專利名稱：低缺陷密度、自間隙原子為主的硅的制作方法
本申請(qǐng)是申請(qǐng)日為1998年4月9日的中國(guó)發(fā)明專利申請(qǐng)CN98805271.7的分案申請(qǐng)。
背景技術(shù)：
本發(fā)明與用于電子元件制造的半導(dǎo)體級(jí)單晶硅的制備有關(guān)，特別涉及具有不含聚集本征點(diǎn)缺陷軸對(duì)稱區(qū)的單晶硅棒(硅錠)與晶片及其制備工藝。
單晶硅是半導(dǎo)體電子元件大多數(shù)制造工藝的初始材料，通常用所謂提拉(“Cz”)方法制備。在該方法中，將多晶硅裝入坩堝并使之熔化，再用一籽晶與熔融硅接觸，并經(jīng)緩慢提拉而生成單晶。形成軸頸之后，通過(guò)降低拉晶速度和/或熔燒溫度而使晶體直徑增大，直至達(dá)到所希望的目標(biāo)直徑為止。然后，通過(guò)控制拉晶速度和熔燒溫度以補(bǔ)償因溶化程度的降低而生成具有近乎恒定直徑的圓柱狀晶體主體。生長(zhǎng)過(guò)程結(jié)束但坩堝中熔融硅尚未耗盡之前，必需使晶體直徑逐漸縮小以形成端錐。一般來(lái)說(shuō)，通過(guò)增大拉晶速度和提高坩堝溫度來(lái)形成端錐。當(dāng)直徑變得足夠小時(shí)，晶體即與熔融硅分離。
近幾年來(lái)，已經(jīng)提出單晶硅中的大量缺陷是在晶體生長(zhǎng)室里隨結(jié)晶后的晶體冷卻而形成的。這種缺陷的產(chǎn)生，部分原因是由于過(guò)量(即濃度超出溶解度極限)本征點(diǎn)缺陷的存在，稱之為空位和自間隙原子。從熔融體生長(zhǎng)的硅晶體一般帶有過(guò)量的一種或另一種本征點(diǎn)缺陷，或者是晶格空位(“V”)，或者是硅間隙原子(“I”)。已經(jīng)確認(rèn)硅中這些點(diǎn)缺陷的類型和初始濃度是在結(jié)晶時(shí)確定的。如果這些濃度在系統(tǒng)中達(dá)到一個(gè)臨界過(guò)飽和值且點(diǎn)缺陷的遷移率足夠高時(shí)，就可能發(fā)生一種反應(yīng)或一種聚集現(xiàn)象。硅中聚集的本征點(diǎn)缺陷可能嚴(yán)重影響在復(fù)雜而高集成度電路生產(chǎn)中材料的產(chǎn)出潛力。
空位-型缺陷被確認(rèn)是一些可觀測(cè)晶體缺陷的根源，如D-缺陷、流圖缺陷(FPDs)、柵氧化完整性(GOI)缺陷、晶格自生微粒(COP)缺陷、晶格自生發(fā)光點(diǎn)缺陷(LPDs)，以及用掃描紅外顯微照相和激光掃描層析X射線攝影等紅外光掃描技術(shù)觀察到的某些類型的體缺陷。還有，出現(xiàn)在過(guò)量空位區(qū)域的是起環(huán)氧化誘發(fā)堆垛層錯(cuò)(OISF)核作用的缺陷?？梢酝茰y(cè)這種特殊的缺陷是一種由于出現(xiàn)過(guò)量空位而催化的高溫成核的氧聚集而成。
對(duì)與自間隙原子相關(guān)的缺陷研究較少，一般將其視為低密度的間隙原子-型位錯(cuò)環(huán)或網(wǎng)格。這種缺陷并非是造成柵氧化物完整性缺陷(一個(gè)重要的晶片性能判據(jù))的原因，但普遍認(rèn)為它們是與通常漏電問(wèn)題有關(guān)的其他類型器件缺陷的根源。
在提拉法的硅中這種空位和自間隙原子聚集缺陷的密度一般在1×103/cm3到1×107/cm3的范圍內(nèi)。當(dāng)這個(gè)值相對(duì)較低時(shí)，聚集本征點(diǎn)缺陷對(duì)器件制作的重要性迅速增大，因而實(shí)際上目前在器件制造過(guò)程中視其為產(chǎn)額-限制的因素。
至今，通常有三種主要的手段來(lái)處理聚集的本征點(diǎn)缺陷問(wèn)題。第一種手段包括的方法集中在拉晶技術(shù)，為的是減少晶棒聚集本征點(diǎn)缺陷的數(shù)密度。這種手段可進(jìn)一步分為兩種方法一是拉晶條件形成空位為主材料的那些方法，二是拉晶條件形成以自間隙原子為主材料的那些方法。例如，已確認(rèn)聚集缺陷的數(shù)密度可通過(guò)下述方法得以減小(1)控制V/G0值的大小來(lái)生長(zhǎng)其晶格空位是主要本征點(diǎn)缺陷的晶體；(2)通過(guò)在拉晶過(guò)程中從1100℃到1050℃的溫度范圍內(nèi)改變硅棒冷卻速度(一般是降溫)未影響聚集缺陷的成核速度。當(dāng)這種手段使聚集缺陷的數(shù)密度減小時(shí)，并不能避免缺陷的形成。因器件制造提出的要求變得越來(lái)越嚴(yán)格，這種缺陷的存在仍將成為一個(gè)重要問(wèn)題。
提出的其他方法有在晶體生長(zhǎng)期間將拉晶速度降低到低于0.4mm/min(毫米/分鐘)左右。然而，這種建議也不令人滿意，因?yàn)檫@樣緩慢的拉晶速度使每臺(tái)拉晶機(jī)的產(chǎn)量降低。更重要的是這樣的拉晶速度會(huì)導(dǎo)致含高濃度自間隙原子單晶硅的形成。同時(shí)，這種高濃度還導(dǎo)致聚集自間隙原子缺陷以及所有與這種缺陷相關(guān)的問(wèn)題。
處理聚集本征點(diǎn)缺陷問(wèn)題的第二種手段包括的方法致力于聚集本征點(diǎn)缺陷形成之后的分解和消除。通常這是通過(guò)對(duì)晶片形式的硅進(jìn)行高溫?zé)崽幚韥?lái)實(shí)現(xiàn)的。例如，在歐洲專利申請(qǐng)503,816A1中Fusegawa等人提出以超過(guò)0.8mm/min的速度生長(zhǎng)硅棒，并將硅棒切割成的硅片在1150℃到1280℃的溫度范圍進(jìn)行熱處理，來(lái)減小硅片表面薄層中的缺陷密度。所需的這種特殊處理會(huì)根據(jù)硅片中聚集本征點(diǎn)缺陷的濃度和位置而改變。從這種缺陷軸向濃度不均勻的單晶切割得的不同硅片可能需要不同的生長(zhǎng)后處理?xiàng)l件。而且，這類硅片熱處理的成本相當(dāng)高，并有可能在硅片中引入金屬雜質(zhì)，因而并非對(duì)各類晶體相關(guān)的缺陷普遍有效。
處理聚集本征點(diǎn)缺陷問(wèn)題的第三種手段是在單晶硅片表面外延淀積一薄層硅結(jié)晶。這種工藝提供一種其表面基本不含聚集本征點(diǎn)缺陷的單晶硅片。然而，外延淀積會(huì)顯著增大硅片的成本。
縱觀這些發(fā)展，仍然有必要找到一種通過(guò)對(duì)產(chǎn)生聚集本征點(diǎn)缺陷的聚集反應(yīng)進(jìn)行抑制來(lái)避免形成這種缺陷的單晶硅制備方法。與其簡(jiǎn)單限制這類缺陷形成的速度，還不如在缺陷形成之后努力去消除某些缺陷，一種能抑制聚集反應(yīng)的方法將生產(chǎn)出基本上不含聚集本征點(diǎn)缺陷的硅基片。就每硅片得到的集成電路數(shù)量而論，這樣的一種方法還可提供具有外延一樣生產(chǎn)潛力的單晶硅片，而不會(huì)有與外延工藝相聯(lián)系的高成本。
發(fā)明概要因此，本發(fā)明的目的是提供具有相當(dāng)大徑向?qū)挾容S對(duì)稱區(qū)、且該區(qū)內(nèi)基本不含由晶格空位或硅自間隙原子聚集產(chǎn)生的缺陷的單晶硅棒或硅片；并提供一種單晶硅棒的制備工藝，該工藝中對(duì)硅中的空位和自間隙原子的濃度加以控制，以防止當(dāng)硅棒從結(jié)晶溫度冷卻時(shí)在硅棒恒定直徑段的軸向?qū)ΨQ區(qū)本征點(diǎn)缺陷的聚集。
簡(jiǎn)單地說(shuō)，本發(fā)明旨在提供一種生長(zhǎng)單晶硅棒的工藝，這種硅棒包含中心軸、籽晶錐、尾晶錐以及在籽晶錐和尾晶錐之間具有一圓周邊和從中軸到邊緣延伸的半徑的恒定直徑段。在這種工藝中，硅棒由硅熔融體生長(zhǎng)，然后按照提拉方法從結(jié)晶溫度冷卻。該工藝還特別包括控制(i)生長(zhǎng)速度V，(ii)在結(jié)晶溫度到不低于約1325℃的溫度范圍內(nèi)單晶恒定直徑段生長(zhǎng)期間的平均軸向溫度梯度G0，以及(iii)單晶從結(jié)晶溫度到約1050℃的冷卻速度，以形成不含聚集本征點(diǎn)缺陷的軸對(duì)稱區(qū)，其中軸對(duì)稱區(qū)由硅棒的圓周邊向內(nèi)擴(kuò)延，從硅棒的圓周邊徑向朝中心軸測(cè)得的寬度至少約為硅棒半徑的十分之三，沿中心軸測(cè)得的長(zhǎng)度至少約為硅棒恒定直徑段長(zhǎng)度的十分之二。
本發(fā)明的其他目的和特點(diǎn)有的是顯而易見(jiàn)的，有的將在后面說(shuō)明。
附圖簡(jiǎn)要描述

圖1表明自間隙原子[I]和空位[V]的初始濃度隨比值v/G0的增大而變化的例子，其中v是生長(zhǎng)速度，G0是瞬時(shí)軸向溫度梯度。
圖2表明在給定的自間隙原子初始濃度[I]下，形成聚集間隙原子缺陷所需自由能改變量ΔGI隨溫度T的降低而增大的例子。
圖3的例子表明通過(guò)徑向擴(kuò)散的手段抑制自間隙原子濃度[I]，使形成聚集間隙原子缺陷所需自由能改變量ΔGI隨溫度T的降低而減小(當(dāng)時(shí))。其中實(shí)線描述無(wú)徑向擴(kuò)散的情況，虛線表示擴(kuò)散的效果。
圖4的例子表明通過(guò)徑向擴(kuò)散手段抑制自間隙原子濃度[I]，致使聚集反應(yīng)得以避免，使形成聚集間隙原子缺陷所需自由能改變量ΔGI隨溫度T的降低而充分減小。其中實(shí)線描寫無(wú)徑向擴(kuò)散的情況，而虛線表示擴(kuò)散的效果。
圖5表明因G0值的增大使自間隙原子初始濃度[I]和空位初始濃度[V]可能隨比值V/G0的減小而沿晶棒或晶片的半徑發(fā)生改變。注意到在V/I邊界出現(xiàn)從空位為主材料向自間隙原子為主材料的過(guò)渡。
圖6是一個(gè)單晶硅棒或晶片的頂視圖，分別表明空位V和自間隙原子I為主的材料區(qū)以及兩者之間的界面。
圖7a表明空位或自間隙原子初始濃度因自間隙原子的徑向擴(kuò)散而隨徑向位置變化的例子。還表明這種擴(kuò)散因空位和自間隙原子的復(fù)合而引起V/I邊界位置移近晶棒中心以及自間隙原子濃度[I]被抑制。
圖7b是ΔGI與徑向位置的關(guān)系曲線，表明自間隙原子濃度[I]的抑制(如圖7a所示)足以到處保持ΔGI都低于硅自間隙原子作用發(fā)生的臨界值的大小。
