 1,25% verdünnte wässrige Flusssäurelösung für 30 Sekunden und dann in reines Wasser für 10 Minuten zur Überspülungsreinigung eingetaucht, damit die auf der porösen Schichtoberfläche ausgebildete ultradünne Siliziumoxidschicht entfernt wurde.
5) Die auf einem Waferträger platzierten vorstehend angeführten Wafer wurden in eine Beladungsschleusenkammer des CVD-Epitaxiewachstumsgerätes eingesetzt, in dem die Beladungsschleusenkammer zum Einsetzen von Wafern auf den Waferträger, eine Transportkammer mit einem Wafertransportroboter und eine Prozesskammer verbunden waren. Die Beladungsschleusenkammer wurde mit einer Trockenpumpe von Atmosphärendruck auf 1,3 hPa (1 Torr) oder weniger evakuiert, und N₂-Gas wurde eingeführt, um den Druck auf 100 hPa (80 Torr) einzustellen. Die Transportkammer wurde bei 100 hPa (80 Torr) durch die Einführung von N₂-Gas im Voraus gehalten. In der Prozesskammer wurde ein Suszeptor angeordnet, der zum Halten der Wafer aus mit CVD-SiC beschichtetem Kohlenstoff ausgebildet war. Der Suszeptor wurde auf etwa 750°C durch eine IR-Lampe im Voraus erwärmt. Eine Wasserstoffreinigungseinrichtung unter Verwendung einer erwärmten Palladiumlegierung führte gereinigtes Wasserstoffgas über ein etwa 10 m langes innen poliertes Rohr aus rostfreiem Stahl an die Prozesskammer zu.

Die Wafer wurden durch den Transportroboter von der Beladungsschleusenkammer über die Transportkammer zu der Prozesskammer befördert und auf dem Suszeptor angeordnet.

6) Nachdem die Prozesskammer auf einen Druck von 600 hPa (450 Torr) eingestellt war, wurden die auf dem Suszeptor transportierten Wafer mit einer IR-Lampe mit einer Rate von 100°C/Minute bis auf 900°C erwärmt, und bei dieser Temperatur für 2 Sekunden gehalten, und danach auf 750°C abgekühlt, und dann mit dem Transportroboter über die Transportkammer wieder in die Beladungsschleusenkammer herausgenommen. Ein anderer Wafer wurde bei 900°C für 120 Sekunden gehalten, und ansonsten denselben vorstehend beschriebenen Behandlungen unterzogen, und danach in die Beladungsschleusenkammer zurückgeführt.
7) Die Beladungsschleusenkammer wurde zur Atmosphäre geöffnet, und die Wafer wurden herausgenommen. Die porösen Schichtoberflächen wurden mit einem Teilchenuntersuchungsgerät gemessen, um zu zeigen, dass die für 2 Sekunden behandelten Wafer einen Durchschnittstrübungswert der porösen Schichtoberfläche von 12,1 aufwiesen, und die für 60 Sekunden behandelten Wafer einen Durchschnittstrübungswert der porösen Schichtoberfläche von 14,3 aufwiesen. Da die Probe einen Durchschnittstrübungswert von 9,2 zeigte, bevor sie in dem Epitaxiewachstumsgerät angeordnet wurde, waren ihre Trübungswerte etwa 1,3 mal bzw. 1,6 mal so groß wie vor der Behandlung.
8) Im Voraus bereitgestellte SOI-Substrate wurden ferner in eine HF-Lösung eingetaucht, dann mit Wasser gereinigt und getrocknet, und bezüglich der Schichtdicke der SOI-Schicht mit einem Schichtdickenmessgerät in der optischen Interferenzbauart gemessen, und den vorstehend beschriebenen Behandlungen 5) und 6) unterzogen, und aus der Beladungsschleusenkammer herausgeführt. Die Dicken der SOI-Schichten wurden erneut gemessen, wobei herausgefunden wurde, dass die Schichtdicke sich bei beiden Proben lediglich um 1 nm verringerte.
9) Die der vorstehend beschriebenen Behandlung 4) unterzogenen Wafer wurden in die Prozesskammer des Epitaxiewachstumsgerätes auf die vorstehend bei 5) beschriebene Weise transportiert.
10) Nachdem der Druck der Prozesskammer auf 600 hPa (450 Torr) eingestellt war, wurde der auf dem Suszeptor transportierte Wafer mit einer IR-Lampe bei einer Rate von 100°C/Minute erwärmt, und einer Wärmebehandlung mit einer Haltezeit von 2 Sekunden bei 900°C (Vorbackbehandlung) unterzogen; dann wurde SiH₄ dem Wasserstoffträgergas zur Bereitstellung einer Konzentration von 28 ppm hinzugefügt, um dadurch den Wafer für 200 Sekunden zu behandeln, und die Zufuhr von SiH₄ wurde gestoppt. Dann wurde der Druck auf 80 Torr und die Temperatur auf 900°C verringert, und SiH₂Cl₂ wurde hinzugefügt, um eine Konzentration von 0,7 Mol% bereitzustellen, um dadurch eine nicht poröse monokristalline Siliziumschicht in der Dicke von 2 μm auszubilden. Dann wurde die Temperatur auf 750°C in Wasserstoffatmosphäre verringert, und der Wafer wurde erneut mit dem Transportroboter über die Transportkammer in die Beladungsschleusenkammer herausgenommen. Der andere Wafer wurde der Vorbackbehandlung bei 900°C in einer Wasserstoffatmosphäre für 60 Sekunden unterzogen, und durchlief ansonsten dieselbe vorstehend beschriebene Behandlung, wonach er in die Beladungsschleusenkammer zurückgeführt wurde.
11) Die bei der vorstehend beschriebenen Behandlung 10) fertiggestellten Wafer wurden zur Fehleroffenlegung geätzt, um die in die nicht poröse monokristalline Siliziumschicht eingeführten Kristallfehler offen zu legen, und dann mit einem Nomarski-Differenzialinterferenzmikroskop betrachtet. Die somit betrachteten Fehler wiesen einen Stapelfehlerprozentsatz von 99% oder mehr auf. Die Stapelfehlerdichte betrug 350/cm² für den Vorbackvorgang für 2 Sekunden und 400/cm² für den Vorbackvorgang für 60 Sekunden, womit sie im Vergleich zu dem Wert von 1,5 × 10⁴/cm² für die Vorbackbehandlung für 120 Sekunden bei 1100°C drastisch reduziert war, so dass eine Fehlerdichte von weniger als 1000/cm² erzielt war.

