專利名稱：控制cz生長過程中由硅單晶側(cè)面誘發(fā)的附聚點缺陷和氧簇的形成的制作方法
控制cz生長過程中由硅單晶側(cè)面誘發(fā)的
附聚點缺陷和氧蔟的形成
背景技術(shù)：
概括而言，本發(fā)明涉及制備用于制造電子部件的半導(dǎo)體級單晶硅。更 特別地，本發(fā)明涉及用于制備基本不含附聚本征點缺陷的單晶硅錠的丘克
拉斯基(Czochralski)法以及由其獲得的晶片。
單晶硅是半導(dǎo)體電子部件的多數(shù)制造法的原材料，常通過所謂的丘克 拉斯基("CZ")法制備。在這種方法中，將多晶硅裝入坩鍋并熔融，使 晶種與熔融硅接觸，并通過緩慢抽提使單晶生長。在頸部的形成完成后， 通過降低提拉速率和/或熔體溫度來使晶體直徑擴大直至達(dá)到所需或目標(biāo) 直徑，由此形成晶種錐。然后控制提拉速率和熔體溫度并補償下降的熔體 液位，從而長成具有大致恒定直徑的圓柱形晶體主體。在生長過程快結(jié)束 時，但在從蚶鍋中排空熔融硅之前，必須逐漸降低晶體直徑以形成末端錐 體。通常，通過提高拉晶速率和增加對坩鍋施加的熱來形成末端錐體。然 后當(dāng)直徑變得足夠小時，將晶體與熔體分離。
現(xiàn)代微電子器件的持續(xù)縮小的尺寸對珪襯底的品質(zhì)施加具有挑戰(zhàn)性的 限制，硅襯底的品質(zhì)基本取決于原生孩吏缺陷的尺寸和分布。通過丘克拉斯 基(Cz)法和區(qū)熔(FZ)法生長的硅晶體中形成的多數(shù)微缺陷是硅的^Mi 點缺陷一一空位和自間隙(或簡稱為間隙)一一的附聚體。在Dash的發(fā) 現(xiàn)可以消除熱機械誘發(fā)的位錯(它們是生長中的晶體中的點缺陷的有效匯 集點)后，才首次在FZ硅晶體中觀察到微缺陷。
一系列研究已經(jīng)確定，間隙附聚體以兩種形式存在-被稱作B漩渦 缺陷(或B-缺陷)的球狀間隙缺陷團，和被稱作A漩渦缺陷(或A-缺陷)的位錯環(huán)。后期發(fā)現(xiàn)的被稱作D-缺陷的空位附聚體已經(jīng)被確定是八體空 隙。Voronkov提供了以晶體生長條件為基礎(chǔ)的在硅晶體中觀察到的微缺陷 分布的公認(rèn)解釋。根據(jù)Voronkov的模型或理論，熔體/晶體界面附近的溫 度場驅(qū)使點缺陷重組，從而提供使其從熔體/晶體界面(在此它們以其各自 的平衡濃度存在)擴散到晶體本體內(nèi)的驅(qū)動力。由于點缺陷傳遞(通過擴 散和對流)與其重組之間的相互作用，建立了超出離開界面的短距離(被 稱作重組長度)的點缺陷濃度。通常，超出重組長度之外的空位濃度與間 隙濃度之差(被稱作過量點缺陷濃度)在離開晶體側(cè)面處保持基本固定。 在迅速提拉的晶體中，點缺陷通過其擴散超出重組長度而發(fā)生的空間再分 布通常不重要，但充當(dāng)點缺陷的匯集點或源頭的、靠近晶體側(cè)面的區(qū)域除 外。因此，如果超出重組長度的過量點缺陷濃度是正的，則空位保持過量， 并在較低溫度附聚，形成D-缺陷。如果過量點缺陷濃度是負(fù)的，則間隙將 是主要的點缺陷，并附聚而形成A-缺陷和B-缺陷。如果過量點缺陷濃度低 于一定檢測閾，則沒有形成可檢出的微缺陷。因此，通常，原生微缺陷的 類型僅僅取決于超出重組長度而建立的過量點缺陷濃度。建立過量點缺陷
濃度的方法被稱作初始并入，且主要點缺陷類型被稱作并入的主要點缺陷。 并入的點缺陷的類型取決于拉晶速率(v)與界面附近的軸向溫度梯度水平 (G)的比率。在較高的v/G下，點缺陷的對流優(yōu)于其擴散，且空位是并 入的主要點缺陷，因為界面處的空位濃度高于間隙濃度。在較低WG下， 擴散優(yōu)于對流，從而可以并入快速擴散的間隙作為主要的點缺陷。在接近 其臨^Hi的v/G下，這兩種點缺陷以極低和相當(dāng)?shù)臐舛炔⑷?，相互湮滅?并由此抑制了在較低溫度下的任何微缺陷的潛在形成。觀察到的空間微缺 陷分布通?？梢酝ㄟ^v/G變化解釋，v/G變化由G的徑向不均勻性和由v 的軸向變化引起。徑向微缺陷分布的顯著特征是氧化物粒子，氧化物粒子 是在具有相對較低并入空位濃度的區(qū)域中一一在略高于臨界v/G的小范圍 v/G下一一通過氧與空位的相互作用而形成的。這些粒子形成窄的空 間帶， 這可以通過熱氧化為OSF (氧化誘發(fā)堆垛層錯)環(huán)顯露出來。相當(dāng)經(jīng)常地， OSF環(huán)標(biāo)記出以空位為主的和以間隙為主的相鄰晶體區(qū)域之間的邊界，稱作V/I邊界。
但是，在許多現(xiàn)代方法中，以較低速率生成的cz晶體中的微缺陷分
布受晶體本體中點缺陷擴散的影響，包括由晶體側(cè)面誘發(fā)的擴散。因此，
CZ晶體中微缺陷分布的精確量化優(yōu)選包括軸向和徑向的2維點缺陷擴散。 僅量化點缺陷濃度場可以定性掌握CZ晶體中的微缺陷分布，因為所形成 的微缺陷的類型直接由其決定。但是，為了更精確量化孩t缺陷分布，有必 要掌握點缺陷的附聚。傳統(tǒng)上，通過將點缺陷的初始并入與賴:缺陷的后續(xù) 形成解耦，將微缺陷分布量化。這種方法忽略了成核區(qū)附近的主要點缺陷 從較高溫區(qū)域(其中微缺陷密度可忽略不計)向較低溫區(qū)域(其中微缺陷 以較高密度存在，并消耗點缺陷)的擴散?；蛘?，以預(yù)測晶體中每一位置 的微缺陷群的尺寸分布為基礎(chǔ)的嚴(yán)格數(shù)值模擬在數(shù)值上是巨大的。
以空位和以間隙為主的材料之間的轉(zhuǎn)化在v/G臨，下發(fā)生，該值目 前似乎為大約2.5xlO-Scm"sK。如果v/G值超過臨界值，空位是主要本征 點缺陷，它們的濃度隨v/G提高而提高。如果v/G值低于臨界值，硅自間 隙是主要本征點缺陷，它們的濃度隨v/G降低而提高。相應(yīng)地，可以控制 工藝條件，如生長速率(這影響v)以及熱區(qū)構(gòu)造(這影響G)，以決定 單晶硅內(nèi)的^Mi點缺陷主要是空位(其中v/G通常大于臨^Hi)還是自間 隙(其中v/G通常小于臨^i)。
附聚缺陷形成通常在兩個步驟中發(fā)生。首先，在給定溫度下發(fā)生缺陷 "成核"，這是本征點缺陷過飽和的結(jié)果；在該"成核闊"溫度以上，本
征點缺陷仍可溶于硅晶格中。附聚本征點缺陷的成核溫度大于約iooox:。
一旦達(dá)到這種"成核閾"溫度，本征點缺陷附聚；也就是說，這些點 缺陷沉淀到硅晶格的"固溶體"夕卜。只要存在本征點缺陷的錠部分的溫度 保持高于第二閾溫度(即"擴散閾")，本征點缺陷會繼續(xù)擴散通過硅晶 格。低于該"擴散閾，，溫度，本征點缺陷在商業(yè)上實際的時期內(nèi)不再可移 動。
在該錠保持高于"擴散閾"溫度時，空位或間隙本征點缺陷經(jīng)過硅晶 格擴散到已經(jīng)分別存在附聚空位缺陷或間隙缺陷的位置，造成給定附聚缺陷的尺寸增加。由于更有利的附聚能量態(tài)，這些附聚缺陷位置主要充當(dāng)"匯 集點"，吸引和收集本征點缺陷，因而發(fā)生了生長。
空位型缺陷被視為下述可觀察的晶體缺陷的來源D-缺陷、流型缺陷 (FPDs)、柵極氧化層完整性(GOI)缺陷、晶體源粒子(COP)缺陷、 晶體源光點缺陷(LPDs)、以及通過紅外光散射技術(shù)(例如掃描紅外顯微 術(shù)和激光掃描層析X射線照相術(shù))觀察的某些類型的本體缺陷。在空位過 量的區(qū)域中也存在氧或二氧化硅簇。一些這樣的簇保持較小和相對無應(yīng)變， 對由這類硅制成的大部分器件基本無害。 一些這樣的簇大到足以充當(dāng)環(huán)氧 化i秀發(fā)的堆垛層錯(OISF)的核。據(jù)推測，受過量空位存在催化的預(yù)先成 核的氧附聚體促成了這種特定缺陷。氧化物簇主要在低于1000'C的CZ生 長中在適中空位濃度存在下形成。
對與自間隙相關(guān)的缺陷的研究較不充分。它們通常被視為低密度的間 隙型位錯環(huán)或網(wǎng)絡(luò)。這類缺陷沒有引起柵極氧化層完整性缺陷(一種重要 的晶片性能標(biāo)準(zhǔn))，但它們被公認(rèn)為是通常與電流泄漏問題相關(guān)的其它類 型的器件失效的成因。
