低缺陷密度、自－填隙原子受控制的矽的製作方法

2023-09-12 11:25:50 4

專利名稱：低缺陷密度、自－填隙原子受控制的矽的製作方法
背景技術：
本發明與用於電子元件製造的半導體級單晶矽的製備有關，特別涉及具有不含聚集本徵點缺陷軸對稱區的單晶矽棒與晶片及其製備工藝。
單晶矽是半導體電子元件大多數製造工藝的初始材料，通常用所謂提拉(「Cz」)方法製備。在該方法中，將多晶矽裝入坩堝並使之熔化，再用一籽晶與熔融矽接觸，並經緩慢提拉而生成單晶。形成軸頸之後，通過降低拉晶速度和/或熔燒溫度而使晶體直徑增大，直至達到所希望的目標直徑為止。然後，通過控制拉晶速度和熔燒溫度以補償因溶化程度的降低而生成具有近乎恆定直徑的圓柱狀晶體主體。生長過程結束但坩堝中熔融矽尚未耗盡之前，必需使晶體直徑逐漸縮小以形成端錐。一般來說，通過增大拉晶速度和提高坩堝溫度來形成端錐。當直徑變得足夠小時，晶體即與熔融矽分離。
近幾年來，已經提出單晶矽中的大量缺陷是在晶體生長室裡隨結晶後的晶體冷卻而形成的。這種缺陷的產生，部分原因是由於過量(即濃度超出溶解度極限)本徵點缺陷的存在，稱之為空位和自-填隙原子。從熔融體生長的矽晶體一般帶有過量的一種或另一種本徵點缺陷，或者是晶格空位(「V」)，或者是矽填隙原子(「I」)。已經確認矽中這些點缺陷的類型和初始濃度是在結晶時確定的。如果這些濃度在系統中達到一個臨界過飽和值且點缺陷的遷移率足夠高時，就可能發生一種反應或一種聚集現象。矽中聚集的本徵點缺陷可能嚴重影響在複雜而高集成度電路生產中材料的產出潛力。
空位-型缺陷被確認是一些可觀測晶體缺陷的根源，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、晶格自生發光點缺陷(LPDs)，以及用掃描紅外顯微照相和雷射掃描層析X射線攝影等紅外光掃描技術觀察到的某些類型的體缺陷。還有，出現在過量空位區域的是起環氧化誘發堆垛層錯(OISF)核作用的缺陷。可以推測這種特殊的缺陷是一種由於出現過量空位而催化的高溫成核的氧聚集而成。
對與自-填隙原子相關的缺陷研究較少，一般將其視為低密度的填隙原子-型位錯環或網格。這種缺陷並非是造成柵氧化物完整性缺陷(一個重要的晶片性能判據)的原因，但普遍認為它們是與通常漏電問題有關的其他類型器件缺陷的根源。
在提拉法的矽中這種空位和自-填隙原子聚集缺陷的密度一般在1×103/cm3到1×107/cm3的範圍內。當這個值相對較低時，聚集本徵點缺陷對器件製作的重要性迅速增大，因而實際上目前在器件製造過程中視其為產額-限制的因素。
至今，通常有三種主要的手段來處理聚集的本徵點缺陷問題。第一種手段包括的方法集中在拉晶技術，為的是減少晶棒聚集本徵點缺陷的數密度。這種手段可進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-填隙原子為主材料的那些方法。例如，已確認聚集缺陷的數密度可通過下述方法得以減小(1)控制V/G0值的大小來生長其晶格空位是主要本徵點缺陷的晶體；(2)通過在拉晶過程中從1100℃到1050℃的溫度範圍內改變矽棒冷卻速度(一般是降溫)來影響聚集缺陷的成核速度。當這種手段使聚集缺陷的數密度減小時，並不能避免缺陷的形成。因器件製造提出的要求變得越來越嚴格，這種缺陷的存在仍將成為一個重要問題。
提出的其他方法有在晶體生長期間將拉晶速度降低到低於0.4mm/min(毫米/分鐘)左右。然而，這種建議也不令人滿意，因為這樣緩慢的拉晶速度使每臺拉晶機的產量降低。更重要的是這樣的拉晶速度會導致含高濃度自-填隙原子單晶矽的形成。同時，這種高濃度還導致聚集自-填隙原子缺陷以及所有與這種缺陷相關的問題。
處理聚集本徵點缺陷問題的第二種手段包括的方法致力於聚集本徵點缺陷形成之後的分解和消除。通常這是通過對晶片形式的矽進行高溫熱處理來實現的。例如，在歐洲專利申請503,816 A1中Fusegawa等人提出以超過0.8mm/min的速度生長矽棒，並將矽棒切割成的矽片在1150℃到1280℃的溫度範圍進行熱處理，來減小矽片表面薄層中的缺陷密度。所需的這種特殊處理會根據矽片中聚集本徵點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矽片可能需要不同的生長後處理條件。而且，這類矽片熱處理的成本相當高，並有可能在矽片中引入金屬雜質，因而並非對各類晶體相關的缺陷普遍有效。
處理聚集本徵點缺陷問題的第三種手段是在單晶矽片表面外延澱積一薄層矽結晶。這種工藝提供一種其表面基本不含聚集本徵點缺陷的單晶矽片。然而，外延澱積會顯著增大矽片的成本。
縱觀這些發展，仍然有必要找到一種通過對產生聚集本徵點缺陷的聚集反應進行抑制來避免形成這種缺陷的單晶矽製備方法。與其簡單限制這類缺陷形成的速度，還不如在缺陷形成之後努力去消除某些缺陷，一種能抑制聚集反應的方法將生產出基本上不含聚集本徵點缺陷的矽基片。就每矽片得到的集成電路數量而論，這樣的一種方法還可提供具有外延一樣生產潛力的單晶矽片，而不會有與外延工藝相聯繫的高成本。
發明概要因此，本發明的目的是提供具有相當大徑向寬度軸對稱區、且該區內基本不含由晶格空位或矽自-填隙原子聚集產生的缺陷的單晶矽棒或矽片；並提供一種單晶矽棒的製備工藝，該工藝中對矽中的空位和自-填隙原子的濃度加以控制，以防止當矽棒從結晶溫度冷卻時在矽棒恆定直徑段的軸向對稱區本徵點缺陷的聚集。
簡單地說，本發明旨在提供一種生長單晶矽棒的工藝，這種矽棒包含中心軸、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恆定直徑段。在這種工藝中，矽棒由矽熔融體生長，然後按照提拉方法從結晶溫度冷卻。該工藝還特別包括控制(i)生長速度V，(ii)在結晶溫度到不低於約1325℃的溫度範圍內單晶恆定直徑段生長期間的平均軸向溫度梯度G0，以及(iii)單晶從結晶溫度到約1050℃的冷卻速度，以形成不含聚集本徵點缺陷的軸對稱區，其中軸對稱區由矽棒的圓周邊向內擴延，從矽棒的圓周邊徑向朝中心軸測得的寬度至少約為矽棒半徑的十分之三，沿中心軸測得的長度至少約為矽棒恆定直徑段長度的十分之二。
本發明的其他目的和特點有的是顯而易見的，有的將在後面說明。
附圖簡要描述

圖1表明自填隙原子[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是生長速度，G0是瞬時軸向溫度梯度。
圖2表明在給定的自填隙原子初始濃度[I]下，形成聚集填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的例子表明通過徑向擴散的手段抑制自填隙原子濃度[I]，使形成聚集填隙原子缺陷所需自由能改變量ΔGI隨溫度T的降低而減小(當時)。其中實線描述無徑向擴散的情況，虛線表示擴散的效果。
