CN1257556A - 低缺陷密度、自－填隙原子受控制的硅 - Google Patents

Abstract

本发明涉及具有不含聚集本征点缺陷轴对称区的单晶硅(硅棒或硅片形式)及其制备工艺。这种生长单晶硅棒的工艺包括控制(i)生长速度V,(ii)在从结晶温度到不低于约1325℃的温度范围内晶体恒定直径段生长期间的平均轴向温度梯度G_o;以及(iii)为形成该基本不含聚集本征点缺陷轴对称区而使晶体从结晶温度到约1050℃的冷却速度。这个轴对称区从晶棒圆周边向内扩延,从硅棒的圆周边径向朝中心轴测得的宽度至少约为晶棒半径长度的十分之三,沿中心轴测得的长度至少约为晶棒恒定直径段长度的十分之二。

Description

低缺陷密度、自-填隙原子受控制的硅

发明背景

本发明与用于电子元件制造的半导体级单晶硅的制备有关，特别涉及具有不含聚集本征点缺陷轴对称区的单晶硅棒与晶片及其制备工艺。

单晶硅是半导体电子元件大多数制造工艺的初始材料，通常用所谓提拉(“Cz”)方法制备。在该方法中，将多晶硅装入坩埚并使之熔化，再用一籽晶与熔融硅接触，并经缓慢提拉而生成单晶。形成轴颈之后，通过降低拉晶速度和/或熔烧温度而使晶体直径增大，直至达到所希望的目标直径为止。然后，通过控制拉晶速度和熔烧温度以补偿因溶化程度的降低而生成具有近乎恒定直径的圆柱状晶体主体。生长过程结束但坩埚中熔融硅尚未耗尽之前，必需使晶体直径逐渐缩小以形成端锥。一般来说，通过增大拉晶速度和提高坩埚温度来形成端锥。当直径变得足够小时，晶体即与熔融硅分离。

近几年来，已经提出单晶硅中的大量缺陷是在晶体生长室里随结晶后的晶体冷却而形成的。这种缺陷的产生，部分原因是由于过量(即浓度超出溶解度极限)本征点缺陷的存在，称之为空位和自-填隙原子。从熔融体生长的硅晶体一般带有过量的一种或另一种本征点缺陷，或者是晶格空位(“V”)，或者是硅填隙原子(“I”)。已经确认硅中这些点缺陷的类型和初始浓度是在结晶时确定的。如果这些浓度在系统中达到一个临界过饱和值且点缺陷的迁移率足够高时，就可能发生一种反应或一种聚集现象。硅中聚集的本征点缺陷可能严重影响在复杂而高集成度电路生产中材料的产出潜力。

空位-型缺陷被确认是一些可观测晶体缺陷的根源，如D-缺陷、流图缺陷(FPDs)、栅氧化完整性(GOI)缺陷、晶格自生微粒(COP)缺陷、晶格自生发光点缺陷(LPDs)，以及用扫描红外显微照相和激光扫描层析X射线摄影等红外光扫描技术观察到的某些类型的体缺陷。还有，出现在过量空位区域的是起环氧化诱发堆垛层错(OISF)核作用的缺陷。可以推测这种特殊的缺陷是一种由于出现过量空位而催化的高温成核的氧聚集而成。

对与自-填隙原子相关的缺陷研究较少，一般将其视为低密度的填隙原子-型位错环或网格。这种缺陷并非是造成栅氧化物完整性缺陷(一个重要的晶片性能判据)的原因，但普遍认为它们是与通常漏电问题有关的其他类型器件缺陷的根源。

在提拉法的硅中这种空位和自-填隙原子聚集缺陷的密度一般在1×10³/cm³到1×10⁷/cm³的范围内。当这个值相对较低时，聚集本征点缺陷对器件制作的重要性迅速增大，因而实际上目前在器件制造过程中视其为产额-限制的因素。

至今，通常有三种主要的手段来处理聚集的本征点缺陷问题。第一种手段包括的方法集中在拉晶技术，为的是减少晶棒聚集本征点缺陷的数密度。这种手段可进一步分为两种方法：一是拉晶条件形成空位为主材料的那些方法，二是拉晶条件形成以自-填隙原子为主材料的那些方法。例如，已确认聚集缺陷的数密度可通过下述方法得以减小：(1)控制V/G₀值的大小来生长其晶格空位是主要本征点缺陷的晶体；(2)通过在拉晶过程中从1100℃到1050℃的温度范围内改变硅棒冷却速度(一般是降温)来影响聚集缺陷的成核速度。当这种手段使聚集缺陷的数密度减小时，并不能避免缺陷的形成。因器件制造提出的要求变得越来越严格，这种缺陷的存在仍将成为一个重要问题。

提出的其他方法有在晶体生长期间将拉晶速度降低到低于0.4mm/min(毫米/分钟)左右。然而，这种建议也不令人满意，因为这样缓慢的拉晶速度使每台拉晶机的产量降低。更重要的是这样的拉晶速度会导致含高浓度自-填隙原子单晶硅的形成。同时，这种高浓度还导致聚集自-填隙原子缺陷以及所有与这种缺陷相关的问题。

处理聚集本征点缺陷问题的第二种手段包括的方法致力于聚集本征点缺陷形成之后的分解和消除。通常这是通过对晶片形式的硅进行高温热处理来实现的。例如，在欧洲专利申请503,816 A1中Fusegawa等人提出以超过0.8mm/min的速度生长硅棒，并将硅棒切割成的硅片在1150℃到1280℃的温度范围进行热处理，来减小硅片表面薄层中的缺陷密度。所需的这种特殊处理会根据硅片中聚集本征点缺陷的浓度和位置而改变。从这种缺陷轴向浓度不均匀的单晶切割得的不同硅片可能需要不同的生长后处理条件。而且，这类硅片热处理的成本相当高，并有可能在硅片中引入金属杂质，因而并非对各类晶体相关的缺陷普遍有效。

处理聚集本征点缺陷问题的第三种手段是在单晶硅片表面外延淀积一薄层硅结晶。这种工艺提供一种其表面基本不含聚集本征点缺陷的单晶硅片。然而，外延淀积会显著增大硅片的成本。

纵观这些发展，仍然有必要找到一种通过对产生聚集本征点缺陷的聚集反应进行抑制来避免形成这种缺陷的单晶硅制备方法。与其简单限制这类缺陷形成的速度，还不如在缺陷形成之后努力去消除某些缺陷，一种能抑制聚集反应的方法将生产出基本上不含聚集本征点缺陷的硅基片。就每硅片得到的集成电路数量而论，这样的一种方法还可提供具有外延一样生产潜力的单晶硅片，而不会有与外延工艺相联系的高成本。

发明概要

因此，本发明的目的是提供具有相当大径向宽度轴对称区、且该区内基本不含由晶格空位或硅自-填隙原子聚集产生的缺陷的单晶硅棒或硅片；并提供一种单晶硅棒的制备工艺，该工艺中对硅中的空位和自-填隙原子的浓度加以控制，以防止当硅棒从结晶温度冷却时在硅棒恒定直径段的轴向对称区本征点缺陷的聚集。

简单地说，本发明旨在提供一种生长单晶硅棒的工艺，这种硅棒包含中心轴、籽晶锥、尾晶锥以及在籽晶锥和尾晶锥之间具有一圆周边和从中轴到边缘延伸的半径的恒定直径段。在这种工艺中，硅棒由硅熔融体生长，然后按照提拉方法从结晶温度冷却。该工艺还特别包括控制(i)生长速度V，(ii)在结晶温度到不低于约1325℃的温度范围内单晶恒定直径段生长期间的平均轴向温度梯度G₀，以及(iii)单晶从结晶温度到约1050℃的冷却速度，以形成不含聚集本征点缺陷的轴对称区，其中轴对称区由硅棒的圆周边向内扩延，从硅棒的圆周边径向朝中心轴测得的宽度至少约为硅棒半径的十分之三，沿中心轴测得的长度至少约为硅棒恒定直径段长度的十分之二。