在這方面，要指出的是， 一般而言，硅晶格中間隙形式的氧通常被視 為珪的點缺陷，而非#點缺陷，而硅晶格空位和硅自間隙(或簡稱為間 隙)通常被視為本征點缺陷。相應(yīng)地，基本所有微缺陷通常都可以被描述 為附聚點缺陷，而D-缺陷(或空隙)以及A-缺陷和B-缺陷(即間隙缺陷) 可以更具體被描述為附聚本征點缺陷。氧簇通過吸收空位而形成；因此， M可以被視為空位和氧的附聚體。
要進一步指出，丘克拉斯基硅中這類空位和自間隙附聚點缺陷的密度 過去在大約1 x 103/立方厘米至大約lxlO々立方厘米的范圍內(nèi)，而氧蔟密 度在大約lxl()S/立方厘米至lxlO,立方厘米之間變動。因此，附聚;^t 點缺陷對器件制造商的重要性迅速提高，因為這類缺陷極大地影響復(fù)雜和 高度集成電路制造中單晶硅材料的產(chǎn)量潛力。
考慮到前述內(nèi)容，在許多用途中， 一部分或所有硅晶體(硅晶體之后 被切成硅片)優(yōu)選基本不含這些附聚本征點缺陷。迄今已經(jīng)報道了幾種用于4吏基本無缺陷的硅晶體生長的方法。
一般而言，所有這些方法都包括控
制WG比率，以確定生長中的CZ單晶硅晶體中存在的本征點缺陷的初始類型和濃度。但是，另外，這類方法可能包括，控制晶體的后繼熱史以實現(xiàn)延長的擴散時間，從而抑制其中本征點缺陷的濃度，并因此基本限制或避免部分或所有晶體中附聚本征點缺陷的形成。(參見，例如，美國專利6,287,380; 6,254,672; 5,919,302; 6，312，516和6,328,795;它們的整個內(nèi)容經(jīng)此引用并入本文)。或者，這類方法可能包括，迅速冷卻的硅(RCS)生長法，其后控制晶體的后繼熱史，以迅速冷卻至少一部分晶體經(jīng)過目標(biāo)成核溫度，從而控制該部分中附聚本征點缺陷的形成。這兩種方法之一或二者也可以包括使至少一部分生成的晶體在該成核溫度以上保持延長的時間，以在將這部分晶體迅速冷卻經(jīng)過目標(biāo)成核溫度之前降低本征點缺陷的濃度，由此基本限制或避免其中附聚本征點缺陷的形成。(參見，例如，美國專利申請公開2003/0196587，其整個公開內(nèi)容經(jīng)此引用并入本文。)
發(fā)明概要
因此，簡單地說，本發(fā)明涉及使單晶硅錠生長的方法，其中該錠塊包含中軸、晶種錐、與晶種錐相對的末端和在晶種錐與該相對末端之間的恒定直徑部分，所述恒定直徑部分具有側(cè)面、從中軸延伸到該側(cè)面的半徑(R)、和至少大約150毫米的標(biāo)稱直徑，該錠塊根據(jù)丘克拉斯基法由硅熔體生長并然后從固化溫度冷卻。該方法包括(a)在錠塊的至少一段恒定直徑部分的生長過程中，在從固化到大約1200r的溫度范圍內(nèi)，控制(i)生長速度v和(ii)平均軸向溫度梯度G，使得在從中軸到側(cè)面測量的大約0.75R的范圍內(nèi)，所述片段內(nèi)的給定軸向位置處的v/G比率與v/G臨^Hi相比徑向變動小于大約±30%;和(b)將所述片段從固化溫度冷卻到至少大約750。C，其中在所述冷卻過程中，控制所述片段的冷卻速率，以使(i)在固化溫度到至少大約1250。C之間，所述片段以至少大約2.5'C/分鐘的速
率冷卻，和(ii)在低于大約1250。c至大約iooox:之間，所迷片段以大約
0.3至大約0.025。C/分鐘的速率冷卻。在上述方法的一個具體實施方案中，該方法包括，在相關(guān)部分中，控
制有效的或校正的平均軸向溫度梯度(即G有效或G校正)。
本發(fā)明進一步涉及使單晶硅錠生長的方法，其中該錠塊包含中軸、晶種雄、與晶種錐相對的末端和在晶種錐與該相對末端之間的恒定直徑部分，
所述恒定直徑部分具有側(cè)面、從中軸延伸到該側(cè)面的半徑(R)、和至少大約150毫米的標(biāo)稱直徑，該錠塊根據(jù)丘克拉斯基法由硅熔體生長并然后從固化溫度冷卻。該方法包括(a)在錠塊的至少一段恒定直徑部分的生長過程中，在從固化到大約1200'C的溫度范圍內(nèi)，控制(i)生長速度v和(ii)校正的平均軸向溫度梯度G校正，其中G校正通過下列公式確定
1/T校正=(1/1\11)+(1/12 1)20校正，以使i:/(T-T校正)二0
其中T是該片段內(nèi)的任何固定徑向位置r處的溫度；m是熔體/固體界面處的生長條件；z是在所述給定徑向位置的距所述界面的軸向距離；且函數(shù)/是指T和T校正之間的可接受的統(tǒng)計一致性；使得所述片段內(nèi)的給定軸向位置處的v/G校正比率與v/G校正臨^Hi相比徑向變動小于約±30%;和(b)將所述片段從固化溫度冷卻到大約7S0。C 。
本發(fā)明再進一步涉及根據(jù)丘克拉斯基法生長單晶硅錠的方法，其中熔體/固體界面可以具有基本任何形狀。在該方法中，所述錠塊包含中軸、晶種錐、與晶種錐相對的末端和在晶種錐與該相對末端之間的恒定直徑部分，所述恒定直徑部分具有側(cè)面、從中軸延伸到該側(cè)面的半徑(R)、和至少大約150亳米的標(biāo)稱直徑，該錠塊根據(jù)丘克拉斯基法由硅熔體生長并然后從固化溫度冷卻。該方法包括(a)在錠塊的至少一段恒定直徑部分的生長過程中，在從固化到大約1200。C的溫度范圍內(nèi)，控制(i)生長速度v和(ii)有效平均軸向溫度梯度G有效，其中G有效通過下列公式確定
<formula>formula see original document page 14</formula>
且G校正通過下列公式確定:1/T校正=(l/Tm)+(l/T2m)zG^，以使S/(T-T校正)-0，
其中G有效代表對G校正的修正，修正至計入界面形狀與平坦外形的偏差；T是該片段內(nèi)的任何固定徑向位置r處的溫度；m是熔體/固體界面處的生長條件；z是在所述給定徑向位置的距所述界面的軸向距離；函數(shù)/是指T和T校二之間的可接受的統(tǒng)計一致性；下標(biāo)x是指臨界條件；flat是指平坦界面；iface是指任何不平界面；使得所述片段內(nèi)的給定軸向位置處的v/G有效比率與WG有效臨^Hi相比徑向變動小于大約土3(T/o;和(b)將所述片段從固化溫度冷卻到大約750'C。
在這方面，要指出的是，臨界值[G校正/vx，加x代表平坦界面的值，其可以由模擬器計算，并且為大約4.0xlO、K/cm2。因此，實際上上述公式定義了任何不平界面的G有效，使得在V/I邊界處，v/G有效是等于臨界v/G有效的常數(shù)。相應(yīng)地，需要進一步指出，G有效是界面形狀的函數(shù)。
要進一步指出，任選地，在任何上述方法中，其中提到的晶體片段經(jīng)過冷卻都可能包含軸向?qū)ΨQ區(qū)域，該區(qū)域具有(i)小于或等于大約1R的
可測徑向?qū)挾龋?ii)沿中軸測量，所述錠塊恒定直徑部分長度的至少大約10%的長度。在一個實施方案中，該區(qū)域可以基本不含附聚的本征點缺陷，其中硅晶格空位是主要的本征點缺陷，或其中硅自間隙是主要的本征點缺陷。在另一實施方案中，該區(qū)域可以含有硅自間隙作為主要的本征點缺陷，并進一步可任選地含有B-缺陷。在再一實施方案中，該區(qū)域可以含有硅晶格空位作為主要的本征點缺陷，并進一步可任選地含有可通過本領(lǐng)域已知的方式檢出的附聚空位缺陷(空隙)和/或氧簇，該空隙具有小于大約30納米的平均半徑，且該氧蔟具有小于大約10納米的平均半徑。在任何或所有這些實施方案中，該軸向?qū)ΨQ區(qū)域的徑向?qū)挾瓤苫镜扔阱V塊半徑(即大約1R)。但是，或者，該軸向?qū)ΨQ區(qū)域的徑向?qū)挾瓤梢孕∮?R。在這些情況下，該軸向?qū)ΨQ區(qū)域可以從錠塊中軸向側(cè)面沿徑向向外延伸，或其可以形成位于中軸和側(cè)面之間的環(huán)形環(huán)，并可以被從大約側(cè)面向中部軸向?qū)ΨQ區(qū)域向內(nèi)延伸的第一環(huán)形環(huán)環(huán)繞。該第一環(huán)形環(huán)含有硅晶格空位作為主要的本征點缺陷，并可以進一步含有平均半徑小于大約30納米的附聚空位缺陷(空隙)和/或平均半徑小于大約10納米的氧蔟。在該軸向?qū)ΨQ區(qū)