圖4的例子表明通過徑向擴散手段抑制自-填隙原子濃度[I]，致使聚集反應得以避免，使形成聚集填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。其中實線描寫無徑向擴散的情況，而虛線表示擴散的效果。
圖5表明因G0值的增大使自填隙原子初始濃度[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生改變。注意到在V/I邊界出現從空位為主材料向自-填隙原子為主材料的過渡。
圖6是一個單晶矽棒或晶片的頂視圖，分別表明空位V和自-填隙原子I為主的材料區以及兩者之間的界面。
圖7a表明空位或自-填隙原子初始濃度因自-填隙原子的徑向擴散而隨徑向位置變化的例子。還表明這種擴散因空位和自-填隙原子的複合而引起V/I邊界位置移近晶棒中心以及自-填隙原子濃度[I]被抑制。
圖7b是ΔGI與徑向位置的關係曲線，表明自-填隙原子濃度[I]的抑制(如圖7a所示)足以到處保持ΔGI都低於矽自-填隙原子作用發生的臨界值的大小。
圖7c表明空位或自-填隙原子初始濃度由於自-填隙原子的徑向擴散而隨徑向位置變化另一個例子。注意與圖7a比較，這種擴散引起的V/I邊界移近晶棒中心(因空位和自-填隙原子的複合)並引起V/I邊界外部區域中填隙原子濃度的增大。
圖7d是ΔGI與徑向位置的關係曲線，表明自-填隙原子濃度[I]的抑制(如圖7a所示)不足以到處保持ΔGI都低於矽自-填隙原子反應發生的臨界值的例子。
圖7e表明空位或自-填隙原子初始濃度由於自-填隙原子的徑向擴散而隨徑向位置變化另一個例子。注意與圖7a比較，增強擴散導致對自-填隙原子濃度更強的抑制。
圖7f是ΔGI與徑向位置的關係曲線，表明自-填隙原子濃度[I]的更強抑制(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-填隙原子初始濃度由於自-填隙原子的徑向擴散而隨徑向位置變化另一個例子。注意與圖7c比較，增強擴散導致對自-填隙原子濃度更強的抑制。
圖7h是ΔGI與徑向位置的函數關係曲線，表明自-填隙原子濃度[I]的更強抑制(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-填隙原子初始濃度由於自-填隙原子的徑向擴散而隨徑向位置變化另一個例子。注意在本例中足夠量的自-填隙原子與空位的複合使之不再存在以空位為主的區域。
圖7j是ΔGI與徑向位置的關係曲線，表明自-填隙原子的徑向擴散(如圖7i所示)足以沿晶體徑向到處維持聚集填隙原子缺陷的抑制的例子。
圖8是一根單晶矽棒縱向、橫截面視圖，詳細表明晶棒恆定直徑段的軸對稱區。
圖9是一根單晶矽棒一恆定直徑段的縱向、橫截面視圖，詳細表明軸對稱區寬度的軸向變化。
圖10是一個其軸對稱區寬度小於晶棒半徑的單晶矽棒恆定直徑段的縱向、橫截面視圖，詳細表明這軸對稱區還包含一個空位為主材料構成的一般圓柱區。
圖11是圖10所示軸對稱區的側向、橫截面視圖。
圖12是一個其軸對稱區寬度等於晶棒半徑的單晶矽棒恆定直徑段的縱向、橫截面視圖，詳細表明該區是一個基本不含聚集本徵點缺陷的自-填隙原子為主材料構成的一般圓柱區。
圖13是經一系列氧沉積熱處理晶棒軸向切割的少數載流子壽命掃描圖象，詳細表明一個空位為主材料構成的一般圓柱區，一個自-填隙原子為主材料構成的一般圓形軸對稱區(V/I邊界出現在兩者之間)，以及一個聚集填隙原子缺陷區。
圖14是拉晶速度(即籽晶提升)與晶體長度的關係曲線，表明在一部分晶體長度上拉晶速度線性下降。
圖15是經一系列如例1中所述氧沉積熱處理晶棒軸向切割的少數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)與晶體長度的關係曲線，分別標註1-4，用來給出一條在例1中所述的曲線V*(z)。
圖17是對例2中兩種不同情況下晶體/熔融體界面軸向溫度梯度G0與徑向位置的關係曲線。
圖18對例2中兩種不同情況下空位初始濃度[V]和自-填隙原子初始濃度[I]與徑向位置的關係曲線。
圖19是溫度與軸向位置的關係，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生的自-填隙原子濃度圖，在例3中有更詳細的描述。
圖21是如例4所述經一系列氧沉積熱處理的整根晶棒軸向切割的少數載流子壽命掃描圖象。
圖22表明V/I界面位置與單晶棒長度的關係曲線，如例5所述。
圖23a是經一系列氧沉積熱處理的晶棒離肩部約100mm到250mm範圍內軸向切割的少數載流子壽命掃描圖象，如例6所述。
圖23b是經一系列氧沉積熱處理的晶棒離肩部約250mm到400mm範圍內軸向切割的少數載流子壽命掃描圖象，如例6所述。
圖24表明矽棒在四個不同熱區結構中的軸向溫度分布。
圖25是在矽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是矽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是表明軸對稱區寬度和冷卻速度之間相互關係的示意圖，如例7所述。
圖28是例7所述經銅染色和缺陷描畫腐蝕後一段離棒肩約235mm到350mm的矽棒軸向切割的照片。
圖29是例7所述經銅染色和缺陷描畫腐蝕後一段離棒肩約305mm到460mm的矽棒軸向切割的照片。
圖30是例7所述經銅染色和缺陷描畫腐蝕後一段離棒肩約140mm到275mm的矽棒軸向切割的照片。
圖31是例7所述經銅染色和缺陷描畫腐蝕後一段離棒肩約600mm到730mm的矽棒軸向切割的照片。
優選實施例的詳細描述根據迄今為止的實驗數據，本徵點缺陷的類型和初始濃度顯然是晶棒從結晶溫度(即約1410℃)冷卻到高於1300℃的溫度(即至少1325℃，1350℃甚至至少1375℃)時最初確定的。也就是說，這些缺陷的類型和初始濃度是由比值v/G0控制的，其中v為生長速度，而G0是這個溫度範圍內的平均軸向溫度梯度。
參見圖1，隨著v/G0值的增大，在v/G0的一個臨界值附近發生從自-填隙原子為主生長漸減到空位為主生長漸增的過渡，根據通常可獲得的信息，這個臨界值約為2.1×10-5cm2/sK，其中G0是在上述溫度範圍內軸向溫度梯度恆定的條件下確定的。在這個臨界值處，這種本徵點缺陷的濃度處於平衡狀態。
當v/G0超過臨界值時，空位濃度增大。同樣，當v/G0下降到臨界值以下時，自-填隙原子濃度增大。如果這些濃度達到系統中臨界飽和線以及如果點缺陷的遷移率足夠高，就很可能發生一種反應，或聚集現象。矽中的聚集本徵點缺陷可能嚴重影響在複雜而高集成度電路生產中材料的產出潛力。
根據本發明，已發現矽自-填隙原子作用產生聚集填隙原子缺陷的反應可以被抑制。無需根據任何特殊理論，可以相信在本發明的工藝中自-填隙原子濃度在晶棒生長和冷卻過程中受到控制，使得系統自由能的變化決不會超過聚集反應自發產生而形成聚集填隙原子缺陷的臨界值。