本发明的其他目的和特点有的是显而易见的，有的将在后面说明。

附图简要描述

图1表明自填隙原子[I]和空位[V]的初始浓度随比值v/G₀的增大而变化的例子，其中v是生长速度，G₀是瞬时轴向温度梯度。

图2表明在给定的自填隙原子初始浓度[I]下，形成聚集填隙原子缺陷所需自由能改变量ΔG_I随温度T的降低而增大的例子。

图3的例子表明通过径向扩散的手段抑制自填隙原子浓度[I]，使形成聚集填隙原子缺陷所需自由能改变量ΔG_I随温度T的降低而减小(当时)。其中实线描述无径向扩散的情况，虚线表示扩散的效果。

图4的例子表明通过径向扩散手段抑制自-填隙原子浓度[I]，致使聚集反应得以避免，使形成聚集填隙原子缺陷所需自由能改变量ΔG_I随温度T的降低而充分减小。其中实线描写无径向扩散的情况，而虚线表示扩散的效果。

图5表明因G₀值的增大使自填隙原子初始浓度[I]和空位初始浓度[V]可能随比值V/G₀的减小而沿晶棒或晶片的半径发生改变。注意到在V/I边界出现从空位为主材料向自-填隙原子为主材料的过渡。

图6是一个单晶硅棒或晶片的顶视图，分别表明空位V和自-填隙原子I为主的材料区以及两者之间的界面。

图7a表明空位或自-填隙原子初始浓度因自-填隙原子的径向扩散而随径向位置变化的例子。还表明这种扩散因空位和自-填隙原子的复合而引起V/I边界位置移近晶棒中心以及自-填隙原子浓度[I]被抑制。

图7b是ΔG_I与径向位置的关系曲线，表明自-填隙原子浓度[I]的抑制(如图7a所示)足以到处保持ΔG_I都低于硅自-填隙原子作用发生的临界值的大小。

图7c表明空位或自-填隙原子初始浓度由于自-填隙原子的径向扩散而随径向位置变化另一个例子。注意与图7a比较，这种扩散引起的V/I边界移近晶棒中心(因空位和自-填隙原子的复合)并引起V/I边界外部区域中填隙原子浓度的增大。

图7d是ΔG_I与径向位置的关系曲线，表明自-填隙原子浓度[I]的抑制(如图7a所示)不足以到处保持ΔG_I都低于硅自-填隙原子反应发生的临界值的例子。

图7e表明空位或自-填隙原子初始浓度由于自-填隙原子的径向扩散而随径向位置变化另一个例子。注意与图7a比较，增强扩散导致对自-填隙原子浓度更强的抑制。

图7f是ΔG_I与径向位置的关系曲线，表明自-填隙原子浓度[I]的更强抑制(如图7e所示)而引起ΔG_I更大程度的抑制(与图7b比较)的例子。

图7g表明空位或自-填隙原子初始浓度由于自-填隙原子的径向扩散而随径向位置变化另一个例子。注意与图7c比较，增强扩散导致对自-填隙原子浓度更强的抑制。

图7h是ΔG_I与径向位置的函数关系曲线，表明自-填隙原子浓度[I]的更强抑制(如图7g所示)引起ΔG_I更高程度的抑制(与图7d比较)的例子。

图7i表明空位或自-填隙原子初始浓度由于自-填隙原子的径向扩散而随径向位置变化另一个例子。注意在本例中足够量的自-填隙原子与空位的复合使之不再存在以空位为主的区域。

图7j是ΔG_I与径向位置的关系曲线，表明自-填隙原子的径向扩散(如图7i所示)足以沿晶体径向到处维持聚集填隙原子缺陷的抑制的例子。

图8是一根单晶硅棒纵向、横截面视图，详细表明晶棒恒定直径段的轴对称区。

图9是一根单晶硅棒一恒定直径段的纵向、横截面视图，详细表明轴对称区宽度的轴向变化。

图10是一个其轴对称区宽度小于晶棒半径的单晶硅棒恒定直径段的纵向、横截面视图，详细表明这轴对称区还包含一个空位为主材料构成的一般圆柱区。

图11是图10所示轴对称区的侧向、横截面视图。

图12是一个其轴对称区宽度等于晶棒半径的单晶硅棒恒定直径段的纵向、横截面视图，详细表明该区是一个基本不含聚集本征点缺陷的自-填隙原子为主材料构成的一般圆柱区。

图13是经一系列氧沉积热处理晶棒轴向切割的少数载流子寿命扫描图象，详细表明一个空位为主材料构成的一般圆柱区，一个自-填隙原子为主材料构成的一般圆形轴对称区(V/I边界出现在两者之间)，以及一个聚集填隙原子缺陷区。

图14是拉晶速度(即籽晶提升)与晶体长度的关系曲线，表明在一部分晶体长度上拉晶速度线性下降。

图15是经一系列如例1中所述氧沉积热处理晶棒轴向切割的少数载流子寿命扫描图象。

图16是四根单晶棒的拉晶速度(即籽晶提升)与晶体长度的关系曲线，分别标注1-4，用来给出一条在例1中所述的曲线V*(z)。

图17是对例2中两种不同情况下晶体/熔融体界面轴向温度梯度G₀与径向位置的关系曲线。

图18对例2中两种不同情况下空位初始浓度[V]和自-填隙原子初始浓度[I]与径向位置的关系曲线。

图19是温度与轴向位置的关系，表明例3所述两种不同情况下晶棒的温度分布。

图20是如图19所示从两种冷却条件下产生的自-填隙原子浓度图，在例3中有更详细的描述。

图21是如例4所述经一系列氧沉积热处理的整根晶棒轴向切割的少数载流子寿命扫描图象。

图22表明V/I界面位置与单晶棒长度的关系曲线，如例5所述。

图23a是经一系列氧沉积热处理的晶棒离肩部约100mm到250mm范围内轴向切割的少数载流子寿命扫描图象，如例6所述。

图23b是经一系列氧沉积热处理的晶棒离肩部约250mm到400mm范围内轴向切割的少数载流子寿命扫描图象，如例6所述。

图24表明硅棒在四个不同热区结构中的轴向温度分布。

图25是在硅棒不同轴向位置处的轴向温度梯度G₀的示意图，如例7所述。

图26是硅棒不同位置处的平均轴向温度梯度G₀的径向变化示意图，如例7所述。

图27是表明轴对称区宽度和冷却速度之间相互关系的示意图，如例7所述。

图28是例7所述经铜染色和缺陷描画腐蚀后一段离棒肩约235mm到350mm的硅棒轴向切割的照片。

图29是例7所述经铜染色和缺陷描画腐蚀后一段离棒肩约305mm到460mm的硅棒轴向切割的照片。

图30是例7所述经铜染色和缺陷描画腐蚀后一段离棒肩约140mm到275mm的硅棒轴向切割的照片。

图31是例7所述经铜染色和缺陷描画腐蚀后一段离棒肩约600mm到730mm的硅棒轴向切割的照片。

优选实施例的详细描述

根据迄今为止的实验数据，本征点缺陷的类型和初始浓度显然是晶棒从结晶温度(即约1410℃)冷却到高于1300℃的温度(即至少1325℃，1350℃甚至至少1375℃)时最初确定的。也就是说，这些缺陷的类型和初始浓度是由比值v/G₀控制的，其中v为生长速度，而G₀是这个温度范围内的平均轴向温度梯度。

参见图1，随着v/G₀值的增大，在v/G₀的一个临界值附近发生从自-填隙原子为主生长渐减到空位为主生长渐增的过渡，根据通常可获得的信息，这个临界值约为2.1×10^-5cm²/sK，其中G₀是在上述温度范围内轴向温度梯度恒定的条件下确定的。在这个临界值处，这种本征点缺陷的浓度处于平衡状态。