(Beispiel 6: 870°C, 100 hPa (80 Torr), Vorbackvorgang (5 Sekunden, 60 Sekunden), Vorinjektionsvorgang, Epitaxieschicht – 2 μm)

1) Bor wurde als p-Dotierstoff zur Bereitstellung von p⁺-Siliziumwafern (CZ-Wafern) mit einem Durchmesser von 15 cm (6 Zoll) (100) mit einem spezifischen Widerstand von 0, 015 Ωcm ± 0, 005 Ωcm hinzugefügt.
2) In einer Lösung, in der 49% Flusssäure und Ethylalkohol mit einem Verhältnis von 2:1 gemischt waren, wurde der vorstehende Siliziumwafer als Anode und eine Platinplatte mit einem Durchmesser von 6 Zoll als Kathode gegenüber dem Siliziumwafer angeordnet. Die Rückseite des Siliziumwafers wurde gegenüber der Oberflächenseite eines weiteren p⁺-Siliziumwafers mit derselben Lösung dazwischen angeordnet, womit dem entfernten Wafer die Zuwendung zu einer Platinplatte mit einem Durchmesser von 15 cm (6 Zoll) ermöglicht wurde. Die jeweiligen Lösungen zwischen den Wafern wurden voneinander getrennt, womit eine elektrische Leitung dazwischen vermieden wurde. Zwischen dem vorstehend beschriebenen Siliziumwafer und der Platinplatte floss ein Strom bei einer Stromdichte von 10 mA/cm² für 12 Minuten zum Anodisieren der Siliziumwafer, wodurch eine poröse Siliziumschicht mit einer Dicke von 12 μm auf jeder Oberfläche ausgebildet wurde.
3) Nachfolgend wurde jeder Wafer, auf dem eine poröse Siliziumschicht somit ausgebildet war, einer Oxidation bei 400°C in einer Sauerstoffatmosphäre für eine Stunde unterzogen. Da diese Sauerstoffbehandlung eine Oxidschicht mit einer Dicke von lediglich etwa 5 nm (50 Å) oder weniger bereitstellte, wurde die Siliziumoxidschicht lediglich auf der porösen Sillziumoberfläche und den Porenseitenwänden ausgebildet, wobei ein monokristalliner Siliziumbereich innerhalb des Wafers verblieb.
4) Die vorstehend beschriebenen Wafer wurden in eine auf 1,3% verdünnte wässrige Flusssäurelösung für 30 Sekunden und dann in reines Wasser für 10 Minuten zur Überspülungsreinigung eingetaucht, um die auf der porösen Schichtoberfläche ausgebildete ultradünne Siliziumoxidschicht zu entfernen.
5) Die vorstehend beschriebenen Wafer wurden, auf einem Waferträger platziert, in eine Beladungsschleusenkammer des CVD-Epitaxiewachstumsgerätes eingesetzt, in dem die Beladungsschleusenkammer zum Einsetzen von Wafern auf den Waferträger, eine Transportkammer mit einem Wafertransportroboter, und eine Prozesskammer verbunden waren. Die Beladungsschleusenkammer wurde mit einer Trockenpumpe von Atmosphärendruck auf 1,3 hPa (1 Torr) oder weniger evakuiert, und N₂-Gas wurde darin eingeführt, um den Druck auf 100 hPa (80 Torr) einzustellen. Die Transportkammer wurde bei 100 hPa (80 Torr) mit der Einführung von N₂-Gas im Voraus gehalten. In der Prozesskammer wurde ein Suszeptor aus mit CVD-SiC beschichtetem Kohlenstoff zum Halten von Wafern platziert. Der Suszeptor wurde im Voraus auf etwa 750°C durch eine IR-Lampe erwärmt. Eine Wasserstoffreinigungseinrichtung unter Verwendung einer erwärmten Palladiumlegierung führte gereinigtes Wasserstoffgas über ein etwa 10 m langes innen poliertes Rohr aus rostfreiem Stahl an die Prozesskammer zu. Die Wafer wurden durch den Transportroboter von der Beladungsschleusenkammer über die Transportkammer in die Prozesskammer befördert, und dann auf dem Suszeptor angeordnet.
6) Nachdem die Prozesskammer auf einen Druck von 80 Torr eingestellt wurde, wurden die auf dem Suszeptor transportierten Wafer mit einer IR-Lampe mit einer Rate von 100°C/Minute auf 870°C erwärmt, und bei dieser Temperatur für 5 Sekunden gehalten, und dann auf 750°C abgekühlt, und mit dem Transportroboter über die Transportkammer wieder herausgeführt. Ein anderer Wafer wurde bei 870°C für 60 Sekunden gehalten, und ansonsten denselben vorstehend beschriebenen Behandlungen unterzogen, und dann in die Beladungsschleusenkammer zurückgeführt.
