專利名稱：通過離子注入產生具有本征吸除的絕緣體襯底硅結構的方法
技術領域：
本發(fā)明涉及一種用于產生具有本征吸除的絕緣體襯底硅(SOI)結構的方法。更具體地說，本發(fā)明涉及一種用于產生具有本征吸除的SOI結構的方法，其中硅片或襯底(基底)經受一理想析出晶片熱處理，所述理想析出晶片熱處理使襯底能在基本上是任何任意的電子器件制造工藝熱處理周期過程中形成一種理想的氧析出物非均勻深度分布，并且其中通過在表面下方注入氧或氮離子、或分子氧并使晶片退火而在襯底的表面下方形成一介電層。此外，硅襯底可以在初始時包括一外延層，或者可以在本發(fā)明的方法過程中在襯底上淀積一層外延層。
背景技術：
SOI結構一般包括一個處理晶片(handle wafer)或層、一個器件層、及一個在處理層和器件層之間的絕緣(亦即，介電)膜(通常是一個氧化物層)。一般，器件層的厚度在0.05和20微米之間。這種襯底可以用該技術中已知的各種方法制備。例如，可以用晶片變薄技術，上述晶片減薄技術常常叫做背面蝕刻SOI(亦即，BESOI)，其中將硅片粘合到處理晶片上，和然后緩慢腐蝕去掉直至在處理晶片上只留下一薄層硅時為止。(見比如，美國專利No.5,189,500，該專利在本文中整體包括作為參考文獻。)可供選擇地，可以用單個晶片，其中在晶片表面下方注入分子氧離子(O2+)或原子氧離子(O+)以便形成一氧化物層。這種方法一般叫做注氧隔離(SIMOX)(亦即通過注入氧而分開；見比如，美國專利No.5,436,175和用于半導體處理的等離子體浸沒離子注入，材料化學和物理學46(1996)132-139，上述二者都整體包括在本文中作為參考文獻)。這種方法可以認為是有利的，因為它與在SOI結構制備中更常用的晶片減薄法相比，減少了消耗的硅片數量。
SOI結構可以用從按照直拉法(丘克拉爾斯基拉單晶法，Cz法)生長的單晶硅錠切片所得的硅片制備。近年來，已經認識到，單晶硅中的許多缺陷是在生長過程中當晶體在固化之后冷卻時形成。這些缺陷部分是由于存在過量(亦即濃度高于溶解度極限)本征點缺陷產生，上述本征點缺陷通稱為空位和自填隙。從熔體生長的硅晶體通常含有過量的一種或另一種類型的本征點缺陷，即，或者是晶格空位，或者是硅自填隙。已經有人提出，硅中的這些點缺陷的類型和初始濃度是在固化時確定，并且如果這些濃度達到系統(tǒng)中臨界過飽和水平及這些點缺陷的遷移率(淌度)足夠高，則將可能會發(fā)生一種反應，或一種附聚事件。在硅中附聚的本征點缺陷能嚴重影響生產復雜和高集成度電路，如利用SOI結構的那些電路時材料的生產率潛力。
空位型缺陷可以認為是這些可觀察的晶體缺陷如D缺陷、流動圖形缺陷(FPDs)、柵氧化層完整性(GOI)缺陷、晶體原生粒子(COP)缺陷、晶體原生輕微點缺陷(LPDs)、及某些類體缺陷的起源，上述某些類體缺陷可以通過紅外線散射技術如掃描紅外顯微鏡和激光掃描層析X射線攝影術觀察。另外在過量空位區(qū)域中存在的是起用于環(huán)形氧化誘生堆垛層錯(OISF)核作用的缺陷。可以推測，這種特定的缺陷是由于存在過量空位而催化的高溫成核式氧附聚物。
除了上述空位型缺陷之外，還可以認為，附聚的空位缺陷或空隙可能是“霧(HF)缺陷”(亦即金屬析出缺陷)的原因。HF缺陷象這些另外的空位缺陷一樣被認為是目前SOI技術的關鍵問題。
涉及自填隙的缺陷較少充分研究。它們一般被認為是低密度填隙型位錯環(huán)或網絡。這些缺陷不會造成柵氧化物完整性故障，所述柵氧化物完整性故障是一個重要的晶片性能判據，但它們被廣泛地認為是其它類型的通常與漏電流問題有關的器件故障的原因。
如果用含有這些缺陷的硅片作為器件層的原材料，則對SOI襯底來說，附聚的本征點缺陷能產生性能問題。性能問題也可以由SOI結構處理晶片或層中存在的金屬污染物造成。這是因為，在由SOI法所用的熱處理過程中，由于例如凈化和處理SOI結構的結果，在處理晶片或層中存在的金屬污染物可以穿過硅基體移動，直至到達在處理晶片和器件層之間存在的氧化物層時為止。盡管一般說來這些雜質不能通過氧化物層和進入器件層，但氧化物層是這些雜質析出的優(yōu)先部位。這種析出可使氧化物層中斷，并影響用SOI結構制成的SOI器件的性能。
因此，仍然需要含一基本上沒有附聚的本征點缺陷的器件層的SOI結構。此外，仍然需要含一能阻止金屬雜質在氧化物層/硅界面處或附近析出的處理晶片或層的SOI結構。
發(fā)明概述因此，本發(fā)明的特點之一是提供一種具有一器件層的絕緣體襯底硅結構，所述器件層包括一個外延層和一個具有改善的吸除能力的處理晶片或層；提供這樣一種結構，其中處理晶片或層能在基本上是任何任意的電子器件制造工藝的熱處理周期中形成理想的氧析出物非均勻深度分布；及提供這樣一種結構，所述結構在器件制造過程中對形成金屬析出物缺陷不太敏感。
另外本發(fā)明的特點之一是提供一種用于產生一種絕緣體襯底硅結構的方法，所述方法包括使硅片或襯底經受一個理想析出熱處理，并在其表面下方注入一氧化物層；提供這樣一種方法，所述方法還包括在襯底的表面上淀積一個外延層；及提供這樣一種方法，其中作為上述理想析出熱處理的一部分，襯底還經受氧析出和穩(wěn)定熱處理，以便引起形成能經受住氧注入和/或外延淀積法各步驟的若干本征吸除部位。
因此，簡短地說，本發(fā)明涉及一種絕緣體襯底硅結構，所述絕緣體襯底硅結構包括(i)一個支承處理晶片或層，所述支承處理晶片或層在經受氧析出熱處理(比如，主要包括由將晶片在800℃下退火4小時，和然后在1000℃下退火16小時組成的處理)時，形成氧析出物的非均勻深度分布；(ii)一個包括一個外延層的單晶硅器件層；及(iii)一個在支承層和器件層之間的介電層。
本發(fā)明還涉及一種絕緣體襯底硅結構，所述絕緣體襯底硅結構包括(i)一個支承處理晶片或層，所述支承處理晶片或層包括一種經過穩(wěn)定的氧析出物非均勻分布；(ii)一個包括一個外延層的單晶硅器件層；及(iii)一個在支承層和器件層之間的介電層。
本發(fā)明還涉及一種絕緣體襯底硅結構，所述絕緣體襯底硅結構包括(i)一個支承處理晶片或層，所述支承處理晶片或層包括一種二次缺陷分布(比如棱柱形位錯環(huán)或纏結或堆垛層錯)，所述二次缺陷分布起本征吸除部位的作用；(ii)一個包括一個外延層的單晶硅器件層；及(iii)一個在支承層和器件層之間的介電層。
本發(fā)明還涉及一種用于產生絕緣體襯底硅結構的方法，所述方法包括以下步驟使一個單晶硅襯底—該單晶硅襯底具有兩個主要的一般是平行的表面，其中之一是前表面，而另一個是后表面；一個在前表面和后表面之間的中心平面；一個接合前表面和后表面的圓周邊緣；一個包括在前表面和一個從前表面朝向中心平面方向測量的距離D1之間的硅襯底的第一區(qū)域的表面層；及一個包括在中心平面和第一區(qū)域之間的硅片的第二區(qū)域的體層(bulk layer)—經受理想析出熱處理，以便引起在晶片中形成一種晶格空位非均勻深度分布，使在體層中的空位濃度大于表面層中的空位濃度；在襯底的前表面上淀積一個外延層；及在襯底的前表面下方注入氧以便在這個表面下方形成一個氧化物層。
本發(fā)明還涉及一種用于產生絕緣體襯底硅結構的方法，所述方法包括以下步驟使一個單晶硅襯底—該單晶硅襯底具有兩個主要的一般是平行的表面，其中之一是前表面，而另一個是后表面；一個在前表面和后表面之間的中心平面；一個接合前表面和后表面的圓周邊緣；一個包括在前表面和一個從前表面朝向中心平面方向測量的距離D1之間的硅襯底的第一區(qū)域的表面層；及一個包括在中心平面和第一區(qū)域之間的硅片的第二區(qū)域的體層—經受理想析出熱處理，以便引起在襯底中形成一種晶格空位非均勻深度分布，使在體層中的空位濃度大于表面層中的空位濃度；使硅襯底經受氧析出熱處理，以便引起體層中氧析出物成核并生長到一個足夠穩(wěn)定該氧析出物的尺寸，以致它們在不超過1150℃的溫度下不能溶解；在襯底的前表面上淀積一個外延層；在襯底的前表面下方注入氧，以便在表面下方形成一個氧化物層。
本發(fā)明還涉及一種用于產生絕緣體襯底硅結構的方法，所述方法包括以下步驟使一個單晶硅襯底—該單晶硅襯底具有兩個主要的一般是平行的表面，其中之一是前表面，而另一個是后表面；一個在前表面和后表面之間的中心平面；一個接合前表面和后表面的圓周邊緣；一個包括在前表面和一個從前表面朝向中心平面方向測量的距離D1之間的第一區(qū)域的表面層；及一個包括在中心平面和第一區(qū)域之間的第二區(qū)域的體層—經受理想析出熱處理，以便引起在襯底中形成一種晶格空位非均勻深度分布，使在體層中的空位濃度大于表面層中的空位濃度；使硅襯底經受氧析出熱處理，以便引起體層中氧析出物成核并生長到一個足夠穩(wěn)定該氧析出物的尺寸，以致它們在隨后的注氧法過程中不能溶解；在襯底的前表面上淀積一個外延層；及在襯底的前表面下方注入氧，以便在表面下方形成一個氧化物層。
本發(fā)明還涉及一種用于產生絕緣體襯底硅結構的方法，所述方法包括以下步驟使一個單晶硅襯底—該單晶硅襯底具有兩個主要的一般是平行的表面，其中之一是前表面，而另一個是后表面；一個在前表面和后表面之間的中心平面；一個接合前表面和后表面的圓周邊緣；一個包括在前表面和一個從前表面朝向中心平面方向測量的距離D1之間的硅襯底的第一區(qū)域的表面層；及一個包括在中心平面和第一區(qū)域之間的硅襯底的第二區(qū)域的體層—經受理想析出熱處理，以便引起在襯底中形成一種晶格空位的非均勻深度分布，使在體層中的空位濃度大于表面層中的空位濃度；使硅襯底經受熱處理，以便引起形成二次缺陷(比如，棱柱形位錯環(huán)或纏結或堆垛層錯)和/或氧析出物，所述二次缺陷和/或氧析出物能經受住隨后的外延淀積和/或注氧過程；在襯底的前表面上淀積一個外延層；及在襯底的前表面下方注入氧，以便在表面的下方形成一個氧化物層。
本發(fā)明還涉及一種用于產生絕緣體襯底硅的方法，所述方法包括以下步驟使一個單晶硅襯底—該單晶硅襯底具有兩個主要的一般是平行的表面，其中之一是前表面，而另一個是后表面；一個在前表面和后表面之間的中心平面；一個接合前表面和后表面的圓周邊緣；一個包括在前表面和一個從前表面朝向中心平面方向測量的距離D1之間的硅襯底的第一區(qū)域的表面層；及一個包括在中心平面和第一區(qū)域之間的硅襯底的第二區(qū)域的體層—經受理想析出熱處理，以便引起在襯底中形成一種晶格空位的非均勻分布，使在體層中的空位濃度大于表面層中的空位濃度；在襯底的前表面上淀積一個外延層；在襯底的前表面下方注入氧，以便在襯底表面的下方形成一個氧化物層；及使注入氧的襯底經受熱退火，以便當注入的氧與硅化學鍵結在其中形成二氧化硅(SiO2)層時使該注入的氧再分配。
本發(fā)明還涉及一種用于產生氧化物襯底硅結構的方法，上述氧化物襯底硅結構包括一個襯底，所述襯底具有兩個主要的一般是平行的表面，其中之一是前表面，而另一個是后表面；一個在前表面和后表面之間的中心平面；一個包括在前表面和一個從前表面朝向中心平面方向測量的距離D1之間的該襯底的第一區(qū)域的表面層；和一個包括在中心平面和第一區(qū)域之間的該襯底的第二區(qū)域的體層；一個接合前和后表面的圓周邊緣；一個中心軸線；及一個從中心軸線延伸到圓周邊緣的半徑。該方法包括將氧注入硅襯底，以便引起形成一個介電層，所述介電層一般平行于前表面，并且位于前表面和中心平面之間的一個區(qū)域中；使硅襯底經受理想析出熱處理，以便引起形成一種晶格空位的非均勻深度分布，使在體層中的空位濃度大于表面層中的空位濃度；及使理想析出的硅襯底經受氧析出和穩(wěn)定熱處理，以便引起形成和穩(wěn)定體層的氧析出物和在表面層中的一個無析出物區(qū)。