圖7c表明空位或自間隙原子初始濃度由于自間隙原子的徑向擴(kuò)散而隨徑向位置變化另一個(gè)例子。注意與圖7a比較，這種擴(kuò)散引起的V/I邊界移近晶棒中心(因空位和自間隙原子的復(fù)合)并引起V/I邊界外部區(qū)域中間隙原子濃度的增大。
圖7d是ΔGI與徑向位置的關(guān)系曲線，表明自間隙原子濃度[I]的抑制(如圖7a所示)不足以到處保持ΔGI都低于硅自間隙原子反應(yīng)發(fā)生的臨界值的例子。
圖7e表明空位或自間隙原子初始濃度由于自間隙原子的徑向擴(kuò)散而隨徑向位置變化另一個(gè)例子。注意與圖7a比較，增強(qiáng)擴(kuò)散導(dǎo)致對(duì)自間隙原子濃度更強(qiáng)的抑制。
圖7f是ΔGI與徑向位置的關(guān)系曲線，表明自間隙原子濃度[I]的更強(qiáng)抑制(如圖7e所示)而引起ΔGI更大程度的抑制(與圖7b比較)的例子。
圖7g表明空位或自間隙原子初始濃度由于自間隙原子的徑向擴(kuò)散而隨徑向位置變化另一個(gè)例子。注意與圖7c比較，增強(qiáng)擴(kuò)散導(dǎo)致對(duì)自間隙原子濃度更強(qiáng)的抑制。
圖7h是ΔGI與徑向位置的函數(shù)關(guān)系曲線，表明自間隙原子濃度[I]的更強(qiáng)抑制(如圖7g所示)引起ΔGI更高程度的抑制(與圖7d比較)的例子。
圖7i表明空位或自間隙原子初始濃度由于自間隙原子的徑向擴(kuò)散而隨徑向位置變化另一個(gè)例子。注意在本例中足夠量的自間隙原子與空位的復(fù)合使之不再存在以空位為主的區(qū)域。
圖7j是ΔGI與徑向位置的關(guān)系曲線，表明自間隙原子的徑向擴(kuò)散(如圖7i所示)足以沿晶體徑向到處維持聚集間隙原子缺陷的抑制的例子。
圖8是一根單晶硅棒縱向、橫截面視圖，詳細(xì)表明晶棒恒定直徑段的軸對(duì)稱區(qū)。
圖9是一根單晶硅棒一恒定直徑段的縱向、橫截面視圖，詳細(xì)表明軸對(duì)稱區(qū)寬度的軸向變化。
圖10是一個(gè)其軸對(duì)稱區(qū)寬度小于晶棒半徑的單晶硅棒恒定直徑段的縱向、橫截面視圖，詳細(xì)表明這軸對(duì)稱區(qū)還包含一個(gè)空位為主材料構(gòu)成的一般圓柱區(qū)。
圖11是圖10所示軸對(duì)稱區(qū)的側(cè)向、橫截面視圖。
圖12是一個(gè)其軸對(duì)稱區(qū)寬度等于晶棒半徑的單晶硅棒恒定直徑段的縱向、橫截面視圖，詳細(xì)表明該區(qū)是一個(gè)基本不含聚集本征點(diǎn)缺陷的自間隙原子為主材料構(gòu)成的一般圓柱區(qū)。
圖13是經(jīng)一系列氧沉積熱處理晶棒軸向切割的少數(shù)載流子壽命掃描圖象，詳細(xì)表明一個(gè)空位為主材料構(gòu)成的一般圓柱區(qū)，一個(gè)自間隙原子為主材料構(gòu)成的一般圓形軸對(duì)稱區(qū)(V/I邊界出現(xiàn)在兩者之間)，以及一個(gè)聚集間隙原子缺陷區(qū)。
圖14是拉晶速度(即籽晶提升)與晶體長(zhǎng)度的關(guān)系曲線，表明在一部分晶體長(zhǎng)度上拉晶速度線性下降。
圖15是經(jīng)一系列如例1中所述氧沉積熱處理晶棒軸向切割的少數(shù)載流子壽命掃描圖象。
圖16是四根單晶棒的拉晶速度(即籽晶提升)與晶體長(zhǎng)度的關(guān)系曲線，分別標(biāo)注1-4，用來(lái)給出一條在例1中所述的曲線V*(z)。
圖17是對(duì)例2中兩種不同情況下晶體/熔融體界面軸向溫度梯度G0與徑向位置的關(guān)系曲線。
圖18對(duì)例2中兩種不同情況下空位初始濃度[V]和自間隙原子初始濃度[I]與徑向位置的關(guān)系曲線。
圖19是溫度與軸向位置的關(guān)系，表明例3所述兩種不同情況下晶棒的溫度分布。
圖20是如圖19所示從兩種冷卻條件下產(chǎn)生的自間隙原子濃度圖，在例3中有更詳細(xì)的描述。
圖21是如例4所述經(jīng)一系列氧沉積熱處理的整根晶棒軸向切割的少數(shù)載流子壽命掃描圖象。
圖22表明V/I界面位置與單晶棒長(zhǎng)度的關(guān)系曲線，如例5所述。
圖23a是經(jīng)一系列氧沉積熱處理的晶棒離肩部約100mm到250mm范圍內(nèi)軸向切割的少數(shù)載流子壽命掃描圖象，如例6所述。
圖23b是經(jīng)一系列氧沉積熱處理的晶棒離肩部約250mm到400mm范圍內(nèi)軸向切割的少數(shù)載流子壽命掃描圖象，如例6所述。
圖24表明硅棒在四個(gè)不同熱區(qū)結(jié)構(gòu)中的軸向溫度分布。
圖25是在硅棒不同軸向位置處的軸向溫度梯度G0的示意圖，如例7所述。
圖26是硅棒不同位置處的平均軸向溫度梯度G0的徑向變化示意圖，如例7所述。
圖27是表明軸對(duì)稱區(qū)寬度和冷卻速度之間相互關(guān)系的示意圖，如例7所述。
圖28是例7所述經(jīng)銅染色和缺陷描畫(huà)腐蝕后一段離棒肩約235mm到350mm的硅棒軸向切割的照片。
圖29是例7所述經(jīng)銅染色和缺陷描畫(huà)腐蝕后一段離棒肩約305mm到460mm的硅棒軸向切割的照片。
圖30是例7所述經(jīng)銅染色和缺陷描畫(huà)腐蝕后一段離棒肩約140mm到275mm的硅棒軸向切割的照片。
圖31是例7所述經(jīng)銅染色和缺陷描畫(huà)腐蝕后一段離棒肩約600mm到730mm的硅棒軸向切割的照片。
優(yōu)選實(shí)施例的詳細(xì)描述根據(jù)迄今為止的實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)，本征點(diǎn)缺陷的類型和初始濃度顯然是晶棒從結(jié)晶溫度(即約1410℃)冷卻到高于1300℃的溫度(即至少1325℃，1350℃甚至至少1375℃)時(shí)最初確定的。也就是說(shuō)，這些缺陷的類型和初始濃度是由比值v/G0控制的，其中v為生長(zhǎng)速度，而G0是這個(gè)溫度范圍內(nèi)的平均軸向溫度梯度。
參見(jiàn)圖1，隨著v/G0值的增大，在v/G0的一個(gè)臨界值附近發(fā)生從自間隙原子為主生長(zhǎng)漸減到空位為主生長(zhǎng)漸增的過(guò)渡，根據(jù)通常可獲得的信息，這個(gè)臨界值約為2.1×10-5cm2/sK，其中G0是在上述溫度范圍內(nèi)軸向溫度梯度恒定的條件下確定的。在這個(gè)臨界值處，這種本征點(diǎn)缺陷的濃度處于平衡狀態(tài)。
當(dāng)v/G0超過(guò)臨界值時(shí)，空位濃度增大。同樣，當(dāng)v/G0下降到臨界值以下時(shí)，自間隙原子濃度增大。如果這些濃度達(dá)到系統(tǒng)中臨界飽和線以及如果點(diǎn)缺陷的遷移率足夠高，就很可能發(fā)生一種反應(yīng)，或聚集現(xiàn)象。硅中的聚集本征點(diǎn)缺陷可能嚴(yán)重影響在復(fù)雜而高集成度電路生產(chǎn)中材料的產(chǎn)出潛力。
根據(jù)本發(fā)明，已發(fā)現(xiàn)硅自間隙原子作用產(chǎn)生聚集間隙原子缺陷的反應(yīng)可以被抑制。無(wú)需根據(jù)任何特殊理論，可以相信在本發(fā)明的工藝中自間隙原子濃度在晶棒生長(zhǎng)和冷卻過(guò)程中受到控制，使得系統(tǒng)自由能的變化決不會(huì)超過(guò)聚集反應(yīng)自發(fā)產(chǎn)生而形成聚集間隙原子缺陷的臨界值。
為在單晶硅中激發(fā)由硅自間隙原子形成聚集間隙原子缺陷反應(yīng)可獲得的系統(tǒng)自由能變化由方程(1)決定
ΔG1=KT1n([I][I]eq)---(1)]]>式中ΔGI是自由能的改變量K是波爾茲曼常數(shù)T是絕對(duì)溫度(K)[I]是單晶硅中某一時(shí)空點(diǎn)的自間隙原子濃度[I]eq是在產(chǎn)生[I]的同一時(shí)空點(diǎn)和溫度T下的平衡自間隙原子濃度根據(jù)這個(gè)方程，對(duì)于一給定的自間隙原子濃度[I]，由于[I]eq隨溫度而迅速降低，因而溫度的降低通常會(huì)使ΔGI增大。
圖2闡明對(duì)于一根從結(jié)晶溫度冷卻而沒(méi)有同時(shí)采用某些手段來(lái)抑制自間隙原子濃度的晶棒其ΔGI和硅間隙原子濃度的變化。當(dāng)晶棒冷卻時(shí)，由于[I]過(guò)飽和的增大，ΔGI按方程(1)增大，接近形成聚集間隙原子缺陷的勢(shì)壘。當(dāng)繼續(xù)冷卻時(shí)，有可能超出這個(gè)勢(shì)壘，在該點(diǎn)即產(chǎn)生反應(yīng)。這種反應(yīng)導(dǎo)致聚集間隙原子缺陷的形成且ΔGI隨過(guò)飽和系統(tǒng)的緩解(即[I]濃度減小)而伴隨減小。
當(dāng)晶棒從結(jié)晶溫度冷卻時(shí)，將硅自間隙原子系統(tǒng)的自由能保持在低于會(huì)發(fā)生聚集反應(yīng)的值，則可避免自間隙原子的聚集。換言之，可將系統(tǒng)控制到永不臨界過(guò)飽和。這可以通過(guò)建立一個(gè)足夠低的自間隙原子初始濃度(按后面的定義，通過(guò)v/G0(r)來(lái)控制)使之永不會(huì)達(dá)到臨界過(guò)飽和。然而，實(shí)際上這樣的濃度很難在整個(gè)晶體半徑上實(shí)現(xiàn)，因此，臨界過(guò)飽和一般只可能在晶體結(jié)晶之后(即建立由v/G0(r)確定初始濃度之后)通過(guò)抑制硅自間隙原子初始濃度來(lái)避免。
圖3和4闡明當(dāng)圖2中晶棒從結(jié)晶溫度冷卻時(shí)抑制[I]對(duì)ΔGI增長(zhǎng)的兩種可能的影響。在圖3中，[I]的抑制引起ΔGI增長(zhǎng)速度的降低，但在此情形下，這樣的抑制不足以到處將ΔGI保持在一個(gè)低于產(chǎn)生該反應(yīng)的臨界值上；所以，這樣的抑制僅用來(lái)降低產(chǎn)生該反應(yīng)的溫度。在圖4中，增強(qiáng)對(duì)[I]的抑制足以到處將ΔGI保持在一個(gè)低于產(chǎn)生該反應(yīng)的臨界值上；因此，這樣的抑制會(huì)阻止缺陷的形成。