7) Die Beladungsschleusenkammer wurde an die Atmosphäre geöffnet, und die Wafer wurden herausgenommen. Der Trübungswert wurde mit dem Gerät „Surfscan 6420" gemessen, welches eine Schräge durch den Einfall mit einem Argonlaser mit einer Wellenlänge von 488 nm als Teilchenuntersuchungsgerät bestrahlt. Als Ergebnis ergab sich, dass der für 5 Sekunden behandelte Wafer einen durchschnittlichen Trübungswert der porösen Schichtoberfläche von 10,2 und der für 30 Sekunden behandelte Wafer einen durchschnittlichen Trübungswert der porösen Schichtoberfläche von 19,5 aufwies. Da die Probe einen durchschnittlichen Trübungswert von 8,5 zeigte, bevor sie in dem Epitaxiewachstumsgerät eingesetzt wurde, lagen ihre Trübungswerte nach der Behandlung beim etwa 1,2fachen bzw. etwa 2,3fachen.
8) Weiterhin wurden im Voraus bereitgestellte SOI-Substrate in einer HF-Lösung eingetaucht, dann mit Wasser gesäubert und getrocknet, und die Schichtdicke der SOI-Schicht mit einem Schichtdickenmessgerät in der optischen Interferenzbauart gemessen, und den vorstehend beschriebenen Behandlungen 5) und 6) unterzogen, und aus der Beladungsschleusenkammer herausgenommen. Die Dicken der SOI-Schichten wurden erneut gemessen, wobei herausgefunden wurde, dass die Schichtdicke bei beiden Proben lediglich um 1 nm reduziert war.
9) Die der vorstehend beschriebenen Behandlung 4) unterzogenen Wafer wurden in die Prozesskammer des Epitaxiewachstumsgerätes auf dieselbe Weise unterzogen, wie vorstehend unter 5) beschrieben ist.
10) Nachdem der Druck der Prozesskammer auf 80 Torr eingestellt wurde, wurden die auf dem Suszeptor transportierten Wafer mit einer IR-Lampe bei einer Rate von 100°C/Minute erwärmt, und einer Wärmebehandlung (Vorbackbehandlung) mit einer Haltezeit von etwa 2 Sekunden bei 900°C unterzogen; dann wurde SiH₄ dem Wasserstoffträgergas hinzugefügt, so dass eine Konzentration von 35 ppm bereitgestellt wurde, um dadurch den Wafer für 150 Sekunden zu behandeln, wonach die Zugabe von SiH₄ gestoppt wurde. Dann wurde SiH₂Cl₂ hinzugefügt, so dass eine Konzentration von 1 Mol% bereitgestellt wurde, um dadurch eine nicht poröse monokristalline Siliziumschicht mit einer Dicke von 2 μm auszubilden. Dann wurde die Temperatur auf 750°C in der Wasserstoffatmosphäre verringert, und der Wafer wurde erneut mit dem Transportroboter über die Transportkammer in die Beladungsschleusenkammer herausgenommen. Der andere Wafer wurde der Vorbackbehandlung für 60 Sekunden unterzogen, und durchlief ansonsten dieselbe vorstehend beschriebene Behandlung, und wurde in die Beladungsschleusenkammer zurückgeführt.
11) Die bei der vorstehend beschriebenen Behandlung 10) fertiggestellten Wafer wurden zur Fehleroffenlegung geätzt, damit die in die nicht poröse monokristalline Siliziumschicht eingeführten Kristallfehler freigelegt wurden, und dann mit einem Nomarski-Differenzialinterferenzmikroskop betrachtet. Die somit betrachteten Fehler wiesen einen Stapelfehlerprozentsatz von 99% oder mehr auf. Die Stapelfehlerdichte betrug für den Vorbackvorgang für 5 Sekunden 120/cm² und für den Vorbackvorgang für 30 Sekunden 430/cm², womit sie im Vergleich zu dem Wert von 1,5 × 10⁴/cm² für die Vorbackbehandlung für 120 Sekunden bei 1100°C drastisch reduziert waren, so dass eine Fehlerdichte von weniger als 1000/cm² erzielt war.