本發(fā)明的另一些目的和特點一部分是顯而易見的，和一部分將在下面指出。
附圖簡介

圖1是示出自填隙的初始濃度[I]和空位的初始濃度[V]如何隨比值v/Go增加而變化的一個例子的曲線圖，此處v為生長速率，及Go為平均軸向溫度梯度；圖2是示出對一規(guī)定的自填隙初始濃度[I]，用于形成附聚的填隙缺陷所需自由能的變化ΔGI如何隨溫度T降低而增加的一個例子的曲線圖；圖3是示出當比值v/Go由于Go值增加而減小時，自填隙的初始濃度[I]和空位的初始濃度[V]如何可以沿著晶錠或晶片半徑變化的一個例子的曲線圖，應該注意，在V/I邊界處，發(fā)生從空位為主的材料到自填隙為主的材料的過渡；圖4是一個單晶硅錠或硅片的頂部平面圖，圖中分別示出空位為主的材料區(qū)域V和自填隙為主的材料區(qū)域I，及在它們之間存在的V/I邊界；圖5是一個單晶硅錠的縱向剖視圖，圖中詳細示出晶錠恒定直徑部分的軸向上對稱的區(qū)域；圖6是理想析出晶片過程的示意圖；圖7是如例1中所述處理的晶片(樣品4-7)的橫截面照片；圖8是一種經受了例1中所述一系列步驟的晶片(樣品4-8)的橫截面照片；圖9是一種經受了例1中所述一系列步驟的晶片(樣品3-14)的橫截面照片；圖10是鉑濃度(原子/cm3)的對數與距一種經受了例1中所述一系列步驟的晶片(樣品4-7)的表面的深度的關系曲線圖；圖11是一種經受了例2中所述一系列步驟的晶片(樣品3-4)的橫截面照片；圖12是一種經受了例2中所述一系列步驟的晶片(樣品3-5)的橫截面照片；圖13是一種經受了例2中所述一系列步驟的晶片(樣品3-6)的橫截面照片；圖14是一種經受了例3中所述一系列步驟的晶片(樣品1-8)的橫截面照片。
優(yōu)選實施例詳細說明按照本發(fā)明，揭示了一種用于制備絕緣體襯底硅(SOI)結構的方法，上述SOI結構具有足夠的氧析出物度陷密和/或用于本征吸除(IG)的目的的二次缺。按照本發(fā)明所述方法的一個實施例，氧注入一個單晶硅襯底片的表面下方，和然后經受一個理想的析出片熱處理過程，正如本文進一步說明的。在一個實施例中，無論是在氧注入和/或理想析出晶片處理之前還是之后，在襯底表面上淀積一個外延層。
理想析出晶片熱處理過程在硅襯底片中產生一個“樣板”，所述“樣板”確定或“印刷”氧在其中析出的方式。作為理想析出晶片熱處理過程的一部分，襯底可以額外經受一種熱退火，以使氧析出和使氧析出物穩(wěn)定，因此它們能經受住氧注入過程和/或外延淀積過程(取決于所用過程步驟的特定順序)。可供選擇地，氧析出物可以生長到一個尺寸，所述尺寸足以引起形成二次缺陷如棱柱形位錯環(huán)或纏結或堆垛層錯。照這樣，二次缺陷也可以按照空位樣板形成以用于本征吸除目的，因此即使其中形成的氧析出物稍后溶解，也能產生具有足夠本征吸除能力的SOI襯底。
用于本發(fā)明的原材料是一種單晶硅片，所述單晶硅片是從一種單晶硅錠切片得到，在一個實施例中，上述單晶硅錠是用常規(guī)的直拉法生長。這些方法，以及標準的硅切片、研磨、腐蝕、和拋光技術，在例如F.Shimura，Semiconductor Silicon Crystal Technology(半導體硅晶體工藝)，Academicpress，1989，和Silicon Chemical Etching(硅化學腐蝕)，(J.Grabmaier編著)Springer-Verlag，New York，1982中已經公開。然而，優(yōu)選的是，原料晶片包含一個基本上沒有附聚的本征點缺陷的區(qū)域，上述晶片從一種單晶硅錠得到，所述單晶硅錠是按照例如在美國專利No.6,254,672和No.5,919,302(二者包括在本文中整體作為參考文獻參考)中所述的方法生長。
就形成基本上沒有這些缺陷的單晶硅片而論，應該注意的是，本征點缺陷的類型和初始濃度似乎是當晶錠從固化溫度(亦即約1410℃)冷卻到一個高于1300℃(亦即，至少約1325℃、至少約1350℃或甚至至少約1375℃)的溫度時開始確定；也就是說，這些缺陷的類型和初始濃度受比值v/Go控制，此處v是生長速度，及Go是在這個溫度范圍內的平均軸向溫度梯度?，F在參見圖1，對不斷增加的v/Go值，在一v/Go的臨界值附近，發(fā)生從逐漸減少的自填隙為主的生長到逐漸增加的空位為主的生長的過渡，根據目前可用的信息，上述v/Go的臨界值似乎是約2.1×10-5cm2/sK，此處Go是在上述溫度范圍內軸向溫度梯度恒定不變的條件下確定。在這個臨界值處，這些本征點缺陷的濃度處于平衡狀態(tài)。然而，當v/Go值超過臨界值時，空位的濃度增加。同樣，當v/Go值降到低于臨界值時，自填隙的濃度增加。如果這些濃度在系統(tǒng)中達到臨界過飽和水平，及如果點缺陷的遷移率足夠高，則可能會發(fā)生一種反應或附聚事件。
I.晶體生長正如在別處(見比如美國專利No.6,254,672和No.5,919,302)所報道的，已經發(fā)現，其中空位或自填隙附聚而產生缺陷的反應可以得到抑制。在不受限于一特定理論的情況下，一般認為，如果在晶錠的生長和冷卻期間控制空位或自填隙的濃度，以使系統(tǒng)自由能的變化(ΔG)決不會超過這些附聚反應自然發(fā)生時的臨界值，則這些反應可以得到抑制。換句話說，可以認為，當晶錠從固化溫度冷卻時，通過防止系統(tǒng)在空位或自填隙方面變成臨界過飽和，可以避免空位和自填隙的附聚。
防止形成這些缺陷可以通過確定一空位或自填隙的初始濃度(用v/Go(r)控制，此處v/Go(r)代表隨徑向位置而變的v/Go，如下面進一步說明的)達到，上述空位或自填隙的初始濃度足夠低，以致決不會達到臨界過飽和。然而，實際上，這些濃度難以在整個晶體半徑上達到，并因此，一般，可以通過在晶體固化之后(亦即在確定如由v/Go(r)所確定的初始濃度之后)抑制初始空位濃度或初始自填隙濃度避免臨界過飽和。
由于比較大的自填隙遷移率(一般約為10-4cm2/秒)和由于較小的空位遷移率，所以能夠在比較大的距離(亦即約5cm-約10cm或10cm以上的距離)內通過自填隙徑向擴散到位于晶體表面處的凹坑(壑，sink)或擴散到位于晶體內空位為主的區(qū)域中影響自填隙和空位的抑制作用。倘若有足夠的時間用于本征點缺陷初始濃度的徑向擴散，則可以有效地用徑向擴散來抑制自填隙和空位的濃度。一般，擴散時間將取決于自填隙和空位初始濃度的徑向變化，同時徑向變化越少則所要求的擴散時間越短。
通常，平均軸向溫度梯度Go隨按照直拉法生長的單晶硅半徑的增加而增加。這意味著v/Go值通常在晶錠的半徑上不是唯一的。由于這種變化的結果，本征點缺陷的類型和初始濃度不是恒定不變。如果在圖3和4中表示為V/I邊界20的臨界值v/Go在沿著晶錠的半徑40在某點處達到，則材料將從空位為主轉換到自填隙為主。此外，晶錠包括一個自填隙為主材料的軸向對稱區(qū)域60(其中硅自填隙原子的初始濃度隨半徑增加而增加)，上述自填隙為主材料的軸向對稱區(qū)域60包圍一個空位為主材料的總體上圓柱形的區(qū)域80(其中空位的初始濃度隨半徑增加而減小)。
當含有V/I邊界的晶錠從固化溫度冷卻時，填隙原子和空位的徑向擴散由于自填隙與空位復合而造成在V/I邊界中徑向上向內移動。此外，當晶體冷卻時，將會發(fā)生自填隙徑向擴散到晶體的表面。當晶體冷卻時，晶體的表面能保持接近平衡的點缺陷濃度。點缺陷的徑向擴散往往會降低V/I邊界外部的自填隙濃度和V/I邊界內部的空位濃度。因此，如果有足夠的時間用于擴散，則每一處的空位和填隙的濃度都可以是這樣，即，使得這些相應系統(tǒng)的自由能低于發(fā)生附聚反應處的臨界值。
參見圖5，優(yōu)選的是控制晶體生長條件，以便引起形成按照直拉法生長的單晶硅錠100，上述生長條件包括生長速度v、平均軸向溫度梯度Go、及冷卻速率，上述單晶硅錠100包括一個中心軸線120、一個籽晶錐140、一個端錐160及一個在上述籽晶錐和端錐之間的恒定直徑部分180。本發(fā)明的晶片可以由其得到的晶錠恒定直徑部分具有一個圓周邊緣200和一個半徑40，所述半徑40從中心軸線120延伸到圓周邊緣200?？梢钥刂粕L條件以便導致形成(i)填隙為主的材料的基本上無缺陷軸向對稱區(qū)域60，和/或(ii)空位為主的材料的軸向對稱區(qū)域80，上述空位為主的材料的軸向對稱區(qū)域80的至少其中一部分90基本上無缺陷。當存在時，軸向對稱區(qū)域60和90可以變化的寬度，正如下面進一步詳細說明的。
生長速度v和平均軸向溫度梯度Go(如上所述)通常是這樣控制，以使v/Go的比值范圍是v/Go臨界值的約0.5-約2.5倍(亦即根據目前可用的臨界值v/Go的信息為約1×10-5cm2/sK-約5×10-5cm2/sK)。優(yōu)選的是，比值v/Go將是v/Go臨界值的約0.6-約1.5倍(亦即根據目前可用的臨界值v/Go的信息為約1.3×10-5cm2/sK-約3×10-5cm2/sK)。最優(yōu)選的是，v/Go的比值范圍將是臨界值v/Go的約0.75-約1.25倍(亦即根據目前可用的臨界值v/Go的信息為約1.6×10-5cm2/sK-約2.1×10-5cm2/sK)。在一個特別優(yōu)選的實施例中，在軸向對稱區(qū)域90內的v/Go具有一個值是在v/Go臨界值和v/Go臨界值的1.1倍之間。在另一個特別優(yōu)選的實施例中，在軸向對稱區(qū)域60內的v/Go是在v/Go臨界值的約0.75倍和v/Go臨界值之間。
為了使軸向對稱區(qū)域60或90的寬度達到最大，優(yōu)選的是晶錠在下列一段時間范圍內從固化溫度冷卻到超過約1050℃的一個溫度(i)對150mm標稱直徑的硅晶體至少約5小時，優(yōu)選的是至少約10小時，和更優(yōu)選的是至少約15小時，(ii)對200mm標稱直徑的硅晶體至少約5小時，優(yōu)選的是至少約10小時，更優(yōu)選的是至少約20小時，還更優(yōu)選的是至少約25小時，和最優(yōu)選的是至少約30小時，及(iii)對具有標稱直徑大于200mm的硅晶體至少約20小時，優(yōu)選的是至少約40小時，更優(yōu)選的是至少約60小時，和最優(yōu)選的是至少約75小時。冷卻速率的控制可以通過用該技術中的任何已知的裝置來使熱傳遞最小化，包括使用絕熱體、加熱器、輻射屏蔽、及磁場。
平均軸向溫度梯度Go的控制可以通過拉晶機的“熱區(qū)”設計，亦即石墨(或其它材料)達到，其中上述石墨(或其它材料)制成加熱器、保溫裝置、熱和輻射屏蔽等。盡管設計細節(jié)可以根據拉晶機的構造和型號改變，但一般，Go可以用該技術中目前已知的任何用于控制在熔體/固體界面處的熱傳遞的裝置來控制，上述裝置包括反射器、輻射屏蔽、排氣管、光導管、和加熱器。一般，Go的徑向變化通過將這種裝置定位在熔體/固體界面上方約一個晶體直徑之內減至最小?？梢酝ㄟ^調節(jié)裝置相對于熔體和晶體的位置進一步控制Go。這或是通過該調節(jié)裝置在熱區(qū)中的位置完成，或是通過調節(jié)熔體表面在熱區(qū)中的位置完成。此外，當應用一個加熱器(比如，一個底部加熱器，或一個設置在拉晶機生長室內坩堝下方的加熱器)時，可以進一步通過調節(jié)供應到加熱器上的電力控制Go。這些方法中的任何方法或所有方法都可以在批量生產直拉法過程中使用，在上述批量生產直拉法中，熔體的體積在該方法過程中耗盡。