令人驚異的發(fā)現(xiàn)是，由于自間隙原子的遷移率相當(dāng)大，一般約達(dá)10-4厘米2/秒，有可能通過(guò)自間隙原子徑向擴(kuò)散到位于晶體表面的熱沉上或空位為主的區(qū)域而在較大距離上(即約5cm到10cm或更長(zhǎng)的距離)影響這種抑制作用。只要時(shí)間足以允許自間隙原子初始濃度的徑向擴(kuò)散，就可以有效地利用徑向擴(kuò)散來(lái)抑制自間隙原子濃度。一般來(lái)說(shuō)，擴(kuò)散時(shí)間將取決于自間隙原子初始濃度的徑向變化，較小的徑向變化需要的擴(kuò)散時(shí)間較短。
一般來(lái)說(shuō)，對(duì)于按提拉方法生長(zhǎng)的單晶硅其平均軸向溫度梯度G0隨半徑的增大而增大。這意味著在晶棒半徑方向比值V/G0一般不是單一的。由于這種變化，本征點(diǎn)缺陷的類型和初始濃度不是恒定的。假如V/G0的臨界值(在圖5和6中表示為V/I邊界2沿晶棒半徑4達(dá)到某個(gè)點(diǎn)，則材料將從空位為主變?yōu)樽蚤g隙原子為主。此外，晶棒將包含一個(gè)自間隙原子為主的材料的軸對(duì)稱區(qū)6(其中硅自間隙原子初始濃度隨半徑的增大而增大)，四周由一個(gè)空位為主的材料的一般圓筒區(qū)8所環(huán)繞(其中空位初始濃度隨半徑的增大而減小)。
圖7a和7b根據(jù)本發(fā)明的一個(gè)實(shí)例闡明當(dāng)晶棒從結(jié)晶溫度冷卻時(shí)抑制[I]對(duì)ΔGI增長(zhǎng)的影響。當(dāng)晶棒按提拉方法拉制時(shí)，該晶棒包含一個(gè)由間隙原子為主材料構(gòu)成的、從晶棒邊緣向半徑延伸到出現(xiàn)V/I界面處的軸對(duì)稱區(qū)，以及一個(gè)空位為主材料構(gòu)成的、從晶棒中心沿半徑延伸到出現(xiàn)V/I界面的一般圓柱區(qū)。當(dāng)晶棒從結(jié)晶溫度冷卻時(shí)，由于自間隙原子與空位的復(fù)合以及V/I界面外自間隙原子濃度的顯著抑制而使間隙原子的徑向擴(kuò)散引起V/I界面沿徑向朝內(nèi)偏移。此外，隨著單晶的冷卻，自間隙原子將徑向擴(kuò)散到晶體表明。晶體表面能在晶體冷卻時(shí)維持接近平衡點(diǎn)的缺陷濃度。結(jié)果，[I]的抑制足以到處保持ΔGI都低于硅自間隙原子作用發(fā)生的臨界值。
現(xiàn)參見(jiàn)圖8和圖9，本發(fā)明的工藝中單晶硅棒10按照提拉方法生長(zhǎng)。該硅棒包括一根中心軸12，一個(gè)籽晶錐14，一個(gè)尾晶錐16和一個(gè)位于籽晶錐和尾晶錐之間的恒定直徑段18。其恒定直徑段具有圓形周邊20和從中心軸延伸到圓周邊的半徑4。這種工藝包括控制在晶棒恒定直徑段生長(zhǎng)期間的生長(zhǎng)速度V、平均軸向溫度梯度G0和冷卻速度，以利晶棒從結(jié)晶溫度冷卻時(shí)形成基本不含聚集本征點(diǎn)缺陷的軸對(duì)稱區(qū)6。
在一個(gè)實(shí)例中，對(duì)生長(zhǎng)條件宜適當(dāng)加以控制，使V/I界面2保持在軸對(duì)稱區(qū)6體積相對(duì)于晶棒10恒定直徑段18體積為最大的位置上。因此，一般希望軸對(duì)稱區(qū)的寬度22(從晶棒的圓周邊沿徑向朝中心軸測(cè)量)和長(zhǎng)度24(沿晶棒的中心軸測(cè)量)分別等于晶棒恒定直徑段的半徑4和長(zhǎng)度26。但實(shí)際上，操作條件和拉晶機(jī)硬件的限制可能使得軸對(duì)稱區(qū)域只占晶棒恒定直徑段的較小部分。所以，一般希望軸向?qū)ΨQ區(qū)寬度至少為晶棒恒定直徑段直徑的30％左右，更好一點(diǎn)至少40％，再好一點(diǎn)至少60％，最好至少80％。另外，軸對(duì)稱區(qū)延伸的長(zhǎng)度至少為晶棒恒定直徑段長(zhǎng)度的20％左右，更好一點(diǎn)至少40％，再好一點(diǎn)至少60％，最好至少80％。
參見(jiàn)圖9，軸對(duì)稱區(qū)6的寬度22可能沿中心軸12長(zhǎng)度方向有一些波動(dòng)。所以，對(duì)于一給定長(zhǎng)度的軸對(duì)稱區(qū)，其寬度通過(guò)測(cè)量從晶棒10的圓周邊20到離中心軸最遠(yuǎn)一點(diǎn)的徑向距離來(lái)確定。換言之，對(duì)寬度22的測(cè)量就是要確定軸對(duì)稱區(qū)6給定長(zhǎng)度24內(nèi)的最小距離。
現(xiàn)參見(jiàn)圖10和11，當(dāng)晶棒10恒定直徑段18軸對(duì)稱區(qū)6的寬度22小于恒定直徑段的半徑4時(shí)，該區(qū)一般為園環(huán)狀。一個(gè)以中心軸12為中心、以空位為主材料8構(gòu)成的一般圓柱區(qū)在徑向上位于該一般環(huán)形區(qū)段以內(nèi)。參見(jiàn)圖12，應(yīng)當(dāng)理解當(dāng)軸對(duì)稱區(qū)6的寬度22等于恒定直徑段18的半徑4時(shí)，該區(qū)不含空位為主的區(qū)域；而軸對(duì)稱區(qū)本身一般是圓柱形，且由基本不含聚集本征點(diǎn)缺陷的自間隙原子為主材料構(gòu)成。
如果希望控制晶體生長(zhǎng)條件使間隙原子為主的區(qū)域?qū)挾茸畲髸r(shí)，對(duì)一給定單晶拉制機(jī)熱區(qū)的設(shè)計(jì)可能有所限制。當(dāng)V/I界面移近中心晶軸時(shí)，只要冷卻條件和G0(r)不變(G0(r)是G0的徑向變化)，則所要求的最小徑向擴(kuò)散量增大。在這些情況下，空位為主區(qū)可能有一個(gè)最小半徑，這是為通過(guò)徑向擴(kuò)散來(lái)抑制聚集間隙原子缺陷形成所要求的。
圖7c和7d闡明一個(gè)空位為主區(qū)超過(guò)最小半徑的例子。在此例中，冷卻條件和G0(r)與圖7a和7b中所采用的相同，對(duì)所示V/I界面位置有足夠的外擴(kuò)散來(lái)避免聚集間隙原子缺陷。在圖7c和7d中，V/I界面位置移近中心軸(相對(duì)于圖7a和7b)而引起V/I界面外部區(qū)域間隙原子濃度的增大。所以，要求更強(qiáng)的徑向擴(kuò)散來(lái)充分抑制間隙原子濃度。如果不能實(shí)現(xiàn)足夠的外擴(kuò)散，則系統(tǒng)ΔGI將增大而超出臨界值，并出現(xiàn)產(chǎn)生聚集間隙原子缺陷的反應(yīng)，從而在V/I界面與晶體邊緣之間的圓環(huán)區(qū)內(nèi)形成這種缺陷區(qū)。出現(xiàn)這種反應(yīng)的V/I界面半徑對(duì)給定加熱區(qū)而言是最小半徑。假如更強(qiáng)的間隙原子徑向擴(kuò)散允許的話，則這最小半徑減小。
圖7e、7f、7g和7h闡明對(duì)于以圖7a、7b、7c和7d所例舉晶體相同初始空位和間隙原子濃度分布生長(zhǎng)的晶體，增強(qiáng)徑向外擴(kuò)散對(duì)間隙原子濃度分布以及系統(tǒng)ΔGI增長(zhǎng)的影響。增強(qiáng)間隙原子的徑向擴(kuò)散會(huì)造成對(duì)間隙原子更強(qiáng)的抑制，從而對(duì)系統(tǒng)ΔGI增長(zhǎng)的抑制程度比在圖7a、7b、7c和7d中所示情況更高。在此情況下，系統(tǒng)ΔGI不會(huì)超出對(duì)于較小V/I界面半徑所要求的值。
圖7i和7j闡明一個(gè)允許足夠的徑向擴(kuò)散使得通過(guò)確保徑向擴(kuò)散足以沿晶體半徑處處抑制聚集間隙原子缺陷而使最小半徑減小到零的例子。
在本發(fā)明工藝的一個(gè)實(shí)例中，晶棒軸向?qū)ΨQ的自間隙原子為主區(qū)中硅自間隙原子的初始濃度受到控制。再參見(jiàn)圖1，硅自間隙原子的初始濃度一般通過(guò)控制晶體生長(zhǎng)速度V和平均軸向溫度梯度G0來(lái)控制，使得比值V/G。相當(dāng)靠近出現(xiàn)V/I界面的該比值的臨界值。此外，可能建立平均軸向溫度梯度G0使得G0(即G0(r)，因而V/G0)隨晶棒半徑的變化也得以控制。
生長(zhǎng)速度V和平均軸向溫度梯度G0一般要控制到使V/G0的取值從其臨界值的0.5到2.5倍左右(按通?？色@得的V/G0臨界值的信息，即1×10-5cm2/sK到5×10-5cm2/sK左右)。較好的選擇是V/G0取值從其臨界值的0.6到1.5倍左右(按通?？色@得的V/G0臨界值的信息，即1.3×10-5cm2/sK到3×10-5cm2/sK左右)。最好選擇V/G0從其臨界值的0.75到1倍左右(按通常可獲得的V/G0臨界值的信息，即1.6×10-5cm2/sK到2.1×10-5cm2/sK左右)。這些比值通過(guò)獨(dú)立控制生長(zhǎng)速度V和平均軸向溫度梯度G0來(lái)實(shí)現(xiàn)。
一般來(lái)說(shuō)，乎均軸向溫度梯度G0的控制主要可通過(guò)拉晶機(jī)“熱區(qū)”(即構(gòu)成加熱器、絕緣、熱和輻射屏蔽等等的石墨或其他材料)的設(shè)計(jì)來(lái)實(shí)現(xiàn)。雖然這種設(shè)計(jì)細(xì)節(jié)可能隨拉晶機(jī)的制作和造型而改變，但一般可采用在熔體/固體界面控制熱傳輸所常用的任何工藝手段對(duì)G0進(jìn)行控制，包括反射器、輻射屏蔽、排氣管、光導(dǎo)管和加熱器等。一般來(lái)說(shuō)，通過(guò)在熔體/固體界面上方約一個(gè)晶棒直徑以內(nèi)處定位這個(gè)裝置來(lái)使G0的徑向變化最小。還可通過(guò)調(diào)整這些裝置與熔體和晶體的相對(duì)位置進(jìn)一步控制G0。這是通過(guò)調(diào)整這些裝置在熱區(qū)中的位置、或調(diào)整在熱區(qū)中熔體表面的位置來(lái)完成的。另外，當(dāng)使用加熱器時(shí)，還可通過(guò)調(diào)整饋送給加熱器的功率來(lái)控制。這些方法的一種或兩者在工藝過(guò)程將熔體耗盡的分批提拉作業(yè)中均可采用。
對(duì)于本發(fā)明的某些實(shí)例而言，通常希望平均軸向溫度梯度G0隨晶棒直徑的變化相對(duì)恒定。然而，應(yīng)當(dāng)指出的是，當(dāng)熱區(qū)設(shè)計(jì)的改善允許G0的變化減至最小時(shí)，與維持恒定生長(zhǎng)速度相關(guān)的機(jī)械問(wèn)題顯得愈加重要。這是因?yàn)樯L(zhǎng)過(guò)程對(duì)拉晶速度的任何變化變得更為敏感，它同時(shí)直接影響生長(zhǎng)速度V。從工藝控制而論，這意味著在整個(gè)晶棒半徑上G0取不同的值是有利的。然而，G0值相差過(guò)大可能在晶片邊緣附近產(chǎn)生較高的自間隙原子濃度，由此而增大避免形成聚集本征點(diǎn)缺陷的困難。