(Beispiel 7: 950°C, Vorbackvorgang (2 Sekunden), Vorinjektionsvorgang, Epitaxieschicht – 0,32 μm, Recycle-ELTRAN)

1) Als erstes Substrat wurden p⁺-Siliziumwafer (CZ-Wafer) mit einem Durchmesser von 8 Zoll (100) bereitgestellt, die durch Hinzufügen von Bor als p-Dotierstoff zur Bereitstellung eines spezifischen Widerstands von 0,015 Ωcm ± 0,01 Ωcm erhalten wurden.
2) Eine Oberflächenschicht des ersten monokristallinen Siliziumsubstrates wurde in einer HF-Lösung anodisiert. Die ersten Anodisierungsbedingungen waren wie folgt: Stromdichte: 7 mA/cm² Anodisierungslösung: HF:H₂O:C₂H₅OH = 1:1:1 Zeit: 5 Minuten Dicke der porösen Siliziumschicht: 5 μm

Die anderen Bedingungen waren wie folgt:
Stromdichte: 50 mA/cm²
Anodisierungslösung: HF:H₂O:C₂H₅OH = 1:1:1
Zeit: 10 Sekunden
Dicke des porösen Siliziums: –0,2 μm
Die Porosität der bei einer Stromdichte von 50 mA/cm² anodisierten porösen Siliziumschicht wurde erhöht, womit strukturell zerbrechliche hochporöse Dünnschichten ausgebildet wurden.
Genauer wurden von der Oberflächenseite des Siliziumwafers eine poröse Schicht mit einer geringen Porosität und eine poröse Schicht mit einer hohen Porosität in dieser Reihenfolge ausgebildet.

3) Nachfolgend wurde jeder Wafer, auf dem eine poröse Siliziumschicht ausgebildet war, eine Oxidation in einer Sauerstoffatmosphäre bei 40°C für eine Stunde unterzogen (Voroxidation). Da diese Sauerstoffbehandlung eine Oxidschicht mit einer Dicke von lediglich etwa 5 nm (50 Å) oder weniger bereitstellte, wurde die Siliziumoxidschicht lediglich auf der porösen Siliziumoberfläche und den Porenseitenwänden ausgebildet, wobei ein monokristalliner Siliziumbereich innerhalb des Wafers verblieb.
4) Die vorstehend beschriebenen Wafer wurden für 30 Sekunden in eine auf 1,25% verdünnte wässrige Flusssäurelösung und dann in reines Wasser für 10 Minuten zur Überspülungsreinigung eingetaucht, um die auf der porösen Schichtoberfläche ausgebildete ultradünne Siliziumoxidschicht zu entfernen.
5) Die vorstehend beschriebenen Wafer wurden auf einem Waferträger angeordnet und in eine Beladungsschleusenkammer des CVD-Epitaxiewachstumsgerätes eingesetzt, bei dem die Beladungsschleusenkammer zum Einsetzen von Wafern auf den Waferträger, eine Transportkammer mit einem Wafertransportroboter und eine Prozesskammer verbunden waren.

Die Beladungsschleusenkammer wurde mit einer Trockenpumpe von Atmosphärendruck auf 1,3 hPa (1 Torr) oder weniger evakuiert, und N₂-Gas wurde darin eingeführt, um den Druck auf 100 hPa (80 Torr) zu erhöhen.
Die Transportkammer wurde durch Einführen von N₂-Gas im Voraus bei 80 Torr gehalten. In der Prozesskammer wurde ein Suszeptor angeordnet, der aus mit CVD-SIC beschichtetem Kohlenstoff zum Halten von Wafern ausgebildet war. Der Suszeptor wurde mit einer IR-Lampe im Voraus auf etwa 750°C erwärmt. In die Prozesskammer wurde gereinigtes Wasserstoffgas von einer Wasserstoffreinigungseinrichtung unter Verwendung einer erwärmten Palladiumlegierung über ein etwa 10 m langes innen poliertes Rohr aus rostfreiem Stahl zugeführt.
Die Wafer wurden mit dem Transportroboter von der Beladungsschleusenkammer über die Transportkammer zu der Prozesskammer befördert, und auf dem Suszeptor angeordnet.

6) Die somit auf dem Suszeptor transportierten Wafer wurden mit einer IR-Lampe bei einer Rate von 100°C/Minute erwärmt, und bei 950°C zum Vorbacken für 2 Sekunden als dem Wärmebehandlungsvorgang (Vorbackbehandlung) gehalten; dann wurde SiH₄ dem Wasserstoffträgergas hinzugefügt, so dass eine Konzentration von 28 ppm bereitgestellt wurde, um dadurch den Wafer für 200 Sekunden zu behandeln, und danach wurde die Zugabe von SiH₄ gestoppt. Dann wurde die Temperatur auf 900°C verringert, und SiH₂Cl₂ wurde zur Bereitstellung einer Konzentration von 0,5 Mol% hinzugefügt, um dadurch eine nicht poröse monokristalline Siliziumschicht mit der Dicke von 0,32 μm auszubilden. Dann wurde die Temperatur auf 750°C in Wasserstoffatmosphäre verringert, und die Wafer wurden mit dem Transportroboter wieder über die Transportkammer in die Beladungsschleusenkammer herausgenommen. Die somit ausgebildeten nicht porösen monokristallinen Siliziumwafer wiesen eine Durchschnittsdicke von 0,32 μm und einen Maximalwert – Minimalwert = 8 nm auf. Der Trübungswert nach der Wärmebehandlung betrug 11,4 im Vergleich zu dem Trübungswert von 9,5 vor der Wärmebehandlung. Also lag der Wert r bei 1,2.