對用于制備基本上無缺陷的晶片的方法的某些實施例來說，一般優(yōu)選的是平均軸向溫度梯度Go隨著晶錠直徑變化而相對固定不變。然而，應該注意，因為熱區(qū)設計中的改進可以使Go的變化減至最小，所以與保持恒定的生長速率有關的機械問題變成一個日益重要的因素。這是由于生長過程對拉晶速率的任何變化更敏感得多，而拉晶速率的任何變化又直接影響生長速率v。就過程控制而論，這意味著在整個晶錠半徑上具有不同的Go值是有利的。然而，Go值的顯著不同可能造成大濃度自填隙一般朝晶片邊緣方向增加，并因而增加了避免形成附聚的本征點缺陷的難度。
由于上述原因，Go的控制包括在使Go的徑向變化減至最小和保持有利的過程控制條件之間的一種平衡。因此，通常是在約一個直徑的晶體長度之后拉晶速率將是在約0.2mm/分-約0.8mm/分范圍內。優(yōu)選的是，拉晶速率在約0.25mm/分-約0.6mm/分范圍內，及更優(yōu)選的是在約0.3mm/分-約0.5mm/分范圍內。應該注意，拉晶速率取決于晶體直徑和拉晶機設計二者。上述范圍通常用于200mm直徑的晶體。一般，拉晶速率將隨著晶體直徑增加而降低。然而，拉晶機可以設計成能使拉晶速率超過上述那些范圍。結果，最優(yōu)選的是拉晶機設計成能使拉晶速率盡可能快而同時仍可用于形成按照本發(fā)明所述的一個或多個軸向對稱區(qū)域。
自填隙擴散的量通過在晶錠從固化溫度(約1410℃)冷卻到硅自填隙變固定供商業(yè)上實用的溫度時控制冷卻速率而進行控制。硅自填隙在接近硅的固化溫度亦即約1410℃的溫度下似乎是極易移動。然而，這種移動性隨著單晶硅錠溫度降低而降低。一般，自填隙的擴散速率慢到這樣大的程度，以至它們在低于約700℃的溫度下，并且也許在高到800℃、900℃、1000℃、或甚至1050℃的溫度下，對商業(yè)上實用時段來說基本上是固定的。
在這方面應該注意，盡管發(fā)生自填隙聚合反應的溫度在理論上可以在很寬的溫度范圍內變化，但根據實際情況，這個范圍對常規(guī)直拉生長的硅來說似乎是比較窄。這是通常在按照直拉法生長的硅中得到的初始自填隙濃度范圍比較窄的結果。因此，一般，如果真的發(fā)生自填隙附聚反應，則可能在約1100℃-約800℃范圍內的溫度下，而通常是在約1050℃溫度下發(fā)生。
因此，在自填隙似乎移動的溫度范圍內，及視熱區(qū)內的溫度而定，冷卻速率通常將是在約0.1℃/分-約3℃/分范圍內。優(yōu)選的是，冷卻速率將在約0.1℃/分-約1.5℃/分范圍內，更優(yōu)選的是約0.1℃/分-約1℃/分，還更優(yōu)選的是約0.1℃/分-約0.5℃/分。
通過在自填隙似乎移動的溫度范圍內控制晶錠的冷卻速率，自填隙可以有更多時間擴散到位于晶體表面處的凹坑中，或是擴散到空位為主的區(qū)域中，在這些地方它們可以湮沒。這些填隙的濃度因此可以得到抑制，起到防止附聚事件發(fā)生的作用。利用通過控制冷卻速率的填隙擴散性，起到放松別的方法為得到無附聚缺陷的軸向對稱區(qū)域可能需要的嚴格的v/Go要求。換一種說法，由于事實上可以控制冷卻速率以使填隙有更多時間擴散，所以可接受相對于臨界值更大范圍的v/Go值用于得到無附聚缺陷的軸向上對稱區(qū)的目的。
為了在晶體恒定直徑部分相當大的長度上達到這種冷卻速率，還必需考慮晶錠端錐的生長過程及一旦端錐生長完成對晶錠的處理。通常，在晶錠的恒定直徑部分生長完成時，將使拉晶速率增加，以便開始為形成端錐所必需的逐漸變細。然而，拉晶速率的這種增加可以造成恒定直徑部分的下段在填隙充分移動的溫度范圍內更快地冷卻，如上所述。結果，這些填隙可能沒有足夠的時間擴散到待湮滅的凹坑中；也就是說，在這個下段中的濃度可能沒有被抑制到足夠的程度，并可能產生自填隙缺陷的附聚。
為了防止這些缺陷的形成在晶錠的這個下段中發(fā)生，優(yōu)選的是晶錠的恒定直徑部分具有一個按照直拉法的均勻熱過程。均勻的熱過程可以通過不僅在恒定直徑部分生長期間，而且在晶體的端錐生長期間及可能在端錐生長之后，以相對恒定的速率從硅熔體中提拉晶錠來達到。更具體地說，優(yōu)選的是當端錐開始生長時，確定一個用于端錐的拉晶速率，上述拉晶速率保證晶錠的恒定直徑部分的保持在超過約1050℃溫度的任何分段經歷與晶錠恒定直徑部分其它分段相同的熱過程，其中上述晶錠恒定直徑部分的其它分段包含一已經冷卻到低于約1050℃的溫度的無附聚的本征點缺陷的軸向對稱區(qū)域。相對恒定的拉晶速率可以例如通過以下方法達到(i)相對于在晶體的恒定直徑部分生長期間坩堝和晶體的旋轉速率，降低在端錐生長期間坩堝和晶體的旋轉速率，和/或(ii)與在端錐生長期間常規(guī)所供應的電力相比，增加用來在端錐生長期間加熱硅熔體所供應到加熱器上的電力。這些過程變量的額外調節(jié)可以單獨進行或是結合起來進行。
如上所述，有一空位為主區(qū)域最小半徑，可以達到抑制附聚的填隙缺陷。最小半徑值取決于v/Go(r)和冷卻速率。因為拉晶機和熱區(qū)設計將會改變，所以上述v/Go(r)、拉晶速率、和冷卻速率的范圍也將會改變。同樣這些條件可以沿著生長中晶體的長度改變。還如上所述，無附聚的填隙缺陷的填隙為主區(qū)域的寬度在某些實施例中優(yōu)選的是最大。因此，理想的情況是使這個區(qū)域的寬度保持到一個數值，所述數值盡可能接近，但不超過沿著在一規(guī)定拉晶機中生長中晶體長度的晶體半徑和空位為主區(qū)域的最小半徑之間的差值。
為了使用于一規(guī)定拉晶機熱區(qū)設計的軸向對稱區(qū)域60和90的寬度達到最大，所需的晶體拉晶速率分布圖可以憑經驗確定。一般說來，這種經驗方法包括首先得到有關在一特定拉晶機中生長的晶錠的軸向溫度分布的很容易獲得的數據，及在同一拉晶機中生長的晶錠的平均軸向溫度梯度的徑向變化。結合起來用該數據拉制一個或多個單晶硅錠，然后分析這些單晶硅錠是否存在附聚的填隙缺陷。這樣，可以確定最佳拉晶速率分布。
除了在晶錠半徑范圍內由于Go增加而產生的v/Go徑向變化之外，v/Go還可以由于v改變，或是由于直拉法造成的Go自然變化而在軸向上變化。對標準直拉法，v隨著在整個生長周期中調節(jié)拉晶速率而改變，以便使晶錠保持在恒定的直徑下。拉晶速率的這些調節(jié)或改變又引起v/Go在晶錠恒定直徑部分的長度上變化。因而，在本方法中理想的情況是控制拉晶速率，以便使晶錠軸向對稱區(qū)域的寬度達到最大。然而，結果可能發(fā)生晶錠半徑的變化。為了保證最終的晶錠具有一恒定的直徑，晶錠因此優(yōu)選的是生長到一個比所希望的直徑大的直徑。然后晶錠經受在該技術中標準的加工，以便從表面除去過量的材料，因此保證得到具有恒定直徑部分的晶錠。
再參見圖5，本發(fā)明的器件層可由其得到的晶片是從一單晶硅錠100切片得到。這種晶錠可以包含一自填隙為主的材料的軸向對稱區(qū)域60，所述自填隙為主的材料的軸向對稱區(qū)域60可以另外包圍一個一般是圓柱形的空位為主的材料的區(qū)域80，上述空位為主的材料圓柱形區(qū)域80還可以包括一基本上無附聚的本征點缺陷的區(qū)域90；可供選擇地，自填隙為主的區(qū)域60可以從中心延伸到邊緣，或者空位為主的區(qū)域90可以從中心延伸到邊緣。
在另一個實施例中，軸向對稱區(qū)域90具有一個寬度，如沿著從V/I邊界20延伸到軸線120的半徑40所測得的，上述寬度至少為約15mm的寬度，并且優(yōu)選的是具有一寬度為晶錠恒定直徑部分半徑的至少約7.5％，更優(yōu)選的是至少約15％，還更優(yōu)選的是至少約25％，及最優(yōu)選的是至少約50％。在一個特別優(yōu)選的實施例中，軸向上對稱的區(qū)域90包括晶錠的軸線120，亦即，軸向對稱區(qū)域90和一般是圓柱形的區(qū)域80重合。換一種說法，晶錠100包括一個空位為主材料的一般是圓柱形區(qū)域80，所述區(qū)域至少其中一部分沒有附聚的缺陷。此外，軸向上對稱的區(qū)域90在晶錠恒定直徑部分長度的至少約20％的長度上延伸，優(yōu)選的是至少約40％的長度上，更優(yōu)選的是至少約60％的長度上，及還更優(yōu)選的是至少約80％的長度上延伸。
在還有另一個實施例中，這些晶片可以從一單晶硅錠100得到，上述單晶硅錠100包括一個軸向對稱區(qū)域60，所述軸向對稱區(qū)域60一般具有一個從圓周邊緣200徑向上向內朝中心軸線120所測得的寬度220，上述寬度220是晶錠恒定直徑部分半徑的至少約30％，而在某些實施例中是至少約40％、至少約60％、或甚至至少約80％。此外，軸向對稱區(qū)域一般在一個長度260上延伸，上述長度260是晶錠恒定直徑部分長度的至少約20％、優(yōu)選的是至少約40％，更優(yōu)選的是至少約60％、及還更優(yōu)選的是至少約80％。
應該注意，軸向對稱區(qū)域60和90的寬度沿著中心軸線120的長度可能有某種變化。因此，對一個具有規(guī)定長度的軸向對稱區(qū)域，軸向對稱區(qū)域60的寬度220通過測量從晶錠100的圓周邊緣200徑向上朝離中心軸線最遠點的距離確定。換句話說，寬度這樣測量，以便確定軸向對稱區(qū)域60規(guī)定長度內的最小距離。同樣，軸向對稱區(qū)域90的寬度通過測量從V/I邊界20徑向上朝向距中心軸線120最遠的點的距離確定。換句話說，寬度這樣測量，以便確定軸向對稱區(qū)域90規(guī)定長度內的最小距離。
通過控制生長條件，可以得到一種單晶硅片，上述單晶硅片基本上沒有附聚的空位型缺陷、附聚的填隙型缺陷或者二種類型的附聚的本征點缺陷。一般，附聚的空位型缺陷被認為是比附聚的填隙缺陷有更多的問題。因此，盡管晶片可以包括一個具有附聚的填隙型缺陷的軸向對稱區(qū)域，其中所述區(qū)域的寬度小于或等于晶片的半徑，但優(yōu)選的是晶片具有一個大部分徑向寬度基本上至少沒有附聚的空位型缺陷的軸向對稱區(qū)域。甚至更優(yōu)選的是，晶片將具有一個大部分徑向寬度的軸向對稱區(qū)域，所述軸向對稱區(qū)域基本上沒有兩種類型的附聚的本征點缺陷。用這種晶片作為用于SOI結構的原材料可產生一種具有一個包含一個大部分徑向寬度基本上沒有附聚的本征點缺陷的軸向對稱區(qū)域的器件層的結構。這種器件層是有利的，因為它消除了許多與器件層中存在這些缺陷有關的性能問題。
II.理想析出熱處理理想析出晶片熱處理法可以應用于一種單晶硅片、一種具有一析出于其上的外延層的單晶硅片、或一種包括一個介電或絕緣層的硅結構，亦即一種絕緣體襯底硅(SOI)結構。直拉生長的硅通常具有在約5×1017-約9×1017原子/cm3(ASTM標準F-123-83)范圍內的氧濃度。由于晶片的氧析出物分布變得基本上與理想析出晶片中氧濃度斷開聯系，所以起始晶片可以具有一個在直拉法可達到的范圍之內或甚至在范圍之外任意處的氧濃度。然而氧濃度可能影響一旦形成的氧析出物的生長或溶解；也就是說，增加氧填隙原子的濃度促進氧析出物的生長和減少這些析出物的溶解。因此，盡管氧濃度可以在上述范圍之內或之外的任意處，但在不脫離本發(fā)明范圍的情況下，優(yōu)選的是起始晶片具有氧濃度至少約為6×1017原子/cm3，更優(yōu)選的是至少約為7×1017原子/cm3和甚至高達約8×1017原子/cm3或更高(ASTM標準F-121-83)。