從上述分析來(lái)看，G0的控制涉及在使G0的徑向變化最小和保持有利的工藝控制條件之間取平衡。因此，一般在拉制大約一個(gè)直徑的晶體長(zhǎng)度后，拉晶速度將大致在0.2毫米/分鐘到0.8毫米/分鐘之間，更好一點(diǎn)是0.25毫米/分鐘到0.6毫米/分鐘之間，最好是取0.3毫米/分鐘到0.5毫米/分鐘之間。要注意的是，拉晶速度決定于晶體直徑和拉晶機(jī)的設(shè)計(jì)。上述取值范圍是對(duì)200毫米直徑晶體的典型值。一般來(lái)說(shuō)，拉晶速度將隨晶體直徑的增大而降低。然而，拉晶機(jī)可以設(shè)計(jì)成允許拉晶速度超過(guò)這里所指出的值。因此，最理想的是按本發(fā)明將拉晶機(jī)設(shè)計(jì)得盡可能快而仍然允許軸對(duì)稱區(qū)的形成。
在第二個(gè)優(yōu)選實(shí)施例中，從商品生產(chǎn)考慮，自間隙原子擴(kuò)散量可通過(guò)控制晶棒從結(jié)晶溫度(1410℃左右)冷卻到硅自間隙原子變得不能移動(dòng)的冷卻速度來(lái)控制。硅自間隙原子在鄰近硅結(jié)晶溫度(即1410℃左右)的溫度下顯得特別活躍。然而，這種遷移率隨單晶硅棒溫度的下降而減小。一般來(lái)說(shuō)，對(duì)于商品生產(chǎn)的時(shí)間周期而言，在低于約700℃的溫度下，也許在高到800℃、900℃甚至1,000℃的溫度下，自間隙原子擴(kuò)散速度可慢到基本不動(dòng)的可觀程度。
在這方面值得注意的是，盡管自間隙原子聚集反應(yīng)發(fā)生的溫度在理論上可能在很寬的溫度范圍內(nèi)變化，而實(shí)際上對(duì)于常規(guī)的提拉生長(zhǎng)硅，這個(gè)范圍是相當(dāng)窄的。這是通常在按提拉方法生長(zhǎng)的硅中得到的初始自間隙原子濃度范圍相當(dāng)窄的結(jié)果。因此，在約1100℃至約800℃溫度范圍的任意一個(gè)溫度下都可能發(fā)生自間隙原子聚集反應(yīng)，典型溫度在1050℃左右。
在自間隙原子表現(xiàn)出可移動(dòng)的溫度范圍內(nèi)，并取決于熱區(qū)溫度，冷卻速度一般為0.1℃/分鐘到3℃/分鐘左右，較好的是0.1℃/分鐘到1.5℃/分鐘左右，更好是0.1℃/分鐘到1℃/分鐘左右，最好是0.1℃/分鐘到0.5℃/分鐘左右。換一種說(shuō)法就是，為使軸對(duì)稱區(qū)的寬度最大，一般希望使硅在約1050℃以上的溫度下停留一段時(shí)間(i)對(duì)于標(biāo)稱直徑150mm的硅單晶，至少約5小時(shí)，較好的至少約10小時(shí)，最好的至少約15小時(shí)，(ii)對(duì)于標(biāo)稱直徑200mm的硅單晶，至少約5小時(shí)，較好的至少約10小時(shí)，再好的至少約20小時(shí)，更好的至少約25小時(shí)，最好的至少約30小時(shí)，(iii)對(duì)于標(biāo)稱直徑大于200mm的硅單晶，至少約20小時(shí)，較好的至少約40小時(shí)，再好的至少約60小時(shí)，最好的至少約75小時(shí)。參見(jiàn)圖24，正如從不同熱區(qū)結(jié)構(gòu)的這些軸向溫度分布可以看到的，冷卻速度的控制可采用使熱區(qū)中熱傳輸最小所常用的任何工藝手段來(lái)實(shí)現(xiàn)，包括使用絕熱器、加熱器、輻射屏蔽器和磁場(chǎng)。
通過(guò)在自間隙原子出現(xiàn)可動(dòng)性的溫度范圍內(nèi)控制晶棒的冷卻速度，可使自間隙原子更長(zhǎng)時(shí)間地?cái)U(kuò)散到位于晶體表面的熱沉上，或到達(dá)它們可能消失掉的空位為主區(qū)。這種間隙原子濃度可能因此而受到抑制，從而起到防止聚集現(xiàn)象出現(xiàn)的作用。通過(guò)冷卻速度的控制而利用間隙原子的擴(kuò)散系數(shù)來(lái)緩解在其他情況下對(duì)V/G0的嚴(yán)格要求，這種要求可能是為得到不含聚集缺陷的軸對(duì)稱區(qū)所必要的。換句話說(shuō)，由于可以控制冷卻速度而使間隙原子擴(kuò)散更長(zhǎng)時(shí)間的這一事實(shí)，一個(gè)大范圍的V/G0值(相對(duì)于臨界值)對(duì)得到不含聚集缺陷的軸對(duì)稱區(qū)是可接受的。
為在晶體恒定直徑段的可觀長(zhǎng)度上實(shí)現(xiàn)這樣的冷卻速度，還必需考慮晶棒尾晶錐的生長(zhǎng)過(guò)程以及一旦尾晶錐生長(zhǎng)完成后晶棒的熱處理。一般來(lái)說(shuō)，一旦晶棒恒定直徑段生成后，應(yīng)加快拉晶速度以便開(kāi)始逐漸變細(xì)形成尾晶錐。然而，如上所述，這種拉晶速度的加快將引起恒定直徑段的下段在間隙原子相當(dāng)活動(dòng)的溫度范圍內(nèi)冷卻得更快。因此，這些間隙原子不可能有足夠的時(shí)間擴(kuò)散到熱沉上消失掉；也就是說(shuō)，(晶棒)下段中的濃度不可能抑制到足夠的程度而可能引起間隙原子的聚集。
為防止在這種晶棒下段中形成這樣的缺陷，按照提拉方法希望晶棒恒定直徑段具有均勻的加熱歷程。這種均勻的熱處理歷程可以通過(guò)不僅在恒定直徑段生長(zhǎng)期間、而且在晶體尾錐以及可能在尾錐長(zhǎng)成后的生長(zhǎng)期間以相對(duì)恒定的速度從熔融硅中拉制晶棒來(lái)實(shí)現(xiàn)。這種相對(duì)恒定的速度可通過(guò)多種途徑實(shí)現(xiàn)，例如，(i)使尾晶錐生長(zhǎng)期間坩堝和晶體的旋轉(zhuǎn)速度比晶體恒定直徑段生長(zhǎng)期間坩堝和晶體的轉(zhuǎn)動(dòng)速度相對(duì)減慢，以及/或(ii)使尾晶錐生長(zhǎng)期間饋送給加熱器用來(lái)加熱硅熔體的功率比尾晶錐生長(zhǎng)期間常規(guī)饋送的功率相對(duì)增加。工藝變量的這種附加調(diào)整既可以單項(xiàng)進(jìn)行，也可以是幾項(xiàng)結(jié)合進(jìn)行。
當(dāng)尾晶錐開(kāi)始生長(zhǎng)時(shí)，尾晶錐的拉晶速度應(yīng)使保持在高于約1050℃溫度的晶棒恒定直徑段的任何區(qū)段經(jīng)受與已經(jīng)冷卻到低于約1050℃溫度的包含無(wú)聚集本征點(diǎn)缺陷軸對(duì)稱區(qū)晶棒恒定直徑段其他區(qū)段相同的加熱歷程。
如上所述，存在一個(gè)其中聚集間隙原子缺陷可能被抑制的空位為主區(qū)的最小半徑。這個(gè)最小半徑值決定于V/G0(r)和冷卻速度。由于拉晶機(jī)和熱區(qū)設(shè)計(jì)會(huì)改變，因而上述關(guān)于V/G0(r)、拉晶速度和冷卻速度的取值范圍也會(huì)改變。同樣，這些條件還可能沿生長(zhǎng)晶體長(zhǎng)度發(fā)生改變。還有如上所述，希望無(wú)聚集間隙原子缺陷的間隙原子為主區(qū)的寬度最大。于是，希望在給定拉晶機(jī)中沿生長(zhǎng)晶體的長(zhǎng)度上保持這一區(qū)域的寬度盡可能接近(但不超過(guò))晶體半徑與空位為主區(qū)最小半徑之差的值。
對(duì)于一給定拉晶機(jī)熱區(qū)設(shè)計(jì)，其軸向?qū)ΨQ區(qū)的最佳寬度和所要求的最佳拉晶速度分布可根據(jù)經(jīng)驗(yàn)來(lái)確定。一般來(lái)說(shuō)，這種經(jīng)驗(yàn)方法首先要得到易于獲得的在特定拉晶機(jī)中生長(zhǎng)的晶棒軸向溫度分布以及在同一拉晶機(jī)中生長(zhǎng)的晶棒平均軸向溫度梯度徑向變化數(shù)據(jù)。總起來(lái)說(shuō)，用這些數(shù)據(jù)來(lái)拉制一根或多根單晶硅棒，然后分析其聚集間隙原子缺陷出現(xiàn)的情況。按此方法，即可確定最佳拉晶速度分布。
圖13是經(jīng)一系列顯示缺陷分布的氧沉積熱處理后一段200毫米直徑晶棒軸向切割少數(shù)載流子壽命的掃描圖象。它描述采用近-最佳拉晶速度分布于一給定拉晶機(jī)熱區(qū)設(shè)計(jì)的例子。在此例子中，出現(xiàn)了一個(gè)從一個(gè)超出間隙原子為主區(qū)最大寬度的V/G0(r)(產(chǎn)生聚集間隙原子缺陷區(qū)28)到一個(gè)軸對(duì)稱區(qū)有最大寬度的最佳V/G0(r)的過(guò)渡。
除了從晶棒半徑上G0增大引起的V/G0徑向變化外，V/G0也可能由于V的改變、或者由于提拉工藝引起G0的自然變化而發(fā)生軸向變化。對(duì)于標(biāo)準(zhǔn)提拉工藝，V將隨生長(zhǎng)周期中拉晶速度的調(diào)整而改變，以保持晶棒直徑恒定。拉晶速度的這種調(diào)整或改變同時(shí)引起V/G0在晶棒恒定直徑長(zhǎng)度上發(fā)生變化。按本發(fā)明的工藝，拉晶速度因此而受到控制以使晶棒軸對(duì)稱區(qū)寬度最大。然而，其結(jié)果可能使晶棒半徑發(fā)生改變。因此，為保證所得晶棒直徑恒定，最好使晶棒生長(zhǎng)的直徑大于所希望的尺寸。然后將晶棒按工藝處理標(biāo)準(zhǔn)從表面削去多余材料，這樣就確保得到直徑恒定的晶棒。
對(duì)于按本發(fā)明工藝制備且有V/I界面的晶棒(即含有空位為主的晶棒)，實(shí)驗(yàn)證明希望獲得低氧含量的材料，即低于約13PPMA(每百萬(wàn)個(gè)原子中的原子含量，ASTM標(biāo)準(zhǔn)F-121-83)。再好一點(diǎn)是單晶硅含氧量低于約12PPMA，更好一點(diǎn)是低于11PPMA，最好是低于約10PPMA。這是因?yàn)樵谥械鹊礁哐鹾康木?即14到18PPMA)，正好在V/I界面以內(nèi)的氧誘發(fā)堆垛層錯(cuò)和增強(qiáng)的聚氧團(tuán)帶變得更加明顯。其中每一種在給定集成電路制造工藝中都是出問(wèn)題的潛在因素。然而因此應(yīng)該注意的是，當(dāng)軸對(duì)稱區(qū)寬度大致等于晶棒半徑時(shí)，對(duì)氧含量的限制可去除；這是因?yàn)榧偃绮淮嬖诳瘴恍筒牧系脑?，這種缺陷和聚團(tuán)就不會(huì)出現(xiàn)。