Weiterhin wurden im Voraus bereitgestellte SOI-Substrate in einer HF-Lösung eingetaucht, dann mit Wasser gereinigt und getrocknet, und bezüglich der Schichtdicke der SOI-Schicht mit einem Schichtdickenmessgerät in der optischen Interferenzbauart gemessen, und den vorstehend beschriebenen Behandlungen 5) und 6) unterzogen, und danach aus der Beladungsschleusenkammer herausgenommen. Die Dicken der SOI-Schichten wurden erneut gemessen, wobei sich ergab, dass die Schichtdicke bei beiden Proben lediglich um weniger als 1 nm reduziert waren.

7) Jeder Wafer, auf dem die nicht poröse monokristalline Siliziumschicht epitaktisch aufgewachsen war, wurde in einen Ofen in vertikaler Bauart eingesetzt, und einer Wärmebehandlung bei 1000°C in einem Mischgas aus durch Verbrennen von Sauerstoff und Wasserstoff ausgebildetem Wasserdampf und dem verbliebenen Sauerstoff zum Oxidieren der Oberfläche des nicht porösen monokristallinen Siliziums unterzogen, um dadurch eine Siliziumoxidschicht mit einer Dicke von 208 nm auszubilden.
8) Sowohl der vorstehend angeführte Wafer als auch ein zweiter Siliziumwafer wurden in der Reinigungsanlage eines Siliziumhalbleiterprozesses gereinigt, und dann mit ihren einander zugewandten Hauptoberflächen sanft übereinander gelegt, und in ihrer Mitte zur Integration gepresst.
9) Nachfolgend wurden die somit integrierten Wafer in dem Ofen in vertikaler Bauart eingesetzt, und eine Wärmebehandlung bei 1100°C in einer Sauerstoffatmosphäre für eine Stunde unterzogen.
10) Die somit verbundenen Wafer wurden mit einer Wasserdüse auf ihrer Seitenoberfläche besprüht, um einen Riss an der Seitenoberfläche zu erzeugen, wodurch die verbundenen Wafer an der porösen Schicht mit hoher Porosität geteilt wurden. Das Teilungsverfahren beinhaltet neben einem Wasserdüsenstrahl eine Druckaufbringung, eine Ziehkraftaufbringung, eine Scherkraftaufbringung, einen Keilvorgang oder andere äußere Druckaufbrinqungsverfahren, das Anwenden von Ultraschallwellen, Erwärmen, Oxidieren zur Erweiterung des porösen Siliziums von der Peripherie zum Aufbringen eines internen Drucks, impulsartiges Erwärmen zum Aufbringen einer Wärmeverspannung und Aufweichen. Ein beliebiges dieser Verfahren ermöglichte eine Teilung.
11) Der zweite Siliziumwafer mit den somit freigelegten porösen Siliziumschichten darauf wurde in eine Mischlösung aus Flusssäure und einer wässrigen Wasserstoffperoxidlösung eingetaucht, um das gesamte poröse Silizium in etwa 2 Stunden zu entfernen, wobei auf der gesamten Waferoberfläche die Interferenzfarbe aufgrund der nicht porösen monokristallinen Siliziumschicht und der thermisch oxidierten Siliziumschicht sichtbar war.
12) Die bei der vorstehend beschriebenen Behandlung 11) fertiggestellten Wafer wurden in einer bei dem Siliziumhalbleitervorrichtungsprozess allgemein verwendeten Reinigungsanlage gesäubert, und in einen Wasserstoffausheilofen in vertikaler Bauart eingesetzt, und einer Wärmebehandlung in einer 100%igen Wasserstoffatmosphäre bei 1100°C für 4 Stunden unterzogen. Das verwendete Wasserstoffgas wurde durch eine kommerziell erhältliche Wasserstoffreinigungseinrichtung unter Verwendung einer mit dem Gerät über ein innen poliertes etwa 7 m langes Rohr aus rostfreiem Stahl verbundenen Palladiumlegierung gereinigt.
13) Somit wurden SOI-Strukturwafer erzeugt, bei denen eine 200 nm dicke Siliziumoxidschicht und eine 200 nm dicke monokristalline Siliziumschicht auf dem zweiten Siliziumwafer gestapelt waren.
Die monokristallinen Siliziumwafer wiesen eine Durchschnittsdicke von 201 nm und eine Höhendifferenz zwischen dem Maximalwert und dem Minimalwert von 8 nm auf.
14) Die bei der vorstehend beschriebenen Behandlung 13) fertiggestellten Wafer wurden einem Ätzvorgang zur Fehlerfreilegung unterzogen, um die monokristalline Siliziumschicht in eine Dicke von 130 nm zu entfernen, und dann in eine 49%ige Flusssäurelösung für 3 Minuten eingetaucht. Als Folge wurde die vergrabene Oxidschicht durch die Flusssäure über die Abschnitte mit den Kristallfehlern geätzt, die in der durch den Ätzvorgang zur Fehlerfreilegung geätzten monokristallinen Siliziumschicht verblieben, wobei die Fehlerdichte mit einem Nomarski-Differenzialinterferenzmikroskop leicht bestimmt werden konnte. Die somit beobachtete Fehlerdichte betrug 64/cm². Die in die nicht poröse monokristalline Siliziumschicht eingeführten Stapelfehler wurden dem gemäß durch den Wasserstoffausheilvorgang reduziert. Somit wurden dünne SOI-Schichten mit einer homogenen Schichtdicke und einer Fehlerdichte von weniger als 100/cm² erhalten.