根據單晶硅錠從硅的熔點(約1410℃)經過范圍約750℃到約350℃的冷卻速率，氧析出物成核中心可以在晶片由其切片得到的單晶硅錠中形成。在原材料中是否存在這些成核中心對所提供的本發(fā)明來說不是關鍵，然而，這些中心能通過在不超過約1300℃的溫度下熱處理硅而溶解。某些熱處理，如在約800℃溫度下將硅退火約4小時，可以使這些中心穩(wěn)定，以致它們在不超過約1150℃的溫度下不能溶解，如下面更詳細說明的。氧析出物的檢測限目前約為5×106析出物/cm3。氧析出成核中心的存在(或密度)不能用目前可用的技術直接測定。然而，可以用各種技術來間接檢測它們的存在。如上所述，通過使硅經受氧析出熱處理可以穩(wěn)定硅中預先存在的氧析出物成核中心，并且可以使析出物在這些地點處生長。因此，在氧析出熱處理之后，比如，將晶片在800℃溫度下退火4小時和然后在1000℃溫度下退火16小時，可以間接測定這些成核中心的存在。
置換碳當在單晶硅中作為一種雜質存在時具有催化形成氧析出物成核中心的能力。由于這個原因和其它的原因，因此，優(yōu)選的是單晶硅原材料具有低濃度的碳。也就是說，單晶硅具有的碳濃度應低于約5×1016原子/cm3，優(yōu)選的是低于1×1016原子/cm3，而更優(yōu)選的是低于5×1015原子/cm3。
現在參見圖6，一種用于理想析出晶片的原材料，或者一種從理想析出法得到的晶片，一種單晶硅片1具有一個前表面3、一個后表面5、及一個在前表面和后表面之間的虛中心平面7。在本文中術語“前”和“后”用于區(qū)分晶片兩個主要的一般是平面的表面；晶片的前表面，如本文中所用的那個術語，不一定是電子器件隨后將在其上制造的表面，晶片的后表面，如本文中所用的那個術語，也不一定是與電子器件在其上制造的表面相對的晶片主要表面。此外，由于硅片通常具有某種總厚度變化(TTV)、翹曲或彎曲，所以在前表面上的每個點和后表面上的每個點之間的中點可能不是精確地落在一個平面內；然而，根據實際情況，TTV、翹曲和彎曲通常都是如此之輕微，以致可以近似地說中點落在一個在前表面和后表面之間近似等距離的虛中心平面內。應該注意，原材料也可以是一種外延片(亦即，一個硅片1，其中一個外延層淀積在前表面3或是后表面5上)或者SOI結構，其中一個絕緣或介電層已淀積在前表面3和中心平面4之間，或是淀積在后表面5和中心平面4之間。
在理想析出法的第一實施例中，晶片1是在步驟S1中于含氧氣氛內進行熱處理，以便生長一個覆蓋晶片1的表面氧化物層9。一般，上述氧化物層將具有一個大于在硅上形成的原有氧化物層的厚度(約15)；優(yōu)選的是氧化物層具有至少約為20的厚度，而在某些實施例中，具有厚度為至少約25?；蛏踔林辽偌s30。然而，迄今為止所得到的實驗證據指出，具有厚度大于約30的氧化物層盡管不影響所希望的效果，但很少或沒有提供另外的好處。
在步驟S2中，晶片經受一個熱處理步驟，其中將晶片加熱到一個高溫，以便形成并因此增加晶片1中晶格空位13的數量密度。優(yōu)選的是，這個熱處理步驟是在一快速熱退火爐中進行，在上述快速退火爐中晶片快速加熱到一個目標溫度，并在該溫度下退火一比較短的時間。一般，晶片經受一個超過1150℃，優(yōu)選的是至少1175℃，更優(yōu)選的是至少約1200℃，和最優(yōu)選的是在約1200℃和1275℃之間的溫度。
在一個實施例中，快速熱退火步驟是在一種氮化氣氛存在時進行；也就是說，一種含氮(N2)氣體或一種含氮化合物氣體如氨的氣氛，所述氣氛能使暴露的硅表面氮化。因此，氣氛可以另外包括一種非氮化的氣體如氬氣。整個晶片中空位濃度的增加如果不是立即也幾乎是在達到退火溫度時達到。晶片一般在這個溫度下保持至少1秒鐘，通常是保持至少數秒鐘(比如至少3秒鐘)，優(yōu)選的是保持數十秒鐘(比如，20、30、40或50秒鐘)，并且根據所希望的晶片特性，可以保持高達約60秒鐘(這已接近市售快速熱退火爐的極限)。最終的晶片將在晶片中具有比較均勻的空位濃度(數量密度)分布。
根據迄今為止所得到的實驗證據，在其中進行快速熱退火步驟的氣氛僅僅有比較小的氧、水蒸汽及其它氧化性氣體的分壓；也就是說，氣氛完全沒有氧化性氣體或者這些氣體的分壓不足以注入足夠量的抑制形成空位濃度的硅自填隙原子。盡管氧化性氣體濃度的下限沒有精確測定，但現已證實，對0.01大氣壓(atm.)或每百萬分之10000原子(ppma)的氧分壓，未觀察到空位濃度增加或影響。因此，優(yōu)選的是氣氛具有氧和其它氧化性氣體的分壓為小于0.01atm.(10,000ppma)；更優(yōu)選的是氣氛中這些氣體的分壓不大于約0.005atm.(5,000ppma)，更優(yōu)選的是不大于約0.002atm.(2,000ppma)，而最優(yōu)選的是不大于約0.001atm.(1,000ppma)。
除了引起形成晶格空位之外，快速熱退火步驟還引起在硅原材料中存在的任何不穩(wěn)定的氧析出物成核中心的溶解。這些成核中心可以例如在晶片由其切片得到的單晶硅錠生長過程中形成，或是由于在上述晶片或晶片由其切片得到的晶錠的前面的熱過程中某種另外事件而形成。因此，倘若這些中心能在快速熱退火步驟中溶解，則原材料中是否存在這些成核中心不是關鍵。
快速熱退火可以在許多市售快速熱退火(“RTA”)爐的任一種中進行，在上述RTA爐中晶片用成排的大功率燈單獨加熱。RTA爐能快速加熱硅片，比如，它們能在幾秒鐘內將晶片從室溫加熱到1200℃。一種這樣的市售RTA爐是購自AG Associates(Mountain View，CA)的610型爐。
在擴散速率與溫度有關的情況下，本征點缺陷(空位和硅自填隙)能穿過單晶硅擴散。因此，本征點缺陷的濃度分布隨本征點缺陷的擴散率而變，而復合率隨溫度而變。例如，本征點缺陷在晶片于快速熱退火步驟中退火的溫度附近的溫度下比較活動，而在和700℃一樣多的溫度下任何商業(yè)上實用的時間段里它們基本上是固定的。迄今為止所得到的實驗證據指出，在低于約700℃并且也許高達800℃、900℃、或甚至1000℃的溫度下，空位的有效擴散率顯著緩慢，可以認為對任何商業(yè)上實用的時段空位都是固定的。
在完成步驟S2時，晶片在步驟S3中快速冷卻經過一個溫度范圍，在上述范圍的溫度下，晶格空位在單晶硅中比較活動。當晶片的溫度降低經過這個溫度范圍時，空位擴散到氧化物層9中并變得湮沒，因此導致空位濃度分布的變化，其中變化的程度取決于晶片保持在這個范圍內一溫度下的時間長度。如果晶片在這個范圍內的這個溫度下保持無限長時間，則空位濃度在整個晶片體部11上再次變成基本上是均勻的，同時濃度是一個平衡值，所述平衡值大大低于剛完成熱處理步驟時的晶格空位濃度。然而，通過快速冷卻晶片，可以得到晶格空位的非均勻分布，其中最大空位濃度是在中心平面7處或其附近，并且空位濃度朝該晶片的前表面3和后表面5的方向降低。一般，在這個溫度范圍內的平均冷卻速率是每秒至少約5℃，而優(yōu)選的是每秒至少約20℃。根據所希望的無析出物區(qū)的深度，平均冷卻速率優(yōu)選的是每秒至少約50℃，還更優(yōu)選的是每秒至少約100℃，同時對某些應用來說目前優(yōu)選的是冷卻速率在每秒約100℃-約200℃的范圍內。一旦晶片冷卻到一個在晶格空位于單晶硅中比較活動的溫度范圍之外的溫度，則冷卻速率對晶片的析出特性就沒有顯著影響，因此它嚴格地說不是關鍵。方便地，冷卻步驟可以在與進行加熱步驟的相同氣氛中進行。
在步驟S4，晶片經受氧析出熱處理。例如，晶片可以在800℃的溫度下退火4小時，和然后在1000℃的溫度下退火16小時。可供選擇地和優(yōu)選的是，將晶片裝入一個在約800℃溫度下的爐中作為一電子器件制造工藝的第一步。當裝入在這個溫度下的爐子中時，前面快速熱退火的晶片將具有氧析出表現不同的分開區(qū)。在高空位區(qū)域(晶片體部)中，當晶片進入爐中時氧迅速叢聚(cluster)。在達到加載溫度時，叢聚過程完成并達到一種簇狀物分布，所述簇狀物分布只取決于空位的初始濃度。在低空位區(qū)域(接近晶片表面)中，晶片顯示出象一個缺少預先存在的氧析出物成核中心的正常晶片；也就是說，未觀察到氧叢聚。當溫度增加到高于800℃時或者如果溫度保持恒定不變，則在富空位區(qū)中的簇狀物生長到析出物中并因此消耗掉，而在貧空位區(qū)中沒有什么情況發(fā)生。通過將晶片分成不同空位濃度區(qū)，有效地產生一個樣板，通過上述樣板寫入晶片裝入爐子中時刻固定的氧析出物圖形。
如圖6中所示，晶片中氧析出物的最終深度分布的特征在于無氧析出物的材料的凈化區(qū)(潔凈區(qū)(denuded zone))15和15′分別從前表面3和后表面5延伸到一個深度t，t′。在無氧析出物區(qū)域15和15′之間，有一個含有基本上均勻的氧析出物密度的區(qū)域17。
在區(qū)域17中氧析出物的濃度主要是隨加熱步驟而變，和其次是隨冷卻速率而變。一般，氧析出物濃度隨著在加熱步驟中增加溫度和增加退火時間而增加，同時按常規(guī)得到析出物密度是在約1×107-約/5×1010析出物/cm3范圍內。
無氧析出物材料(潔凈區(qū))15和15′的分別距前表面和后表面的深度t，t′主要是隨經過晶格空位在硅中比較活動的溫度范圍時的冷卻速率而變。一般，深度t，t′隨著增加冷卻速率而增加，同時無氧析出物區(qū)的深度可達到至少約10、20、30、40、50、70或甚至100微米。重要的是，無析出物區(qū)的深度基本上與電子器件制造工藝的詳細情況無關，和除此之外，不取決于象常規(guī)實際操作那樣的氧向外擴散。
盡管在本發(fā)明的這個方法中所應用的快速熱處理可以造成少量氧從晶片的前表面和后表面向外擴散，但向外擴散的量大大少于在用于形成無析出物區(qū)的常規(guī)法中所觀察到的量。結果，本發(fā)明的理想析出晶片具有基本上是均勻的隨距硅表面距離不同而變的填隙氧濃度。例如，在氧析出熱處理之前，從晶片中心到硅表面約15微米之內的晶片區(qū)域，更優(yōu)選的是從硅中心到硅表面約10微米之內的晶片區(qū)域，甚至更優(yōu)選的是從硅中心到硅表面約5微米之內的晶片區(qū)域，及最優(yōu)選的是從硅中心到硅表面約3微米之內的晶片區(qū)域，晶片都具有基本上均勻的填隙氧濃度。在本文中，基本上均勻的氧濃度將意味著氧濃度的變化不多于約50％，優(yōu)選的是不多于約20％，而最優(yōu)選的是不多于約10％。
通常，氧析出熱處理不造成大量氧從經過熱處理的晶片向外擴散。結果，在距晶片表面大于幾微米距離處的無析出物區(qū)中填隙氧的濃度不由于析出熱處理的結果而顯著變化。例如，如果晶片的無析出物區(qū)由硅的表面和一個從前表面朝中心平面方向測得的距離D1(該距離至少約為10微米)之間的晶片區(qū)域組成，則在距硅表面等于D1一半的一個距離處的無析出物區(qū)內一個位置處的氧濃度，通常是無析出物區(qū)中任何地方填隙氧濃度最高濃度的至少約75％。對某些氧析出熱處理，在這個位置處的填隙氧濃度甚至更大，亦即是無析出物區(qū)中任何地方最高氧濃度的至少85％、90％或甚至95％。