增強(qiáng)聚氧團(tuán)的作用可采用許多方法進(jìn)一步減小，這些方法可單獨(dú)使用也可同時(shí)使用。例如，氧沉積成核中心一般是在約350℃到約750℃的溫度范圍內(nèi)退火的硅中形成。因此，對(duì)于某些應(yīng)用來(lái)說(shuō)，可能希望采用“短”晶，即一種按提拉工藝生長(zhǎng)直到籽晶尾端已從硅熔點(diǎn)(1410℃)冷到約750℃而后晶棒迅速冷卻的晶體。采用此方法時(shí)，在對(duì)成核中心形成臨界的該溫度范圍內(nèi)耗費(fèi)的時(shí)間應(yīng)維持最短，因而在拉晶機(jī)中來(lái)不及形成積氧成核中心。
另一種更可取的方法是，通過(guò)對(duì)單晶硅退火將單晶生長(zhǎng)過(guò)程中形成的積氧成核中心分解掉。只要它們未經(jīng)穩(wěn)定熱處理，迅速將硅加熱到至少875℃且最好繼續(xù)升溫到至少1000℃，至少1100℃或更高，就使積氧成核中心經(jīng)退火而從硅中逐出。當(dāng)硅已經(jīng)達(dá)到1000℃時(shí)，這類缺陷基本上可全部(例如＞99％)消除掉。重要的是硅片要很快加熱到這樣的溫度，即溫升速度至少為每分鐘10℃，最好是每分鐘50℃。否則，部分或全部氧沉積成核中心因這種熱處理而穩(wěn)定下來(lái)。在相當(dāng)短的時(shí)間周期內(nèi)(即60秒鐘量級(jí)或更小)會(huì)達(dá)到平衡狀態(tài)。因此，單晶硅中的氧沉積成核中心可通過(guò)將其在至少約875℃的溫下退火而分解掉，較好是至少約950℃，更好是至少約1100℃，時(shí)間至少約5秒鐘，最好是至少約10分鐘。
這種分解可在普通爐子中或快速熱退火(RTA)系統(tǒng)中進(jìn)行。硅快速熱退火可在任何大量商用快速熱退火(RTA)爐中進(jìn)行，在這種爐中晶片由一排高功率燈光分別加熱。RTA爐能迅速加熱硅片，例如，在幾秒鐘內(nèi)它們能將硅片從室溫加熱到1200℃。一種這樣的610型商品RTA爐可從AG Associate(Mountain View CA)獲得。此外，這種分解可在晶棒、或晶片上進(jìn)行，但以晶片為佳。
要指出的是，根據(jù)本發(fā)明制備的晶片適合用作淀積外延層的襯底。外延淀積可以采用工藝上通用的方法進(jìn)行。
還要指出的是，根據(jù)本發(fā)明制備的晶片適合用在氫氣和氬氣組合退火處理，例如歐洲專利申請(qǐng)No.503816A1中所描述的處理。
集聚缺陷的檢測(cè)集聚缺陷可以采用許多不同的技術(shù)來(lái)檢測(cè)。例如，流圖缺陷或D-缺陷的檢測(cè)一般采用將單晶硅樣品在Secco腐蝕液中作約30分鐘的擇優(yōu)腐蝕，然后在顯微鏡下觀察樣品。(參見(jiàn)H.Yamagishi等，Semicond.Sci.Technol.7A135(1992))。雖然標(biāo)準(zhǔn)是對(duì)聚集空位缺陷檢測(cè)的，但這種方法也可以用來(lái)探測(cè)聚集間隙原子缺陷。當(dāng)采用這種技術(shù)時(shí)，這種缺陷在樣品表面以大坑顯現(xiàn)。
聚集缺陷也可以采用激光掃描技術(shù)探測(cè)，例如激光層析X射線照相，這種方法一般具有比其他腐蝕技術(shù)更低的缺陷密度探測(cè)限制。
另外，采用加熱時(shí)能擴(kuò)散到單晶硅網(wǎng)格中的金屬將這類缺陷染色可肉眼直接觀測(cè)聚集本征點(diǎn)缺陷。具體地說(shuō)，先用含有能將這種缺陷染色的金屬化合物(如氮化銅濃縮溶液)涂敷單晶硅樣品(如硅片、硅板、硅棒)表面，然后將涂敷的樣品置于900℃至1000℃中加熱5至15分鐘，以便讓金屬擴(kuò)散到樣品中，再將熱處理后的樣品冷卻到室溫，使金屬變成臨界過(guò)飽和并沉積在樣品網(wǎng)格中有缺陷處，便可肉眼觀察樣品中這種缺陷的存在。
冷卻過(guò)后，先用光照腐蝕溶液將樣品處理8到12分鐘，使樣品經(jīng)過(guò)無(wú)損傷輪廓腐蝕，以便除去表面的殘留物和沉積物。一種典型的光照腐蝕溶液含約55％的硝酸(重量溶解度70％)、約20％的氫氟酸(重量溶解度49％)和約25％的鹽酸(濃縮溶解度)。
然后樣品用去離子水沖洗，并將樣品侵沒(méi)在Secco或Wright腐蝕溶液中處理35到55分鐘進(jìn)行第二步腐蝕。一般來(lái)說(shuō)，樣品腐蝕是采用組份大約為1∶2的0.15M重鉻酸鉀和20％的氫氟酸(重量溶解度49％)的Secco腐蝕溶液。這次腐蝕步驟起揭示或勾畫(huà)可能存在的聚集缺陷的作用。
定義正如這里使用過(guò)的，下述句子和術(shù)語(yǔ)應(yīng)有給定的含義“聚集本征點(diǎn)缺陷”系指由以下原因引起的缺陷(1)空位聚集產(chǎn)生D-缺陷、流圖缺陷、柵氧化完整性缺陷、晶體源生的微粒缺陷、晶體源生的發(fā)光點(diǎn)缺陷以及其他空位相關(guān)缺陷的反應(yīng)，或(2)自間隙原子聚集產(chǎn)生錯(cuò)位環(huán)和網(wǎng)格以及其它這類自間隙原子聚集相關(guān)缺陷的反應(yīng)；“聚集間隙原子缺陷”應(yīng)指由硅自間隙原子聚集反應(yīng)引起的聚集本征點(diǎn)缺陷；“聚集空位缺陷”應(yīng)指由晶格空位聚集反應(yīng)引起的聚集空位點(diǎn)缺陷；“半徑”指從晶片或晶棒中心軸到圓周邊測(cè)得的距離；“基本不含聚集本征點(diǎn)缺陷”應(yīng)指聚集缺陷濃度低于這種缺陷的檢測(cè)極限，通常約為103個(gè)缺陷/厘米3；“V/I邊界”指沿晶棒或晶片半徑方向材料從空位為主變?yōu)樽蚤g隙原子為主的位置；以及“空位為主”和“自間隙原子為主”指材料的本征點(diǎn)缺陷分別為空位還是自間隙原子占優(yōu)勢(shì)。
實(shí)施例正如下述例子將要闡明的，本發(fā)明提供一種制備單晶硅棒的工藝，在此工藝中，當(dāng)晶棒按提拉方法從結(jié)晶溫度冷卻時(shí)，在晶棒恒定直徑段的軸對(duì)稱區(qū)內(nèi)不會(huì)形成本征點(diǎn)缺陷的聚集，由此即可切割成晶片。
下述例子陳述一組可用來(lái)實(shí)現(xiàn)上述結(jié)果的條件。還有另外一些方法用來(lái)確定一給定拉晶機(jī)的最佳拉晶速度。例如，與其以不同拉晶速度生長(zhǎng)一系列晶棒，還不如沿晶體長(zhǎng)度提高和降低拉晶速度來(lái)生長(zhǎng)一根單晶；按此方法，在單晶生長(zhǎng)過(guò)程中可能引起聚集自間隙原子缺陷多次出現(xiàn)和消失。因而可能要對(duì)許多不同晶體部位來(lái)確定最佳拉晶速度。因此，對(duì)下述例子不可能作精確的解釋。
例1先存熱區(qū)設(shè)計(jì)拉晶機(jī)的優(yōu)化工藝規(guī)程第一根200毫米單晶硅棒在沿晶體長(zhǎng)度拉晶速度從0.75毫米/分鐘到0.35毫米/分鐘線性跳變條件下生長(zhǎng)成。圖14表明拉晶速度與晶體長(zhǎng)度的關(guān)系?？紤]到在拉晶機(jī)中生長(zhǎng)一根200毫米晶棒而預(yù)先設(shè)置的軸向溫度分布和預(yù)先設(shè)置的平均軸向溫度梯度G0的徑向變化(即熔體/固體界面上的軸向溫度梯度)，對(duì)這些拉晶速度進(jìn)行選擇，以保證晶棒一端從中心到邊緣總是空位為主材料，而另一端從中心到邊緣總是間隙原子為主材料。將生長(zhǎng)的晶棒軸向切割并進(jìn)行分析以確定聚集間隙原子缺陷開(kāi)始形成的位置。
圖15是晶棒肩部635毫米到760毫米一段的軸向切割少數(shù)載流子壽命的掃描圖象，該晶棒經(jīng)一系列氧沉積熱處理揭示其缺陷的分布圖。在大約680毫米的晶體部位，可以看到一個(gè)聚集間隙原子缺陷帶28。這個(gè)部位相應(yīng)于V*(680毫米)＝0.33毫米/分鐘的拉晶速度。在該點(diǎn)處，軸對(duì)稱區(qū)6的寬度(一個(gè)間隙原子為主區(qū)，但沒(méi)有聚集間隙原子缺陷)取最大值；空位為主區(qū)8的寬度Rv*(680)約為35毫米，而軸對(duì)稱區(qū)的寬度RI*(680)約65毫米。
然后，在比第一根200毫米晶棒獲得最大寬度軸對(duì)稱區(qū)的拉晶速度稍快和稍饅的拉晶速度下生長(zhǎng)一組四根單晶硅棒。圖16表明其每一種晶體的拉晶速度隨晶體長(zhǎng)度的變化，分別標(biāo)記為1-4。然后對(duì)這四種晶體進(jìn)行分析以確定聚集間隙原子缺陷最初出現(xiàn)和消失的軸向位置(和相應(yīng)的拉晶速度)。這四個(gè)實(shí)驗(yàn)確定的點(diǎn)(用“*”標(biāo)記)示于圖16。作為一階近似，這條曲線代表對(duì)200毫米晶體的拉晶速度與在拉晶機(jī)中軸對(duì)稱區(qū)取最大寬度的長(zhǎng)度的關(guān)系。
在其他拉晶速度下附加晶體的生長(zhǎng)以及對(duì)這些晶體的分析將使V*(z)的實(shí)驗(yàn)界定更為精確。
例2G0(r)徑向變化的減小圖17和18闡明通過(guò)減小晶體/熔體界面上軸向溫度梯度G0(r)的徑向變化可能獲得的質(zhì)量改善?？瘴缓烷g隙原子的初始濃度(大約離晶體/熔體界面1厘米)從兩種不同G0(r)的情況來(lái)計(jì)算(1)G0(r)＝2.65+5×10-4r2(K/mm)以及(2)G0(r)＝2.65+5×10-5r2(K/mm)。在每種情況下，調(diào)整拉晶速度使得富空位硅與富間隙原子硅的界面處在3mm的半徑處。對(duì)情況1和2采用的拉晶速度分別為0.4mm/min和0.35mm/min。從圖18清楚地看到在晶體富間隙原子區(qū)的間隙原子初始濃度隨初始軸向溫度梯度徑向變化的減小而急劇減小。這導(dǎo)致材料質(zhì)量的改善，因?yàn)橛砷g隙原子過(guò)飽和引起的間隙原子缺陷團(tuán)的形成變得比較容易避免。