(Beispiel 8: 950°C, 100 hPa (80 Torr), Vorbackvorgang (2 Sekunden), Vorinjektionsvorgang, Epitaxieschicht – 0,01 μm, Heteroepitaxie)

1) Vier monokristalline p- oder n-Siliziumsubstrate (100) mit einem Durchmesser von 15 cm (6 Zoll) und einer Dicke von 615 μm sowie einem spezifischen Widerstand von 0,01 Ωcm wurden in einer mit Alkohol verdünnten Flusssäurelösung anodisiert, womit eine poröse Siliziumschicht auf einer Hauptoberfläche als Spiegeloberfläche jedes der Substrate ausgebildet wurde.
2) Die Anodisierungsbedingungen waren wie folgt: Stromdichte: 7 mA/cm² Anodisierungslösung: HF:H₂O:C₂H₅OH = 1:1:1 Zeit: 12 Minuten Dicke der porösen Siliziumschicht: 10 μm Porosität: 20
3) Nachfolgend wurde jeder Wafer, auf dem eine poröse Siliziumschicht ausgebildet war, einer Oxidation in einer Sauerstoffatmosphäre bei 400°C für eine Stunde unterzogen. Da diese Oxidationsbehandlung eine Oxidschicht mit einer Dicke von lediglich etwa 5 nm (50 Å) oder weniger bereitstellte, wurde die Siliziumoxidschicht lediglich auf der porösen Siliziumoberfläche und den Porenseitenwänden ausgebildet, wobei ein monokristalliner Siliziumbereich innerhalb des Wafers verblieb.
4) Die vorstehend beschriebenen Wafer wurden für 30 Sekunden in einer auf 1,25% verdünnten wässrigen Flusssäurelösung und dann in reines Wasser für 10 Minuten zur Überspülungsreinigung eingetaucht, um die auf der porösen Schichtoberfläche ausgebildete ultradünne Siliziumoxidschicht zu entfernen.
5) Die vorstehend beschriebenen Wafer wurden auf einem Waferträger angeordnet und in eine Beladungsschleusenkammer des CVD-Epitaxiewachstumsgerätes eingesetzt, in dem die Beladungsschleusenkammer zum Einsetzen von Wafern auf den Waferträger, eine Transportkammer mit einem Wafertransportroboter und eine Prozesskammer verbunden waren. Die Beladungsschleusenkammer wurde mit einer Trockenpumpe von Atmosphärendruck auf 1 Torr oder weniger evakuiert, und N₂-Gas wurde darin eingeführt, um den Druck auf 100 hPa (80 Torr) zu erhöhen. Die Transportkammer wurde bei 100 hPa (80 Torr) durch Einführen von N₂-Gas im Voraus gehalten. In der Prozesskammer wurde ein Suszeptor angeordnet, der aus mit CVD-SIC beschichtetem Kohlenstoff zum Halten von Wafern ausgebildet war. Der Suszeptor wurde mit einer IR-Lampe auf etwa 750°C im Voraus erwärmt. In die Prozesskammer wurde gereinigtes Wasserstoffgas von einer Wasserstoffreinigungseinrichtung unter Verwendung einer erwärmten Palladiumlegierung über ein etwa 10 m langes innen poliertes Rohr aus rostfreiem Stahl zugeführt.

Die Wafer wurden mit dem Transportroboter von der Beladungsschleusenkammer über die Transportkammer in die Prozesskammer befördert, und auf dem Suszeptor angeordnet.

6) Die somit auf dem Suszeptor transportierten Wafer wurden mit einer IR-Lampe mit einer Rate von 100°C/Minute erwärmt und bei 950°C für einen Vorbackvorgang für 2 Sekunden gehalten. Dann wurde SiH₄ dem Wasserstoffträgergas zur Bereitstellung einer Konzentration von 28 ppm hinzugefügt, um dadurch den Wafer für 200 Sekunden zu behandeln, wonach die Zugabe von SiH₄ gestoppt wurde. Dann wurde die Temperatur auf 750°C in der Wasserstoffatmosphäre verringert, und die Wafer wurden mit dem Transportroboter über die Transportkammer wieder in die Beladungsschleusenkammer herausgeführt. Die somit ausgebildeten nicht porösen monokristallinen Siliziumschichten wiesen eine Durchschnittsdicke von 0,03 μm auf. Der Trübungswert nach der Wärmebehandlung betrug 11,2 im Vergleich zu dem Trübungswert von 8,5 vor der Wärmebehandlung.