当v/G₀超过临界值时，空位浓度增大。同样，当v/G₀下降到临界值以下时，自-填隙原子浓度增大。如果这些浓度达到系统中临界饱和线以及如果点缺陷的迁移率足够高，就很可能发生一种反应，或聚集现象。硅中的聚集本征点缺陷可能严重影响在复杂而高集成度电路生产中材料的产出潜力。

根据本发明，已发现硅自-填隙原子作用产生聚集填隙原子缺陷的反应可以被抑制。无需根据任何特殊理论，可以相信在本发明的工艺中自-填隙原子浓度在晶棒生长和冷却过程中受到控制，使得系统自由能的变化决不会超过聚集反应自发产生而形成聚集填隙原子缺陷的临界值。

为在单晶硅中激发由硅自-填隙原子形成聚集填隙原子缺陷反应可获得的系统自由能变化由方程(1)决定： $\mathrm{\Δ}{G}_I=\mathrm{KT}\ln \left(\frac{\left[I\right]}{{\left[I\right]}^{\mathrm{eq}}}\right)----\left(1\right)$ 式中

ΔG_I是自由能的改变量

K是波尔兹曼常数

T是绝对温度(K)

[I]  是单晶硅中某一时空点的自-填隙原子浓度

[I]^eq是在产生[I]的同一时空点和温度T下的平衡自-填隙原子浓度

根据这个方程，对于一给定的自-填隙原子浓度[I]，由于[I]^eq随温度而迅速降低，因而温度的降低通常会使ΔG_I增大。

图2阐明对于一根从结晶温度冷却而没有同时采用某些手段来抑制自-填隙原子浓度的晶棒其ΔG_I和硅填隙原子浓度的变化。当晶棒冷却时，由于[I]过饱和的增大，ΔG_I按方程(1)增大，接近形成聚集填隙原子缺陷的势垒。当继续冷却时，有可能超出这个势垒，在该点即产生反应。这种反应导致聚集填隙原子缺陷的形成且ΔG_I随过饱和系统的缓解(即[I]浓度减小)而伴随减小。

当晶棒从结晶温度冷却时，将硅自-填隙原子系统的自由能保持在低于会发生聚集反应的值，则可避免自-填隙原子的聚集。换言之，可将系统控制到永不临界过饱和。这可以通过建立一个足够低的自-填隙原子初始浓度(按后面的定义，通过v/G₀(r)来控制)使之永不会达到临界过饱和。然而，实际上这样的浓度很难在整个晶体半径上实现，因此，临界过饱和一般只可能在晶体结晶之后(即建立由v/G₀(r)确定初始浓度之后)通过抑制硅自-填隙原子初始浓度来避免。

图3和4阐明当图2中晶棒从结晶温度冷却时抑制[I]对ΔG_I增长的两种可能的影响。在图3中，[I]的抑制引起ΔG_I增长速度的降低，但在此情形下，这样的抑制不足以到处将ΔG_I保持在一个低于产生该反应的临界值上；所以，这样的抑制仅用来降低产生该反应的温度。在图4中，增强对[I]的抑制足以到处将ΔG_I保持在一个低于产生该反应的临界值上；因此，这样的抑制会阻止缺陷的形成。

令人惊异的发现是，由于自-填隙原子的迁移率相当大，一般约达10^-4厘米²/秒，有可能通过自-填隙原子径向扩散到位于晶体表面的热沉上或空位为主的区域而在较大距离上(即约5cm到10cm或更长的距离)影响这种抑制作用。只要时间足以允许自-填隙原子初始浓度的径向扩散，就可以有效地利用径向扩散来抑制自-填隙原子浓度。一般来说，扩散时间将取决于自-填隙原子初始浓度的径向变化，较小的径向变化需要的扩散时间较短。

一般来说，对于按提拉方法生长的单晶硅其平均轴向温度梯度G₀随半径的增大而增大。这意味着在晶棒半径方向比值V/G₀一般不是单一的。由于这种变化，本征点缺陷的类型和初始浓度不是恒定的。假如V/G₀的临界值(在图5和6中表示为V/I边界2沿晶棒半径4达到某个点，则材料将从空位为主变为自-填隙原子为主。此外，晶棒将包含一个自-填隙原子为主的材料的轴对称区6(其中硅自-填隙原子初始浓度随半径的增大而增大)，四周由一个空位为主的材料的一般圆筒区8所环绕(其中空位初始浓度随半径的增大而减小)。

图7a和7b根据本发明的一个实例阐明当晶棒从结晶温度冷却时抑制[I]对ΔG_I增长的影响。当晶棒按提拉方法拉制时，该晶棒包含一个由填隙原子为主材料构成的、从晶棒边缘向半径延伸到出现V/I界面处的轴对称区，以及一个空位为主材料构成的、从晶棒中心沿半径延伸到出现V/I界面的一般圆柱区。当晶棒从结晶温度冷却时，由于自-填隙原子与空位的复合以及V/I界面外自-填隙原子浓度的显著抑制而使填隙原子的径向扩散引起V/I界面沿径向朝内偏移。此外，随着单晶的冷却，自-填隙原子将径向扩散到晶体表明。晶体表面能在晶体冷却时维持接近平衡点的缺陷浓度。结果，[I]的抑制足以到处保持ΔG_I都低于硅自-填隙原子作用发生的临界值。

现参见图8和图9，本发明的工艺中单晶硅棒10按照提拉方法生长。该硅棒包括一根中心轴12，一个籽晶锥14，一个尾晶锥16和一个位于籽晶锥和尾晶锥之间的恒定直径段18。其恒定直径段具有圆形周边20和从中心轴延伸到圆周边的半径4。这种工艺包括控制在晶棒恒定直径段生长期间的生长速度v、平均轴向温度梯度G₀和冷却速度，以利晶棒从结晶温度冷却时形成基本不含聚集本征点缺陷的轴对称区6。

在一个实例中，对生长条件宜适当加以控制，使V/I界面2保持在轴对称区6体积相对于晶棒10恒定直径段18体积为最大的位置上。因此，一般希望轴对称区的宽度22(从晶棒的圆周边沿径向朝中心轴测量)和长度24(沿晶棒的中心轴测量)分别等于晶棒恒定直径段的半径4和长度26。但实际上，操作条件和拉晶机硬件的限制可能使得轴对称区域只占晶棒恒定直径段的较小部分。所以，一般希望轴向对称区宽度至少为晶棒恒定直径段直径的30％左右，更好一点至少40％，再好一点至少60％，最好至少80％。另外，轴对称区延伸的长度至少为晶棒恒定直径段长度的20％左右，更好一点至少40％，再好一点至少60％，最好至少80％。

参见图9，轴对称区6的宽度22可能沿中心轴12长度方向有一些波动。所以，对于一给定长度的轴对称区，其宽度通过测量从晶棒10的圆周边20到离中心轴最远一点的径向距离来确定。换言之，对宽度22的测量就是要确定轴对称区6给定长度24内的最小距离。

现参见图10和11，当晶棒10恒定直径段18轴对称区6的宽度22小于恒定直径段的半径4时，该区一般为园环状。一个以中心轴12为中心、以空位为主材料8构成的一般圆柱区在径向上位于该一般环形区段以内。参见图12，应当理解当轴对称区6的宽度22等于恒定直径段18的半径4时，该区不含空位为主的区域；而轴对称区本身一般是圆柱形，且由基本不含聚集本征点缺陷的自-填隙原子为主材料构成。

如果希望控制晶体生长条件使填隙原子为主的区域宽度最大时，对一给定单晶拉制机热区的设计可能有所限制。当V/I界面移近中心晶轴时，只要冷却条件和G₀(r)不变(G₀(r)是G₀的径向变化)，则所要求的最小径向扩散量增大。在这些情况下，空位为主区可能有一个最小半径，这是为通过径向扩散来抑制聚集填隙原子缺陷形成所要求的。