例3延長(zhǎng)間隙原子的外-擴(kuò)散時(shí)間圖19和20闡明延長(zhǎng)間隙原子外擴(kuò)散時(shí)間可能實(shí)現(xiàn)的質(zhì)量改善。間隙原子的濃度對(duì)晶體中兩種不同軸向溫度分布dT/dz進(jìn)行計(jì)算。兩種情況下在晶體/熔體界面的軸向溫度梯度是一樣的，因而間隙原子的初始濃度(大約離晶體/熔體界面1厘米)也是相同的。在此例中，調(diào)整拉晶速度使得整個(gè)晶體有富裕的間隙原子。兩種情況下的拉晶速度同為0.32mm/min。在第2種情況下間隙原子較長(zhǎng)的外-擴(kuò)散時(shí)間引起間隙原子濃度的全面降低。這導(dǎo)致材料質(zhì)量的改善，因?yàn)橛砷g隙原子過(guò)飽和引起的間隙原子缺陷團(tuán)的形成變得比較容易避免。
例4一根長(zhǎng)700毫米、直徑150毫米的晶體用變化的拉晶速度生長(zhǎng)成。拉晶速度從在肩部處的1.2mm/min近乎線性改變到離肩部430mm處的0.4mm/min，然后在離肩部700mm處又近乎線性地返回到0.65mm/min。在這特定拉晶機(jī)的這種生長(zhǎng)條件下，整個(gè)半徑是在間隙原子富裕狀態(tài)下從離晶體肩部約320mm到約525mm的晶體長(zhǎng)度上生長(zhǎng)的。參見(jiàn)圖21，在大約525mm的軸向位置和約0.47mm/min的拉晶速度下，在晶體的整個(gè)直徑上不存在聚集本征點(diǎn)缺陷團(tuán)。換一種說(shuō)法就是存在一小段其軸向?qū)ΨQ區(qū)(即基本無(wú)聚集缺陷區(qū))寬度等于晶棒半徑。
例5如例1所述，一系列單晶硅棒以不同的拉晶速度長(zhǎng)成，然后經(jīng)過(guò)分析未確定聚集間隙原子缺陷最初出現(xiàn)和消失的軸向位置(及相應(yīng)的拉晶速度)。由這些點(diǎn)之間的內(nèi)插值和從這些點(diǎn)的外推值描畫(huà)成軸向位置與拉晶速度v圖而給出一條曲線，該曲線在一階近似下表示200毫米晶體的拉晶速度與拉晶機(jī)中軸對(duì)稱區(qū)寬度最大的晶棒長(zhǎng)度的關(guān)系。然后采用其他拉晶速度生長(zhǎng)附加的單晶，對(duì)這些晶體的進(jìn)一步分析用來(lái)使這種實(shí)驗(yàn)確定的最佳拉制晶度分布更為精確。
利用這種數(shù)據(jù)和隨后的最佳拉晶速度分布，生長(zhǎng)出長(zhǎng)約1000毫米、直徑約200毫米的晶體。然后對(duì)各不同軸向位置的生長(zhǎng)單晶切片按標(biāo)準(zhǔn)工藝采用氧沉積方法進(jìn)行分析，以便(i)確定是否形成聚集間隙原子缺陷，(ii)確定V/I界面與切片半徑的關(guān)系。按這種方法確定軸對(duì)稱區(qū)的存在，以及這個(gè)區(qū)域的寬度隨晶體長(zhǎng)度或位置的關(guān)系。
從離晶棒肩約200毫米到950毫米軸向位置得到的結(jié)果于示圖22。這些結(jié)果表明可以為單晶硅棒的生長(zhǎng)確定一個(gè)拉晶速度分布，使晶棒恒定直徑段可包含一個(gè)軸對(duì)稱區(qū)，該軸對(duì)稱區(qū)從圓周邊朝中心軸測(cè)得的寬度至少為恒定直徑段半徑長(zhǎng)度40％。此外，這些結(jié)果表明這軸對(duì)稱區(qū)沿晶棒中心軸測(cè)得的長(zhǎng)度為晶棒恒定直徑段長(zhǎng)度的75％。
例6用降低的拉晶速度生長(zhǎng)了一根長(zhǎng)約1100毫米、直徑約150毫米的單晶硅棒。晶棒恒定直徑段肩部的拉晶速度約為1毫米/分鐘。拉晶速度指數(shù)減少到約0.4毫米/分鐘，這相應(yīng)于離肩約200毫米的軸向位置。然后在接近晶棒恒定直徑段的尾端拉晶速度線性減少直到約0.3毫米/分鐘。
在這特定熱區(qū)結(jié)構(gòu)的這些工藝條件下，所得晶棒包含一個(gè)其軸對(duì)稱區(qū)寬度約等于晶棒半徑的區(qū)域?，F(xiàn)參見(jiàn)圖23a和23b，這是經(jīng)一系列氧沉積熱處理后部分晶棒軸向切割的少數(shù)載流子壽命掃描圖象，給出了晶棒在軸向位置100毫米到250毫米和250毫米到400毫米的相鄰幾個(gè)區(qū)段。從這些圖中可見(jiàn)，晶棒在離肩部約170毫米到290毫米的軸向位置處有一個(gè)在整個(gè)直徑上不含聚集本征點(diǎn)缺陷的區(qū)域。換句話說(shuō)，晶棒中有一個(gè)其軸對(duì)稱區(qū)寬度約等于晶棒半徑的區(qū)域，即基本不含聚集間隙原子缺陷的區(qū)域。
此外，在軸向位置約125毫米到約170毫米或約290毫米到大于400毫米的區(qū)域內(nèi)，存在不含聚集本征點(diǎn)缺陷的間隙原子為主材料的軸對(duì)稱區(qū)，它包圍一個(gè)也不含聚集本征點(diǎn)缺陷的空位為主材料的一般圓柱芯區(qū)。
最后，在軸向位置約100毫米到約125毫米的區(qū)域內(nèi)，有一個(gè)不含聚集缺陷的間隙原子為主材料的軸對(duì)稱區(qū)，它包圍一個(gè)空位為主材料的一般圓柱芯區(qū)，在空位為主的材料中，存在一個(gè)不含聚集缺陷的軸對(duì)稱區(qū)，它包圍一個(gè)含聚集空位缺陷的芯區(qū)。
例7冷卻速度和V/I界面的位置一系列單晶硅棒(標(biāo)稱直徑150毫米到200毫米)按提拉方法采用不同熱區(qū)結(jié)構(gòu)生長(zhǎng)而成，熱區(qū)按工藝上常見(jiàn)的方法設(shè)計(jì)，在約1050℃以上溫度時(shí)它影響硅的駐留時(shí)間。改變每根硅棒沿硅棒長(zhǎng)度方向的拉晶速度，以圖形成從聚集空位點(diǎn)缺陷區(qū)到聚集間隙原子點(diǎn)缺陷區(qū)的過(guò)渡。
一旦生長(zhǎng)完畢，將晶棒沿平行于生長(zhǎng)方向的中心軸作縱向切割，然后再進(jìn)一步分成約2毫米厚的切片。利用前面所述的銅染色技術(shù)，將一組這樣的縱向切片加熱并用銅故意沾染，加熱條件適合于高濃度銅間隙原子的融解。在這熱處理之后，使樣品迅速冷卻，在此期間銅雜質(zhì)要么外擴(kuò)散，或者沉積到氧化物團(tuán)或聚集間隙原子存在的地方。經(jīng)標(biāo)準(zhǔn)的缺陷輪廓腐蝕后，用肉眼對(duì)樣品進(jìn)行觀察以檢測(cè)沉積雜質(zhì)的存在；不合這種沉積雜質(zhì)的那些區(qū)域便對(duì)應(yīng)于無(wú)聚集間隙原子缺陷的區(qū)域。
對(duì)另外一組縱向切片進(jìn)行一系列氧沉積熱處理，以便在掃描載流子圖象前引起新的氧化物園的成核和生長(zhǎng)。壽命圖象對(duì)比帶被用來(lái)確定和測(cè)量每根晶棒不同軸向位置處瞬時(shí)熔體/固體界面的形狀。然后利用關(guān)于熔體/固體界面形狀的信息(下面要進(jìn)一步討論)來(lái)估計(jì)平均軸向溫度梯度G0的絕對(duì)值及徑向變化。也利用這種信息連同拉晶速度一起來(lái)估量V/G0值的徑向變化。
為了更嚴(yán)格地檢驗(yàn)生長(zhǎng)條件對(duì)所得單晶棒質(zhì)量的影響，根據(jù)迄今可獲得的實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)作了若干被確認(rèn)為正確的假設(shè)。首先，為了根據(jù)冷卻到聚集間隙原子缺陷發(fā)生的溫度所需的時(shí)間來(lái)簡(jiǎn)化加熱過(guò)程的處理，假定1050℃左右是發(fā)生硅自間隙原子聚集的溫度的合理近似。這個(gè)溫度顯然與用不同冷卻速度的實(shí)驗(yàn)中觀察到的聚集間隙原子缺陷密度的變化是一致的。如前所述，盡管聚集是否發(fā)生也是間隙原子集聚的一個(gè)因素，但可相信在約1050℃以上溫度時(shí)聚集不會(huì)發(fā)生，因?yàn)閷?duì)于提拉-型生長(zhǎng)工藝給定的典型間隙原子濃度范圍，假定在這個(gè)溫度以上系統(tǒng)不會(huì)形成間隙原子臨界過(guò)飽和是合理的。換句話說(shuō)，對(duì)于提拉-型生長(zhǎng)工藝的典型間隙原子濃度，假定在約1050℃溫度以上系統(tǒng)將不會(huì)形成臨界過(guò)飽和、因而不會(huì)發(fā)生聚集現(xiàn)象是合理的。
為使生長(zhǎng)條件對(duì)單晶硅質(zhì)量的影響量化而作的第二個(gè)假定是硅自間隙原子擴(kuò)散系數(shù)的溫度關(guān)系可以忽略。換句話說(shuō)，假定在約1400℃和1050℃之間的所有溫度下硅自間隙原子以同樣的速度擴(kuò)散。當(dāng)理解考慮約1050℃是聚集反應(yīng)溫度的合理近似時(shí)，這一假定的基本點(diǎn)是從熔點(diǎn)的冷卻曲線細(xì)節(jié)無(wú)關(guān)緊要。擴(kuò)散距離僅取決于從熔點(diǎn)起冷卻到約1050℃所耗費(fèi)的時(shí)間。
利用對(duì)每一熱區(qū)設(shè)計(jì)的軸向溫度分布數(shù)據(jù)和對(duì)特定晶棒的實(shí)際拉晶速度分布，可計(jì)算出從約1400℃到約1050℃總的冷卻時(shí)間。應(yīng)該指出的是，對(duì)每個(gè)熱區(qū)的溫度變化都是合理地均勻。這種均勻性意味著對(duì)聚集間隙原子缺陷成核溫度(即1050℃)選定的任何誤差只會(huì)導(dǎo)致計(jì)算的冷卻時(shí)間的比例誤差。
為確定晶棒空位為主區(qū)的徑向范圍(R空位)，或者說(shuō)軸對(duì)稱區(qū)的寬度，還假定空位為主芯區(qū)的半徑(通過(guò)壽命圖象確定)等效到v/G0＝v/G0臨界值的結(jié)晶點(diǎn)。換句話說(shuō)，一般假定軸對(duì)稱區(qū)寬度是以冷卻到室溫后V/I界面的位置為基礎(chǔ)。指出這一點(diǎn)是因?yàn)?如上所述)隨著晶棒的冷卻空位和自間隙原子可能發(fā)生復(fù)合。當(dāng)復(fù)合發(fā)生時(shí)，V/I界面的實(shí)際位置向內(nèi)朝晶棒中心軸偏移。這里涉及到的正是這個(gè)最終位置。