域本身形成環(huán)形環(huán)或，更具體地，第二環(huán)形環(huán)(其位于第一環(huán)形環(huán)徑向內(nèi)
部)的那些情況下，其可以環(huán)繞軸向?qū)ΨQ芯，該芯(i)含有作為主要 ￡點缺陷的硅晶格空位，和任選地含有平均半徑小于大約30納米的空隙和/或平均半徑小于大約IO納米的氧簇，或(ii)作為主要^點缺陷的硅自間隙和任選地，B-缺陷。
要進一步指出的是，被第一環(huán)形環(huán)環(huán)繞的上述軸向?qū)ΨQ區(qū)域可以含有小型賴t缺陷的一個或多個額外的環(huán)或圖案(其可能可檢出或不可檢出，也就是說，基于各種建模技術(shù)，可能認(rèn)識到它們的存在，但現(xiàn)有檢測法不能檢出它們)。通常，小型微缺陷可以是指平均半徑小于大約30納米的空隙、平均半徑小于大約IO納米的氧蔟、和/或B-缺陷，如本文其它地方進一步詳述。
要進一步指出的是，在上述方法的一個或多個具體實施方案中，所述片段包含環(huán)形環(huán)或外周環(huán)，其位于軸向?qū)ΨQ區(qū)域的徑向外部，并從大約錠塊側(cè)面向軸向?qū)ΨQ區(qū)域沿徑向向內(nèi)延伸，所述環(huán)含有可通過本領(lǐng)域已知的方式檢出的空隙(或附聚的空位缺陷)和/或氧簇，所述空隙具有小于大約30納米的平均半徑，且所述氧簇具有小于大約10納米的平均半徑。另外或任選地，所述軸向?qū)ΨQ區(qū)域可以具有從大約環(huán)形環(huán)延伸到錠塊中軸的徑向?qū)挾??；蛘撸蠦-缺陷的第二環(huán)形環(huán)可以存在于所述第一環(huán)形環(huán)和芯或中間區(qū)域之間，并環(huán)繞該芯或中間區(qū)域，該芯或中間區(qū)域含有可通過本領(lǐng)域已知的方式檢出的空隙(或附聚的空位缺陷)和/或氧蔟，所述空隙具有小于大約30納米的平均半徑，且所述氧簇具有小于大約10納米的平均半徑。
在這方面，要進一步指出的是，在一個或多個上述方法中，所述第二環(huán)形環(huán)(其可基本不含附聚的本征點缺陷)可以含有硅自間隙作為主要的本征點缺陷。
在這方面，要進一步指出的是，在一個具體實施方案中，本文對錠塊給定片段詳述的冷卻速率可以是該錠片段在指定溫度范圍內(nèi)的平均冷卻速率。但是，在另一實施方案中，本文對錠塊給定片段詳述的冷卻速率可以
是整個錠片段在指定溫度范圍內(nèi)的實際速率；也就是說，整個錠片段中在指定溫度范圍內(nèi)的瞬時冷卻速率符合所述冷卻速率要求。
本發(fā)明再進一步涉及由上述方法獲得的單晶硅錠和/或從這種錠塊上切下的單晶硅片。
本發(fā)明再進一步涉及一種單晶硅片，其具有至少大約150毫米的直徑、中軸、大致垂直于該軸的正面和背面、圓周邊緣和從中軸延伸到晶片圓周邊緣的半徑(R)。該晶片包含從大約晶片的圓周邊緣向中軸沿徑向向內(nèi)延伸的環(huán)形環(huán)或外周環(huán)，所述環(huán)(i)含有作為主要本征點缺陷的硅晶格空位，(ii)含有可通過本領(lǐng)域已知的方式檢出的附聚空位缺陷(空隙)和/或M,所述空隙具有小于大約30納米的平均半徑，且所述氧簇具有小于大約10納米的平均半徑，和(iii)具有至少大約0.05R (例如，至少大約O.IR、大約0.15R、大約0,2R、大約0.25R或更大)的平均徑向?qū)挾取?br> 任選地，上述環(huán)形環(huán)可以環(huán)繞一個或多個軸向?qū)ΨQ區(qū)域或環(huán)，所述軸向?qū)ΨQ區(qū)域或環(huán)可含有硅晶格空位或硅自間隙作為主要的本征點缺陷。更具體地，該環(huán)形環(huán)可以環(huán)繞從中軸向該環(huán)形環(huán)沿徑向向外延伸的軸向?qū)ΨQ區(qū)域，該區(qū)域具有小于大約0.95 R(例如小于大約0.9 R、大約0.85R、大約0.8 R、大約0.75 R或更小)的可測徑向?qū)挾?。該軸向?qū)ΨQ區(qū)域可以(0含有硅晶格空位作為主要的本征點缺陷，并可進一步任選地含有附聚的空位缺陷(空隙)和/或氧簇，所述空隙具有小于大約30納米的平均半徑，且所述氧簇具有小于大約IO納米的平均半徑；或(ii)含有硅自間隙作為主要的4^點缺陷，并可以進一步含有B-缺陷。另外，如果該軸向?qū)ΨQ區(qū)域的半徑使其未從中軸延伸到該環(huán)形環(huán)，其本身可以形成位于第 一環(huán)形環(huán)徑向內(nèi)部的笫二環(huán)形環(huán)，并環(huán)繞晶片的中心或芯區(qū)域，該區(qū)域(i)從中軸沿徑向向外延伸，(ii)含有硅自間隙作為主要的4^i點缺陷，和(iii)任選地，含有附聚的空位缺陷(如本文其它地方所述，其可以具有或可以不具有小于大約30納米的平均半徑)。
另外，要指出的是，在一些情況下，從大約晶片的圓周邊緣沿徑向向內(nèi)延伸的環(huán)形環(huán)可以基本大致延伸到晶片的中軸，該晶片因此基本含有單 一區(qū)域，該單一區(qū)域含硅晶格空位作為主要的本征點缺陷，并進一步含有
附聚的空位缺陷(空隙)和/或氧蔟，所述空隙具有小于大約30納米的平 均半徑，且所述氧蔟具有小于大約10納米的平均半徑。
本發(fā)明的其它優(yōu)點和特征一部分顯而易見，且一部分在下文中指出。
附圖簡述
圖IA和IB是晶片的1/4部分的照片復(fù)印件，其表明在用于獲取這些 部分的、以基本接近臨界v/G條件生長成的兩個晶體中存在邊緣環(huán)。 圖2A顯示了在

圖1A所示的晶體的所選長度中G的徑向變化。 圖2B是對于圖1B中所示的晶體的一段長度比較G和G校正的圖。 圖3顯示了被稱作T-分布1的軸向溫度分布。
圖4顯示了如圖3所示軸向溫度分布所述的晶體中在所有徑向位置處 的均勻G校正分布(作為半徑r的函數(shù))。
圖5顯示了在經(jīng)過圖3中所示軸向溫度分布所述的均勻徑向溫度場生 長的晶體中距界面5厘米處的空位和間隙濃度的徑向分布。
圖6顯示了在經(jīng)過圖3中所示軸向溫度分布所述的均勻徑向溫度場生 長的晶體中距界面10厘米處的空位和間隙濃度的徑向分布。
圖7顯示了在經(jīng)過圖3中所示軸向溫度分布所述的均勻徑向溫度場生 長的晶體中成熟空位-簇密度的徑向分布。
圖8顯示了在具有和不具有活性表面的、經(jīng)過圖3中所示軸向溫度分 布所述的均勻徑向溫度場生長的晶體中成熟空位-簇密度的徑向分布。
圖9顯示了不同溫度分布(即T-分布1、 2和3)的冷卻特性。
圖IO顯示了在經(jīng)過圖9中所示軸向分布(T-分布l、 2和3)所代表 的均勻徑向溫度場生長的晶體中成熟v-簇的徑向分布。
圖11顯示了不同溫度分布(即T-分布1和4)的冷卻特性。
圖12顯示了在經(jīng)過圖11中所示軸向分布所代表的均勻徑向溫度場生 長的晶體中成熟v-簇的徑向分布。圖13顯示了不同溫度分布(即T-分布1和5)的冷卻特性。
圖14顯示了在經(jīng)過圖13和11中所示軸向分布所代表的均勻徑向溫度
場生長的晶體中成熟v-簇的徑向分布。
圖15顯示了不同溫度分布(即T-分布1和6)的冷卻特性。
圖16顯示了在經(jīng)過圖15中所示軸向分布所代表的均勻徑向溫度場生
長的晶體中成熟v-簇的徑向分布。
圖17顯示了不同溫度分布(即T-分布1和7)的冷卻特性。
圖18顯示了在經(jīng)過圖17中所示軸向分布所代表的均勻徑向溫度場生
長的晶體中成熟v-簇的徑向分布。
圖19顯示了不同溫度分布(即分布1和8 )的冷卻特性。
圖20顯示了在經(jīng)過圖19和17中所示軸向分布所代表的均勻徑向溫度
場生長的晶體中成熟v-簇的徑向分布。
圖21顯示了在經(jīng)過圖19、 17、 15、 13、 11和9中所示軸向分布所代