Durch das MOCVD-Verfharen (Metallorganische chemische Gasphasenabscheidung) wurde monokristallines Galliumarsenid mit einer Dicke von 1 μm auf diesem porösen Silizium epitaktisch aufgewachsen. Die Wachstumsbedingungen waren wie folgt:
Quellgas: TMG/AsH₃/H₂
Gasdruck: 100 hPa (80 Torr)
Temperatur: 700°C
Als Ergebnis einer Querschnittsbetrachtung unter Verwendung eines Elektronenmikroskops in der Transmissionsbauart wurde bestätigt, dass kein Kristallfehler in die Galliumarsenidschicht eingeführt wurde, und dass eine Galliumarsenidschicht mit guter Kristallinität ausgebildet worden ist. Gleichzeitig wurde ebenso bestätigt, dass eine extrem abrupte Grenzfläche zwischen der Galliumarsenidschicht und der mit Silizium auf ihrer Oberfläche versiegelten porösen Siliziumschicht ausgebildet worden ist.
Ferner wurde ein Ätzvorgang zum Freilegen von Fehlern durchgeführt, und die somit freigelegten Kristallfehler wurden unter Verwendung eines optischen Mikroskops zur Bestimmung der Kristallfehlerdichte gezählt, die bei etwa 1 × 10⁴/cm² lag.
Nach vorstehender Beschreibung können erfindungsgemäß die Bedingungen für die vor dem Aufwachsen einer nicht porösen monokristallinen Schicht auf einer porösen Siliziumschicht auszuführenden Wärmebehandlung (Vorbackvorgang) unter Verwendung der Änderungsrate r für den Trübungswert bestimmt werden, der leicht und einfach gemessen werden kann.
Gemäß vorstehender Beschreibung konnte durch Ausführen der Wärmebehandlung (dem Vorbackvorgang) unter der Bedingung der Steuerung der Änderungsrate r für den Trübungswert auf der Oberfläche von porösem Silizium vor und nach der Wärmebehandlung innerhalb des 3,5fachen, noch bevorzugter des 2fachen des Wertes vor der Wärmebehandlung und unter der Bedingung der Steuerung der geätzten Dicke von Silizium innerhalb von 2 nm oder weniger, noch bevorzugter 1 nm oder weniger, die Stapelfehlerdichte einer auf einer porösen Schicht ausgebildeten nicht porösen monokristallinen Siliziumschicht kleiner als 1000/cm² und weiter auf etwa 100/cm² ausgebildet werden. Die erfindungsgemäße Wirkung der Verringerung von Kristallfehlern konnte durch Zuführen einer leichten Menge eines Siliziumrohmaterials zu einer Wachstumsoberfläche bei einer Anfangswachstumsstufe für nicht poröses monokristallines Silizium weiter verbessert werden.
Aus dem vorstehenden Ergebnis wird durch Anwendung der vorliegenden Erfindung auf ein Verbindungsverfahren der Erhalt einer SOI-Schicht mit einer homogenen Dicke und bedeutend weniger Kristallfehlern möglich.
Mit anderen Worten ist es erfindungsgemäß durch Steuern der Menge einer auf einer porösen Oberfläche in einem Epitaxiewachstumsgerät ausgebildeten Nativoxidschicht möglich, die Wärmebehandlungszeit zum Entfernen der Nativoxidschicht und eine Verringerung der Wärmebehandlungstemperatur zum Entfernen der Nativoxidschicht möglich. Gleichzeitig kann erfindungsgemäß die strukturelle Änderung auf oder nahe der Oberfläche einer porösen Schicht gesteuert werden, um eine Epitaxieschicht mit einer Kristallfehlerdichte von weniger als 1000/cm² auszubilden, bevor eine Abänderung der Oberflächenstruktur der porösen Schicht deutlich erzeugt wird.