為簡(jiǎn)化G0(結(jié)晶時(shí)晶體的平均溫度梯度)的計(jì)算，假設(shè)熔體/固體界面是熔點(diǎn)等溫線形。采用有限元模擬(FEA)技術(shù)和熱區(qū)設(shè)計(jì)詳圖對(duì)晶體表面溫度進(jìn)行計(jì)算。晶體中的整個(gè)溫度場(chǎng)(因而G0)在合適的邊界條件下通過(guò)求解拉普拉斯方程得到，邊界條件系指沿熔體/固體界面熔點(diǎn)以及對(duì)沿晶軸表面溫度的模擬(FEA)結(jié)果。從制成和計(jì)算的一根晶棒不同軸向位置處所得的結(jié)果示于圖25。
為估量G0徑向變化對(duì)初始間隙原子濃度的影響，假定一個(gè)徑向位置R’(即V/I界面與晶體表面間的中間位置)是硅自間隙原子從晶棒中的陷阱能到達(dá)的最遠(yuǎn)點(diǎn)，不管陷阱是處于空位為主區(qū)還是在晶體表面。利用對(duì)上述晶棒的生長(zhǎng)速度和G0的數(shù)據(jù)，在位置R’處計(jì)算的V/G0與V/I界面處的V/G0(即臨界V/G0值〕之差說(shuō)明了初始間隙原子濃度徑向變化及其對(duì)過(guò)剩間隙原子能否到達(dá)晶體表面或空位為主區(qū)陷阱中的影響。
對(duì)于這特定的數(shù)據(jù)設(shè)置，顯然不存在晶體質(zhì)量對(duì)V/G0徑向變化的系統(tǒng)相關(guān)性。正如在圖26中看到的，該樣品中晶棒的軸向影響最小。在這一系列實(shí)驗(yàn)中涉及的生長(zhǎng)條件表明G0的徑向變化范圍相當(dāng)窄。因此，這種數(shù)據(jù)設(shè)置對(duì)判定質(zhì)量(即出現(xiàn)不含聚集本征點(diǎn)缺陷區(qū))依賴于G0徑向變化的可分辨關(guān)系顯得太窄。
正如已指出的，對(duì)制備的每根晶棒樣品在不同軸向位置要進(jìn)行估算以判定聚集間隙原子缺陷存在與否。為了檢測(cè)每個(gè)軸向位置，可在樣品質(zhì)量和軸對(duì)稱區(qū)寬度之間構(gòu)成一種關(guān)系。參見(jiàn)圖27，可以制備一個(gè)示意圖，將給定樣品的質(zhì)量與允許該樣品(在那個(gè)特定軸向位置處)從結(jié)晶點(diǎn)冷卻到約1050℃的時(shí)間進(jìn)行比較。正如所預(yù)料的，這個(gè)圖表明軸對(duì)稱區(qū)寬度(即R晶體-R空位)強(qiáng)烈依賴于在這特定溫度范圍內(nèi)樣品的冷卻過(guò)程。為使軸對(duì)稱區(qū)寬度增大，其趨勢(shì)提示需要更長(zhǎng)的擴(kuò)散時(shí)間，或更低的冷卻速度。
根據(jù)該圖給出的數(shù)據(jù)，可以計(jì)算出一條說(shuō)明硅質(zhì)量從“好”(即不含缺陷)到“壞”(即包含缺陷)的過(guò)渡與給定晶棒直徑在這特定溫度范圍內(nèi)允許冷卻時(shí)間的關(guān)系的最佳擬合線。軸對(duì)稱區(qū)的寬度和冷卻速度之間的一般關(guān)系可用下述方程表示(R晶體-R空位)2＝Deff*t1050℃其中R晶體是晶棒半徑，R空位是間隙為主材料內(nèi)出現(xiàn)從無(wú)缺陷到有缺陷(或相反)過(guò)渡的樣品軸向位置處的軸對(duì)稱區(qū)半徑。
Deff是一個(gè)常數(shù)，約為9.3×10-4厘米2/秒，它表示間隙原子擴(kuò)散系數(shù)的平均時(shí)間和溫度，以及t1050℃是樣品給定軸向位置由結(jié)晶點(diǎn)冷卻到約1050℃所需時(shí)間。
再參照?qǐng)D27，可以看到，對(duì)于一給定的晶棒直徑，可估算出一個(gè)冷卻時(shí)間以便獲得所需直徑的軸對(duì)稱區(qū)。例如，對(duì)于直徑約150mm的晶棒，可得到一個(gè)其寬度約等于該晶棒半徑的軸對(duì)稱區(qū)，只要在約1410℃和1050℃的溫度范周內(nèi)允許晶棒的這個(gè)特定部位冷卻約10到15小時(shí)即可。同樣，對(duì)于直徑為200mm的晶棒，如果在這個(gè)溫度范圍內(nèi)允許晶棒的這個(gè)特定部位冷卻約25到35小時(shí)，就可以得到寬度約等于該晶棒半徑的軸對(duì)稱區(qū)。如果將這條曲線進(jìn)一步外推，為得到寬度約等于直徑約300mm晶棒半徑的軸對(duì)稱區(qū)，冷卻時(shí)間可能需要約65到75小時(shí)。在這方面值得指出的是，隨著晶棒直徑增大，因間隙原子為到達(dá)晶棒表面或空位芯區(qū)的陷阱所必需的擴(kuò)散距離增長(zhǎng)，故需要追加冷卻時(shí)間。
現(xiàn)在參見(jiàn)圖28，29，30和31，可以看到延長(zhǎng)各晶棒冷卻時(shí)間的效果。每個(gè)圖描繪標(biāo)定直徑200mm的晶棒的一個(gè)部分，從圖28到圖31由結(jié)晶溫度到1050℃的冷卻時(shí)間逐步增加。
現(xiàn)在參見(jiàn)圖28，展示出離晶棒肩部軸向位置235mm到350mm的區(qū)段。在約255mm軸向位置處，無(wú)聚集間隙原子缺陷軸對(duì)稱區(qū)的寬度取最大值，約為晶棒半徑的45％。在此范圍之外，產(chǎn)生從無(wú)這種缺陷區(qū)到有這種缺陷區(qū)的過(guò)渡。
現(xiàn)在參見(jiàn)圖29，展示出離晶棒肩部軸向位置305mm到460mm的區(qū)段。在約360mm軸向位置處，無(wú)聚集間隙原子缺陷軸對(duì)稱區(qū)的寬度取最大值，約為晶棒半徑的65％。在此范圍之外，開(kāi)始形成缺陷。
現(xiàn)在參見(jiàn)圖30，展示出離晶棒肩部軸向位置140mm到275mm的區(qū)段。在約210mm軸向位置處，軸對(duì)稱區(qū)的寬度約等于晶棒半徑，即在這個(gè)范圍內(nèi)晶棒的一小部分不含有聚集本征點(diǎn)缺陷。
現(xiàn)在參見(jiàn)圖31，展示出離晶棒肩部軸向位置600mm到730mm的區(qū)段。在約640mm到665mm的軸向位置上，軸對(duì)稱區(qū)的寬度約等于晶棒半徑。此外，那個(gè)軸對(duì)稱區(qū)寬度約等于晶棒半徑的晶棒段的長(zhǎng)度比在圖30晶棒觀察到的長(zhǎng)度更長(zhǎng)。
因此，總起來(lái)看，圖28、29、30和31證明了到1050℃的冷卻時(shí)間對(duì)無(wú)缺陷的軸對(duì)稱區(qū)寬度和長(zhǎng)度的影響。一般來(lái)說(shuō)，含聚集間隙原子缺陷區(qū)的出現(xiàn)是由于拉晶速度的連續(xù)降低而導(dǎo)致太大的初始間隙原子濃度在晶體該部分的冷卻時(shí)間內(nèi)難以減小。較大的軸對(duì)稱區(qū)長(zhǎng)度意味著可采用更大范圍的拉晶速度(即初始間隙原子濃度)來(lái)生長(zhǎng)這種無(wú)缺陷材料。延長(zhǎng)冷卻時(shí)間允許較高的初始間隙原子濃度，因?yàn)殚g隙原子有足夠的時(shí)間進(jìn)行徑向擴(kuò)散而將濃度抑制到間隙原子缺陷聚集所需要的臨界濃度以下。換句話說(shuō)，對(duì)于較長(zhǎng)的冷卻時(shí)間，稍低的拉晶速度(因而較高的初始間隙原子濃度)仍將導(dǎo)致軸對(duì)稱區(qū)6達(dá)到最大。所以，較長(zhǎng)的冷卻時(shí)間導(dǎo)致為獲得最大軸對(duì)稱區(qū)直徑所需條件下允許的拉晶速度變化增大，而且放松了工藝控制的限制。所以，在大晶棒長(zhǎng)度上軸獲得軸對(duì)稱區(qū)的工藝變得更容易。
再參照?qǐng)D31，在離晶體肩部約665mm到730mm的軸向位置范圍內(nèi)，有一個(gè)無(wú)間隙原子缺陷的空位為主材料區(qū)，該區(qū)寬度等于晶棒半徑。
正如從以上數(shù)據(jù)所可看到的，借助控制冷卻速度的方法，通過(guò)允許間隙原子有更長(zhǎng)的時(shí)間擴(kuò)散到它們可能湮滅的區(qū)域而可使自間隙原子濃度受到抑制。其結(jié)果便使單晶硅棒的主要區(qū)段中聚集間隙缺陷的形成得以避免。
從以上所述可見(jiàn)，本發(fā)明的多項(xiàng)目的均被實(shí)現(xiàn)。
由于上述構(gòu)思和工藝可能作各種改變而并不超越本發(fā)明的轄域，試圖用以上描述中所含全部?jī)?nèi)容當(dāng)作例證予以解釋而未作精確說(shuō)明。
權(quán)利要求
1.一種外延晶片，包括單晶硅基片，該基片具有中心軸、總體上垂直于該中心軸的前面和后面、圓周邊、從中心軸延伸到圓周邊的半徑和150mm、200mm或300mm的標(biāo)稱直徑，該基片具有不含在103缺陷/cm3的檢測(cè)極限下可檢測(cè)到的聚集本征點(diǎn)缺陷的軸對(duì)稱區(qū)，該軸對(duì)稱區(qū)從圓周邊徑向向內(nèi)延伸并且從圓周邊徑向朝中心軸測(cè)得的寬度至少為半徑長(zhǎng)度的30％，其中在該晶片的軸對(duì)稱區(qū)中硅自間隙原子是占優(yōu)勢(shì)的本征點(diǎn)缺陷，并且該外延晶片還包括沉積在該基片的前面上的外延層。
2.如權(quán)利要求1所述的外延晶片，其特征是，該軸對(duì)稱區(qū)的寬度至少為半徑長(zhǎng)度的40％。
3.如權(quán)利要求1所述的外延晶片，其特征是，該軸對(duì)稱區(qū)的寬度至少為半徑長(zhǎng)度的60％。
4.如權(quán)利要求1所述的外延晶片，其特征是，該軸對(duì)稱區(qū)的寬度至少為半徑長(zhǎng)度的80％。
5.如權(quán)利要求1所述的外延晶片，其特征是，該軸對(duì)稱區(qū)的寬度等于半徑長(zhǎng)度。