為在單晶矽中激發由矽自-填隙原子形成聚集填隙原子缺陷反應可獲得的系統自由能變化由方程(1)決定GI=KTln([I][I]eq)----(1)]]>式中ΔGI是自由能的改變量K是波爾茲曼常數T是絕對溫度(K)[I] 是單晶矽中某一時空點的自-填隙原子濃度[I]eq是在產生[I]的同一時空點和溫度T下的平衡自-填隙原子濃度根據這個方程，對於一給定的自-填隙原子濃度[I]，由於[I]eq隨溫度而迅速降低，因而溫度的降低通常會使ΔGI增大。
圖2闡明對於一根從結晶溫度冷卻而沒有同時採用某些手段來抑制自-填隙原子濃度的晶棒其ΔGI和矽填隙原子濃度的變化。當晶棒冷卻時，由於[I]過飽和的增大，ΔGI按方程(1)增大，接近形成聚集填隙原子缺陷的勢壘。當繼續冷卻時，有可能超出這個勢壘，在該點即產生反應。這種反應導致聚集填隙原子缺陷的形成且ΔGI隨過飽和系統的緩解(即[I]濃度減小)而伴隨減小。
當晶棒從結晶溫度冷卻時，將矽自-填隙原子系統的自由能保持在低於會發生聚集反應的值，則可避免自-填隙原子的聚集。換言之，可將系統控制到永不臨界過飽和。這可以通過建立一個足夠低的自-填隙原子初始濃度(按後面的定義，通過v/G0(r)來控制)使之永不會達到臨界過飽和。然而，實際上這樣的濃度很難在整個晶體半徑上實現，因此，臨界過飽和一般只可能在晶體結晶之後(即建立由v/G0(r)確定初始濃度之後)通過抑制矽自-填隙原子初始濃度來避免。
圖3和4闡明當圖2中晶棒從結晶溫度冷卻時抑制[I]對ΔGI增長的兩種可能的影響。在圖3中，[I]的抑制引起ΔGI增長速度的降低，但在此情形下，這樣的抑制不足以到處將ΔGI保持在一個低於產生該反應的臨界值上；所以，這樣的抑制僅用來降低產生該反應的溫度。在圖4中，增強對[I]的抑制足以到處將ΔGI保持在一個低於產生該反應的臨界值上；因此，這樣的抑制會阻止缺陷的形成。
令人驚異的發現是，由於自-填隙原子的遷移率相當大，一般約達10-4釐米2/秒，有可能通過自-填隙原子徑向擴散到位於晶體表面的熱沉上或空位為主的區域而在較大距離上(即約5cm到10cm或更長的距離)影響這種抑制作用。只要時間足以允許自-填隙原子初始濃度的徑向擴散，就可以有效地利用徑向擴散來抑制自-填隙原子濃度。一般來說，擴散時間將取決於自-填隙原子初始濃度的徑向變化，較小的徑向變化需要的擴散時間較短。
一般來說，對於按提拉方法生長的單晶矽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。由於這種變化，本徵點缺陷的類型和初始濃度不是恆定的。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達到某個點，則材料將從空位為主變為自-填隙原子為主。此外，晶棒將包含一個自-填隙原子為主的材料的軸對稱區6(其中矽自-填隙原子初始濃度隨半徑的增大而增大)，四周由一個空位為主的材料的一般圓筒區8所環繞(其中空位初始濃度隨半徑的增大而減小)。
圖7a和7b根據本發明的一個實例闡明當晶棒從結晶溫度冷卻時抑制[I]對ΔGI增長的影響。當晶棒按提拉方法拉制時，該晶棒包含一個由填隙原子為主材料構成的、從晶棒邊緣向半徑延伸到出現V/I界面處的軸對稱區，以及一個空位為主材料構成的、從晶棒中心沿半徑延伸到出現V/I界面的一般圓柱區。當晶棒從結晶溫度冷卻時，由於自-填隙原子與空位的複合以及V/I界面外自-填隙原子濃度的顯著抑制而使填隙原子的徑向擴散引起V/I界面沿徑向朝內偏移。此外，隨著單晶的冷卻，自-填隙原子將徑向擴散到晶體表明。晶體表面能在晶體冷卻時維持接近平衡點的缺陷濃度。結果，[I]的抑制足以到處保持ΔGI都低於矽自-填隙原子作用發生的臨界值。
現參見圖8和圖9，本發明的工藝中單晶矽棒10按照提拉方法生長。該矽棒包括一根中心軸12，一個籽晶錐14，一個尾晶錐16和一個位於籽晶錐和尾晶錐之間的恆定直徑段18。其恆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恆定直徑段生長期間的生長速度v、平均軸向溫度梯度G0和冷卻速度，以利晶棒從結晶溫度冷卻時形成基本不含聚集本徵點缺陷的軸對稱區6。
在一個實例中，對生長條件宜適當加以控制，使V/I界面2保持在軸對稱區6體積相對於晶棒10恆定直徑段18體積為最大的位置上。因此，一般希望軸對稱區的寬度22(從晶棒的圓周邊沿徑向朝中心軸測量)和長度24(沿晶棒的中心軸測量)分別等於晶棒恆定直徑段的半徑4和長度26。但實際上，操作條件和拉晶機硬體的限制可能使得軸對稱區域只佔晶棒恆定直徑段的較小部分。所以，一般希望軸向對稱區寬度至少為晶棒恆定直徑段直徑的30％左右，更好一點至少40％，再好一點至少60％，最好至少80％。另外，軸對稱區延伸的長度至少為晶棒恆定直徑段長度的20％左右，更好一點至少40％，再好一點至少60％，最好至少80％。
參見圖9，軸對稱區6的寬度22可能沿中心軸12長度方向有一些波動。所以，對於一給定長度的軸對稱區，其寬度通過測量從晶棒10的圓周邊20到離中心軸最遠一點的徑向距離來確定。換言之，對寬度22的測量就是要確定軸對稱區6給定長度24內的最小距離。
現參見圖10和11，當晶棒10恆定直徑段18軸對稱區6的寬度22小於恆定直徑段的半徑4時，該區一般為園環狀。一個以中心軸12為中心、以空位為主材料8構成的一般圓柱區在徑向上位於該一般環形區段以內。參見圖12，應當理解當軸對稱區6的寬度22等於恆定直徑段18的半徑4時，該區不含空位為主的區域；而軸對稱區本身一般是圓柱形，且由基本不含聚集本徵點缺陷的自-填隙原子為主材料構成。
如果希望控制晶體生長條件使填隙原子為主的區域寬度最大時，對一給定單晶拉制機熱區的設計可能有所限制。當V/I界面移近中心晶軸時，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散量增大。在這些情況下，空位為主區可能有一個最小半徑，這是為通過徑向擴散來抑制聚集填隙原子缺陷形成所要求的。
圖7c和7d闡明一個空位為主區超過最小半徑的例子。在此例中，冷卻條件和G0(r)與圖7a和7b中所採用的相同，對所示V/I界面位置有足夠的外擴散來避免聚集填隙原子缺陷。在圖7c和7d中，V/I界面位置移近中心軸(相對於圖7a和7b)而引起V/I界面外部區域填隙原子濃度的增大。所以，要求更強的徑向擴散來充分抑制填隙原子濃度。如果不能實現足夠的外擴散，則系統ΔGI將增大而超出臨界值，並出現產生聚集填隙原子缺陷的反應，從而在V/I界面與晶體邊緣之間的圓環區內形成這種缺陷區。出現這種反應的V/I界面半徑對給定加熱區而言是最小半徑。假如更強的填隙原子徑向擴散允許的話，則這最小半徑減小。