图7c和7d阐明一个空位为主区超过最小半径的例子。在此例中，冷却条件和G₀(r)与图7a和7b中所采用的相同，对所示V/I界面位置有足够的外扩散来避免聚集填隙原子缺陷。在图7c和7d中，V/I界面位置移近中心轴(相对于图7a和7b)而引起V/I界面外部区域填隙原子浓度的增大。所以，要求更强的径向扩散来充分抑制填隙原子浓度。如果不能实现足够的外扩散，则系统ΔG_I将增大而超出临界值，并出现产生聚集填隙原子缺陷的反应，从而在V/I界面与晶体边缘之间的圆环区内形成这种缺陷区。出现这种反应的V/I界面半径对给定加热区而言是最小半径。假如更强的填隙原子径向扩散允许的话，则这最小半径减小。

图7e、7f、7g和7h阐明对于以图7a、7b、7c和7d所例举晶体相同初始空位和填隙原子浓度分布生长的晶体，增强径向外扩散对填隙原子浓度分布以及系统ΔG_I增长的影响。增强填隙原子的径向扩散会造成对填隙原子更强的抑制，从而对系统ΔG_I增长的抑制程度比在图7a、7b、7c和7d中所示情况更高。在此情况下，系统ΔG_I不会超出对于较小V/I界面半径所要求的值。

图7i和7j阐明一个允许足够的径向扩散使得通过确保径向扩散足以沿晶体半径处处抑制聚集填隙原子缺陷而使最小半径减小到零的例子。

在本发明工艺的一个实例中，晶棒轴向对称的自-填隙原子为主区中硅自-填隙原子的初始浓度受到控制。再参见图1，硅自-填隙原子的初始浓度一般通过控制晶体生长速度V和平均轴向温度梯度G₀来控制，使得比值V/G₀相当靠近出现V/I界面的该比值的临界值。此外，可能建立平均轴向温度梯度G₀使得G₀(即G₀(r)，因而V/G₀)随晶棒半径的变化也得以控制。

生长速度V和平均轴向温度梯度G₀一般要控制到使V/G₀的取值从其临界值的0.5到2.5倍左右(按通常可获得的V/G₀临界值的信息，即1×10^-5cm²/sK到5×10^-5cm²/sK左右)。较好的选择是V/G₀取值从其临界值的0.6到1.5倍左右(按通常可获得的V/G₀临界值的信息，即1.3×10^-5cm²/sK到3×10^-5cm²/sK左右)。最好选择V/G₀从其临界值的0.75到1倍左右(按通常可获得的V/G₀临界值的信息，即1.6×10^-5cm²/sK到2.1×10^-5cm²/sK左右)。这些比值通过独立控制生长速度V和平均轴向温度梯度G₀来实现。

一般来说，平均轴向温度梯度G₀的控制主要可通过拉晶机“热区”(即构成加热器、绝缘、热和辐射屏蔽等等的石墨或其他材料)的设计来实现。虽然这种设计细节可能随拉晶机的制作和造型而改变，但一般可采用在熔体/固体界面控制热传输所常用的任何工艺手段对G₀进行控制，包括反射器、辐射屏蔽、排气管、光导管和加热器等。一般来说，通过在熔体/固体界面上方约一个晶棒直径以内处定位这个装置来使G₀的径向变化最小。还可通过调整这些装置与熔体和晶体的相对位置进一步控制G₀。这是通过调整这些装置在热区中的位置、或调整在热区中熔体表面的位置来完成的。另外，当使用加热器时，还可通过调整馈送给加热器的功率来控制。这些方法的一种或两者在工艺过程将熔体耗尽的分批提拉作业中均可采用。

对于本发明的某些实例而言，通常希望平均轴向温度梯度G₀随晶棒直径的变化相对恒定。然而，应当指出的是，当热区设计的改善允许G₀的变化减至最小时，与维持恒定生长速度相关的机械问题显得愈加重要。这是因为生长过程对拉晶速度的任何变化变得更为敏感，它同时直接影响生长速度V。从工艺控制而论，这意味着在整个晶棒半径上G₀取不同的值是有利的。然而，G₀值相差过大可能在晶片边缘附近产生较高的自-填隙原子浓度，由此而增大避免形成聚集本征点缺陷的困难。

从上述分析来看，G₀的控制涉及在使G₀的径向变化最小和保持有利的工艺控制条件之间取平衡。因此，一般在拉制大约一个直径的晶体长度后，拉晶速度将大致在0.2毫米/分钟到0.8毫米/分钟之间，更好一点是0.25毫米/分钟到0.6毫米/分钟之间，最好是取0.3毫米/分钟到0.5毫米/分钟之间。要注意的是，拉晶速度决定于晶体直径和拉晶机的设计。上述取值范围是对200毫米直径晶体的典型值。一般来说，拉晶速度将随晶体直径的增大而降低。然而，拉晶机可以设计成允许拉晶速度超过这里所指出的值。因此，最理想的是按本发明将拉晶机设计得尽可能快而仍然允许轴对称区的形成。

在第二个优选实施例中，从商品生产考虑，自-填隙原子扩散量可通过控制晶棒从结晶温度(1410℃左右)冷却到硅自-填隙原子变得不能移动的冷却速度来控制。硅自-填隙原子在邻近硅结晶温度(即1410℃左右)的温度下显得特别活跃。然而，这种迁移率随单晶硅棒温度的下降而减小。一般来说，对于商品生产的时间周期而言，在低于约700℃的温度下，也许在高到800℃、900℃甚至1,000℃的温度下，自-填隙原子扩散速度可慢到基本不动的可观程度。

在这方面值得注意的是，尽管自-填隙原子聚集反应发生的温度在理论上可能在很宽的温度范围内变化，而实际上对于常规的提拉生长硅，这个范围是相当窄的。这是通常在按提拉方法生长的硅中得到的初始自-填隙原子浓度范围相当窄的结果。因此，在约1100℃至约800℃温度范围的任意一个温度下都可能发生自-填隙原子聚集反应，典型温度在1050℃左右。

在自-填隙原子表现出可移动的温度范围内，并取决于热区温度，冷却速度一般为0.1℃/分钟到3℃/分钟左右，较好的是0.1℃/分钟到1.5℃/分钟左右，更好是0.1℃/分钟到1℃/分钟左右，最好是0.1℃/分钟到0.5℃/分钟左右。换一种说法就是，为使轴对称区的宽度最大，一般希望使硅在约1050℃以上的温度下停留一段时间：(i)对于标称直径150mm的硅单晶，至少约5小时，较好的至少约10小时，最好的至少约15小时，(ii)对于标称直径200mm的硅单晶，至少约5小时，较好的至少约10小时，再好的至少约20小时，更好的至少约25小时，最好的至少约30小时，(iii)对于标称直径大于200mm的硅单晶，至少约20小时，较好的至少约40小时，再好的至少约60小时，最好的至少约75小时。参见图24，正如从不同热区结构的这些轴向温度分布可以看到的，冷却速度的控制可采用使热区中热传输最小所常用的任何工艺手段来实现，包括使用绝热器、加热器、辐射屏蔽器和磁场。

通过在自-填隙原子出现可动性的温度范围内控制晶棒的冷却速度，可使自-填隙原子更长时间地扩散到位于晶体表面的热沉上，或到达它们可能消失掉的空位为主区。这种填隙原子浓度可能因此而受到抑制，从而起到防止聚集现象出现的作用。通过冷却速度的控制而利用填隙原子的扩散系数来缓解在其他情况下对V/G₀的严格要求，这种要求可能是为得到不含聚集缺陷的轴对称区所必要的。换句话说，由于可以控制冷却速度而使填隙原子扩散更长时间的这一事实，一个大范围的V/G₀值(相对于临界值)对得到不含聚集缺陷的轴对称区是可接受的。

为在晶体恒定直径段的可观长度上实现这样的冷却速度，还必需考虑晶棒尾晶锥的生长过程以及一旦尾晶锥生长完成后晶棒的热处理。一般来说，一旦晶棒恒定直径段生成后，应加快拉晶速度以便开始逐渐变细形成尾晶锥。然而，如上所述，这种拉晶速度的加快将引起恒定直径段的下段在填隙原子相当活动的温度范围内冷却得更快。因此，这些填隙原子不可能有足够的时间扩散到热沉上消失掉；也就是说，(晶棒)下段中的浓度不可能抑制到足够的程度而可能引起填隙原子的聚集。