6.一種生產(chǎn)外延晶片的工藝，該工藝包括生長(zhǎng)單晶硅棒，該硅棒具有中心軸、籽晶錐、尾晶錐、位于籽晶錐和尾晶錐之間的具有圓周邊的恒定直徑部分、從中心軸延伸到硅棒圓周邊的半徑和150mm、200mm或300mm的標(biāo)稱直徑，作為生長(zhǎng)工藝的一部分，控制生長(zhǎng)速度v和晶體在硅棒恒定直徑部分生長(zhǎng)期間從結(jié)晶溫度到不低于1300℃的溫度范圍內(nèi)的平均軸向溫度梯度G0，使得硅棒從結(jié)晶溫度冷卻時(shí)形成不含在103缺陷/cm3的檢測(cè)極限下可檢測(cè)到的聚集本征點(diǎn)缺陷的軸對(duì)稱區(qū)，其中該軸對(duì)稱區(qū)從晶棒圓周邊向內(nèi)延伸，從晶棒圓周邊徑向朝晶棒中心軸測(cè)得的寬度至少為晶棒半徑長(zhǎng)度的30％，沿晶棒中心軸測(cè)得的長(zhǎng)度至少為晶棒恒定直徑部分長(zhǎng)度的20％，其中在該硅棒的軸對(duì)稱區(qū)中硅自間隙原子是占優(yōu)勢(shì)的本征點(diǎn)缺陷；沿垂直于晶棒中心軸方向?qū)σ欢伟ㄝS對(duì)稱區(qū)的硅棒恒定直徑部分切片，以生產(chǎn)出具有中心軸以及總體上垂直于該中心軸的前面和后面的單晶硅基片；和在該基片的前面上沉積外延層。
7.如權(quán)利要求6所述的工藝，還包括控制晶體從結(jié)晶溫度到1100℃的冷卻速度，以使得形成不含在103缺陷/cm3的檢測(cè)極限下可檢測(cè)到的聚集本征點(diǎn)缺陷的軸對(duì)稱區(qū)。
8.如權(quán)利要求6所述的工藝，其中軸對(duì)稱區(qū)的寬度至少為半徑長(zhǎng)度的40％。
9.如權(quán)利要求6所述的工藝，其中軸對(duì)稱區(qū)的寬度至少為半徑長(zhǎng)度的60％。
10.如權(quán)利要求6所述的工藝，其中軸對(duì)稱區(qū)的寬度至少為半徑長(zhǎng)度的80％。
11.如權(quán)利要求6所述的工藝，其中軸對(duì)稱區(qū)的寬度等于半徑長(zhǎng)度。
12.一種單晶硅晶片，具有中心軸、總體上垂直于該中心軸的前面和后面、圓周邊和從中心軸延伸到晶片圓周邊的半徑，該晶片包括
300mm的標(biāo)稱直徑；具有不含在103缺陷/cm3的檢測(cè)極限下可檢測(cè)到的聚集本征點(diǎn)缺陷的軸對(duì)稱區(qū)，該軸對(duì)稱區(qū)從晶片圓周邊徑向向內(nèi)延伸并且從圓周邊徑向朝中心軸測(cè)得的寬度至少為晶片半徑長(zhǎng)度的40％。
13.如權(quán)利要求12所述的晶片，其特征是，該軸對(duì)稱區(qū)總體為圓環(huán)形，并且該晶片還包括總體為圓柱形區(qū)，其中該圓柱形區(qū)位于該軸對(duì)稱區(qū)徑向內(nèi)側(cè)，并且該圓柱形區(qū)具有作為占優(yōu)勢(shì)的本征點(diǎn)缺陷的晶格空位。
14.如權(quán)利要求12所述的外延晶片，其特征是，該晶片具有低于13PPMA的氧含量。
15.如權(quán)利要求12所述的晶片，其特征是，該晶片具有低于11PPMA的氧含量。
16.如權(quán)利要求12所述的晶片，其特征是，該晶片不具有氧沉積成核中心。
17.如權(quán)利要求12所述的晶片，其特征是，從晶片圓周邊徑向向內(nèi)延伸的軸對(duì)稱區(qū)的從圓周邊徑向朝中心軸測(cè)得的寬度等于半徑長(zhǎng)度。
18.如權(quán)利要求12所述的晶片，其特征是，從晶片圓周邊徑向向內(nèi)延伸的軸對(duì)稱區(qū)的從圓周邊徑向朝中心軸測(cè)得的寬度至少為半徑長(zhǎng)度的30％，其中在該軸對(duì)稱區(qū)中硅自間隙原子是占優(yōu)勢(shì)的本征點(diǎn)缺陷。
19.一種單晶硅棒，具有中心軸、籽晶錐、尾晶錐、和位于籽晶錐和尾晶錐之間的具有圓周邊和從中心軸延伸到圓周邊的半徑的恒定直徑部分，并具有300mm的標(biāo)稱直徑，該單晶硅棒的特征在于，在硅棒生長(zhǎng)并從結(jié)晶溫度冷卻后，該恒定直徑部分具有不含在103缺陷/cm3的檢測(cè)極限下可檢測(cè)到的聚集本征點(diǎn)缺陷的軸對(duì)稱區(qū)，其中該軸對(duì)稱區(qū)從晶棒圓周邊徑向向內(nèi)延伸，從圓周邊徑向朝晶棒中心軸測(cè)得的寬度至少為恒定直徑部分的半徑長(zhǎng)度的30％，并且沿中心軸測(cè)得的長(zhǎng)度至少為晶棒恒定直徑部分長(zhǎng)度的20％。
20.如權(quán)利要求19所述的單晶硅棒，其特征是，軸對(duì)稱區(qū)的長(zhǎng)度至少為晶棒恒定直徑部分長(zhǎng)度的40％。
21.如權(quán)利要求19所述的單晶硅棒，其特征是，軸對(duì)稱區(qū)的長(zhǎng)度至少為晶棒恒定直徑部分長(zhǎng)度的60％。
22.如權(quán)利要求19所述的單晶硅棒，其特征是，軸對(duì)稱區(qū)的寬度至少為恒定直徑部分的半徑長(zhǎng)度的60％。
23.如權(quán)利要求19所述的單晶硅棒，其特征是，軸對(duì)稱區(qū)的寬度至少為恒定直徑部分的半徑長(zhǎng)度的80％。
24.如權(quán)利要求19所述的單晶硅棒，其特征是，在軸對(duì)稱區(qū)中硅自間隙原子是占優(yōu)勢(shì)的本征點(diǎn)缺陷。
25.一種生長(zhǎng)單晶硅棒的工藝，其中該硅棒具有中心軸、籽晶錐、尾晶錐、和位于籽晶錐和尾晶錐之間的具有圓周邊和從中心軸延伸到圓周邊的半徑以及300mm的標(biāo)稱直徑的恒定直徑部分，該硅棒按提拉方法由硅熔體生長(zhǎng)，然后從結(jié)晶溫度冷卻，該工藝包括控制(i)生長(zhǎng)速度v，(ii)在晶體恒定直徑部分生長(zhǎng)期間從結(jié)晶溫度到不低于1325℃的溫度范圍內(nèi)的平均軸向溫度梯度G0，和(iii)晶體從結(jié)晶溫度到1050℃的冷卻速度，以形成不含在103缺陷/cm3的檢測(cè)極限下可檢測(cè)到的聚集本征點(diǎn)缺陷的軸對(duì)稱區(qū)，其中該軸對(duì)稱區(qū)由晶棒圓周邊向內(nèi)延伸，從圓周邊徑向朝晶棒中心軸測(cè)得的寬度至少為晶棒半徑長(zhǎng)度的30％，沿中心軸測(cè)得的長(zhǎng)度至少為晶棒恒定直徑部分長(zhǎng)度的20％。
26.如權(quán)利要求25所述的工藝，其中軸對(duì)稱區(qū)的長(zhǎng)度至少為晶棒恒定直徑部分長(zhǎng)度的40％。
27.如權(quán)利要求25所述的工藝，其中將生長(zhǎng)速度v和平均軸向溫度梯度G0控制成使得比值v/G0在v/G0的臨界值的0.6倍到1.5倍范圍內(nèi)取值。
28.如權(quán)利要求25所述的工藝，其中將生長(zhǎng)速度v和平均軸向溫度梯度G0控制成使得比值v/G0在v/G0的臨界值的0.75倍到1倍范圍內(nèi)取值。
29.如權(quán)利要求25所述的工藝，其中在從結(jié)晶溫度到不低于1350℃的溫度范圍內(nèi)控制平均軸向溫度梯度G0。
30.如權(quán)利要求25、26或30所述的工藝，其中將晶體在至少65小時(shí)期間從結(jié)晶溫度冷卻到至少1050℃。
31.如權(quán)利要求25、26或30所述的工藝，其中將晶體在至少75小時(shí)期間從結(jié)晶溫度冷卻到至少1050℃。
32.如權(quán)利要求25所述的工藝，其中對(duì)G0的控制包括控制熔體/固體界面處的熱傳遞。
33.如權(quán)利要求32所述的工藝，其中通過(guò)改變?nèi)垠w表面和設(shè)置在該熔體表面上方的裝置之間的距離來(lái)控制熔體/固體界面處的熱傳遞。
34.如權(quán)利要求33所述的工藝，其中所述裝置選自反射器、輻射屏蔽、熱屏蔽、絕熱環(huán)、排氣管或光導(dǎo)管。
35.如權(quán)利要求33所述的工藝，其中通過(guò)改變?nèi)垠w表面相對(duì)于所述裝置的位置來(lái)控制熱傳遞。
36.如權(quán)利要求33所述的工藝，其中通過(guò)改變所述裝置相對(duì)于熔體表面的位置來(lái)控制熱傳遞。
37.如權(quán)利要求32所述的工藝，其中通過(guò)調(diào)整供應(yīng)給靠近硅熔體的加熱器的功率來(lái)控制熔體/固體界面處的熱傳遞。
38.如權(quán)利要求32所述的工藝，其中將冷卻速度控制成實(shí)現(xiàn)自間隙原子本征點(diǎn)缺陷在至少5cm距離上的徑向擴(kuò)散。
39.如權(quán)利要求32所述的工藝，其中將冷卻速度控制成實(shí)現(xiàn)自間隙原子本征點(diǎn)缺陷在至少10cm距離上的徑向擴(kuò)散。
40.一種生長(zhǎng)單晶硅棒的工藝，該單晶硅棒具有中心軸、籽晶錐、尾晶錐、位于籽晶錐和尾晶錐之間的具有圓周邊的恒定直徑部分、從中心軸延伸到硅棒圓周邊的半徑以及300mm的標(biāo)稱直徑，不含在103缺陷/cm3的檢測(cè)極限下可檢測(cè)到的聚集本征點(diǎn)缺陷，該工藝包括控制生長(zhǎng)速度v和平均軸向溫度梯度G0，使得比值v/G0在v/G0的臨界值的0.6倍到1.5倍范圍內(nèi)取值；和控制1400℃到800℃溫度范圍內(nèi)的冷卻速度，使得該冷卻速度為0.1℃/分鐘到1.5℃/分鐘。
41.如權(quán)利要求40所述的工藝，其中將生長(zhǎng)速度v和平均軸向溫度梯度G0控制成使得比值v/G0在v/G0的臨界值的0.75倍到1倍范圍內(nèi)取值。
42.如權(quán)利要求40所述的工藝，其中控制1400℃到1000℃溫度范圍內(nèi)的冷卻速度。
43.如權(quán)利要求42所述的工藝，其中將冷卻速度控制成使得冷卻速度為0.1℃/分鐘到1℃/分鐘。
44.如權(quán)利要求42所述的工藝，其中將冷卻速度控制成使得冷卻速度為0.1℃/分鐘到0.5℃/分鐘。
45.如權(quán)利要求40所述的工藝，還包括給基片退火以溶解在單晶硅棒生長(zhǎng)期間形成的氧沉積成核中心的步驟。
全文摘要
本發(fā)明涉及具有不含聚集本征點(diǎn)缺陷軸對(duì)稱區(qū)的單晶硅(硅棒或硅片形式)及其制備工藝。這種生長(zhǎng)單晶硅棒的工藝包括控制(i)生長(zhǎng)速度v，(ii)在從結(jié)晶溫度到不低于約1325℃的溫度范圍內(nèi)晶體恒定直徑段生長(zhǎng)期間的平均軸向溫度梯度G
文檔編號(hào)C30B28/10GK1854353SQ20061005833
公開(kāi)日2006年11月1日 申請(qǐng)日期1998年4月9日 優(yōu)先權(quán)日1997年4月9日
發(fā)明者R·法爾斯特, S·A·馬克格拉夫, S·A·麥奎德, J·C·霍爾澤, P·馬蒂, B·K·約翰遜 申請(qǐng)人:Memc電子材料有限公司