圖7e、7f、7g和7h闡明對於以圖7a、7b、7c和7d所例舉晶體相同初始空位和填隙原子濃度分布生長的晶體，增強徑向外擴散對填隙原子濃度分布以及系統ΔGI增長的影響。增強填隙原子的徑向擴散會造成對填隙原子更強的抑制，從而對系統ΔGI增長的抑制程度比在圖7a、7b、7c和7d中所示情況更高。在此情況下，系統ΔGI不會超出對於較小V/I界面半徑所要求的值。
圖7i和7j闡明一個允許足夠的徑向擴散使得通過確保徑向擴散足以沿晶體半徑處處抑制聚集填隙原子缺陷而使最小半徑減小到零的例子。
在本發明工藝的一個實例中，晶棒軸向對稱的自-填隙原子為主區中矽自-填隙原子的初始濃度受到控制。再參見圖1，矽自-填隙原子的初始濃度一般通過控制晶體生長速度V和平均軸向溫度梯度G0來控制，使得比值V/G0相當靠近出現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(按通常可獲得的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(按通常可獲得的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)。這些比值通過獨立控制生長速度V和平均軸向溫度梯度G0來實現。
一般來說，平均軸向溫度梯度G0的控制主要可通過拉晶機「熱區」(即構成加熱器、絕緣、熱和輻射屏蔽等等的石墨或其他材料)的設計來實現。雖然這種設計細節可能隨拉晶機的製作和造型而改變，但一般可採用在熔體/固體界面控制熱傳輸所常用的任何工藝手段對G0進行控制，包括反射器、輻射屏蔽、排氣管、光導管和加熱器等。一般來說，通過在熔體/固體界面上方約一個晶棒直徑以內處定位這個裝置來使G0的徑向變化最小。還可通過調整這些裝置與熔體和晶體的相對位置進一步控制G0。這是通過調整這些裝置在熱區中的位置、或調整在熱區中熔體表面的位置來完成的。另外，當使用加熱器時，還可通過調整饋送給加熱器的功率來控制。這些方法的一種或兩者在工藝過程將熔體耗盡的分批提拉作業中均可採用。
對於本發明的某些實例而言，通常希望平均軸向溫度梯度G0隨晶棒直徑的變化相對恆定。然而，應當指出的是，當熱區設計的改善允許G0的變化減至最小時，與維持恆定生長速度相關的機械問題顯得愈加重要。這是因為生長過程對拉晶速度的任何變化變得更為敏感，它同時直接影響生長速度V。從工藝控制而論，這意味著在整個晶棒半徑上G0取不同的值是有利的。然而，G0值相差過大可能在晶片邊緣附近產生較高的自-填隙原子濃度，由此而增大避免形成聚集本徵點缺陷的困難。
從上述分析來看，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直徑的晶體長度後，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，拉晶速度決定於晶體直徑和拉晶機的設計。上述取值範圍是對200毫米直徑晶體的典型值。一般來說，拉晶速度將隨晶體直徑的增大而降低。然而，拉晶機可以設計成允許拉晶速度超過這裡所指出的值。因此，最理想的是按本發明將拉晶機設計得儘可能快而仍然允許軸對稱區的形成。
在第二個優選實施例中，從商品生產考慮，自-填隙原子擴散量可通過控制晶棒從結晶溫度(1410℃左右)冷卻到矽自-填隙原子變得不能移動的冷卻速度來控制。矽自-填隙原子在鄰近矽結晶溫度(即1410℃左右)的溫度下顯得特別活躍。然而，這種遷移率隨單晶矽棒溫度的下降而減小。一般來說，對於商品生產的時間周期而言，在低於約700℃的溫度下，也許在高到800℃、900℃甚至1,000℃的溫度下，自-填隙原子擴散速度可慢到基本不動的可觀程度。
在這方面值得注意的是，儘管自-填隙原子聚集反應發生的溫度在理論上可能在很寬的溫度範圍內變化，而實際上對於常規的提拉生長矽，這個範圍是相當窄的。這是通常在按提拉方法生長的矽中得到的初始自-填隙原子濃度範圍相當窄的結果。因此，在約1100℃至約800℃溫度範圍的任意一個溫度下都可能發生自-填隙原子聚集反應，典型溫度在1050℃左右。
在自-填隙原子表現出可移動的溫度範圍內，並取決於熱區溫度，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。換一種說法就是，為使軸對稱區的寬度最大，一般希望使矽在約1050℃以上的溫度下停留一段時間(i)對於標稱直徑150mm的矽單晶，至少約5小時，較好的至少約10小時，最好的至少約15小時，(ii)對於標稱直徑200mm的矽單晶，至少約5小時，較好的至少約10小時，再好的至少約20小時，更好的至少約25小時，最好的至少約30小時，(iii)對於標稱直徑大於200mm的矽單晶，至少約20小時，較好的至少約40小時，再好的至少約60小時，最好的至少約75小時。參見圖24，正如從不同熱區結構的這些軸向溫度分布可以看到的，冷卻速度的控制可採用使熱區中熱傳輸最小所常用的任何工藝手段來實現，包括使用絕熱器、加熱器、輻射屏蔽器和磁場。
通過在自-填隙原子出現可動性的溫度範圍內控制晶棒的冷卻速度，可使自-填隙原子更長時間地擴散到位於晶體表面的熱沉上，或到達它們可能消失掉的空位為主區。這種填隙原子濃度可能因此而受到抑制，從而起到防止聚集現象出現的作用。通過冷卻速度的控制而利用填隙原子的擴散係數來緩解在其他情況下對V/G0的嚴格要求，這種要求可能是為得到不含聚集缺陷的軸對稱區所必要的。換句話說，由於可以控制冷卻速度而使填隙原子擴散更長時間的這一事實，一個大範圍的V/G0值(相對於臨界值)對得到不含聚集缺陷的軸對稱區是可接受的。
為在晶體恆定直徑段的可觀長度上實現這樣的冷卻速度，還必需考慮晶棒尾晶錐的生長過程以及一旦尾晶錐生長完成後晶棒的熱處理。一般來說，一旦晶棒恆定直徑段生成後，應加快拉晶速度以便開始逐漸變細形成尾晶錐。然而，如上所述，這種拉晶速度的加快將引起恆定直徑段的下段在填隙原子相當活動的溫度範圍內冷卻得更快。因此，這些填隙原子不可能有足夠的時間擴散到熱沉上消失掉；也就是說，(晶棒)下段中的濃度不可能抑制到足夠的程度而可能引起填隙原子的聚集。
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恆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不僅在恆定直徑段生長期間、而且在晶體尾錐以及可能在尾錐長成後的生長期間以相對恆定的速度從熔融矽中拉制晶棒來實現。這種相對恆定的速度可通過多種途徑實現，例如，(i)使尾晶錐生長期間坩堝和晶體的旋轉速度比晶體恆定直徑段生長期間坩堝和晶體的轉動速度相對減慢，以及/或(ii)使尾晶錐生長期間饋送給加熱器用來加熱矽熔體的功率比尾晶錐生長期間常規饋送的功率相對增加。工藝變量的這種附加調整既可以單項進行，也可以是幾項結合進行。