为防止在这种晶棒下段中形成这样的缺陷，按照提拉方法希望晶棒恒定直径段具有均匀的加热历程。这种均匀的热处理历程可以通过不仅在恒定直径段生长期间、而且在晶体尾锥以及可能在尾锥长成后的生长期间以相对恒定的速度从熔融硅中拉制晶棒来实现。这种相对恒定的速度可通过多种途径实现，例如，(i)使尾晶锥生长期间坩埚和晶体的旋转速度比晶体恒定直径段生长期间坩埚和晶体的转动速度相对减慢，以及/或(ii)使尾晶锥生长期间馈送给加热器用来加热硅熔体的功率比尾晶锥生长期间常规馈送的功率相对增加。工艺变量的这种附加调整既可以单项进行，也可以是几项结合进行。

当尾晶锥开始生长时，尾晶锥的拉晶速度应使保持在高于约1050℃温度的晶棒恒定直径段的任何区段经受与已经冷却到低于约1050℃温度的包含无聚集本征点缺陷轴对称区晶棒恒定直径段其他区段相同的加热历程。

如上所述，存在一个其中聚集填隙原子缺陷可能被抑制的空位为主区的最小半径。这个最小半径值决定于V/G₀(r)和冷却速度。由于拉晶机和热区设计会改变，因而上述关于V/G₀(r)、拉晶速度和冷却速度的取值范围也会改变。同样，这些条件还可能沿生长晶体长度发生改变。还有如上所述，希望无聚集填隙原子缺陷的填隙原子为主区的宽度最大。于是，希望在给定拉晶机中沿生长晶体的长度上保持这一区域的宽度尽可能接近(但不超过)晶体半径与空位为主区最小半径之差的值。

对于一给定拉晶机热区设计，其轴向对称区的最佳宽度和所要求的最佳拉晶速度分布可根据经验来确定。一般来说，这种经验方法首先要得到易于获得的在特定拉晶机中生长的晶棒轴向温度分布以及在同一拉晶机中生长的晶棒平均轴向温度梯度径向变化数据。总起来说，用这些数据来拉制一根或多根单晶硅棒，然后分析其聚集填隙原子缺陷出现的情况。按此方法，即可确定最佳拉晶速度分布。

图13是经一系列显示缺陷分布的氧沉积热处理后一段200毫米直径晶棒轴向切割少数载流子寿命的扫描图象。它描述采用近-最佳拉晶速度分布于一给定拉晶机热区设计的例子。在此例子中，出现了一个从一个超出填隙原子为主区最大宽度的V/G₀(r)(产生聚集填隙原子缺陷区28)到一个轴对称区有最大宽度的最佳V/G₀(r)的过渡。

除了从晶棒半径上G₀增大引起的V/G₀径向变化外，V/G₀也可能由于V的改变、或者由于提拉工艺引起G₀的自然变化而发生轴向变化。对于标准提拉工艺，V将随生长周期中拉晶速度的调整而改变，以保持晶棒直径恒定。拉晶速度的这种调整或改变同时引起V/G₀在晶棒恒定直径长度上发生变化。按本发明的工艺，拉晶速度因此而受到控制以使晶棒轴对称区宽度最大。然而，其结果可能使晶棒半径发生改变。因此，为保证所得晶棒直径恒定，最好使晶棒生长的直径大于所希望的尺寸。然后将晶棒按工艺处理标准从表面削去多余材料，这样就确保得到直径恒定的晶棒。

对于按本发明工艺制备且有V/I界面的晶棒(即含有空位为主的晶棒)，实验证明希望获得低氧含量的材料，即低于约13PPMA(每百万个原子中的原子含量，ASTM标准F-121-83)。再好一点是单晶硅含氧量低于约12PPMA，更好一点是低于11PPMA，最好是低于约10PPMA。这是因为在中等到高氧含量的晶片中(即14到18PPMA)，正好在V/I界面以内的氧诱发堆垛层错和增强的聚氧团带变得更加明显。其中每一种在给定集成电路制造工艺中都是出问题的潜在因素。然而因此应该注意的是，当轴对称区宽度大致等于晶棒半径时，对氧含量的限制可去除；这是因为假如不存在空位型材料的话，这种缺陷和聚团就不会出现。

增强聚氧团的作用可采用许多方法进一步减小，这些方法可单独使用也可同时使用。例如，氧沉积成核中心一般是在约350℃到约750℃的温度范围内退火的硅中形成。因此，对于某些应用来说，可能希望采用“短”晶，即一种按提拉工艺生长直到籽晶尾端已从硅熔点(1410℃)冷到约750℃而后晶棒迅速冷却的晶体。采用此方法时，在对成核中心形成临界的该温度范围内耗费的时间应维持最短，因而在拉晶机中来不及形成积氧成核中心。

另一种更可取的方法是，通过对单晶硅退火将单晶生长过程中形成的积氧成核中心分解掉。只要它们未经稳定热处理，迅速将硅加热到至少875℃且最好继续升温到至少1000℃，至少1100℃或更高，就使积氧成核中心经退火而从硅中逐出。当硅已经达到1000℃时，这类缺陷基本上可全部(例如＞99％)消除掉。重要的是硅片要很快加热到这样的温度，即温升速度至少为每分钟10℃，最好是每分钟50℃。否则，部分或全部氧沉积成核中心因这种热处理而稳定下来。在相当短的时间周期内(即60秒钟量级或更小)会达到平衡状态。因此，单晶硅中的氧沉积成核中心可通过将其在至少约875℃的温下退火而分解掉，较好是至少约950℃，更好是至少约1100℃，时间至少约5秒钟，最好是至少约10分钟。

这种分解可在普通炉子中或快速热退火(RTA)系统中进行。硅快速热退火可在任何大量商用快速热退火(RTA)炉中进行，在这种炉中晶片由一排高功率灯光分别加热。RTA炉能迅速加热硅片，例如，在几秒钟内它们能将硅片从室温加热到1200℃。一种这样的610型商品RTA炉可从AG Associate(Mountain View CA)获得。此外，这种分解可在晶棒、或晶片上进行，但以晶片为佳。

要指出的是，根据本发明制备的晶片适合用作淀积外延层的衬底。外延淀积可以采用工艺上通用的方法进行。

还要指出的是，根据本发明制备的晶片适合用在氢气和氩气组合退火处理，例如欧洲专利申请No.503816A1中所描述的处理。集聚缺陷的检测

集聚缺陷可以采用许多不同的技术来检测。例如，流图缺陷或D-缺陷的检测一般采用将单晶硅样品在Secco腐蚀液中作约30分钟的择优腐蚀，然后在显微镜下观察样品。(参见H.Yamagishi等，Semicond.Sci.Technol.7 A135(1992))。虽然标准是对聚集空位缺陷检测的，但这种方法也可以用来探测聚集填隙原子缺陷。当采用这种技术时，这种缺陷在样品表面以大坑显现。

聚集缺陷也可以采用激光扫描技术探测，例如激光层析X射线照相，这种方法一般具有比其他腐蚀技术更低的缺陷密度探测限制。

另外，采用加热时能扩散到单晶硅网格中的金属将这类缺陷染色可肉眼直接观测聚集本征点缺陷。具体地说，先用含有能将这种缺陷染色的金属化合物(如氮化铜浓缩溶液)涂敷单晶硅样品(如硅片、硅板、硅棒)表面，然后将涂敷的样品置于900℃至1000℃中加热5至15分钟，以便让金属扩散到样品中，再将热处理后的样品冷却到室温，使金属变成临界过饱和并沉积在样品网格中有缺陷处，便可肉眼观察样品中这种缺陷的存在。