表的均勻徑向溫度場生長的晶體中成熟v-簇的徑向分布。
圖22顯示了用于模擬控制晶體生長過程中軸向并入的G校正的均勻和
受控(即非均勻)分布。
圖23顯示了控制G校i徑向分布對邊緣環(huán)強度的影響。
圖24顯示了帶有圖23中所示缺陷分布的晶體中G校正和Go的徑向分布。
圖25顯示了研究WG校正位移所用的、取決于界面曲率的界面i0(平坦)、 il (凹進)和i2 (凸起)。
圖26顯示了以凹進(il)界面生長的晶體中的溫度場和以凸起(il) 界面生長的晶體中的溫度場。
圖27顯示了具有凹進(il)界面的晶體中界面附近的點缺陷濃度場(空 位v和間隙i的濃度)。
圖28顯示了距凹進(il)界面5厘米處的徑向點缺陷濃度分布。
圖29顯示了距凹進(il)界面10厘米處的徑向點缺陷濃度分布(空 位v和間隙i的濃度)。圖30顯示了帶有平坦界面(iO)的晶體中和帶有凹進(il)界面的晶
體中的徑向成熟空位團密度。
圖31顯示了帶有凸起(i2)界面的晶體中界面附近的點缺陷濃度場。 圖32顯示了距凸起(i2)界面5厘米處的徑向點缺陷濃度分布。 圖33顯示了距凸起(i2)界面IO厘米處的徑向點缺陷濃度分布。 圖34顯示了帶有平坦界面(i0)的晶體中和帶有凹進(il)界面的晶
體中、以及帶有凸起界面(i2)的晶體中的徑向成熟空位團密度。
圖35顯示了具有圖23中所示缺陷分布的晶體中G校正、定性G有效和
Go的徑向分布。
對于附圖，相應(yīng)的標(biāo)號在附圖的幾個視圖中都是指相應(yīng)部分。
實施方案詳述
根據(jù)本發(fā)明，已經(jīng)發(fā)現(xiàn)，當(dāng)試圖根據(jù)丘克拉斯基法在使其至少一段基 本不含附聚本征點缺陷的條件下使單晶硅錠生長時，可能形成含有附聚空 位缺陷(即"D-缺陷")和/或氧簇的、從大約錠塊側(cè)面向內(nèi)沿徑向延伸的、 具有一定可測寬度的環(huán)形環(huán)或外周環(huán)(即"邊緣環(huán)，，)。更具體地，已經(jīng) 發(fā)現(xiàn)，在制備CZ單晶硅錠的方法中一一其中控制生長速度v和軸向溫度 梯度G (或如本文進一步詳述，更精確地，"校正的"或"有效的，，軸向 溫度梯度，分別為"G校/，或"G有效，，)，使得在給定的軸向位置，在錠 塊半徑的相當(dāng)大部分范圍內(nèi)(例如，從中軸向側(cè)面測量，小于大約0/75R, 大約0.8R，大約0.85R，大約0,9R或甚至大約0.95R內(nèi))，v/G有效的值 基本接近v/G有效臨界值，以形成基本不含附聚本征點缺陷的具有一定的可 測徑向?qū)挾?如本文其它地方進一步詳述)的軸向?qū)ΨQ區(qū)域一一可以在該 軸向?qū)ΨQ區(qū)域周圍形成小的但可檢出的氧蔟和/或D-缺陷的環(huán)形環(huán)，即，位 于軸向?qū)ΨQ區(qū)域的徑向外側(cè)、并從大約錠塊側(cè)面向大約軸向?qū)ΨQ區(qū)域沿徑 向向內(nèi)延伸的環(huán)。
但是，已經(jīng)進一步發(fā)現(xiàn)，通過(i)控制錠塊生長過程中特定相關(guān)片段 的冷卻速率，和/或(ii)徑向控制在錠塊生長過程中以軸向并入相關(guān)錠片段中的本征點缺陷的類型和/或量，可以降低并優(yōu)選可以消除這種邊緣環(huán)的
強度(即可以降低其中這些?。?=缺陷和/或氧蔟的尺寸，和/或其濃度)。 特別地，已經(jīng)發(fā)現(xiàn)，將相關(guān)片段從固化迅速冷卻到至少大約1250n、并然 后將該片段更緩慢地從低于大約125(TC冷卻至大約1000匸以及任選地控 制G校正和/或G有效的徑向變化(如本文其它地方進一步指定的那樣)，這 能夠制備在前述條件下生長的單晶珪錠，以降低并優(yōu)選消除相關(guān)片段中D-缺陷和/或氧蔟的這種邊緣環(huán)的存在。
在這方面，要指出的是，既然已通過本文詳述的關(guān)系和公式使G校正和 G有效相關(guān)聯(lián)，本文對v/G校正的論述也適用于v/G有效，反之亦然。相應(yīng)地， 除非另行指明，本文關(guān)于G有效的論述以同等權(quán)重和相關(guān)性適用于G校正。
要進一 步指出的是，氧簇可以通過本領(lǐng)域已知的方式和/或如本文其它 地方詳述的那樣檢測，包括借助銅裝飾和/或熱處理后的蝕刻。
要進一步指出的是，本文所用的"基本接近v/G有效臨界值"以及其變 型是指實際v/G有效值在v/G有效臨^i的大約+/- 30 %內(nèi)或在大約+/- 25 % 、 大約+/-20%、大約+/-15%、大約+/-10%、或甚至大約+/-5%內(nèi)。如上所 述，目前可得的信息表明，該臨界值為大約2.5x10-5 cm2/sK。相應(yīng)地，換 言之，本文所用的"基本接近臨界WG有效值，，以及其變型是指WG有效實際 值在大約1.75xl0-5 cm2/sK和大約3.25xl(T5 cm2/sK之間，在大約1.88xl(T5 cm2/sK和大約3.13x10 s cmVsK之間，在大約2.0x105 cm2/sK和大約 3.0xl(T5 cm2/sK之間，在大約2.13xl(T5 cmVsK之間和大約2.88xl(T5 cm2/sK 之間，在大約2.25x10-5 cm2/sK和大約2.75xl(T5 cm2/sK之間，或在大約 2.38xl(T5 cm2/sK和大約2.63 x 10s cm2/sK之間。
A.單晶珪錠和晶片 1.錠塊
因此，在一個實施方案中，本發(fā)明涉及制備單晶硅錠的方法以及由此
獲得的晶片，其中該錠塊包含中軸、晶種錐、與晶種錐相對的末端和在晶 種錐與該相對末端之間的恒定直徑部分，所述恒定直徑部分具有側(cè)面、從中軸延伸到該側(cè)面的半徑(R)、和至少大約150毫米的標(biāo)稱直徑，該錠 塊根據(jù)丘克拉斯基法由硅熔體生長并然后從固化溫度冷卻。該方法包括在 錠塊的至少一段恒定直徑部分的生長過程中，在從固化到大約1200。C的溫 度范圍內(nèi)控制生長速度v和平均軸向溫度梯度G，使得在所述片段內(nèi)的給 定軸向位置處的v/G有效比率在其相當(dāng)大部分的半徑范圍內(nèi)保持基本接近 v/G有雙臨界值；也就是說，控制生長速度和軸向溫度梯度，使得在半徑(從 中軸向側(cè)面測量)的至少大約75%、或半徑的至少大約80。/。、大約85%、 大約卯％ 、大約95 %或甚至大約100 %范圍內(nèi)，v/G有效比率與v/G有效臨界 值相比徑向變動小于大約± 30 % 。
如下文進一步闡述的那樣，在本發(fā)明的一個實施方案中，本方法進一 步包括控制該片段經(jīng)過一個或多個溫度范圍的冷卻速率，以抵消;MiE點缺 陷從或向錠塊側(cè)面的徑向擴散的影響。另外或或者，可以控制軸向溫度梯 度(例如如下文進一步指定的G校正或G核)以改變從熔體/固體界面軸向 并入該錠塊的本征點缺陷的類型和/或濃度，以抵消從錠塊側(cè)面徑向并入的 #點缺陷(即空位)。
無論實現(xiàn)邊緣環(huán)的抑制或消除的方式如何，本發(fā)明的方法可以任選地 產(chǎn)生具有包含軸向?qū)ΨQ區(qū)域的片段的錠塊，該軸向?qū)ΨQ區(qū)域具有(i)可小 于或等于大約1R的可測徑向?qū)挾龋?ii)如本文其它地方進一步指定的沿 中軸測得的長度。在一個實施方案中，該區(qū)域可以基本不含附聚的本征點 缺陷，其中硅晶格空位是主要的并入本征點缺陷，或其中硅自間隙是主要 的并入本征點缺陷。在另一實施方案中，該區(qū)域可以含有硅自間隙作為主 要的并入本征點缺陷，并進一步任選地含有B-缺陷。在再一實施方案中， 該區(qū)域可以含有硅晶格空位作為主要的并入本征點缺陷，并進一步任選地 含有可通過本領(lǐng)域已知的方式檢出的附聚空位缺陷(空隙)和/或氧蔟，該 空隙具有小于大約30納米的平均半徑，且該氧簇具有小于大約10納米的 平均半徑。 在任何或所有上述實施方案中，該軸向?qū)ΨQ區(qū)域的徑向?qū)挾瓤苫镜?于錠塊半徑(即大約1R)?；蛘?，該軸向?qū)ΨQ區(qū)域的徑向?qū)挾瓤梢匀绫疚钠渌胤街羞M一步詳述的那樣小于1R。在這類情況下，該軸向?qū)ΨQ區(qū)域可 以從錠塊中軸向側(cè)面沿徑向向外延伸，或其可以形成位于中軸和側(cè)面之間 的環(huán)形環(huán)，并可以被從大約側(cè)面向內(nèi)向中部軸向?qū)ΨQ區(qū)域延伸的第一環(huán)形