當尾晶錐開始生長時，尾晶錐的拉晶速度應使保持在高於約1050℃溫度的晶棒恆定直徑段的任何區段經受與已經冷卻到低於約1050℃溫度的包含無聚集本徵點缺陷軸對稱區晶棒恆定直徑段其他區段相同的加熱歷程。
如上所述，存在一個其中聚集填隙原子缺陷可能被抑制的空位為主區的最小半徑。這個最小半徑值決定於V/G0(r)和冷卻速度。由於拉晶機和熱區設計會改變，因而上述關於V/G0(r)、拉晶速度和冷卻速度的取值範圍也會改變。同樣，這些條件還可能沿生長晶體長度發生改變。還有如上所述，希望無聚集填隙原子缺陷的填隙原子為主區的寬度最大。於是，希望在給定拉晶機中沿生長晶體的長度上保持這一區域的寬度儘可能接近(但不超過)晶體半徑與空位為主區最小半徑之差的值。
對於一給定拉晶機熱區設計，其軸向對稱區的最佳寬度和所要求的最佳拉晶速度分布可根據經驗來確定。一般來說，這種經驗方法首先要得到易於獲得的在特定拉晶機中生長的晶棒軸向溫度分布以及在同一拉晶機中生長的晶棒平均軸向溫度梯度徑向變化數據。總起來說，用這些數據來拉制一根或多根單晶矽棒，然後分析其聚集填隙原子缺陷出現的情況。按此方法，即可確定最佳拉晶速度分布。
圖13是經一系列顯示缺陷分布的氧沉積熱處理後一段200毫米直徑晶棒軸向切割少數載流子壽命的掃描圖象。它描述採用近-最佳拉晶速度分布於一給定拉晶機熱區設計的例子。在此例子中，出現了一個從一個超出填隙原子為主區最大寬度的V/G0(r)(產生聚集填隙原子缺陷區28)到一個軸對稱區有最大寬度的最佳V/G0(r)的過渡。
除了從晶棒半徑上G0增大引起的V/G0徑向變化外，V/G0也可能由於V的改變、或者由於提拉工藝引起G0的自然變化而發生軸向變化。對於標準提拉工藝，V將隨生長周期中拉晶速度的調整而改變，以保持晶棒直徑恆定。拉晶速度的這種調整或改變同時引起V/G0在晶棒恆定直徑長度上發生變化。按本發明的工藝，拉晶速度因此而受到控制以使晶棒軸對稱區寬度最大。然而，其結果可能使晶棒半徑發生改變。因此，為保證所得晶棒直徑恆定，最好使晶棒生長的直徑大於所希望的尺寸。然後將晶棒按工藝處理標準從表面削去多餘材料，這樣就確保得到直徑恆定的晶棒。
對於按本發明工藝製備且有V/I界面的晶棒(即含有空位為主的晶棒)，實驗證明希望獲得低氧含量的材料，即低於約13PPMA(每百萬個原子中的原子含量，ASTM標準F-121-83)。再好一點是單晶矽含氧量低於約12PPMA，更好一點是低於11PPMA，最好是低於約10PPMA。這是因為在中等到高氧含量的晶片中(即14到18PPMA)，正好在V/I界面以內的氧誘發堆垛層錯和增強的聚氧團帶變得更加明顯。其中每一種在給定集成電路製造工藝中都是出問題的潛在因素。然而因此應該注意的是，當軸對稱區寬度大致等於晶棒半徑時，對氧含量的限制可去除；這是因為假如不存在空位型材料的話，這種缺陷和聚團就不會出現。
增強聚氧團的作用可採用許多方法進一步減小，這些方法可單獨使用也可同時使用。例如，氧沉積成核中心一般是在約350℃到約750℃的溫度範圍內退火的矽中形成。因此，對於某些應用來說，可能希望採用「短」晶，即一種按提拉工藝生長直到籽晶尾端已從矽熔點(1410℃)冷到約750℃而後晶棒迅速冷卻的晶體。採用此方法時，在對成核中心形成臨界的該溫度範圍內耗費的時間應維持最短，因而在拉晶機中來不及形成積氧成核中心。
另一種更可取的方法是，通過對單晶矽退火將單晶生長過程中形成的積氧成核中心分解掉。只要它們未經穩定熱處理，迅速將矽加熱到至少875℃且最好繼續升溫到至少1000℃，至少1100℃或更高，就使積氧成核中心經退火而從矽中逐出。當矽已經達到1000℃時，這類缺陷基本上可全部(例如＞99％)消除掉。重要的是矽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定下來。在相當短的時間周期內(即60秒鐘量級或更小)會達到平衡狀態。因此，單晶矽中的氧沉積成核中心可通過將其在至少約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)系統中進行。矽快速熱退火可在任何大量商用快速熱退火(RTA)爐中進行，在這種爐中晶片由一排高功率燈光分別加熱。RTA爐能迅速加熱矽片，例如，在幾秒鐘內它們能將矽片從室溫加熱到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、或晶片上進行，但以晶片為佳。
要指出的是，根據本發明製備的晶片適合用作澱積外延層的襯底。外延澱積可以採用工藝上通用的方法進行。
還要指出的是，根據本發明製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No.503816A1中所描述的處理。集聚缺陷的檢測集聚缺陷可以採用許多不同的技術來檢測。例如，流圖缺陷或D-缺陷的檢測一般採用將單晶矽樣品在Secco腐蝕液中作約30分鐘的擇優腐蝕，然後在顯微鏡下觀察樣品。(參見H.Yamagishi等，Semicond.Sci.Technol.7 A135(1992))。雖然標準是對聚集空位缺陷檢測的，但這種方法也可以用來探測聚集填隙原子缺陷。當採用這種技術時，這種缺陷在樣品表面以大坑顯現。
聚集缺陷也可以採用雷射掃描技術探測，例如雷射層析X射線照相，這種方法一般具有比其他腐蝕技術更低的缺陷密度探測限制。
另外，採用加熱時能擴散到單晶矽網格中的金屬將這類缺陷染色可肉眼直接觀測聚集本徵點缺陷。具體地說，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)塗敷單晶矽樣品(如矽片、矽板、矽棒)表面，然後將塗敷的樣品置於900℃至1000℃中加熱5至15分鐘，以便讓金屬擴散到樣品中，再將熱處理後的樣品冷卻到室溫，使金屬變成臨界過飽和並沉積在樣品網格中有缺陷處，便可肉眼觀察樣品中這種缺陷的存在。
冷卻過後，先用光照腐蝕溶液將樣品處理8到12分鐘，使樣品經過無損傷輪廓腐蝕，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)。
然後樣品用去離子水衝洗，並將樣品侵沒在Secco或Wright腐蝕溶液中處理35到55分鐘進行第二步腐蝕。一般來說，樣品腐蝕是採用組份大約為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可能存在的聚集缺陷的作用。定義正如這裡使用過的，下述句子和術語應有給定的含義「聚集本徵點缺陷」係指由以下原因引起的缺陷(1)空位聚集產生D-缺陷、流圖缺陷、柵氧化完整性缺陷、晶體源生的微粒缺陷、晶體源生的發光點缺陷以及其他空位相關缺陷的反應，或(2)自-填隙原子聚集產生錯位環和網格以及其它這類自-填隙原子聚集相關缺陷的反應；「聚集填隙原子缺陷」應指由矽自-填隙原子聚集反應引起的聚集本徵點缺陷；「聚集空位缺陷」應指由晶格空位聚集反應引起的聚集空位點缺陷；「半徑」指從晶片或晶棒中心軸到圓周邊測得的距離；「基本不含聚集本徵點缺陷」應指聚集缺陷濃度低於這種缺陷的檢測極限，通常約為103個缺陷/釐米3；「V/I邊界」指沿晶棒或晶片半徑方向材料從空位為主變為自-填隙原子為主的位置；以及「空位為主」和「自-填隙原子為主」指材料的本徵點缺陷分別為空位還是自-填隙原子佔優勢。