冷却过后，先用光照腐蚀溶液将样品处理8到12分钟，使样品经过无损伤轮廓腐蚀，以便除去表面的残留物和沉积物。一种典型的光照腐蚀溶液含约55％的硝酸(重量溶解度70％)、约20％的氢氟酸(重量溶解度49％)和约25％的盐酸(浓缩溶解度)。

然后样品用去离子水冲洗，并将样品侵没在Secco或Wright腐蚀溶液中处理35到55分钟进行第二步腐蚀。一般来说，样品腐蚀是采用组份大约为1∶2的0.15M重铬酸钾和20％的氢氟酸(重量溶解度49％)的Secco腐蚀溶液。这次腐蚀步骤起揭示或勾画可能存在的聚集缺陷的作用。定义正如这里使用过的，下述句子和术语应有给定的含义：“聚集本征点缺陷”系指由以下原因引起的缺陷：(1)空位聚集产生D-缺陷、流图缺陷、栅氧化完整性缺陷、晶体源生的微粒缺陷、晶体源生的发光点缺陷以及其他空位相关缺陷的反应，或(2)自-填隙原子聚集产生错位环和网格以及其它这类自-填隙原子聚集相关缺陷的反应；“聚集填隙原子缺陷”应指由硅自-填隙原子聚集反应引起的聚集本征点缺陷；“聚集空位缺陷”应指由晶格空位聚集反应引起的聚集空位点缺陷；“半径”指从晶片或晶棒中心轴到圆周边测得的距离；“基本不含聚集本征点缺陷”应指聚集缺陷浓度低于这种缺陷的检测极限，通常约为10³个缺陷/厘米³；“V/I边界”指沿晶棒或晶片半径方向材料从空位为主变为自-填隙原子为主的位置；以及“空位为主”和“自-填隙原子为主”指材料的本征点缺陷分别为空位还是自-填隙原子占优势。

实施例

正如下述例子将要阐明的，本发明提供一种制备单晶硅棒的工艺，在此工艺中，当晶棒按提拉方法从结晶温度冷却时，在晶棒恒定直径段的轴对称区内不会形成本征点缺陷的聚集，由此即可切割成晶片。

下述例子陈述一组可用来实现上述结果的条件。还有另外一些方法用来确定一给定拉晶机的最佳拉晶速度。例如，与其以不同拉晶速度生长一系列晶棒，还不如沿晶体长度提高和降低拉晶速度来生长一根单晶；按此方法，在单晶生长过程中可能引起聚集自-填隙原子缺陷多次出现和消失。因而可能要对许多不同晶体部位来确定最佳拉晶速度。因此，对下述例子不可能作精确的解释。例1先存热区设计拉晶机的优化工艺规程

第一根200毫米单晶硅棒在沿晶体长度拉晶速度从0.75毫米/分钟到0.35毫米/分钟线性跳变条件下生长成。图14表明拉晶速度与晶体长度的关系。考虑到在拉晶机中生长一根200毫米晶棒而预先设置的轴向温度分布和预先设置的平均轴向温度梯度G₀的径向变化(即熔体/固体界面上的轴向温度梯度)，对这些拉晶速度进行选择，以保证晶棒一端从中心到边缘总是空位为主材料，而另一端从中心到边缘总是填隙原子为主材料。将生长的晶棒轴向切割并进行分析以确定聚集填隙原子缺陷开始形成的位置。

图15是晶棒肩部635毫米到760毫米一段的轴向切割少数载流子寿命的扫描图象，该晶棒经一系列氧沉积热处理揭示其缺陷的分布图。在大约680毫米的晶体部位，可以看到一个聚集填隙原子缺陷带28。这个部位相应于V^*(680毫米)＝0.33毫米/分钟的拉晶速度。在该点处，轴对称区6的宽度(一个填隙原子为主区，但没有聚集填隙原子缺陷)取最大值；空位为主区8的宽度R_V ^*(680)约为35毫米，而轴对称区的宽度R_I ^*(680)约65毫米。

然后，在比第一根200毫米晶棒获得最大宽度轴对称区的拉晶速度稍快和稍馒的拉晶速度下生长一组四根单晶硅棒。图16表明其每一种晶体的拉晶速度随晶体长度的变化，分别标记为1-4。然后对这四种晶体进行分析以确定聚集填隙原子缺陷最初出现和消失的轴向位置(和相应的拉晶速度)。这四个实验确定的点(用“*”标记)示于图16。作为一阶近似，这条曲线代表对200毫米晶体的拉晶速度与在拉晶机中轴对称区取最大宽度的长度的关系。

在其他拉晶速度下附加晶体的生长以及对这些晶体的分析将使V^*(z)的实验界定更为精确。例2G₀(r)径向变化的减小

图17和18阐明通过减小晶体/熔体界面上轴向温度梯度G₀(r)的径向变化可能获得的质量改善。空位和填隙原子的初始浓度(大约离晶体/熔体界面1厘米)从两种不同G₀(r)的情况来计算：(1)G₀(r)＝2.65+5×10^-4r²(K/mm)以及(2)G₀(r)＝2.65+5×10^-5r²(K/mm)。在每种情况下，调整拉晶速度使得富空位硅与富填隙原子硅的界面处在3mm的半径处。对情况1和2采用的拉晶速度分别为0.4mm/min和0.35mm/min。从图18清楚地看到在晶体富填隙原子区的填隙原子初始浓度随初始轴向温度梯度径向变化的减小而急剧减小。这导致材料质量的改善，因为由填隙原子过饱和引起的填隙原子缺陷团的形成变得比较容易避免。例3延长填隙原子的外-扩散时间

图19和20阐明延长填隙原子外扩散时间可能实现的质量改善。填隙原子的浓度对晶体中两种不同轴向温度分布dT/dz进行计算。两种情况下在晶体/熔体界面的轴向温度梯度是一样的，因而填隙原子的初始浓度(大约离晶体/熔体界面1厘米)也是相同的。在此例中，调整拉晶速度使得整个晶体有富裕的填隙原子。两种情况下的拉晶速度同为0.32mm/min。在第2种情况下填隙原子较长的外-扩散时间引起填隙原子浓度的全面降低。这导致材料质量的改善，因为由填隙原子过饱和引起的填隙原子缺陷团的形成变得比较容易避免。例4

一根长700毫米、直径150毫米的晶体用变化的拉晶速度生长成。拉晶速度从在肩部处的1.2mm/min近乎线性改变到离肩部430mm处的0.4mm/min，然后在离肩部700mm处又近乎线性地返回到0.65mm/min。在这特定拉晶机的这种生长条件下，整个半径是在填隙原子富裕状态下从离晶体肩部约320mm到约525mm的晶体长度上生长的。参见图21，在大约525mm的轴向位置和约0.47mm/min的拉晶速度下，在晶体的整个直径上不存在聚集本征点缺陷团。换一种说法就是存在一小段其轴向对称区(即基本无聚集缺陷区)宽度等于晶棒半径。例5

如例1所述，一系列单晶硅棒以不同的拉晶速度长成，然后经过分析来确定聚集填隙原子缺陷最初出现和消失的轴向位置(及相应的拉晶速度)。由这些点之间的内插值和从这些点的外推值描画成轴向位置与拉晶速度v图而给出一条曲线，该曲线在一阶近似下表示200毫米晶体的拉晶速度与拉晶机中轴对称区宽度最大的晶棒长度的关系。然后采用其他拉晶速度生长附加的单晶，对这些晶体的进一步分析用来使这种实验确定的最佳拉制晶度分布更为精确。

利用这种数据和随后的最佳拉晶速度分布，生长出长约1000毫米、直径约200毫米的晶体。然后对各不同轴向位置的生长单晶切片按标准工艺采用氧沉积方法进行分析，以便(i)确定是否形成聚集填隙原子缺陷，(ii)确定V/I界面与切片半径的关系。按这种方法确定轴对称区的存在，以及这个区域的宽度随晶体长度或位置的关系。