環(huán)環(huán)繞。該第一環(huán)形環(huán)含有硅晶格空位作為主要本征點缺陷，并可進一步 含有平均半徑小于大約30納米的附聚空位缺陷(空隙)和/或平均半徑小 于大約10納米的氧簇。在軸向?qū)ΨQ區(qū)域本身形成環(huán)形環(huán)或更具體地第二環(huán) 形環(huán)(其位于第一環(huán)形環(huán)的徑向內(nèi)側(cè))的那些情況下，其可以環(huán)繞軸向?qū)?稱芯，該芯(i)含有作為主要本征點缺陷的硅晶格空位，和任選地含有平 均半徑小于大約30納米的空隙和/或平均半徑小于大約10納米的,，或 (ii)作為主要本征點缺陷的硅自間隙，和任選地，B-缺陷。
要指出的是，被第一環(huán)形環(huán)環(huán)繞的上述軸向?qū)ΨQ區(qū)域可以含有一個或 多個額外的小型微缺陷環(huán)或圖案(其可能可檢出或不可檢出一一也就是說， 基于各種建才莫技術(shù)，可能認(rèn)識到它們的存在，但現(xiàn)有檢測法不能檢出它們)。 通常，小型孩吏缺陷可以是指平均半徑小于大約30納米的空隙、平均半徑小 于大約10納米的氧蔟，和/或B-缺陷，如本文其它地方進一步詳述。
要進一步指出的是，錠塊的恒定直徑部分可以任選具有大約200毫米、 大約300毫米或大于大約300毫米的標(biāo)稱直徑。
要進一步指出的是，軸向?qū)ΨQ區(qū)域和/或環(huán)形或外周環(huán)可以具有(i)沿 中軸測量，錠塊恒定直徑部分長度的至少大約20%的軸向長度，并可以任 選地具有錠塊恒定直徑部分長度的大約30%、大約40%、大約50%、大 約60%、大約70%、大約80%、大約90%或甚至大約100%的長度(例 如，該長度為錠塊軸向長度的大約10%至大約100%，或大約20%至大約 90%，或大約30%至大約80% )。另外，該軸向?qū)ΨQ區(qū)域，或更籠統(tǒng)地， 錠片段的除了外部環(huán)形環(huán)(即"邊緣環(huán)，，，如本文詳述)之外的部分，可 以具有大約0.1R、大約0.2R、大約0,3R、大約0.4R、大約0.5 R、大約 0.6 R、大約0.7R、大約0.8R、大約0.9 R或甚至大約0.95 R的徑向?qū)挾?(例如，該徑向?qū)挾葹榇蠹s0.1 R至大約0.95 R，或大約0.2 R至大約0,8 R, 或大約0.3 R至大約0.75 R)。在這方面，要指出的是，徑向?qū)挾群洼S向長度的基本各種組合在本文中都可用于描述本發(fā)明的實施方案，而不會偏 離本發(fā)明的保護范圍。
在一個優(yōu)選實施方案中，控制生長條件和冷卻速率以在基本整個軸向 對稱區(qū)域中防止形成附聚本征點缺陷，由此使該區(qū)域基本不含附聚本征點 缺陷，并使該區(qū)域的徑向?qū)挾群?或軸向長度最大化。也就是說，在一個優(yōu) 選實施方案中，軸向?qū)ΨQ區(qū)域的徑向?qū)挾群?或軸向長度與錠塊的恒定直徑 部分基本相同?；蛘撸S向?qū)ΨQ區(qū)域的片段可以另外包含圍繞軸向?qū)?稱區(qū)域的環(huán)形環(huán)，該環(huán)的軸向長度大致等于軸向?qū)ΨQ區(qū)域且從大致側(cè)面徑
向向中軸并到達(dá)大致軸向?qū)ΨQ區(qū)域測得的徑向?qū)挾刃∮诖蠹s0.7R，大約0.6 R,大約0.5R，大約0.4R,大約0,3R，或甚至大約0.2 R (例如大約0.15 R，大約0.1 R，大約0.05 R或更低)，該寬度例如為大約0.7 R至大約0.05 R，或大約0,5R至大約0.1R，或大約0.4 R至大約0.15 R。
硅晶格空位是環(huán)形環(huán)中主要的并入本征點缺陷；也就是說，該環(huán)形環(huán) 富含空位。此外，該環(huán)形環(huán)可任選地在其一個或多個實施方案中包含U) 可檢出的附聚空位缺陷，平均尺寸(就徑向長度而言)小于大約30納米， 大約25納米，或甚至大約20納米，并大于大約5納米，平均徑向尺寸例 如在小于大約30納米至大于大約5納米、或小于大約25納米至大于大約 IO納米、或小于大約20納米至大于大約15納米的范圍內(nèi)；和/或(b)可 檢出的氧蔟，平均尺寸(就徑向長度而言)小于大約10納米，大約8納米， 或甚至大約6納米，并大于大約l納米，平均徑向尺寸例如在小于大約IO 納米至大于大約l納米、或小于大約8納米至大于大約2納米、或小于大 約6納米至大于大約4納米的范圍內(nèi)。
在這方面，要指出的是，在本文指出的一個或多個實施方案中，該環(huán) 形環(huán)中這類附聚空位缺陷和/或氧蔟的濃度可以大于大約104個缺陷/立方 厘米。但是，優(yōu)選地，該環(huán)形環(huán)中這類附聚空位缺陷的濃度小于大約104 個缺陷/立方厘米。
2.晶片本發(fā)明還涉及由上文詳述的錠塊獲得的單晶硅片。更特別地，本發(fā)明
涉及具有至少大約150毫米直徑、中軸、大致垂直于該軸的正面和背面、 圓周邊緣、和從中軸延伸到晶片圓周邊緣的半徑(R)的單晶硅片。該晶 片包含從大約晶片圓周邊緣向中軸沿徑向向內(nèi)延伸的環(huán)形環(huán)或外周環(huán)，所 述環(huán)(i)含有硅晶格空位作為主要的本征點缺陷，(ii)含有可通過本領(lǐng) 域已知方式檢出的附聚空位缺陷(空隙)和/或氧蔟，所述空隙具有小于大 約30納米的平均半徑，且所述氧蔟具有小于大約IO納米的平均半徑，和 (iii)具有至少大約0.05R(例如，至少大約0.1R，大約0.15R,大約0.2 R，大約0,25R或更大)的平均徑向?qū)挾取?br> 任選地，上述環(huán)形環(huán)可以環(huán)繞一個或多個可含有硅晶格空位或硅自間 隙作為主要本征點缺陷的軸向?qū)ΨQ區(qū)域或環(huán)。更具體地，該環(huán)形環(huán)可以環(huán) 繞從中軸向該環(huán)形環(huán)以徑向向外延伸的軸向?qū)ΨQ區(qū)域，該區(qū)域具有小于大 約0.95 R (例如小于大約0.9 R，大約0.85R，大約0.8 R，大約0.75R或 更小)的可測徑向?qū)挾?。該軸向?qū)ΨQ區(qū)域(i)可以含有硅晶格空位作為 主要本征點缺陷，并可進一步任選地含有附聚空位缺陷(空隙)和/或M， 所迷空隙具有小于大約30納米的平均半徑，且所述氧蔟具有小于大約10 納米的平均半徑；或(ii)含有硅自間隙作為主要知&點缺陷，并可以進一 步含有A-缺陷和/或B-缺陷。另外，在該軸向?qū)ΨQ區(qū)域的半徑使其未從中 軸延伸到環(huán)形環(huán)的那些情況下，其可以本身形成位于第一環(huán)形環(huán)的徑向內(nèi) 側(cè)的第二環(huán)形環(huán)，并環(huán)繞晶片的中心或芯區(qū)域，該區(qū)域(i)從中軸沿徑向 向外延伸，(ii)含有硅自間隙作為主要本征點缺陷，和(iii)任選地，含 有附聚的空位缺陷(如本文其它地方所述，其可以具有或不具有小于大約 30納米的平均半徑)。
要指出的是，被第一環(huán)形環(huán)環(huán)繞的上述軸向?qū)ΨQ區(qū)域可以含有一個或 多個額外的小型微缺陷環(huán)或圖案(其可能可檢出或不可檢出一一也就是說， 基于各種建模技術(shù)，可能認(rèn)識到它們的存在，但現(xiàn)有檢測法不能檢出它們)。 通常，小型孩吏缺陷可以是指平均半徑小于大約30納米的空隙、平均半徑小 于大約10納米的氧簇，和/或B-缺陷，如本文其它地方進一步詳述。另外，要指出的是，在一些情況下，從大約晶片圓周邊緣徑向向內(nèi)延伸的環(huán)形環(huán)可以基本延伸到大約晶片中軸，該晶片因此基本含有含硅晶格空位作為主要本征點缺陷并進一步含有附聚空位缺陷(空隙)和/或氧蔟的