在理想析出晶片法的第二實施例中，用一種非氮化的氣氛代替在第一實施例的加熱(快速熱退火)和冷卻步驟中所用的氮化氣氛。合適的非氮化氣氛包括氬、氦、氖、二氧化碳、及其它這類非氧化性、非氮化性元素和化合物氣體，或這些氣體的混合物。非氮化氣氛象氮化氣氛一樣，可以包含比較小量的氧分壓，亦即分壓低于0.01atm.(10,000ppma)，更優(yōu)選的是低于0.005atm.(5,000ppma)，更優(yōu)選的是低于0.002atm.(2,000ppma)，而最優(yōu)選的是低于0.001atm.(1,000ppma)。
在理想的析出晶片法的第三實施例中，步驟S1(熱氧化步驟)省去，并且原始晶片僅僅有一原有氧化物層。然而，當這種晶片在氮氣氛中退火時，效果與具有厚度大于原有氧化物層的氧化物層(“加強的氧化物層”)的晶片在氮中退火時所觀察到的不同。當含有加強的氧化物層的晶片在氮氣氛中退火時，在接近，如果不是剛好，達到退火溫度時，在整個晶片上得到空位濃度基本上均勻的增加；而且，空位濃度不顯示出在一規(guī)定的退火溫度下隨退火時間變化而顯著增加。然而，如果晶片有一原有氧化物層及如果晶片的前表面和后表面在氮中退火，則最終的晶片將具有一個空位濃度(數量密度)分布，所述空位濃度(數量密度)分布對于晶片的橫斷面一般是“U型”；也就是說，最大濃度將在前表面和后表面幾微米處或幾微米之內出現，而比較恒定和較小濃度在整個晶片體部中出現，同時在晶片體部中的最小濃度起初是近似等于在具有加強的氧化物層的晶片中所得到的濃度。而且，退火時間增加將導致僅有一原有氧化物層的晶片中空位濃度增加。通過在形成“U型”空位分布后控制晶片的冷卻速率，可以降低在接近表面的區(qū)域中的空位濃度，在經過冷卻的晶片中產生一個“M型”濃度分布；也就是說，在表面層中的濃度是這樣，即空位的最大濃度在前表面和中心表面之間及中心平面和后表面之間的區(qū)域中出現，同時濃度一般在各最高濃度到中心平面處或其附近的局部最小濃度之間逐漸降低，及一般從最高濃度到前表面和后表面逐漸降低。
實驗證據還表明，僅僅有原有氧化物層的晶片和具有加強的氧化物層的晶片在性能上的差異，可以通過在氣氛中包括分子氧或另一種氧化性氣體加以避免。換一種說法，當僅有一原有氧化物的晶片在含較小氧分壓的氮氣氛中退火時，晶片顯出與具有加強的氧化物層的晶片相同的性能。在不限于任何理論的情況下，似乎是厚度大于原有氧化物層的表面氧化物層起一種禁止硅氮化作用的屏蔽作用。因此這個氧化物層可以在原始晶片上存在或是通過在退火步驟期間生長加強的氧化物層就地形成。
因此，如果希望最高濃度是在中心平面處或附近，及晶片在其表面上僅僅有一原有氧化物層，則在快速熱退火步驟期間的氣氛優(yōu)選的是含有至少約為0.0001atm.(100ppma)的分壓，更優(yōu)選的是至少約為0.0002atm.(200ppma)的分壓。然而，由于上述原因，氧分壓優(yōu)選的是不超過0.01atm.(10,000ppma)，而更優(yōu)選的是低于約0.005atm.(5,000ppma)，還更優(yōu)選的是低于0.002atm.(2,000ppma)，及最優(yōu)選的是低于0.001atm.(1,000ppma)。
在本發(fā)明的另一些實施例中，晶片的前表面和后表面可以暴露于不同的氣氛之下，上述氣氛每一種都可以包括一種或多種氮化或非氮化的氣體。例如，當前表面暴露于一種非氮化的氣氛之下時，晶片的后表面可以暴露于一種氮化的氣氛之下?？晒┻x擇地，多個晶片(比如2，3或更多晶片)當成面對面安排堆垛時可以同時退火；當用這種方式退火時，面對面接觸的各表面在退火期間機械地受保護而不受氣氛的影響?？晒┻x擇地，并視快速熱退火步驟期間所用的氣氛和所希望的晶片氧析出分布而定，氧化物層可以只在希望無析出物區(qū)的晶片一側，比如晶片的前表面3(見圖1)上形成。
用于理想析出晶片法的原材料可以是一種經過拋光的硅片，或者可供選擇地，是一種已經過研磨和腐蝕但未經過拋光的硅片。此外，晶片可以具有空位或自填隙點缺陷作為主要的本征點缺陷。例如，晶片可以是從中心到邊緣空位為主、從中心到邊緣自填隙為主、或者它可以包含一個被一自填隙為主的材料的軸向上對稱的環(huán)包圍的空位為主的材料中央芯。
單晶硅中晶格空位的測量可以用鉑擴散分析進行。一般，鉑是淀積在樣品上并在一個水平表面中擴散，同時擴散時間和溫度優(yōu)選的是這樣選定，以使Frank-Turnbull機制支配鉑擴散，但上述鉑擴散足夠通過鉑原子達到空位綴飾(decoration)的穩(wěn)態(tài)。對具有本發(fā)明典型的空位濃度的晶片，可以用一20分鐘的擴散時間和730℃的溫度，盡管更準確的跟蹤似乎在一更低的溫度，比如約680℃下可以達到。此外，為了使硅化過程的可能影響減至最小，鉑淀積法優(yōu)選的是產生一個少于一個單層的表面濃度。鉑擴散技術在別的地方已有介紹，例如，Jacob等，.J.Appl.Phys.，vol.82，p.182(1997)；Zimmermann和Ryssel，“在非平衡狀態(tài)下硅中鉑擴散模型”，J.Electrochemical Society，vol.139，p.256(1992)；Zimmermann，Goesele，Seilenthal和Eichiner，“硅中空位濃度晶片變換(映射，mapping)”，Journalof Crystal Growth，vol.129，p.582(1993)；Zimmermann和Falster，“在早期階段直拉硅中氧析出物成核作用研究”，Appl.Phys.Lett，vol.60，p.3250(1992)；及Zimmermann和Ryssel.Appl.Phys.A，vol.55，p.121(1992)。
III.氧析出物的成核和穩(wěn)定作用一般，理想析出熱處理可以在外延淀積和/或離子注入步驟之前或之后進行。重要的是，外延淀積和/或離子注入(尤其是離子注入熱退火)能影響理想析出熱處理過程中所形成的空位分布。因此，優(yōu)選的是氧析出物按照在理想析出晶片法之后，及在隨后的外延淀積和/或離子注入尤其是離子注入熱退火步驟之前的空位分布生長和穩(wěn)定，以便它們經受住外延淀積或離子注入過程。
氧析出物可以通過使晶片經受氧析出和穩(wěn)定熱處理生長和穩(wěn)定，其中將晶片加熱到一個溫度和加熱一段時間，所述溫度和時間足夠氧填隙原子擴散、在空位部位處附聚和生長、以便形成足夠尺寸的氧析出物來經受住外延淀積過程。一般發(fā)現，在800℃溫度下熱處理2-4小時，足夠讓氧原子擴散并在空位處結合，以便形成在1150℃的外延過程溫度下是穩(wěn)定的氧析出物核。穩(wěn)定作用的持續(xù)時間可以增加或減少，以便這樣生長氧析出物，使它們能經受更高溫度的退火步驟如離子注入退火。
用于析出氧和使析出物生長到一個足夠經受外延淀積或離子注入退火的臨界尺寸的過程大部分受氧填隙原子的擴散速率限制。在一個簡單的限制擴散的生長模型中，在一個溫度T下熱處理一段時間t后的析出物半徑R由下式給出R＝[Wox×(Ci-Ci*)×D(T)×t]1/2(1)式中Ci是初始填隙氧濃度；Ci*是在溫度T下的平衡填隙氧濃度；Wox是一個SiO2分子的體積；D(T)是在溫度T下填隙氧在Si中的擴散率；及t是在溫度T下的熱處理時間。(半導體和半金屬，Vol.42，硅中氧，編著，F.Shimura，Academic Press，1994，p.367)。因此，對一規(guī)定的填隙氧濃度，析出物半徑與擴散長度Ldiff成正比，上述擴散長度Ldiff由下式給出Ldiff＝(D(T)×t)1/2(2)式中D(T)和t如上所述。填隙氧的擴散率D(T)用下面方程式計算D(T)＝(7.8×108mm2/min)(e-29，333/T) (3)式中T是熱處理溫度(開氏溫度)和D(T)具有單位為mm2/min。
為了經受住高溫外延淀積過程，氧析出物半徑R必須大于一臨界半徑RC。因此，為形成和穩(wěn)定氧析出物所需要的臨界擴散長度LC可以這樣確定，以致對一規(guī)定的熱處理溫度來說，可以計算為使氧填隙原子能擴散和結合以便形成氧析出物和生長到一個足夠經受住該外延過程的尺寸所需的時間周期；也就是說，臨界擴散長度可以由下式確定LC＝(D(T)×tmin)1/2＝RC/[Wox×(Ci-Ci*)]1/2(4)式中LC是臨界擴散長度，單位為微米；D(T)是填隙氧擴散率，單位為mm2/min；及tmin是生長和穩(wěn)定氧析出物所需的最少熱處理時間，單位為分鐘。因此，根據式(1)-(4)，對一規(guī)定的熱處理溫度，為生長和穩(wěn)定氧析出物所需的最少時間tmin，可以作為熱處理溫度和臨界擴散長度的函數，按下面方程計算tmin＝LC2/[(7.8×108)mm2/min(e-29，333/T)] (5)初步的實驗數據提出，為生長和穩(wěn)定氧析出物以使它們經受住外延過程所需的臨界擴散長度為約0.5mm；也就是說，經受約800℃溫度熱處理約4小時的理想析出的晶片含有一氧析出物濃度，所述濃度具有對應于空位分布的濃度分布，因此析出物能經受住外延淀積過程。在加熱到約800℃保溫約4小時的晶片中氧填隙原子的擴散長度為約0.5mm，如上面方程(2)和(3)所確定的。因此，一個理想析出晶片保持在一特定熱處理溫度下的優(yōu)選時間周期可以由方程式(5)確定，同時假定臨界擴散長度為至少約0.5mm。因此，當用約750℃的熱處理溫度時，晶片優(yōu)選的是在該溫度下保持約5小時；當用約800℃的熱處理溫度時，晶片優(yōu)選的是在該溫度下保持約4小時；當用約850℃的熱處理溫度時，晶片優(yōu)選的是在該溫度下保持約1小時；當用至少約900℃的熱處理溫度時，晶片優(yōu)選的是在該溫度下保持約0.2小時。
盡管晶片的溫度增加速率對本發(fā)明來說不是關鍵，但在高于約825℃的溫度下，加熱速率必須放慢，以便在溫度變高而足夠使空位分布能擴散掉之前，可以足夠使氧原子能擴散到和附聚在空位部位上。因此，優(yōu)選的是高于約800℃下，晶片的溫度以約5℃/min-約30℃/min的速率增加。包括從750℃上升到所希望的熱處理溫度和相應的下降到750℃的熱處理過程的總擴散長度，可以通過用方程(2)和(3)計算熱處理過程每個部分的近似擴散長度，及用數值計算法或級數展開法對熱處理升降部分的溫度積分方程(2)和(3)確定。然后可以對各個熱處理部分的擴散長度求積分相加，以便得到總擴散長度。例如，在本發(fā)明的一個實施例中，將理想析出晶片溫度從約750℃以約10℃/min的速率加熱到約850℃，在850℃下保溫約1.1小時，并以約10℃/min的速率降到750℃。如表I所示，總累積擴散長度為約0.512μm。在另一個實施例中，理想析出晶片溫度從約750℃以約10℃/min的速率增加到約900℃，在900℃下保溫約0.25小時，并以約10℃/min的速率降到750℃。如表II所示，總累積擴散長度為0.508μm。類似地，用方程(1)和(2)可以這樣選定升降速率、熱處理溫度、及保溫時間的各種組合，使最終總擴散長度為至少約0.5μm，以便提供足夠的時間來按照空位分布析出氧、及使氧析出物穩(wěn)定。
應該注意，離子注入退火過程通常要求將晶片加熱到約1100℃-約1400℃之間的一個溫度，保溫時間范圍為約0.1小時至約12小時。為經受住離子注入，氧析出物可能需要生長得比通常為經受住一外延淀積所要求的要大得多；也就是說，氧析出物優(yōu)選的是這樣生長，以使得析出物的平均截面面積為至少約40nm，更優(yōu)選的是至少約50nm，及甚至至少約60nm或更大。