从离晶棒肩约200毫米到950毫米轴向位置得到的结果于示图22。这些结果表明可以为单晶硅棒的生长确定一个拉晶速度分布，使晶棒恒定直径段可包含一个轴对称区，该轴对称区从圆周边朝中心轴测得的宽度至少为恒定直径段半径长度40％。此外，这些结果表明这轴对称区沿晶棒中心轴测得的长度为晶棒恒定直径段长度的75％。例6

用降低的拉晶速度生长了一根长约1100毫米、直径约150毫米的单晶硅棒。晶棒恒定直径段肩部的拉晶速度约为1毫米/分钟。拉晶速度指数减少到约0.4毫米/分钟，这相应于离肩约200毫米的轴向位置。然后在接近晶棒恒定直径段的尾端拉晶速度线性减少直到约0.3毫米/分钟。

在这特定热区结构的这些工艺条件下，所得晶棒包含一个其轴对称区宽度约等于晶棒半径的区域。现参见图23a和23b，这是经一系列氧沉积热处理后部分晶棒轴向切割的少数载流子寿命扫描图象，给出了晶棒在轴向位置100毫米到250毫米和250毫米到400毫米的相邻几个区段。从这些图中可见，晶棒在离肩部约170毫米到290毫米的轴向位置处有一个在整个直径上不含聚集本征点缺陷的区域。换句话说，晶棒中有一个其轴对称区宽度约等于晶棒半径的区域，即基本不含聚集填隙原子缺陷的区域。

此外，在轴向位置约125毫米到约170毫米或约290毫米到大于400毫米的区域内，存在不含聚集本征点缺陷的填隙原子为主材料的轴对称区，它包围一个也不含聚集本征点缺陷的空位为主材料的一般圆柱芯区。

最后，在轴向位置约100毫米到约125毫米的区域内，有一个不含聚集缺陷的填隙原子为主材料的轴对称区，它包围一个空位为主材料的一般圆柱芯区，在空位为主的材料中，存在一个不含聚集缺陷的轴对称区，它包围一个含聚集空位缺陷的芯区。例7

冷却速度和V/I界面的位置

一系列单晶硅棒(标称直径150毫米到200毫米)按提拉方法采用不同热区结构生长而成，热区按工艺上常见的方法设计，在约1050℃以上温度时它影响硅的驻留时间。改变每根硅棒沿硅棒长度方向的拉晶速度，以图形成从聚集空位点缺陷区到聚集填隙原子点缺陷区的过渡。

一旦生长完毕，将晶棒沿平行于生长方向的中心轴作纵向切割，然后再进一步分成约2毫米厚的切片。利用前面所述的铜染色技术，将一组这样的纵向切片加热并用铜故意沾染，加热条件适合于高浓度铜填隙原子的融解。在这热处理之后，使样品迅速冷却，在此期间铜杂质要么外扩散，或者沉积到氧化物团或聚集填隙原子存在的地方。经标准的缺陷轮廓腐蚀后，用肉眼对样品进行观察以检测沉积杂质的存在；不含这种沉积杂质的那些区域便对应于无聚集填隙原子缺陷的区域。

对另外一组纵向切片进行一系列氧沉积热处理，以便在扫描载流子图象前引起新的氧化物团的成核和生长。寿命图象对比带被用来确定和测量每根晶棒不同轴向位置处瞬时熔体/固体界面的形状。然后利用关于熔体/固体界面形状的信息(下面要进一步讨论)来估计平均轴向温度梯度G₀的绝对值及径向变化。也利用这种信息连同拉晶速度一起来估量V/G₀值的径向变化。

为了更严格地检验生长条件对所得单晶棒质量的影响，根据迄今可获得的实验数据作了若干被确认为正确的假设。首先，为了根据冷却到聚集填隙原子缺陷发生的温度所需的时间来简化加热过程的处理，假定1050℃左右是发生硅自-填隙原子聚集的温度的合理近似。这个温度显然与用不同冷却速度的实验中观察到的聚集填隙原子缺陷密度的变化是一致的。如前所述，尽管聚集是否发生也是填隙原子集聚的一个因素，但可相信在约1050℃以上温度时聚集不会发生，因为对于提拉-型生长工艺给定的典型填隙原子浓度范围，假定在这个温度以上系统不会形成填隙原子临界过饱和是合理的。换句话说，对于提拉-型生长工艺的典型填隙原子浓度，假定在约1050℃温度以上系统将不会形成临界过饱和、因而不会发生聚集现象是合理的。

为使生长条件对单晶硅质量的影响量化而作的第二个假定是硅自-填隙原子扩散系数的温度关系可以忽略。换句话说，假定在约1400℃和1050℃之间的所有温度下硅自填隙原子以同样的速度扩散。当理解考虑约1050℃是聚集反应温度的合理近似时，这一假定的基本点是从熔点的冷却曲线细节无关紧要。扩散距离仅取决于从熔点起冷却到约1050℃所耗费的时间。

利用对每一热区设计的轴向温度分布数据和对特定晶棒的实际拉晶速度分布，可计算出从约1400℃到约1050℃总的冷却时间。应该指出的是，对每个热区的温度变化都是合理地均匀。这种均匀性意味着对聚集填隙原子缺陷成核温度(即1050℃)选定的任何误差只会导致计算的冷却时间的比例误差。

为确定晶棒空位为主区的径向范围(R空位)，或者说轴对称区的宽度，还假定空位为主芯区的半径(通过寿命图象确定)等效到v/G₀＝v/G₀临界值的结晶点。换句话说，一般假定轴对称区宽度是以冷却到室温后V/I界面的位置为基础。指出这一点是因为(如上所述)随着晶棒的冷却空位和自填隙原子可能发生复合。当复合发生时，V/I界面的实际位置向内朝晶棒中心轴偏移。这里涉及到的正是这个最终位置。

为简化G₀(结晶时晶体的平均温度梯度)的计算，假设熔体/固体界面是熔点等温线形。采用有限元模拟(FEA)技术和热区设计详图对晶体表面温度进行计算。晶体中的整个温度场(因而G₀)在合适的边界条件下通过求解拉普拉斯方程得到，边界条件系指沿熔体/固体界面熔点以及对沿晶轴表面温度的模拟(FEA)结果。从制成和计算的一根晶棒不同轴向位置处所得的结果示于图25。

为估量G₀径向变化对初始填隙原子浓度的影响，假定一个径向位置R’(即V/I界面与晶体表面间的中间位置)是硅自-填隙原子从晶棒中的陷阱能到达的最远点，不管陷阱是处于空位为主区还是在晶体表面。利用对上述晶棒的生长速度和G₀的数据，在位置R’处计算的V/G₀与V/I界面处的V/G₀(即临界V/G₀值〕之差说明了初始填隙原子浓度径向变化及其对过剩填隙原子能否到达晶体表面或空位为主区陷阱中的影响。

对于这特定的数据设置，显然不存在晶体质量对V/G₀径向变化的系统相关性。正如在图26中看到的，该样品中晶棒的轴向影响最小。在这一系列实验中涉及的生长条件表明G₀的径向变化范围相当窄。因此，这种数据设置对判定质量(即出现不含聚集本征点缺陷区)依赖于G₀径向变化的可分辨关系显得太窄。

正如已指出的，对制备的每根晶棒样品在不同轴向位置要进行估算以判定聚集填隙原子缺陷存在与否。为了检测每个轴向位置，可在样品质量和轴对称区宽度之间构成一种关系。参见图27，可以制备一个示意图，将给定样品的质量与允许该样品(在那个特定轴向位置处)从结晶点冷却到约1050℃的时间进行比较。正如所预料的，这个图表明轴对称区宽度(即R_晶体-R_空位)强烈依赖于在这特定温度范围内样品的冷却过程。为使轴对称区宽度增大，其趋势提示需要更长的扩散时间，或更低的冷却速度。

根据该图给出的数据，可以计算出一条说明硅质量从“好”(即不含缺陷)到“坏”(即包含缺陷)的过渡与给定晶棒直径在这特定温度范围内允许冷却时间的关系的最佳拟合线。轴对称区的宽度和冷却速度之间的一般关系可用下述方程表示：