實施例正如下述例子將要闡明的，本發明提供一種製備單晶矽棒的工藝，在此工藝中，當晶棒按提拉方法從結晶溫度冷卻時，在晶棒恆定直徑段的軸對稱區內不會形成本徵點缺陷的聚集，由此即可切割成晶片。
下述例子陳述一組可用來實現上述結果的條件。還有另外一些方法用來確定一給定拉晶機的最佳拉晶速度。例如，與其以不同拉晶速度生長一系列晶棒，還不如沿晶體長度提高和降低拉晶速度來生長一根單晶；按此方法，在單晶生長過程中可能引起聚集自-填隙原子缺陷多次出現和消失。因而可能要對許多不同晶體部位來確定最佳拉晶速度。因此，對下述例子不可能作精確的解釋。例1先存熱區設計拉晶機的優化工藝規程第一根200毫米單晶矽棒在沿晶體長度拉晶速度從0.75毫米/分鐘到0.35毫米/分鐘線性跳變條件下生長成。圖14表明拉晶速度與晶體長度的關係。考慮到在拉晶機中生長一根200毫米晶棒而預先設置的軸向溫度分布和預先設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)，對這些拉晶速度進行選擇，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填隙原子為主材料。將生長的晶棒軸向切割並進行分析以確定聚集填隙原子缺陷開始形成的位置。
圖15是晶棒肩部635毫米到760毫米一段的軸向切割少數載流子壽命的掃描圖象，該晶棒經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，可以看到一個聚集填隙原子缺陷帶28。這個部位相應於V*(680毫米)＝0.33毫米/分鐘的拉晶速度。在該點處，軸對稱區6的寬度(一個填隙原子為主區，但沒有聚集填隙原子缺陷)取最大值；空位為主區8的寬度RV*(680)約為35毫米，而軸對稱區的寬度RI*(680)約65毫米。
然後，在比第一根200毫米晶棒獲得最大寬度軸對稱區的拉晶速度稍快和稍饅的拉晶速度下生長一組四根單晶矽棒。圖16表明其每一種晶體的拉晶速度隨晶體長度的變化，分別標記為1-4。然後對這四種晶體進行分析以確定聚集填隙原子缺陷最初出現和消失的軸向位置(和相應的拉晶速度)。這四個實驗確定的點(用「*」標記)示於圖16。作為一階近似，這條曲線代表對200毫米晶體的拉晶速度與在拉晶機中軸對稱區取最大寬度的長度的關係。
在其他拉晶速度下附加晶體的生長以及對這些晶體的分析將使V*(z)的實驗界定更為精確。例2G0(r)徑向變化的減小圖17和18闡明通過減小晶體/熔體界面上軸向溫度梯度G0(r)的徑向變化可能獲得的質量改善。空位和填隙原子的初始濃度(大約離晶體/熔體界面1釐米)從兩種不同G0(r)的情況來計算(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，調整拉晶速度使得富空位矽與富填隙原子矽的界面處在3mm的半徑處。對情況1和2採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填隙原子區的填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。這導致材料質量的改善，因為由填隙原子過飽和引起的填隙原子缺陷團的形成變得比較容易避免。例3延長填隙原子的外-擴散時間圖19和20闡明延長填隙原子外擴散時間可能實現的質量改善。填隙原子的濃度對晶體中兩種不同軸向溫度分布dT/dz進行計算。兩種情況下在晶體/熔體界面的軸向溫度梯度是一樣的，因而填隙原子的初始濃度(大約離晶體/熔體界面1釐米)也是相同的。在此例中，調整拉晶速度使得整個晶體有富裕的填隙原子。兩種情況下的拉晶速度同為0.32mm/min。在第2種情況下填隙原子較長的外-擴散時間引起填隙原子濃度的全面降低。這導致材料質量的改善，因為由填隙原子過飽和引起的填隙原子缺陷團的形成變得比較容易避免。例4一根長700毫米、直徑150毫米的晶體用變化的拉晶速度生長成。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，然後在離肩部700mm處又近乎線性地返回到0.65mm/min。在這特定拉晶機的這種生長條件下，整個半徑是在填隙原子富裕狀態下從離晶體肩部約320mm到約525mm的晶體長度上生長的。參見圖21，在大約525mm的軸向位置和約0.47mm/min的拉晶速度下，在晶體的整個直徑上不存在聚集本徵點缺陷團。換一種說法就是存在一小段其軸向對稱區(即基本無聚集缺陷區)寬度等於晶棒半徑。例5如例1所述，一系列單晶矽棒以不同的拉晶速度長成，然後經過分析來確定聚集填隙原子缺陷最初出現和消失的軸向位置(及相應的拉晶速度)。由這些點之間的內插值和從這些點的外推值描畫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中軸對稱區寬度最大的晶棒長度的關係。然後採用其他拉晶速度生長附加的單晶，對這些晶體的進一步分析用來使這種實驗確定的最佳拉制晶度分布更為精確。
利用這種數據和隨後的最佳拉晶速度分布，生長出長約1000毫米、直徑約200毫米的晶體。然後對各不同軸向位置的生長單晶切片按標準工藝採用氧沉積方法進行分析，以便(i)確定是否形成聚集填隙原子缺陷，(ii)確定V/I界面與切片半徑的關係。按這種方法確定軸對稱區的存在，以及這個區域的寬度隨晶體長度或位置的關係。
從離晶棒肩約200毫米到950毫米軸向位置得到的結果於示圖22。這些結果表明可以為單晶矽棒的生長確定一個拉晶速度分布，使晶棒恆定直徑段可包含一個軸對稱區，該軸對稱區從圓周邊朝中心軸測得的寬度至少為恆定直徑段半徑長度40％。此外，這些結果表明這軸對稱區沿晶棒中心軸測得的長度為晶棒恆定直徑段長度的75％。例6用降低的拉晶速度生長了一根長約1100毫米、直徑約150毫米的單晶矽棒。晶棒恆定直徑段肩部的拉晶速度約為1毫米/分鐘。拉晶速度指數減少到約0.4毫米/分鐘，這相應於離肩約200毫米的軸向位置。然後在接近晶棒恆定直徑段的尾端拉晶速度線性減少直到約0.3毫米/分鐘。
在這特定熱區結構的這些工藝條件下，所得晶棒包含一個其軸對稱區寬度約等於晶棒半徑的區域。現參見圖23a和23b，這是經一系列氧沉積熱處理後部分晶棒軸向切割的少數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毫米的相鄰幾個區段。從這些圖中可見，晶棒在離肩部約170毫米到290毫米的軸向位置處有一個在整個直徑上不含聚集本徵點缺陷的區域。換句話說，晶棒中有一個其軸對稱區寬度約等於晶棒半徑的區域，即基本不含聚集填隙原子缺陷的區域。