生長和穩(wěn)定氧析出物以使它們在較高溫度下經受住離子注入退火所需要的臨界擴散長度可以用實驗方法確定；也就是說，理想析出晶片可以經受改變的穩(wěn)定作用條件(亦即熱處理溫度和持續(xù)時間)、經受一離子注入退火、并進行分析測定最終氧析出物濃度，以便確定析出物是否能經受住離子注入退火。然后可以將一個加熱到經受住離子注入退火所需要的穩(wěn)定條件的晶片中氧填隙原子的擴散長度代入上述方程(2)和(3)中，以便確定臨界擴散長度。
優(yōu)選的是，氧析出物生長到一種足夠引起形成二次缺陷如棱柱形位錯環(huán)或纏結或堆垛層錯的尺寸。有利的是，其中氧析出物已經生長到一種足夠產生二次缺陷的尺寸的晶片，即使氧析出物隨后溶解，也保持它們的本征吸除能力；也就是說，二次缺陷起與氧析出物無關的本征吸除部位的作用。因此，如果具有二次缺陷的晶片經受熱處理，以致全部現有的氧析出物都溶解，則晶片將仍有本征吸除能力。
一般，這些二次缺陷可以通過將晶片加熱到至少約800℃、優(yōu)選的是至少約900℃，和更優(yōu)選的是至少約1000℃或更高的溫度下形成，并在該熱處理溫度下保溫至少約2小時，更優(yōu)選的是至少約4小時，至少約8小時或甚至長達約16小時或更長一段時間，同時熱處理的持續(xù)時間對較低的熱處理溫度通常是增加，而對較高的熱處理溫度則減少。二次缺陷如棱柱形位錯環(huán)或纏結或堆垛層錯的存在可以用標準的缺陷檢測方法例如透射電子顯微鏡法(TEM)測定。
最后，如上所述，初始氧濃度影響氧析出物的生長速率，以致具有較高初始氧濃度的晶片往往會形成較大的氧析出物。因此，在其中希望特別大氧濃度的應用中，初始氧濃度優(yōu)選的是為至少約6×107原子/cm3，更優(yōu)選的是至少約7×1017原子/cm3，和甚至高達約8×1017原子/cm3或更高(ASTM標準F-121-83)。
表I

表II


IV.外延淀積外延層可以淀積到整個晶片上，或者可供選擇地，淀積到晶片的其中一部分上。再參見圖6，外延層優(yōu)選的是淀積在晶片1的前表面3上。在一個特別優(yōu)選的實施例中，它淀積在晶片的整個前表面3上。是否優(yōu)選地具有淀積到晶片其它部分上的外延層將取決于晶片的預定用途。對大多數應用來說，在晶片的任何其它部分上是否存在外延層不是關鍵。
從用直拉法制備的晶錠切片所得到的單晶硅片在其表面上常常有COPs。然而，供集成電路制造所用的晶片一般要求具有一基本上沒有COPs的表面。具有基本上無COP表面的晶片可以通過將一個外延硅層淀積到晶片表面上制備。這種外延層填滿COPs并最終產生一個光滑的晶片表面。這已是最近科學研究的課題。(見比如，Schmolke等，The Electrochem.Soc.Proc.，vol.PV98-1，p.855(1998)；及Hirofumi等，Jpn.J.Appl.Phys.，vol.36，p.2565(1997)；上述二者都包括在本文中作為參考文獻)。申請人按照本發(fā)明揭示，晶片表面上的COPs可以通過用一厚度至少為約0.1μm的外延硅層消除。優(yōu)選的是，該外延層具有厚度為至少約0.1μm和少于約2μm。更優(yōu)選的是，該外延層具有一厚度為約0.25-約1μm，而最優(yōu)選的是約0.65-約1μm。
應該注意，如果外延層除了用來消除COPs之外還用來賦予晶片表面電氣性能，則該外延層的優(yōu)選厚度可以改變。例如，用外延層可以達到精確控制晶片表面附近的摻雜劑濃度分布。在外延層用于除了消除COPs之外一種目的的地方，這種目的可要求外延層厚度大于用來消除COPs的優(yōu)選厚度。在這種情況下，采用優(yōu)選地達到另外所希望效果的最小厚度。將一較厚層淀積到晶片上一般是商業(yè)上很少希望的，因為形成較厚的層要求更多的淀積時間和更經常清潔反應容器。
如果晶片在其表面上有氧化硅層(比如，一種原有氧化硅層或一種作為理想上析出晶片過程其中一部分淀積的氧化物層，上述原有氧化硅層是當晶片在室溫下暴露于空氣中時在硅表面上形成，并一般具有厚度為約10-約15)，則氧化硅層優(yōu)選的是在外延層淀積到表面上之前從晶片的表面除去。如本文所用的，詞組“氧化硅層”涉及一層化學鍵結到氧原子上的硅原子。通常，這種氧化硅層包含每個硅原子約2個氧原子。
在本發(fā)明的一個優(yōu)選實施例中，除去氧化硅層優(yōu)選的是通過在基本上沒有氧化劑的氣氛(最優(yōu)選的是，氣氛無氧化劑)中加熱晶片的表面，直至氧化硅層從表面除去。在一特別優(yōu)選的實施例中，晶片的表面加熱到至少約為1100℃的溫度，而更優(yōu)選的是加熱到至少約為1150℃的溫度。這種加熱優(yōu)選的是在晶片表面暴露于一種包含一種惰性氣體(比如，He、Ne或Ar)、H2、HF、HCl氣體、或它們的一種組合的氣氛中進行。更優(yōu)選地，該氣氛包括HF氣體、HCl氣體、H2或它們的一種組合；含有一種惰性氣體的氣氛往往會造成在晶片表面中形成凹坑。最優(yōu)選的是，氣氛主要由H2組成。應該注意，盡管可以用含N2的氣氛，但這種氣氛很少作為優(yōu)選氣氛，因為它們往往會在表面上形成氮化物，而上述氮化物影響隨后在表面上的外延淀積。
傳統(tǒng)上，通過在H2存在下加熱晶片除去氧化硅層的外延淀積方案要求將晶片加熱到一個較高的溫度(比如約1000-約1250℃)，和然后在該溫度下焙燒一段時間(亦即通常的約10-約90秒鐘)。然而，按照本發(fā)明發(fā)現，如果晶片的表面在一種含H2的氣氛中加熱到約1100℃(而更優(yōu)選的是，約1150℃)，則在沒有隨后焙燒步驟情況下也可將氧化硅層除去，因而使焙燒步驟不必要。消除焙燒步驟縮短了制備晶片所需要的時間，并因此在商業(yè)上是所希望的。
在本發(fā)明的一個優(yōu)選實施例中，將晶片表面加熱以除去氧化硅層，和然后將表面暴露于含硅的氣氛下，以便將外延層淀積到表面上。更優(yōu)選的是，在氧化硅層除去之后將表面暴露于含硅氣氛下少于30秒，更優(yōu)選的是在氧化硅層除去之后暴露于含硅氣氛之下在約20秒之內，而最優(yōu)選的是在氧化硅層除去之后暴露于含硅氣氛之下在約10秒之內。在一個特別優(yōu)選的實施例中，將晶片表面加熱到至少約1100℃(更優(yōu)選的是，至少約1150℃)的溫度，和在晶片表面達到該溫度之后，然后暴露于含硅氣氛之下少于30秒。更優(yōu)選的是，在晶片表面達到該溫度之后，表面暴露于含硅氣氛之下在20秒之內，而最優(yōu)選的是在晶片表面達到該溫度之后，表面暴露于含硅氣氛之下少于10秒之內。在除去氧化硅層之后等待約10秒鐘開始硅淀積可使晶片的溫度穩(wěn)定并變均勻。
在除去氧化硅層期間，晶片優(yōu)選的是以不引起滑移的速率加熱。更具體地說，如果晶片加熱太快，則將產生一個熱梯度，所述熱梯度將形成一個內應力，該內應力足以使晶片內的各平面彼此相對移動(亦即滑移)?，F已發(fā)現，輕微摻雜的晶片(比如，一種摻硼并具有電阻率約為約1-約10Ω-cm的晶片)對滑移特別敏感。為了避免這個問題，晶片優(yōu)選的是從室溫以平均速率為約20-約35℃/秒加熱到氧化硅的除去溫度。
外延淀積優(yōu)選的是用化學氣相淀積法進行。一般說來，化學氣相淀積包括將晶片表面在外延淀積反應器比如EPI CENTURA反應器(AppliedMaterial，Santa Clara，CA)中暴露于含硅的氣氛之下。在本發(fā)明的一個優(yōu)選實施例中，晶片的表面暴露于含硅的揮發(fā)性氣體(比如，SiCl4、SiHCl3、SiH2Cl2、SiH3Cl、或SiH4)氣氛之下。該氣氛還優(yōu)選的是含有一種載體氣體(最優(yōu)選的是H2)。在一個實施例中，外延淀積期間的硅源是SiH2Cl2或SiH4。如果用SiH2Cl2，則在淀積期間的反應器壓力優(yōu)選的是約500-約760托。另一方面，如果用SiH4，則反應器壓力優(yōu)選的是約160托。最優(yōu)選的是，在淀積期間的硅源是SiHCl3。這種SiHCl3往往比其它硅源便宜得多。此外，用SiHCl3外延淀積可以在大氣壓下進行。這是有利的，因為不需要真空泵，并且反應室不必象防止破裂那樣堅固。而且，存在更少的安全危險，并且空氣漏入反應室中的機會也變小。
在外延淀積期間，晶片表面的溫度優(yōu)選的是保持在足夠防止含硅氣氛將多晶硅淀積到表面上的溫度下。一般，在這段時間里表面的溫度優(yōu)選的是至少約900℃。更優(yōu)選的是，表面的溫度保持在約1050-約1150℃下。最優(yōu)選的是，表面的溫度保持在氧化硅的除去溫度下。
當淀積是在大氣壓下進行時，外延淀積的生長速率優(yōu)選的是約3.5-約4.0μm/min。這可以例如通過用一種主要由約2.5mole％SiHCl3和約97.5mole％H2組成的氣氛在約1150℃的溫度下達到。
如果晶片的預定用途要求外延層包括一種摻雜劑，則含硅的氣氛也優(yōu)選的是包含該摻雜劑。例如，經常優(yōu)選的是外延層含有硼。這一層可以通過例如在淀積期間氣氛中包括B2H6來制備。為得到所希望性能(比如，電阻率)所需的氣氛中B2H6摩爾分數將取決于幾個因素，如在外延淀積期間硼從特定襯底向外擴散的量，在反應器和襯底中作為污染物存在的ρ型摻雜劑和N型摻雜劑的量、及反應器的壓力和溫度等。申請人成功地用一種氣氛在約1125℃的溫度和約1atm.的壓力下得到一種具有電阻率為約10Ω-cm的外延層，上述氣氛含約0.03ppm B2H6(亦即，每1,000,000摩爾的總氣體中含約0.03摩爾B2H6)。
一旦形成具有所希望厚度的外延層，則優(yōu)選的是用一種惰性氣體、H2、或它們的一種組合，而更優(yōu)選的是只用H2從反應室中清除含硅的氣氛。往后，晶片優(yōu)選的是冷卻至一個不高于約700℃的溫度，和然后從外延淀積反應器中取出。
常規(guī)的外延淀積方案通常包括一個在外延淀積之后的清洗步驟，以便除去在外延淀積期間所形成的副產物。這個步驟用來防止隨時間而變化的霧，如果這些副產物與空氣反應，則霧會產生。此外，這個步驟通常在外延表面上形成一個氧化硅層，所述氧化硅層往往會鈍化(亦即表面保護)。常規(guī)的后外延淀積清洗法需要例如把外延表面浸入許多種清洗液的其中任一種中，上述清洗液是該技術的技術人員眾所周知的。這些溶液包括例如piranha混合物(亦即硫酸和過氧化氫的混合物)、SC-1混合物(亦即H2O、H2O2、和NH4OH的混合物，也通稱為“RCA標準洗液1”)、及SC-2混合物(亦即H2O、H2O2、和HCl的混合物，也通稱為“RCA標準洗液2”)。(見比如，W.Kern，“硅片清洗技術發(fā)展”，J.Electrochem.Soc.，Vol.137，No.6，1887～92(1990)。)許多這類后外延淀積清洗步驟要求昂貴的濕法清洗設備，大量的超純化學品、常常導致額外的生產率損失的額外的晶片處理。
V.SOI結構的制備具有一“理想析出”處理層或晶片的SOI結構，可以通過使硅片經受一理想析出晶片過程并注入一種介電層，如用離子注入法在晶片表面下方注入二氧化硅或氮化硅得到。優(yōu)選的是，將分子氧的離子(O2+)或原子氧的離子(O+)注入晶片表面之下，以便在晶片表面之下形成近似約0.05μm-約0.5μm的氧化物層，該氧化物層具有約0.05μm-約0.5μm的厚度。這種方法一般稱之為注氧隔離(SIMOX)(亦即通過注入氧分離；見比如美國專利U.S.No.5,436,175和用于半導體處理的等離子體浸沒離子注入，材料化學和物理學46(1996)132-139，上述二者都包括在本文中作為參考文獻)。