             (R_晶体-R_空位)²＝D_eff*t_1050℃

其中R_晶体是晶棒半径，

    R_空位是填隙为主材料内出现从无缺陷到有缺陷(或相反)过渡的样品轴向位置处的轴对称区半径。

D_eff是一个常数，约为9.3×10^-4厘米²/秒，它表示填隙原子扩散系数的平均时间和温度，以及

t_1050℃是样品给定轴向位置由结晶点冷却到约1050℃所需时间。

再参照图27，可以看到，对于一给定的晶棒直径，可估算出一个冷却时间以便获得所需直径的轴对称区。例如，对于直径约150mm的晶棒，可得到一个其宽度约等于该晶棒半径的轴对称区，只要在约1410℃和1050℃的温度范围内允许晶棒的这个特定部位冷却约10到15小时即可。同样，对于直径为200mm的晶棒，如果在这个温度范围内允许晶棒的这个特定部位冷却约25到35小时，就可以得到宽度约等于该晶棒半径的轴对称区。如果将这条曲线进一步外推，为得到宽度约等于直径约300mm晶棒半径的轴对称区，冷却时间可能需要约65到75小时。在这方面值得指出的是，随着晶棒直径增大，因填隙原子为到达晶棒表面或空位芯区的陷阱所必需的扩散距离增长，故需要追加冷却时间。

现在参见图28，29，30和31，可以看到延长各晶棒冷却时间的效果。每个图描绘标定直径200mm的晶棒的一个部分，从图28到图31由结晶温度到1050℃的冷却时间逐步增加。

现在参见图28，展示出离晶棒肩部轴向位置235mm到350mm的区段。在约255mm轴向位置处，无聚集填隙原子缺陷轴对称区的宽度取最大值，约为晶棒半径的45％。在此范围之外，产生从无这种缺陷区到有这种缺陷区的过渡。

现在参见图29，展示出离晶棒肩部轴向位置305mm到460mm的区段。在约360mm轴向位置处，无聚集填隙原子缺陷轴对称区的宽度取最大值，约为晶棒半径的65％。在此范围之外，开始形成缺陷。

现在参见图30，展示出离晶棒肩部轴向位置140mm到275mm的区段。在约210mm轴向位置处，轴对称区的宽度约等于晶棒半径，即在这个范围内晶棒的一小部分不含有聚集本征点缺陷。

现在参见图31，展示出离晶棒肩部轴向位置600mm到730mm的区段。在约640mm到665mm的轴向位置上，轴对称区的宽度约等于晶棒半径。此外，那个轴对称区宽度约等于晶棒半径的晶棒段的长度比在图30晶棒观察到的长度更长。

因此，总起来看，图28、29、30和31证明了到1050℃的冷却时间对无缺陷的轴对称区宽度和长度的影响。一般来说，含聚集填隙原子缺陷区的出现是由于拉晶速度的连续降低而导致太大的初始填隙原子浓度在晶体该部分的冷却时间内难以减小。较大的轴对称区长度意味着可采用更大范围的拉晶速度(即初始填隙原子浓度)来生长这种无缺陷材料。延长冷却时间允许较高的初始填隙原子浓度，因为填隙原子有足够的时间进行径向扩散而将浓度抑制到填隙原子缺陷聚集所需要的临界浓度以下。换句话说，对于较长的冷却时间，稍低的拉晶速度(因而较高的初始填隙原子浓度)仍将导致轴对称区6达到最大。所以，较长的冷却时间导致为获得最大轴对称区直径所需条件下允许的拉晶速度变化增大，而且放松了工艺控制的限制。所以，在大晶棒长度上轴获得轴对称区的工艺变得更容易。

再参照图31，在离晶体肩部约665mm到730mm的轴向位置范围内，有一个无填隙原子缺陷的空位为主材料区，该区宽度等于晶棒半径。

正如从以上数据所可看到的，借助控制冷却速度的方法，通过允许填隙原子有更长的时间扩散到它们可能湮灭的区域而可使自填隙原子浓度受到抑制。其结果便使单晶硅棒的主要区段中聚集填隙缺陷的形成得以避免。

从以上所述可见，本发明的多项目的均被实现。

由于上述构思和工艺可能作各种改变而并不超越本发明的辖域，试图用以上描述中所含全部内容当作例证予以解释而未作精确说明。

Claims (20)

1.一种生长单晶硅棒的工艺，其中硅棒具有中心轴、籽晶锥、尾晶锥、以及位于籽晶锥和尾晶锥之间的、具有圆形周边和从中心轴延伸到圆周边的半径的恒定直径部分的单晶硅棒，该晶棒按提拉方法由硅熔融体生长然后从结晶温度冷却，其工艺包括

控制(i)生长速度v，(ii)在晶体恒定直径部分生长期间处于结晶温度到不低于约1325℃的温度范围内的平均轴向温度梯度G₀，以及(iii)从结晶温度到约1050℃的晶体冷却速度，以形成基本不含聚集本征点缺陷的轴对称区，该轴对称区由晶棒的园周边向内扩延，从圆周边径向朝晶棒中心轴测得的宽度至少约为晶棒半径长度的十分之三，沿晶棒中心轴测得的长度至少约为晶棒恒定直径段长度的十分之二。

2.如权利要求1中所述工艺，其中晶体的标称直径约150mm，且从结晶温度冷却到至少约1050℃至少约10小时以上。

3.如权利要求1中所述工艺，其中晶体的标称直径约150mm，且从结晶温度冷却到至少约1050℃至少约15小时以上。

4.如权利要求1中所述工艺，其中晶体的标称直径约200mm，且从结晶温度冷却到至少约1050℃至少约10小时以上。

5.如权利要求1中所述工艺，其中晶体的标称直径约200mm，且从结晶温度冷却到至少约1050℃至少约20小时以上。

6.如权利要求1中所述工艺，其中晶体的标称直径大于200mm，且从结晶温度冷却到至少约1050℃至少约40小时以上。

7.如权利要求1中所述工艺，其中晶体的标称直径大于200mm，且从结晶温度冷却到至少约1050℃至少约60小时以上。

8.如权利要求1中所述工艺，其中轴对称区的长度至少约为晶棒恒定直径段长度的十分之三。

9.如权利要求8中所述工艺，其中晶体的标称直径约150mm，且从结晶温度冷却到至少约1050℃至少约10小时以上。

10.如权利要求8中所述工艺，其中晶体的标称直径约150mm，且从结晶温度冷却到至少约1050℃至少约15小时以上。

11.如权利要求8中所述工艺，其中晶体的标称直径约200mm，且从结晶温度冷却到至少约1050℃至少约10小时以上。

12.如权利要求8中所述工艺，其中晶体的标称直径约200mm，且从结晶温度冷却到至少约1050℃至少约20小时以上。

13.如权利要求8中所述工艺，其中晶体的标称直径约200mm，且从结晶温度冷却到至少约1050℃至少约40小时以上。

14.如权利要求8中所述工艺，其中晶体的标称直径约200mm，且从结晶温度冷却到至少约1050℃至少约60小时以上。

15.如权利要求1中所述工艺，其中对生长速度V和瞬时轴向温度梯度G₀进行控制，使比值V/G₀从其临界值的约0.6倍到约1.5倍范围内取值。

16.如权利要求1中所述工艺，其中对生长速度V和瞬时轴向温度梯度G₀进行控制，使比值V/G₀从其临界值的约0.75倍到约1倍范围内取值。

17.如权利要求1中所述工艺，其中在结晶温度至不低于约1350℃的温度范围内对平均轴向温度梯度G₀进行控制。

18.如权利要求17中所述工艺，其中晶体的标称直径约150mm，且从结晶温度冷却到至少约1050℃至少约15小时以上。

19.如权利要求17中所述工艺，其中晶体的标称直径约200mm，且从结晶温度冷却到至少约1050℃至少约15小时以上。

20.如权利要求17中所述工艺，其晶体具有约200mm的标准直径，且从结晶温度冷却到至少约1050℃至少约40小时以上。

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