單一區(qū)域，所述空隙具有小于大約30納米的平均半徑，且所述氧簇具有小于大約IO納米的平均半徑。
B.邊緣環(huán)現(xiàn)象
如上所述，在試圖防止形成附聚本征點缺陷時，許多CZ生長法被設(shè)計成控制生長速度v和有效軸向溫度梯度G，以使在生成的錠塊的恒定直徑部分內(nèi)的給定軸向位置處且優(yōu)選在錠塊的恒定直徑部分的相當(dāng)大部分軸向長度范圍內(nèi)，比率v/G在錠塊半徑的整個或相當(dāng)大部分范圍內(nèi)基本接近v/G臨界值。換言之，在試圖防止在CZ單晶硅錠的恒定直徑部分內(nèi)形成附聚本征點缺陷時，控制CZ工藝M (例如生長速度、熱分布等)，以使在錠塊內(nèi)的任何給定軸向位置處、且優(yōu)選在錠塊的相當(dāng)大部分軸向長度范圍內(nèi)，v/G實際值在整個或相當(dāng)大部分半徑范圍內(nèi)保持基本接近v/G臨界值。但是，現(xiàn)在參照本文的圖1A和1B,已經(jīng)發(fā)現(xiàn)，在這類生長條件下，可能形成接近錠塊恒定直徑部分的側(cè)面或徑向邊緣的環(huán)(10)(即"邊緣環(huán)，，)，其含有附聚空位缺陷(D-缺陷)和/或氧蔟。盡管控制v/G接近v/G臨界值，但仍已觀察到形成這種邊緣環(huán)。實際上，相當(dāng)意外地，即使G沿錠塊恒定直徑部分的半徑提高，也已觀察到形成這種邊緣環(huán)，特別是在錠塊側(cè)面附近。也就是說，即使G朝側(cè)面徑向向外提高，也已觀察到這種邊緣環(huán)(其中空位是主要的并入本征點缺陷)，由此產(chǎn)生了富含空位的區(qū)域，在該區(qū)域中，本來預(yù)計以間隙為主要;^點缺陷。
再參照圖1A和1B，其中顯示了在上述生長條件下生成的兩種CZ晶體中晶軸平面(即與該軸垂直的平面)上的典型孩i缺陷分布。從這些圖中可以觀察到，存在含有小的附聚空位缺陷(即D-缺陷)和/或小氧簇的中心區(qū)域(11)，不含這類缺陷的中間區(qū)域(12 )和具有D-缺陷和/或氧簇的外部區(qū)域或邊緣環(huán)(10)。通過Voronkov的理論有效解釋了中心區(qū)域中的附聚缺陷分布，其在本文其它地方進一步詳述，從中心區(qū)域中G的徑向均勻性可以看出(參見例如圖2A)。相應(yīng)地，在生長CZ錠塊時保持G的徑向均勻性改進了這些錠塊在中心區(qū)域中的品質(zhì)。但是，如上所述，圖1A和1B也顯示了在晶體側(cè)緣附近含有氧簇和/或D-缺陷的區(qū)域，這通常不能通過G的徑向均勻性解釋；也就是說，盡管G沿晶體半徑升高，仍在晶體邊緣附近建立了富含空位的條件。
根據(jù)本發(fā)明，已經(jīng)發(fā)現(xiàn)，只有在相關(guān)的特定徑向位置處的實際軸向溫度分布可以通過如Voronkov的理論所要求的并如下列公式(1 )所示的1/T的線性變化逼進時，在熔體/固體界面處在晶體的基本任何徑向位置處計算出的G,和生長速度v，才通常成為最初并入的^i點缺點的類型和濃度以及最終主要本征點缺陷類型的有效指征
其中T是任何固定徑向位置r處的溫度；m是熔體/固體界面處的生長條件；z是距熔體/固態(tài)界面的軸向距離，且G是軸向溫度梯度量值。
已經(jīng)另外發(fā)現(xiàn)，由于不能通過公式(1)使用實際G精確逼進實際軸向溫度分布，已經(jīng)設(shè)計出校正G (即G校正)，其根據(jù)本發(fā)明，提供了比公式(1)更好或更可接受的實際軸向溫度分布擬合。因此G校正是缺陷存在或不存在以及其類型的更精確的指征。如下列公式(2)中詳述，G校正可以如下表達(dá)
一=+++ 使得2:/&-^)=。
其中T、 m和z如上定義，其中下標(biāo)"校正"是指對指定變量的校正值；且函數(shù)f簡單地描述T和T校正之間在本領(lǐng)域普通技術(shù)人員公知的任何可行分析法(例如最小二乘方法)下的可接受的統(tǒng)計一致性?，F(xiàn)在參照圖2b,其中顯示了圖1A和1B中所示晶體片段中G校正和G的徑向變化。要指出的是，G校正明顯不同于實際G。 G校正的徑向變化還表明，通常僅在晶體中心區(qū)域中，才能通過Voronkov的理論解釋圖1A和IB中所示晶體片段中附聚本征點缺陷的類型和/或存在以及位置；也就是說，邊緣環(huán)的存在不能通過Vonmkov的理論解釋。
考慮到G校正的徑向均勻性，通常預(yù)計，例如在圖1A和1B中所示的晶體中，從熔體/固體界面軸向并入生長中的錠塊的本征點缺陷的類型和/
或濃度在徑向上是均勻的。但是，根據(jù)本發(fā)明，已經(jīng)發(fā)現(xiàn)，在v/G校正接近v/G a臨^i的條件下生長的晶體的邊緣附近，本征點缺陷(即硅晶格空位和/或硅自間隙)的側(cè)面誘發(fā)擴散強烈地影響形成中的單晶硅的品質(zhì)(例如其中缺陷的存在或不存在，以及所形成的缺陷的類型)。
可以例如通過模擬在(i)基本接近但略高于臨界v/G校正條件下，(ii)經(jīng)過徑向均勻溫度場(即在所有徑向位置處均符合上述公式(1 )的溫度場)生長的、并且(iii)具有基本平坦界面的CZ晶體中的缺陷動力學(xué)來研究側(cè)面的影響。圖3和4分別顯示了軸向溫度分布和G實際值(在該晶體中等于G校正)的徑向變化。在圖5中顯示了距生長中的晶體中的界面大約5厘米處的空位和間隙濃度。從圖5中看出，這兩種點缺陷的濃度在各處基本徑向均勻，但非常接近晶體表面的位置(例如大約0.25R,大約0,2R,大約0.15 R，大約0.1 R或甚至大約0.05 R內(nèi))除外。但是，在表面附近，表面誘發(fā)的擴m成了富含空位的條件。
在接近v/G校i臨界值時，在不存在所示表面效應(yīng)的情況下，晶體中的硅自間隙過飽和且硅晶格空位欠飽和(參見例如圖5)。該分布可以通過與間隙相比較低的空位形成能和與空位相比較高的間隙遷移能產(chǎn)生；或者，該分布的生成可以歸因于本文其它地方指出的其它原因。因此，在距界面大約5厘米處，空位濃度略高于間隙濃度，且晶體中間隙過飽和。但是，在較低溫度下(即當(dāng)錠塊冷卻時)，這兩種類型的本征點缺陷的平衡濃度的連續(xù)降低以及硅晶格空位對硅自間隙的湮滅(或相反)造成了適中的空位過飽和和間隙欠飽和，這又導(dǎo)致在晶體中心區(qū)域中形成氧簇缺陷和/或D-缺陷。明顯地，與上述晶體中心相反，由于表面誘發(fā)的擴散，表面附近的空位濃度升高超過晶體中心的軸向并入空位濃度。不受制于特定理論，表面附近的既有點缺陷濃度分布的主要驅(qū)動力是快速擴散間隙的向外擴散、空
位的向內(nèi)擴散和Frenkel反應(yīng)(其中作為正在進行的平衡反應(yīng)的一部分形成和消耗空位和間隙)之間的相互作用。隨著這部分晶體進一步冷卻，擴散長度降低；也就是說，該區(qū)域從晶體表面起的寬度降低，其中表面擴散效應(yīng)強。此外，空位和間隙的平衡濃度一一它們在錠塊表面處的濃度一一隨溫度降低而迅速降低。此外，快速重組繼續(xù)湮滅間隙。這些效應(yīng)在晶體表面附近建立了空位過飽和和間隙欠飽和。因此，空位濃度從晶體表面(從表面向中心)單調(diào)升高，達(dá)到峰值，并然后再降低?？瘴环逯甘境銎渲谐w表面以及朝晶體內(nèi)部的擴散效應(yīng)都處于最小的區(qū)域。在所示實例中且現(xiàn)在參照圖6，要指出的是，距熔體/固體界面大約IO厘米，在溫度降低和平衡點缺陷濃度降低的環(huán)境中，表面誘發(fā)擴散和Frenkel反應(yīng)之間的相互作用在晶體表面附近建立了空位峰和空位過飽和區(qū)域。但是，晶體內(nèi)部中的空位仍略孩i欠飽和。但是，隨著溫度進一步降低，通過連續(xù)重組，晶體各處都變成空位過飽和。因此，根據(jù)氧濃度和冷卻速率(如本文其它地方進一步詳述)，可以在晶體邊緣附近形成附聚空位缺陷和/或氧蔟。這些缺陷形成邊緣環(huán)。