一般，經過注入處理的晶片將經受熱退火，以便當氧與硅化學鍵結形成二氧化硅(SiO2)層時修復所產生的該器件層損傷和再分配注入的氧。熱退火的溫度通常為約1100℃-約1400℃，而優(yōu)選的是約1300-約1350℃，及更優(yōu)選的是約1300℃。熱退火的持續(xù)時間通常為約0.1小時-約12小時，更優(yōu)選的是約6小時，并且可以根據器件層和介電層二者所希望的特性改變。優(yōu)選的是，SOI結構還包括一個包含外延層的器件層。外延層可以在晶片經受理想析出晶片過程或注入介電層之前或之后淀積在襯底的表面上。
在不脫離本發(fā)明范圍的情況下，實施本發(fā)明各種不同步驟的精確順序可以改變。例如，按照本發(fā)明的一個實施例，首先把外延層淀積在硅片表面上以形成一個外延片。然后使外延片經受理想析出熱處理，以便產生一種理想析出的外延片。然后使理想析出外延片經受離子注入過程和熱退火，以便引起在晶片表面下形成介電層，以產生一種氧化物襯底硅(SOI)結構，其中器件層包括一個外延層，而處理層包括一種空位的非均勻分布。
在本發(fā)明的另一個實施例中，硅片首先經受理想析出熱處理，以便產生一種理想析出晶片。然后將一個外延層淀積到理想析出晶片的表面上。然后使理想析出外延片經受一離子注入過程和熱處理，以便引起在晶片表面之下形成一個介電層，以產生一種SOI結構，其中器件層包括一個外延層，而處理層包括一種空位的非均勻分布。
在還有另一個實施例中，硅片經受一個離子注入過程，以便產生一種SOI結構，所述SOI結構具有一個器件層、一個處理層、和一個介電層，所述介電層把器件層和處理層分開。然后使SOI結構經受理想析出熱處理、以便產生理想析出SOI結構，其中處理層包括一種空位的非均勻分布。
在還有另一個實施例中，硅片經受一個離子注入過程，以便產生一種SOI結構，所述SOI結構具有一個器件層、一個處理層、和一個介電層，所述介電層把器件層和處理層分開。然后使SOI結構經受理想析出熱處理，以便產生一種理想析出SOI結構。然后將一個外延層淀積在器件層的表面上，或者可供選擇地，外延層可以在SOI結構經受理想析出晶片過程之前淀積在SOI結構上，以便產生這樣一種SOI結構，其中器件層包括一個外延層，而處理層包括一種空位的非均勻分布。
應該注意，在本發(fā)明的每個實施例中，理想析出熱處理可以包括如上所述的氧析出和穩(wěn)定處理。優(yōu)選的是，氧析出和穩(wěn)定處理足以引起形成二次缺陷。尤其是，優(yōu)選的是，理想析出熱處理在外延淀積和/或離子注入步驟之前進行時包括氧析出和穩(wěn)定處理。此外，應該注意，在不脫離本發(fā)明范圍的情況下，離子注入之后的熱退火可以在隨后的理想析出熱處理和/或外延淀積步驟之前或之后進行。也就是說，離子注入步驟可以在理想析出熱處理和/或外延淀積之前進行，而離子注入之后的熱退火可以在理想析出熱處理和/或外延淀積之后進行。
鑒于上述情況，可以看出，本發(fā)明的幾個目的都達到了。因為在不脫離本發(fā)明范圍的情況下上述過程中可以作出各種改變，所以打算是把上述說明書中所包括的所有問題都看作是示例性的而沒有限制的意義。此外，當介紹本發(fā)明的一些要件或其優(yōu)選實施例時，“一個(一種)”、“該”和“上述(所述)”意思是指有一個或多個該要件。術語“包含”、“包括”和“具有”意思是指包括在內的，并表示除了所列舉的要件之外有另外的一些要件。
實例例1-4舉例說明本發(fā)明的理想氧析出過程。因此，這些實例不應理解成限制性的意思。
例1硅單晶用直拉法拉制，經過切片和拋光以形成硅片。然后這些硅片在表III所列條件下經受表面氧化步驟(S1)、在氮或氬中快速熱退火步驟(S2)、快速冷卻(S3)、及經受氧穩(wěn)定和生長步驟(S4)。在表III中還報告了在步驟S1-S4之前硅片中的初始氧濃度(Oi)、在步驟S4之后硅片體部中的氧析出物密度(OPD)、及步驟S4之后無析出物區(qū)的深度(DZ)。
表III

圖7、8、和9示出最終晶片的橫斷面(這些圖是所拍照片放大200倍)；樣品4-7在圖7中示出，樣品4-8在圖8中示出，及樣品3-14在圖9中示出。
此外，樣品4-7中晶格空位的濃度用鉑擴散技術測繪。鉑濃度-距晶片表面深度(0μm深度相應于晶片的前側)曲線在圖10中示出。
例2為了證明本發(fā)明的方法與直拉生長的硅片氧濃度相對無關，使3個具有不同氧濃度的晶片經受與例1所述相同的步驟組。這些步驟當中每個步驟的條件、在步驟S1-S4之前晶片的初始氧濃度(Oi)、在步驟S4之后晶片體部中的氧析出物密度(OPD)、及在步驟S4之后當從晶片表面測量時無析出物或潔凈區(qū)深度(DZ)，都在表IV中列出。圖11、12、和13示出最終晶片的橫截面(3個圖是所拍照片放大200倍)；樣品3-4在圖11中示出，樣品3-5在圖12中示出，及樣品3-6在圖13中示出。
表IV

例3為了證明本發(fā)明的方法與氧析出物穩(wěn)定和生長步驟(S4)所用的條件相對無關，將一種具有相同初始氧濃度的晶片(樣品1-8)除了用一個專用的、商業(yè)16兆動態(tài)隨機存取存儲器(DRAM)法作為氧析出物穩(wěn)定和生長步驟(S4)之外經受與例2中對樣品3-4所述相同的步驟組。圖14示出最終晶片的橫截面(這個圖是所拍照片放大200倍)。在步驟S4之后，樣品1-8和3-4具有相當的體部氧析出物密度(樣品1-8的為7×1010/cm3，而樣品3-4的為4×1010/cm3)和相當的無析出物區(qū)深度(大約40微米)。
例4這個例子舉例說明由于在熱處理期間氣氛中氧濃度增加而造成的在體微缺陷(BMD)密度亦即氧析出劑密度，和無析出物區(qū)或潔凈區(qū)深度(DZ)方面可以觀察到的趨勢。使3組不同的晶片在變動的過程條件下經受快速熱退火。A組晶片在氮氣氛下于1200℃退火30秒；B組晶片在同樣條件下退火20秒；及C組晶片在氬氣氛下于1200℃退火30秒。對這個實例中3組晶片中的任一個晶片都不進行預氧化處理步驟。
如下面表V所述，對一規(guī)定組內每個晶片都增加氧分壓。一旦退火完成，就用該技術中的標準測定每一晶片的BMD密度和DZ深度。結果列于下面表V中。
表V


ND＝未測定上述數據表明，隨著氣氛中氧的分壓增加，體微缺陷的數量密度減少。此外，當氧分壓達到10,000ppma時，體微缺陷的數量密度與在沒有按照本發(fā)明所述預先快速熱退火情況下經受氧析出熱處理的各晶片中觀察到的體微缺陷數量密度難以區(qū)分。
鑒于上述情況，可以看出，本發(fā)明的幾個目的都達到了。因為在不脫離本發(fā)明范圍的情況下在上述組成和過程中可以作出各種改變，所以打算把上述說明書中所包含的所有內容都看作是示例性的，而沒有限制的意思。
權利要求
1.用于產生一種絕緣體襯底硅結構的方法，所述絕緣體襯底硅結構包括一個硅襯底，該硅襯底具有兩個主要的一般平行的表面，其中一個表面是前表面和另一個表面是后表面；一個在前表面和后表面之間的中心平面；一個包括在前表面和一個當從前表面朝向中心平面方向測量時為至少約10微米的距離D1之間的襯底的第一區(qū)域的表面層；及一個包括在中心平面和第一區(qū)域之間的襯底的第二區(qū)域的體層；一個接合前表面和后表面的圓周邊緣；一個中心軸線；及一個從中心軸線延伸到圓周邊緣的半徑；所述方法包括把氧注入硅襯底中，以便引起形成一個介電層，所述介電層一般平行于襯底的前表面，并位于前表面和中心平面之間的一個區(qū)域中；使硅襯底經受一理想析出熱處理，以便引起形成一種晶格空位的非均勻分布，使體層中的空位濃度大于表面層中的空位濃度；及將一個外延層淀積在硅襯底的前表面上。
2.如權利要求1所述的方法，其特征在于，外延層是在使硅襯底經受理想析出熱處理之前淀積在前表面上。
3.如權利要求2所述的方法，其特征在于，氧是在淀積外延層之前注入硅襯底中。
4.如權利要求2所述的方法，其特征在于，氧是在硅襯底經受理想析出熱處理之后注入硅襯底中。
5.如權利要求4所述的方法，還包括使硅襯底經受氧析出和穩(wěn)定熱處理，以便引起在體層中形成和穩(wěn)定氧析出物和在表面層中形成一個無析出物區(qū)。
6.如權利要求5所述的方法，其特征在于，氧析出和穩(wěn)定熱處理是在硅襯底經受理想析出熱處理之后和在氧注入硅襯底中之前進行。
7.如權利要求5所述的方法，其特征在于，氧析出和穩(wěn)定熱處理引起在體層中形成二次缺陷。
8.如權利要求2所述的方法，其特征在于，氧是在淀積外延層之后和硅襯底經受理想析出熱處理之前注入到硅襯底中。
9.如權利要求1所述的方法，其特征在于，硅襯底是在硅襯底表面上淀積外延層之前經受理想析出熱處理。
10.如權利要求9所述的方法，還包括使硅襯底經受氧析出和穩(wěn)定熱處理，以便引起在體層中形成和穩(wěn)定氧析出物，并在表面層中形成一個無析出物區(qū)。
11.如權利要求10所述的方法，其特征在于，氧析出和穩(wěn)定熱處理是在硅襯底經受理想析出熱處理之后和在硅襯底表面上淀積外延層之前進行。
12.如權利要求10所述的方法，其特征在于，氧析出和穩(wěn)定熱處理引起在體層中形成二次缺陷。
13.如權利要求9所述的方法，其特征在于，氧是在硅襯底經受理想析出熱處理之前注入硅襯底中。
14.如權利要求9所述的方法，其特征在于，氧是在硅襯底的表面上淀積外延層之后注入硅襯底中。
15.如權利要求9所述的方法，其特征在于，氧是在硅襯底經受理想析出熱處理之后和在硅襯底的表面上淀積外延層之前注入到硅襯底中。
16.如權利要求15所述的方法，還包括使硅襯底經受氧析出和穩(wěn)定熱處理，以便引起在體層中形成和穩(wěn)定氧析出物，和在表面層中形成一個無析出物區(qū)。
17.如權利要求16所述的方法，其特征在于，氧析出和穩(wěn)定熱處理是在硅襯底經受理想析出熱處理之后和氧注入硅襯底中之前進行。
18.如權利要求16所述的方法，其特征在于，氧析出和穩(wěn)定熱處理引起在體層中形成二次缺陷。
19.如權利要求1所述的方法，其特征在于，硅襯底包括一個其中有一種主要的本征點缺陷和基本上沒有附聚的本征點缺陷的第一軸向上對稱的區(qū)域。
20.如權利要求19所述的方法，其特征在于，在第一軸向上對稱的區(qū)域內硅自填隙是主要的本征點缺陷，該第一軸向上對稱的區(qū)域從硅襯底的圓周邊緣徑向上向內延伸，并具有一個寬度，當從圓周邊緣徑向上朝中心軸線方向測量時，上述寬度為硅襯底半徑長度的至少約30％。
21.如權利要求20所述的方法，其特征在于，第一軸向對稱的區(qū)域一般是環(huán)形形狀，并且硅襯底另外包括一個第二軸向上對稱的區(qū)域，所述第二軸向上對稱的區(qū)域一般是圓柱形形狀，其中空位是主要的本征點缺陷，該第二區(qū)域位于硅襯底中第一區(qū)域的徑向上向內位置處。
22.如權利要求19所述的方法，其特征在于，在第一軸向上對稱的區(qū)域內硅自填隙是主要的本征點缺陷，該第一軸向上對稱的區(qū)域從硅襯底的圓周邊緣徑向上向內延伸并具有一個寬度，當從圓周邊緣徑向上朝中心軸線方向測量時，上述寬度為硅襯底半徑長度的至少約80％。