此外，在軸向位置約125毫米到約170毫米或約290毫米到大於400毫米的區域內，存在不含聚集本徵點缺陷的填隙原子為主材料的軸對稱區，它包圍一個也不含聚集本徵點缺陷的空位為主材料的一般圓柱芯區。
最後，在軸向位置約100毫米到約125毫米的區域內，有一個不含聚集缺陷的填隙原子為主材料的軸對稱區，它包圍一個空位為主材料的一般圓柱芯區，在空位為主的材料中，存在一個不含聚集缺陷的軸對稱區，它包圍一個含聚集空位缺陷的芯區。例7冷卻速度和V/I界面的位置一系列單晶矽棒(標稱直徑150毫米到200毫米)按提拉方法採用不同熱區結構生長而成，熱區按工藝上常見的方法設計，在約1050℃以上溫度時它影響矽的駐留時間。改變每根矽棒沿矽棒長度方向的拉晶速度，以圖形成從聚集空位點缺陷區到聚集填隙原子點缺陷區的過渡。
一旦生長完畢，將晶棒沿平行於生長方向的中心軸作縱向切割，然後再進一步分成約2毫米厚的切片。利用前面所述的銅染色技術，將一組這樣的縱向切片加熱並用銅故意沾染，加熱條件適合於高濃度銅填隙原子的融解。在這熱處理之後，使樣品迅速冷卻，在此期間銅雜質要麼外擴散，或者沉積到氧化物團或聚集填隙原子存在的地方。經標準的缺陷輪廓腐蝕後，用肉眼對樣品進行觀察以檢測沉積雜質的存在；不含這種沉積雜質的那些區域便對應於無聚集填隙原子缺陷的區域。
對另外一組縱向切片進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團的成核和生長。壽命圖象對比帶被用來確定和測量每根晶棒不同軸向位置處瞬時熔體/固體界面的形狀。然後利用關於熔體/固體界面形狀的信息(下面要進一步討論)來估計平均軸向溫度梯度G0的絕對值及徑向變化。也利用這種信息連同拉晶速度一起來估量V/G0值的徑向變化。
為了更嚴格地檢驗生長條件對所得單晶棒質量的影響，根據迄今可獲得的實驗數據作了若干被確認為正確的假設。首先，為了根據冷卻到聚集填隙原子缺陷發生的溫度所需的時間來簡化加熱過程的處理，假定1050℃左右是發生矽自-填隙原子聚集的溫度的合理近似。這個溫度顯然與用不同冷卻速度的實驗中觀察到的聚集填隙原子缺陷密度的變化是一致的。如前所述，儘管聚集是否發生也是填隙原子集聚的一個因素，但可相信在約1050℃以上溫度時聚集不會發生，因為對於提拉-型生長工藝給定的典型填隙原子濃度範圍，假定在這個溫度以上系統不會形成填隙原子臨界過飽和是合理的。換句話說，對於提拉-型生長工藝的典型填隙原子濃度，假定在約1050℃溫度以上系統將不會形成臨界過飽和、因而不會發生聚集現象是合理的。
為使生長條件對單晶矽質量的影響量化而作的第二個假定是矽自-填隙原子擴散係數的溫度關係可以忽略。換句話說，假定在約1400℃和1050℃之間的所有溫度下矽自填隙原子以同樣的速度擴散。當理解考慮約1050℃是聚集反應溫度的合理近似時，這一假定的基本點是從熔點的冷卻曲線細節無關緊要。擴散距離僅取決於從熔點起冷卻到約1050℃所耗費的時間。
利用對每一熱區設計的軸向溫度分布數據和對特定晶棒的實際拉晶速度分布，可計算出從約1400℃到約1050℃總的冷卻時間。應該指出的是，對每個熱區的溫度變化都是合理地均勻。這種均勻性意味著對聚集填隙原子缺陷成核溫度(即1050℃)選定的任何誤差只會導致計算的冷卻時間的比例誤差。
為確定晶棒空位為主區的徑向範圍(R空位)，或者說軸對稱區的寬度，還假定空位為主芯區的半徑(通過壽命圖象確定)等效到v/G0＝v/G0臨界值的結晶點。換句話說，一般假定軸對稱區寬度是以冷卻到室溫後V/I界面的位置為基礎。指出這一點是因為(如上所述)隨著晶棒的冷卻空位和自填隙原子可能發生複合。當複合發生時，V/I界面的實際位置向內朝晶棒中心軸偏移。這裡涉及到的正是這個最終位置。
為簡化G0(結晶時晶體的平均溫度梯度)的計算，假設熔體/固體界面是熔點等溫線形。採用有限元模擬(FEA)技術和熱區設計詳圖對晶體表面溫度進行計算。晶體中的整個溫度場(因而G0)在合適的邊界條件下通過求解拉普拉斯方程得到，邊界條件係指沿熔體/固體界面熔點以及對沿晶軸表面溫度的模擬(FEA)結果。從製成和計算的一根晶棒不同軸向位置處所得的結果示於圖25。
為估量G0徑向變化對初始填隙原子濃度的影響，假定一個徑向位置R』(即V/I界面與晶體表面間的中間位置)是矽自-填隙原子從晶棒中的陷阱能到達的最遠點，不管陷阱是處於空位為主區還是在晶體表面。利用對上述晶棒的生長速度和G0的數據，在位置R』處計算的V/G0與V/I界面處的V/G0(即臨界V/G0值〕之差說明了初始填隙原子濃度徑向變化及其對過剩填隙原子能否到達晶體表面或空位為主區陷阱中的影響。
對於這特定的數據設置，顯然不存在晶體質量對V/G0徑向變化的系統相關性。正如在圖26中看到的，該樣品中晶棒的軸向影響最小。在這一系列實驗中涉及的生長條件表明G0的徑向變化範圍相當窄。因此，這種數據設置對判定質量(即出現不含聚集本徵點缺陷區)依賴於G0徑向變化的可分辨關係顯得太窄。
正如已指出的，對製備的每根晶棒樣品在不同軸向位置要進行估算以判定聚集填隙原子缺陷存在與否。為了檢測每個軸向位置，可在樣品質量和軸對稱區寬度之間構成一種關係。參見圖27，可以製備一個示意圖，將給定樣品的質量與允許該樣品(在那個特定軸向位置處)從結晶點冷卻到約1050℃的時間進行比較。正如所預料的，這個圖表明軸對稱區寬度(即R晶體-R空位)強烈依賴於在這特定溫度範圍內樣品的冷卻過程。為使軸對稱區寬度增大，其趨勢提示需要更長的擴散時間，或更低的冷卻速度。
根據該圖給出的數據，可以計算出一條說明矽質量從「好」(即不含缺陷)到「壞」(即包含缺陷)的過渡與給定晶棒直徑在這特定溫度範圍內允許冷卻時間的關係的最佳擬合線。軸對稱區的寬度和冷卻速度之間的一般關係可用下述方程表示(R晶體-R空位)2＝Deff*t1050℃其中R晶體是晶棒半徑，R空位是填隙為主材料內出現從無缺陷到有缺陷(或相反)過渡的樣品軸向位置處的軸對稱區半徑。
Deff是一個常數，約為9.3×10-4釐米2/秒，它表示填隙原子擴散係數的平均時間和溫度，以及t1050℃是樣品給定軸向位置由結晶點冷卻到約1050℃所需時間。
再參照圖27，可以看到，對於一給定的晶棒直徑，可估算出一個冷卻時間以便獲得所需直徑的軸對稱區。例如，對於直徑約150mm的晶棒，可得到一個其寬度約等於該晶棒半徑的軸對稱區，只要在約1410℃和1050℃的溫度範圍內允許晶棒的這個特定部位冷卻約10到15小時即可。同樣，對於直徑為200mm的晶棒，如果在這個溫度範圍內允許晶棒的這個特定部位冷卻約25到35小時，就可以得到寬度約等於該晶棒半徑的軸對稱區。如果將這條曲線進一步外推，為得到寬度約等於直徑約300mm晶棒半徑的軸對稱區，冷卻時間可能需要約65到75小時。在這方面值得指出的是，隨著晶棒直徑增大，因填隙原子為到達晶棒表面或空位芯區的陷阱所必需的擴散距離增長，故需要追加冷卻時間。