D-缺陷通過空位附聚而形成，而氧蔟主要通過在CZ晶體中消耗空位而形成。由于氧蔟的比體積高于珪，氧簇的形成和生長在硅晶格中產(chǎn)生了應(yīng)力。應(yīng)力釋放主要通過吸收空位而發(fā)生。在這方面，要指出的是，M和D-缺陷都可以簡單地表示為名為"v-簇，，的球狀簇，據(jù)估計，其通過由空位和氧之間的緊密結(jié)合引起的空位均勻附聚而形成。但是，要進一步指出的是，當(dāng)氧蔟的形成可忽略不計時，v-簇分布相當(dāng)好地反映了 D-缺陷分布，而當(dāng)D-缺陷形成可忽略不計時，v-簇分布是氧缺陷或沉淀分布的近似圖或示意圖。當(dāng)D-缺陷和氧蔟共存時，預(yù)測的v-簇分布是D-缺陷和,的累積示意圖。 一般而言，可以估計，v-簇分布以半定量方式代表了氧簇和D-缺陷分布的總和。模擬晶體中的充分確立的代表性v-簇分布顯示在圖7 (其中Rcl，v是v-簇的半徑)中。圖7中所示的邊緣環(huán)含有可能危害由其 制成的電子器件的大的孩t缺陷。
要進一步指出的是，由于側(cè)面誘發(fā)擴散與Frenkd反應(yīng)之間的相互作 用建立了造成邊緣環(huán)形成的點缺陷濃度場，這種相互作用可以被稱作"徑 向并入"。如果該表面是非活性或惰性的并因此不充當(dāng)點缺陷的源頭或匯 集點，微缺陷分布沒有顯示出任何徑向變化，如圖8所示。
要進一步指出的是，當(dāng)晶體接近臨界v/G校工條件(此時#點缺陷的 軸向并入在距界面的短距離處建立相當(dāng)?shù)目瘴缓烷g隙濃度，由此能夠觀察 徑向并入的效應(yīng))生長時，邊緣環(huán)效應(yīng)通?？梢?。相反，當(dāng)晶體生長條件 遠(yuǎn)遠(yuǎn)偏離臨界v/G校正條件時，主要點缺陷類型主要取決于軸向并入，即使 接近晶體邊緣。這是由于軸向并入效應(yīng)比徑向并入效應(yīng)強得多。
C.限制/控制單晶硅中的邊緣環(huán)
考慮到前述內(nèi)容，通常相信，如今用于制造無附聚本征點缺陷的晶體 的常用方法(其包括基本接近v/G臨界值和經(jīng)過徑向均勻溫度場的晶體生 長)不能有效解決邊緣環(huán)的存在和/或強度。因此根據(jù)本發(fā)明，已經(jīng)發(fā)現(xiàn)， 可以采用各種方法限制和/或控制邊緣環(huán)的存在和/或強度。 一般而言，且如 下文更詳細(xì)闡述的那樣，邊緣環(huán)的控制可以包括(i)控制晶體生長所經(jīng)過 的溫度場，從而通過G校正或G有效的強制徑向變化補償徑向并入效應(yīng)，和/ 或(ii)操縱或控制點缺陷并入過程中和/或之后的晶體冷卻速率，或(iii) 這兩種方法的一定組合。換言之，如下文進一步詳述，通過控制晶體冷卻 速率和/或通過控制軸向溫度梯度(即G校正或G有效)，可以防止或限制在 使WG基本接近其臨界值的條件下生成的晶體中邊緣環(huán)的存在和/或強度， 以影響本征點缺陷從熔體/固體界面的軸向并入(由此抵消本征點缺陷從錠
塊側(cè)面徑向并入的效應(yīng))。 1.受控冷卻
如上所述，在本發(fā)明的一個或多個實施方案中，可以控制上述錠片段度最小化。特別地，控制在大約1250'C和氧簇成核溫度或在低空位濃度下 的空隙成核溫度(即，開始形成蔟時的溫度，為大約1000。C )之間的冷卻 速率，可以延長從點缺陷軸向并入生長中的錠塊(即"有效軸向并入，，) 到成核開始之間的硅晶格空位和硅自間隙本征點缺陷的擴散時間。軸向并 入被稱作"有效"，因為這兩種點缺陷類型的濃度在接近v/G臨界條件下 在大約125(TC仍保持彼此相當(dāng)，并通過重組持續(xù)降低。要指出的是，在該 溫度范圍內(nèi)在晶體側(cè)面附近存在空位過飽和。在此范圍內(nèi)降低冷卻速率可 以使間隙從側(cè)面向內(nèi)擴散，其與空位重組，并使空位向外擴散到表面，由 此降低表面附近的空位濃度。
現(xiàn)在參照圖9，其中的圖顯示了參照軸向溫度分布(即T-分布1)和 兩個其它溫度示例性分布，與T-分布1相比， 一個在大約1250'C和大約 IOOOX:之間具有降低的冷卻速率(即T-分布2 )，另一個在大約1200"C和 大約1000。C之間具有降低的冷卻速率(即T-分布3)?？梢酝ㄟ^在無任何 徑向變化的情況下模擬經(jīng)過相同溫度分布的晶體生長來研究任何溫度分布 的影響?？梢酝ㄟ^假定平坦界面來消除界面形狀的影響?，F(xiàn)在參照圖10， 其中的圖顯示了分別通過圖9中所示的三個溫度分布而生長的三種晶體中 預(yù)測v-簇尺寸的徑向變化。從這些結(jié)果可以看出，延長在大約1250"C和大 約IOOO'C之間的擴散時間降低了邊緣環(huán)的強度。
要指出的是，理論上，從固化溫度到成核溫度的極低冷卻速率在所有 溫度下保持平衡或近平衡條件，由此避免了形成附聚缺陷。但是，在實際 操作范圍內(nèi)，在這種低冷卻速率下的晶體生長通常在經(jīng)濟或技術(shù)上不可行。 因此，出于許多原因，可能有利的是，除了在大約1250匸和大約1000X:之 間的緩慢冷卻外，還提高從固化溫度(例如大約1412"C )到大約1250。C的 晶體冷卻速率以迅速冷卻相關(guān)錠片段。例如，經(jīng)過此溫度范圍的迅速冷卻
可以降低在較高溫度下的表面誘發(fā)擴散效應(yīng)，這是在較低溫度下在邊緣環(huán) 區(qū)域中建立空位過飽和的前提。用于在大約1412。C和大約1250X:之間提供較高冷卻速率的合意溫度分布(即T-分布4)顯示在圖11中。經(jīng)過此溫度 分布生成的晶體中邊緣環(huán)的降低的強度顯示在圖12中。
要指出的是，在實際操作范圍內(nèi)，保持大約1412'C和附聚空位缺陷成 核溫度(例如大約IOOO'C )之間的較高冷卻速率通常不是非常有益的。因 此，在大約1412。C和大約1250。C之間的較高冷卻速率是合意的，但是如本 文其它地方指出，提高在大約1250。C至IOO(TC之間的冷卻速率實際上縮短 了擴散時間。但是，要進一步指出，根據(jù)冷卻速率分布，如圖13和14中 所示，在大約1412。C和大約1250。C之間的較高冷卻速率的有益作用可以仍 優(yōu)于在大約1250。C和大約1000。C之間較高冷卻速率的負(fù)面作用。但是，如 圖15和16中所示，在大約1412。C和大約1250。C之間的較高冷卻速率與在 大約125(TC和大約1000。C之間的較低冷卻速率的組合相對更有吸引力。
要進一步指出的是，在寬溫度范圍內(nèi)保持非常高或非常低的冷卻速率 而不是急劇改變冷卻速率有時更方《更。在這類條件下，保持經(jīng)過附聚缺陷 成核溫度的較高冷卻速率是有吸引力的，因為其能夠形成較小的附聚缺陷。 這是因為在較高冷卻速率下的空位成核過程中，空位過飽和不會太快降低， 從而可以形成大量微缺陷。在是D-缺陷的情況下，這降低了其尺寸，因為 供D-缺陷生長用的空位供應(yīng)是有限的。在是與氧相關(guān)的缺陷或沉淀的情況 下，存在類似效應(yīng)，因為氧蔟通過消耗空位而形成。較快冷卻還簡單地通 過降低在較高溫度下的總擴散時間來降低缺陷生長。這些效應(yīng)顯示在圖l7 和18中。
從上文提供的論述清楚看出，在實際操作范圍內(nèi)，通過在大約1412。C 和大約1250。C之間的較高晶體冷卻速率和在大約1250。C和大約1000。C之 間的較低冷卻速率(兩者均如本文其它地方詳述)，可以實現(xiàn)對邊緣環(huán)強
度的更好控制。任選地，也可以有利地在低于大約iooox:使用較高的冷卻
速率。這種方法的結(jié)果顯示在圖19和20中。在圖21中進一步列舉或圖示 了造成邊緣環(huán)中附聚缺陷的尺寸降低的冷卻速率控制的各種組合。