23.如權利要求22所述的方法，其特征在于，第一軸向上對稱的區(qū)域一般是環(huán)形形狀，并且硅襯底另外包括一個第二軸向上對稱的區(qū)域，所述第二軸向上對稱的區(qū)域一般是圓柱形形狀，其中空位是主要的本征點缺陷，該第二區(qū)域位于硅襯底中第一區(qū)域徑向上向內的位置處。
24.如權利要求19所述的方法，其特征在于，在第一軸向上對稱的區(qū)域內硅自填隙是主要的本征點缺陷，該第一軸向上對稱的區(qū)域從硅襯底的圓周邊緣徑向上向內延伸并具有一個寬度，當從圓周邊緣徑向上朝中心軸線方向測量時，上述寬度為約等于硅襯底半徑的長度。
25.如權利要求19所述的方法，其特征在于，在第一軸向上對稱的區(qū)域內空位是主要的本征點缺陷，該第一軸向上對稱的區(qū)域包括硅襯底的中心軸線或者具有一個寬度，當沿著硅襯底的半徑測量時，上述寬度為至少約15mm。
26.如權利要求2 5所述的方法，還包括一個第二軸向上對稱的區(qū)域，上述第二軸向上對稱的區(qū)域一般是環(huán)形形狀，其中硅自填隙是主要的本征點缺陷，該第二區(qū)域位于第一區(qū)域徑向上向外的位置處。
27.如權利要求25所述的方法，其特征在于，第一軸向上對稱的區(qū)域具有一個為硅襯底半徑長度的至少約25％的寬度。
28.如權利要求25所述的方法，其特征在于，第一軸向上對稱的區(qū)域具有一個約等于硅襯底半徑的長度的寬度。
29.用于產生絕緣體襯底硅結構的方法，所述絕緣體襯底硅結構包括一個硅襯底，上述硅襯底具有兩個主要的一般平行的表面，其中一個表面是前表面和另一個表面是后表面；一個在前表面和后表面之間的中心平面；一個包括在前表面和一個當從前表面朝向中心平面方向測量時為至少約10微米的距離D1之間的襯底的第一區(qū)域的表面層；及一個包括在中心平面和第一區(qū)域之間的襯底的第二區(qū)域的體層；一個接合前表面和后表面的圓周邊緣；一個中心軸線；和一個從中心軸線延伸到圓周邊緣的半徑；所述方法包括把氧注入硅襯底中，以便引起形成一個介電層，所述介電層一般平行于所述前表面，并位于前表面和中心平面之間的一個區(qū)域中；使硅襯底經受一理想析出熱處理，以便引起形成一種晶格空位的非均勻分布，同時體層中空位的濃度大于表面層中空位的濃度；及，使上述經過熱處理的襯底經受氧析出和穩(wěn)定熱處理，以便引起形成和穩(wěn)定在體層中的氧析出物和在表面層中的一個無析出物區(qū)。
30.如權利要求29所述的方法，其特征在于，氧是在經過熱處理的硅襯底經受氧析出和穩(wěn)定熱處理之后注入硅襯底。
31.如權利要求29所述的方法，其特征在于，氧析出和穩(wěn)定熱處理引起在體層中形成二次缺陷。
32.如權利要求29所述的方法，其特征在于，氧是在硅襯底經受理想析出熱處理之前注入硅襯底中。
33.如權利要求29所述的方法，其特征在于，硅襯底包括一個其中有一種主要的本征點缺陷并且基本上沒有附聚的本征點缺陷的第一軸向上對稱的區(qū)域。
34.如權利要求33所述的方法，其特征在于，在第一軸向上對稱的區(qū)域內硅自填隙是主要的本征點缺陷，該第一軸向上對稱的區(qū)域從硅襯底的圓周邊緣徑向上向內延伸并具有一個寬度，當從圓周邊緣徑向上朝中心軸線方向測量時，上述寬度為硅襯底半徑長度的至少約30％。
35.如權利要求34所述的方法，其特征在于，第一軸向上對稱的區(qū)域一般是環(huán)形形狀，并且硅襯底另外包括一個第二軸向上對稱的區(qū)域，所述第二軸向上對稱的區(qū)域一般是圓柱形形狀，其中空位是主要的本征點缺陷，該第二區(qū)域位于硅襯底中第一區(qū)域的徑向上向內位置處。
36.如權利要求33所述的方法，其特征在于，在第一軸向上對稱的區(qū)域內硅自填隙是主要的本征點缺陷，第一軸向上對稱的區(qū)域從硅襯底的圓周邊緣徑向上向內延伸并具有一個寬度，當從圓周邊緣徑向上朝中心軸線方向測量時，上述寬度為硅襯底半徑長度的至少約80％。
37.如權利要求36所述的方法，其特征在于，第一軸向上對稱的區(qū)域一般是環(huán)形形狀，并且硅襯底另外包括一個一般是圓柱形形狀的第二軸向上對稱的區(qū)域，其中空位是主要的本征點缺陷，該第二區(qū)域位于硅襯底中第一區(qū)域的徑向上向內位置處。
38.如權利要求33所述的方法，其特征在于，在第一徑向上對稱的區(qū)域內硅自填隙是主要的本征點缺陷，第一軸向上對稱的區(qū)域從硅襯底的圓周邊緣徑向上向內延伸并具有一個寬度，當從圓周邊緣徑向上朝向中心軸線測量時，上述寬度為約等于硅襯底半徑的長度。
39.如權利要求33所述的方法，其特征在于，在第一軸向上對稱的區(qū)域內空位是主要的本征點缺陷，該第一軸向上對稱的區(qū)域包括硅襯底的中心軸線，或是當沿著硅襯底的半徑測量時，具有一至少約15mm的寬度。
40.如權利要求39所述的方法，還包括一般是環(huán)形形狀的第二軸向上對稱的區(qū)域，其中硅自填隙是主要的本征點缺陷，該第二區(qū)域位于第一區(qū)域徑向上向外位置處。
41.如權利要求39所述的方法，其特征在于，第一軸向上對稱的區(qū)域具有一個為硅襯底半徑長度的至少約25％的寬度。
42.如權利要求39所述的方法，其特征在于，第一軸向上對稱的區(qū)域具有一個約等于硅襯底半徑的長度的寬度。
43.一種絕緣體襯底硅結構，它包括一個器件層、一個支承層和一個在它們之間的介電層，其中器件層包括一個外延層，支承層包括(i)一個第一層和一個第二層，第一層從介電層延伸到第二層并且當從絕緣層到第二層進行測量時具有一個厚度T；和(ii)一個非均勻的晶格空位濃度，第二層中的空位濃度大于第一層中的空位濃度。
44.如權利要求43所述的絕緣體襯底硅結構，其特征在于，支承層在經受主要由在800℃下將絕緣體襯底硅結構退火4小時和然后在1000℃下退火16小時組成的氧析出熱處理時含有氧析出物，該氧析出物具有一個濃度分布，其中析出物的最高密度是在第二層中中心平面處或中心平面附近，同時第二層中的析出物濃度一般朝第一層方向減少。
45.如權利要求43所述絕緣體襯底硅結構，其特征在于，第一層具有至少約5微米的厚度。
46.如權利要求43所述的絕緣體襯底硅結構，其特征在于，第一層具有至少約10微米的厚度。
47.如權利要求43所述的絕緣體襯底硅結構，其特征在于，第一層具有至少約20微米的厚度。
48.如權利要求43所述的絕緣體襯底硅結構，其特征在于，第一層具有至少約50微米的厚度。
49.如權利要求43所述的絕緣體襯底硅結構，其特征在于，外延層具有一在至少約0.1μm-小于約2μm的范圍內的厚度。
50.如權利要求43所述的絕緣體襯底硅結構，其特征在于，外延層具有一在約0.25-約1μm范圍內的厚度。
51.如權利要求43所述的絕緣體襯底硅結構，其特征在于，支承層具有一低于約1×1016原子/cm3的碳濃度。
52.一種絕緣體襯底硅結構，它包括一個器件層、一個支承層和一個在它們之間的介電層，其中器件層包括一個外延層，支承層包括(i)一個第一層和一個第二層，第一層從介電層延伸到第二層并且當從絕緣層到第二層進行測量時具有一個厚度T；和(ii)一個經過穩(wěn)定的氧析出物的非均勻深度分布，第二層中的析出物濃度大于第一層中的析出物濃度。
53.如權利要求52所述的絕緣體襯底硅結構，其特征在于，支承層具有一個經過穩(wěn)定的氧析出物濃度分布，其中析出物的最高密度是在第二層中的中心平面處或中心平面附近，同時第二層中析出物的濃度一般朝第一層的方向減少。
54.如權利要求52所述的絕緣體襯底硅結構，其特征在于，第一層具有至少約5微米的厚度。
55.如權利要求52所述的絕緣體襯底硅結構，其特征在于，第一層具有至少約10微米的厚度。
56.如權利要求52所述的絕緣體襯底硅結構，其特征在于，第一層具有至少約20微米的厚度。
57.如權利要求52所述的絕緣體襯底硅結構，其特征在于，第一層具有至少約50微米的厚度。
58.如權利要求52所述的絕緣體襯底硅結構，其特征在于，第一層具有在約5微米-小于約100微米范圍內的厚度。
59.如權利要求52所述的絕緣體襯底硅結構，其特征在于，外延層具有在至少約0.1μm-小于約2μm范圍內的厚度。
60.如權利要求52所述的絕緣體襯底硅結構，其特征在于，外延層具有在約0.25-約1μm范圍內的厚度。
61.如權利要求52所述的絕緣體襯底硅結構，其特征在于，支承層具有低于約1×1016原子/cm3的碳濃度。
62.如權利要求52所述的絕緣體襯底硅結構，其特征在于，氧析出物具有至少約40nm的平均截面積。
63.如權利要求52所述的絕緣體襯底硅結構，其特征在于，氧析出物具有至少約50nm的平均截面積。
64.如權利要求52所述的絕緣體襯底硅結構，其特征在于，氧析出物具有至少約60nm的平均截面積。
65.如權利要求52所述的絕緣體襯底硅結構，其特征在于，支承層的氧濃度為至少約6×1017原子/cm3。
66.一種絕緣體襯底硅結構，它包括一個器件層、一個支承層和一個在它們之間的介電層，其中器件層包括一個外延層，支承層包括(i)一個第一層和一個第二層，第一層從介電層延伸到第二層并且當從絕緣層到第二層進行測量時具有一個厚度T；和(ii)一種能起本征吸除部位作用的二次缺陷的非均勻深度分布，在第二層中的缺陷濃度大于第一層中的缺陷濃度。
67.如權利要求66所述的絕緣體襯底硅結構，其特征在于，支承層具有二次缺陷濃度分布，其中缺陷的最高密度是在第二層中的中心平面處或中心平面附近，同時第二層中的缺陷濃度一般朝第一層的方向減少。
68.如權利要求66所述的絕緣體襯底硅結構，其特征在于，第一層具有至少約5微米的厚度。
69.如權利要求66所述的絕緣體襯底硅結構，其特征在于，第一層具有至少約10微米的厚度。
70.如權利要求66所述的絕緣體襯底硅結構，其特征在于，第一層具有至少約20微米的厚度。
71.如權利要求66所述的絕緣體襯底硅結構，其特征在于，第一層具有在約5微米-小于約100微米范圍內的厚度。
72.如權利要求66所述的絕緣體襯底硅結構，其特征在于，外延層具有在至少約0.1μm-小于約2μm范圍內的厚度。
73.如權利要求66所述的絕緣體襯底硅結構，其特征在于，外延層具有在約0.25-約1μm范圍內的厚度。
74.如權利要求66所述的絕緣體襯底硅結構，其特征在于，支承層具有低于約1×1016原子/cm3的碳濃度。
75.如權利要求66所述的絕緣體襯底硅結構，其特征在于，支承層中的氧濃度為至少約6×1017原子/cm3。
76.如權利要求66所述的絕緣體襯底硅結構，其特征在于，二次缺陷是棱柱形位錯環(huán)或纏結、或堆垛層錯。
全文摘要
本發(fā)明涉及一種用于產生具有本征吸除的絕緣體襯底硅(SOI)結構的方法，其中硅襯底經受理想析出晶片熱處理，所述理想析出晶片熱處理使襯底能在基本上是任何任意的電子器件制造工藝熱處理周期過程中形成一種理想氧析出物非均勻深度分布，及其中介電層通過在表面下方注入氧或氧離子、或分子氧并使晶片退火而在晶片表面的下方形成。此外，硅片可以開始包括一個外延層，或者可以在本發(fā)明的方法過程中在襯底上淀積外延層。
文檔編號H01L27/12GK1533599SQ02814507
公開日2004年9月29日 申請日期2002年6月21日 優(yōu)先權日2001年6月22日
發(fā)明者R·J·法爾斯特, J·L·利伯特, R J 法爾斯特, 利伯特 申請人:Memc電子材料有限公司