Claims

Verfahren zur Herstellung eines Halbleitersubstrats mit einer nicht porösen monokristallinen Schicht (12) auf einer porösen Siliziumschicht (11), wobei das Verfahren vor einem Schritt zum Ausbilden der nicht porösen monokristallinen Schicht auf der porösen Siliziumschicht einen Schritt zum Wärmebehandeln der porösen Siliziumschicht in einer Atmosphäre ohne ein Quellgas der nicht porösen monokristallinen Schicht umfasst, wobei die Bedingungen für die Wärmebehandlung derart bestimmt werden, dass das Verhältnis r der Trübungswerte der porösen Siliziumschichtoberfläche nach und vor der Wärmebehandlung in dem Bereich 1 ≤ r ≤ 3,5 liegt.
Verfahren nach Anspruch 1, wobei der Wärmebehandlungsschritt derart ausgeführt wird, dass die geätzte Dicke von Silizium aufgrund der Wärmebehandlung nicht mehr als 2 nm beträgt.
Verfahren nach Anspruch 2, welches von einem Schritt zum Übertragen der auf der porösen Siliziumschicht (11) eines ersten Substrats (10:11, 15) gewachsenen nicht porösen monokristallinen Schicht (12) auf ein zweites Substrat (13) gefolgt wird.
Verfahren nach Anspruch 2 oder 3, wobei das Wachsen der nicht porösen monokristallinen Schicht bei einer Wachstumsrate von 20 nm/min oder weniger ausgeführt wird.
Verfahren nach Anspruch 2 oder 3, wobei das Wachsen der nicht porösen monokristallinen Schicht bei einer Wachstumsrate von 10 nm/min oder weniger ausgeführt wird.
Verfahren nach Anspruch 2 oder 3, wobei das Wachsen der nicht porösen monokristallinen Schicht bei einer Wachstumsrate von 2 nm/min oder weniger ausgeführt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei das Verhältnis r 1 ≤ r ≤ 2 beträgt.
Verfahren nach Anspruch 2 oder 3, wobei die geätzte Dicke 1 nm oder weniger beträgt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei die nicht poröse monokristalline Schicht eine nicht poröse monokristalline Siliziumschicht ist.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei die nicht poröse monokristalline Schicht aus Siliziumgermanium, Siliziumkarbid oder einem Verbindungshalbleiter ist.
Verfahren nach Anspruch 3, wobei der Schritt zum Übertragen der nicht porösen monokristallinen Schicht auf das zweite Substrat versehen ist mit den Schritten: Verbinden des ersten Substrats (10) und des zweiten Substrats (13) miteinander derart, dass die nicht poröse monokristalline Schicht im Inneren positioniert ist; und Entfernen der porösen Siliziumschicht (11).
Verfahren nach Anspruch 3, wobei der Schritt zum Übertragen der nicht porösen monokristallinen Schicht auf das zweite Substrat versehen ist mit den Schritten Verbinden des ersten Substrats (10) und des zweiten Substrats (13) miteinander derart, dass die nicht poröse monokristalline Schicht (12) im Inneren positioniert ist; und Teilen des resultierenden verbundenen Elementes (10, 13) an der porösen Siliziumschicht (11).
Verfahren nach Anspruch 3, wobei der Schritt zum Übertragen der nicht porösen monokristallinen Schicht auf das zweite Substrat den Schritt Verbinden des ersten Substrats und des zweiten Substrats miteinander mit einer isolierenden Schicht (14) dazwischen umfasst.
Verfahren nach Anspruch 13, wobei die isolierende Schicht zumindest auf der nicht porösen monokristallinen Schicht oder dem zweiten Substrat ausgebildet ist.
Verfahren nach Anspruch 3, wobei das zweite Substrat ein monokristallines Siliziumsubstrat ist.
Verfahren nach Anspruch 3, wobei das zweite Substrat ein Quarzwafer ist.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei der Wärmebehandlungsschritt die Schritte Erhöhen der Temperatur und Entfernen einer natürlichen Oxidschicht umfasst, und wobei der Schritt zum Entfernen der natürlichen Oxidschicht bei einer Temperatur nicht unter 850°C und nicht über 1000°C ausgeführt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei der Wärmebehandlungsschritt die Schritte Erhöhen der Temperatur und Entfernen einer natürlichen Oxidschicht umfasst, und wobei der Schritt zum Entfernen der natürlichen Oxidschicht bei einer Behandlungszeit von 200 Sekunden oder weniger ausgeführt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, ferner mit einem Schritt zum Ausbilden einer Schutzschicht auf den Porenwänden der porösen Siliziumschicht vor dem Wärmebehandlungsschritt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, ferner mit einem Schritt zum Entfernen einer auf der Oberfläche der porösen Siliziumschicht ausgebildeten Oxidschicht vor dem Wärmebehandlungsschritt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei der Wachstumsschritt bei einer ersten Wachstumsrate ausgeführt wird, und dann bei einer zweiten Wachstumsrate ausgeführt wird, die höher als die erste Wachstumsrate ist.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei der Wärmebehandlungsschritt und der Wachstumsschritt in einem Reaktionsbehälter ausgeführt werden, der mit einer Beladungsschleusenkammer ausgerüstet ist.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei der Wärmebehandlungsschritt bei einem größeren Druck als dem Druck ausgeführt wird, bei dem der Wachstumsschritt ausgeführt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei die poröse Siliziumschicht durch Anodisieren von zumindest einem Teil eines nicht porösen monokristallinen Siliziumbasissubstrats erhalten wird.
Verfahren nach Anspruch 24, wobei die Anodisierung unter Verwendung einer Flusssäure, Wasser und Alkohol enthaltenden Lösung ausgeführt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei das Substrat mit der porösen Siliziumschicht mit einem Dotierstoff auf einem degenerierten Niveau dotiert ist.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei der Wärmebehandlungsschritt in einer nicht oxidierenden Atmosphäre mit Wasserstoff ausgeführt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei der Wärmebehandlungsschritt in einer reduzierenden Atmosphäre mit Wasserstoffgas, einer Stickstoffgasatmosphäre oder einer Inertgasatmosphäre ausgeführt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei der Wärmebehandlungsschritt in einem Ultrahochvakuum ausgeführt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei der Wärmebehandlungsschritt bei einer Temperatur nicht unter 870°C und nicht über 970°C ausgeführt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei der Wärmebehandlungsschritt das Entfernen eines Oxids auf der Oberfläche der porösen Siliziumschicht umfasst.
Verfahren nach Anspruch 21, wobei der bei der ersten Wachstumsrate ausgeführte Wachstumsschritt fortgeführt wird, bis der Trübungswert nach Abschluss des ersten Wachstumsschritts beginnt, sich zu verringern.
Verfahren nach Anspruch 1, wobei die Messung des Trübungswertes durch ein Verfahren zum Bestrahlen der Oberfläche der porösen Siliziumschicht mit Laserlicht mit einer Wellenlänge von 5000 nm oder weniger und Messen der Streulichtintensität ausgeführt wird.
Verfahren zur Ausbildung einer integrierten Schaltung, wobei das Verfahren gemäß einem der vorstehenden Ansprüche durchgeführt wird, und von einem Schritt zum Ausbilden einer integrierten Schaltung unter Verwendung des hergestellten Halbleitersubstrats gefolgt ist.