現在參見圖28，29，30和31，可以看到延長各晶棒冷卻時間的效果。每個圖描繪標定直徑200mm的晶棒的一個部分，從圖28到圖31由結晶溫度到1050℃的冷卻時間逐步增加。
現在參見圖28，展示出離晶棒肩部軸向位置235mm到350mm的區段。在約255mm軸向位置處，無聚集填隙原子缺陷軸對稱區的寬度取最大值，約為晶棒半徑的45％。在此範圍之外，產生從無這種缺陷區到有這種缺陷區的過渡。
現在參見圖29，展示出離晶棒肩部軸向位置305mm到460mm的區段。在約360mm軸向位置處，無聚集填隙原子缺陷軸對稱區的寬度取最大值，約為晶棒半徑的65％。在此範圍之外，開始形成缺陷。
現在參見圖30，展示出離晶棒肩部軸向位置140mm到275mm的區段。在約210mm軸向位置處，軸對稱區的寬度約等於晶棒半徑，即在這個範圍內晶棒的一小部分不含有聚集本徵點缺陷。
現在參見圖31，展示出離晶棒肩部軸向位置600mm到730mm的區段。在約640mm到665mm的軸向位置上，軸對稱區的寬度約等於晶棒半徑。此外，那個軸對稱區寬度約等於晶棒半徑的晶棒段的長度比在圖30晶棒觀察到的長度更長。
因此，總起來看，圖28、29、30和31證明了到1050℃的冷卻時間對無缺陷的軸對稱區寬度和長度的影響。一般來說，含聚集填隙原子缺陷區的出現是由於拉晶速度的連續降低而導致太大的初始填隙原子濃度在晶體該部分的冷卻時間內難以減小。較大的軸對稱區長度意味著可採用更大範圍的拉晶速度(即初始填隙原子濃度)來生長這種無缺陷材料。延長冷卻時間允許較高的初始填隙原子濃度，因為填隙原子有足夠的時間進行徑向擴散而將濃度抑制到填隙原子缺陷聚集所需要的臨界濃度以下。換句話說，對於較長的冷卻時間，稍低的拉晶速度(因而較高的初始填隙原子濃度)仍將導致軸對稱區6達到最大。所以，較長的冷卻時間導致為獲得最大軸對稱區直徑所需條件下允許的拉晶速度變化增大，而且放鬆了工藝控制的限制。所以，在大晶棒長度上軸獲得軸對稱區的工藝變得更容易。
再參照圖31，在離晶體肩部約665mm到730mm的軸向位置範圍內，有一個無填隙原子缺陷的空位為主材料區，該區寬度等於晶棒半徑。
正如從以上數據所可看到的，藉助控制冷卻速度的方法，通過允許填隙原子有更長的時間擴散到它們可能湮滅的區域而可使自填隙原子濃度受到抑制。其結果便使單晶矽棒的主要區段中聚集填隙缺陷的形成得以避免。
從以上所述可見，本發明的多項目的均被實現。
由於上述構思和工藝可能作各種改變而並不超越本發明的轄域，試圖用以上描述中所含全部內容當作例證予以解釋而未作精確說明。
權利要求
1.一種生長單晶矽棒的工藝，其中矽棒具有中心軸、籽晶錐、尾晶錐、以及位於籽晶錐和尾晶錐之間的、具有圓形周邊和從中心軸延伸到圓周邊的半徑的恆定直徑部分的單晶矽棒，該晶棒按提拉方法由矽熔融體生長然後從結晶溫度冷卻，其工藝包括控制(i)生長速度v，(ii)在晶體恆定直徑部分生長期間處於結晶溫度到不低於約1325℃的溫度範圍內的平均軸向溫度梯度G0，以及(iii)從結晶溫度到約1050℃的晶體冷卻速度，以形成基本不含聚集本徵點缺陷的軸對稱區，該軸對稱區由晶棒的園周邊向內擴延，從圓周邊徑向朝晶棒中心軸測得的寬度至少約為晶棒半徑長度的十分之三，沿晶棒中心軸測得的長度至少約為晶棒恆定直徑段長度的十分之二。
2.如權利要求1中所述工藝，其中晶體的標稱直徑約150mm，且從結晶溫度冷卻到至少約1050℃至少約10小時以上。
3.如權利要求1中所述工藝，其中晶體的標稱直徑約150mm，且從結晶溫度冷卻到至少約1050℃至少約15小時以上。
4.如權利要求1中所述工藝，其中晶體的標稱直徑約200mm，且從結晶溫度冷卻到至少約1050℃至少約10小時以上。
5.如權利要求1中所述工藝，其中晶體的標稱直徑約200mm，且從結晶溫度冷卻到至少約1050℃至少約20小時以上。
6.如權利要求1中所述工藝，其中晶體的標稱直徑大於200mm，且從結晶溫度冷卻到至少約1050℃至少約40小時以上。
7.如權利要求1中所述工藝，其中晶體的標稱直徑大於200mm，且從結晶溫度冷卻到至少約1050℃至少約60小時以上。
8.如權利要求1中所述工藝，其中軸對稱區的長度至少約為晶棒恆定直徑段長度的十分之三。
9.如權利要求8中所述工藝，其中晶體的標稱直徑約150mm，且從結晶溫度冷卻到至少約1050℃至少約10小時以上。
10.如權利要求8中所述工藝，其中晶體的標稱直徑約150mm，且從結晶溫度冷卻到至少約1050℃至少約15小時以上。
11.如權利要求8中所述工藝，其中晶體的標稱直徑約200mm，且從結晶溫度冷卻到至少約1050℃至少約10小時以上。
12.如權利要求8中所述工藝，其中晶體的標稱直徑約200mm，且從結晶溫度冷卻到至少約1050℃至少約20小時以上。
13.如權利要求8中所述工藝，其中晶體的標稱直徑約200mm，且從結晶溫度冷卻到至少約1050℃至少約40小時以上。
14.如權利要求8中所述工藝，其中晶體的標稱直徑約200mm，且從結晶溫度冷卻到至少約1050℃至少約60小時以上。
15.如權利要求1中所述工藝，其中對生長速度V和瞬時軸向溫度梯度G0進行控制，使比值V/G0從其臨界值的約0.6倍到約1.5倍範圍內取值。
16.如權利要求1中所述工藝，其中對生長速度V和瞬時軸向溫度梯度G0進行控制，使比值V/G0從其臨界值的約0.75倍到約1倍範圍內取值。
17.如權利要求1中所述工藝，其中在結晶溫度至不低於約1350℃的溫度範圍內對平均軸向溫度梯度G0進行控制。
18.如權利要求17中所述工藝，其中晶體的標稱直徑約150mm，且從結晶溫度冷卻到至少約1050℃至少約15小時以上。
19.如權利要求17中所述工藝，其中晶體的標稱直徑約200mm，且從結晶溫度冷卻到至少約1050℃至少約15小時以上。
20.如權利要求17中所述工藝，其晶體具有約200mm的標準直徑，且從結晶溫度冷卻到至少約1050℃至少約40小時以上。
全文摘要
本發明涉及具有不含聚集本徵點缺陷軸對稱區的單晶矽(矽棒或矽片形式)及其製備工藝。這種生長單晶矽棒的工藝包括控制(i)生長速度V,(ii)在從結晶溫度到不低於約1325℃的溫度範圍內晶體恆定直徑段生長期間的平均軸向溫度梯度G
文檔編號C30B15/00GK1257556SQ98805271
公開日2000年6月21日 申請日期1998年4月9日 優先權日1997年4月9日
發明者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·詹森 申請人:Memc電子材料有限公司