相應(yīng)地，在本發(fā)明的一個或多個實施方案中，可以在固化溫度至大約 750 'C之間控制上述錠片段的冷卻速率，以限制或防止上述邊緣環(huán)的形成，其中在所述冷卻過程中，特別在大約1250。C和大約IOO(TC之間，控制所述 片段的冷卻速率，以延長硅晶格空位和硅自間隙擴散通過該片段并重組或 以其它方式湮滅的時間。通常，將相關(guān)片段以低于大約0.3。C/分鐘、大約 0.25。C/分鐘或大約0.2。C/分鐘且高于大約0.025。C/分鐘、大約0.05。C/分鐘
或大約o.rc/分鐘的冷卻速率冷卻經(jīng)過該溫度范圍，或更特別經(jīng)過大約
1225。C至大約1025°C、或大約120(TC至大約1050。C的溫度范圍，該冷卻 速率例如在大約0.025至大約0.3。C/分鐘、或大約0.05至大約0.25°。/分鐘、 或大約0.1至大約0.2'C/分鐘的范圍內(nèi)。
另外，可以任選地在固化溫度(例如大約1412。C )和大約125(TC之間 將該錠片段迅速冷卻，以降低造成邊緣環(huán)的徑向擴散效應(yīng)。因此，在一個 實施方案中，將所示相關(guān)錠片段以至少大約2.5。C/分鐘、大約2.75。C/分鐘、 大約3。C/分鐘、大約3.25'C/分鐘或甚至大約3.5。C/分鐘(該范圍例如為大 約2.5至大約3.5。C/分鐘，或大約2.75至大約3.25。C/分鐘)的速率冷卻經(jīng) 過此溫度范圍，或更特別為大約140(TC至大約1275°C，或大約1375。C至 大約1300°C。
另外，可以任選地將該錠片段迅速冷卻經(jīng)過在較低空位濃度下發(fā)生附 聚空位缺陷成核的溫度范圍(例如大約IOO(TC或更低)。迅速冷卻降低了 附聚缺陷的尺寸，同時提高了其密度。因此，在一個實施方案中，將所示 相關(guān)錠片段以至少大約0.25。C/分鐘、0,5。C/分鐘、0/75。C/分鐘、大約1'C/ 分鐘、大約1.25。C/分鐘、大約1.5。C/分鐘、或甚至大約1.75。C/分鐘或更高 (該范圍例如為大約0.75至大約1.75。C/分鐘，或大約1至大約1.5r/分4中 或更高)的速率冷卻至低于大約IOOO'C，更特別為大約1000。C至大約 750°C，或大約975。C至大約800°C。
在這方面，要指出的是，在一個具體實施方案中，本文對給定的錠片 段詳述的冷卻速率可以是該錠片段在指定溫度范圍內(nèi)的平均冷卻速率。但 是，在另一實施方案中，本文對給定的錠片段詳述的冷卻速率可以是整個 錠片段在指定溫度范圍內(nèi)的實際速率；也就是說，在整個錠片段內(nèi)和在指 定溫度范圍內(nèi)的瞬時冷卻速率符合所述冷卻速率要求。2. G校二或G有效的控制
如上所述，G校正的徑向均勻性在不存在表面誘發(fā)的本征點缺陷擴散的 情況下從根本上確保了^點缺陷的軸向并入的徑向均勻性。但是，當(dāng)基 本接近v/G臨雞操作時，在側(cè)面附近，表面誘發(fā)擴散與Frenkel反應(yīng)之 間的相互作用在較低溫度下造成富含空位的條件，從而形成邊緣環(huán)。此外 或或者，受控冷卻(如本文其它地方詳述)、提高錠塊側(cè)面附近的G校正可 用于通過控制或改變本征點缺陷的軸向并入而補償本征點缺陷的徑向并入 效應(yīng)，從而抑制或消除邊緣環(huán)的形成。 一般而言，該方法包括產(chǎn)生溫度場 以使G校正的徑向分布不均勻。
現(xiàn)在參照圖22，模擬兩種不同晶體的生長， 一種在均勻G校正條件下， 另一種在受控的不均勻G校i條件下。調(diào)節(jié)拉晶速率以使兩種晶體中的成熟 v-簇尺寸在其中心附近相當(dāng)。如圖23中所示，對于在徑向升高的G校正下 生長的晶體，邊緣環(huán)強度降低，因為邊緣附近相對較高的G校i降低了徑向 并入效應(yīng)(邊緣附近相對較高的G校二增加了間隙點缺陷的軸向并入，由此
用于抵消或補償空位點缺陷的徑向并入)。
如上所述，要指出的是，如圖24中所示，在界面處計算出的實際G 不像G校正那樣精確地指示并入的品質(zhì)。因此，控制G校正以降低本文中詳述 的徑向并入效應(yīng)。下文中更詳細(xì)論述G的控制。
a. G和/或熔體/固體界面的控制
G校正的控制包括控制熔體/固體界面附近的溫度場。這可以以本領(lǐng)域已 知的各種方式實現(xiàn)，其中一些如下文進一步詳述。 一般而言，由于可以假 定晶體中的該溫度場在生長過程中處于準(zhǔn)穩(wěn)態(tài)時，因此對于給定的表面溫 度場，熔體/固體界面附近的溫度場在多數(shù)條件下是固定的。從實際的角度 看，錠溫度場可以被視為側(cè)面溫度場和界面形狀的函數(shù)。相應(yīng)地，可以設(shè) 計熱區(qū)，使得在其中生長的錠塊中實現(xiàn)所需溫度場和G校正的徑向分布。此 外，可以使用一些調(diào)節(jié)技術(shù)引起或?qū)崿F(xiàn)界面形狀的改變，而不顯著影響晶體側(cè)面上的溫度場。因此，除了熱區(qū)設(shè)計外，可以控制界面形狀以實現(xiàn)所
需G校i分布，如下文進一步詳述。
一般而言，可以主要通過拉晶器"熱區(qū)"的設(shè)計(即，尤其是構(gòu)成加 熱器的石墨或其它材料、隔熱、熱和/或輻射屏蔽)實現(xiàn)平均軸向溫度梯度 G的控制。盡管設(shè)計細(xì)節(jié)可以隨拉晶器的構(gòu)造和模型而變，但通常，G可 以使用本領(lǐng)域目前已知的用于控制熔體/固體界面處的熱傳遞的任何方式 控制，包括^f吏用如反射體、隔熱環(huán)、輻射屏蔽、吹掃管、光導(dǎo)管和加熱器 之類的裝置。但是，可以通過調(diào)節(jié)該裝置相對于熔體(通常表示為距離Hr) 和/或晶體的位置(在晶體生長之前和/或之中)而進一步控制G。例如，可 以通過將這種裝置放置在熔體/固體界面上方大約1晶體直徑之內(nèi)來控制G (例如可以使其中的徑向變化最小化)。也就是說，可以控制距離Hr，以 使其在錠塊恒定直徑部分的所需長度范圍內(nèi)(例如錠塊恒定直徑部分的軸 向長度的至少大約10°/。，大約25°/。，大約50%，大約75%，大約85%, 大約95%或更多)小于大約1晶體直徑，并在一些情況下可以根據(jù)給定軸 向位置(越接近晶種末端，該距離通常越大，并朝尾端遞減)而小于錠塊 直徑的大約75%， 50%， 40%， 30%， 20%或甚至大約10%。
一般而言，通過裝置在調(diào)節(jié)熱區(qū)中的位置(相對于例如熔體表面)或 通過調(diào)節(jié)熔體表面在熱區(qū)中的位置(相對于例如用于控制熱傳遞的裝置)， 可以控制熱傳遞控制裝置和熔體表面之間的距離Hr。更具體地，可以通過 本領(lǐng)域已知的方式控制熱傳遞控制裝置和熔體表面之間的距離Hr，包括例 如使用(i)用于與例如位于熔體上方的反射體相對地測量錠塊生長過程 中拉晶裝置內(nèi)熔體液面/位置的視覺系統(tǒng)和方法(參見，例如R. Fuerhoff 等人在美國專利6，171，391中，其經(jīng)此引用并入本文)；(ii)用于升高/ 降^f氐熱傳遞控制裝置的升降或驅(qū)動4幾制(參見例如美國專利5，853，480，其 經(jīng)此引用并入本文)；和/或(iii)在例如反射體位于熔體表面上方的固定 位置的那些情況下，用于升高/降低含有熔體的坩鍋的升降或驅(qū)動機制。
除了調(diào)節(jié)或控制熔體表面和位于熔體上方的用于控制熱傳遞的設(shè)備之 間的距離外，或者或另外，可以通過調(diào)節(jié)向拉晶器內(nèi)的側(cè)面和/或底部加熱器(即在拉晶器熱區(qū)內(nèi)位于坩鍋下方、蚶鍋周圍和/或坩鍋上方的加熱器)
供應(yīng)的功率來控制G。更具體地，或者或另外，可以通過以本領(lǐng)域常見的 方式調(diào)節(jié)向位于拉晶器的熱區(qū)中的坩鍋下方、周圍或上方的加熱器供應(yīng)的 功率來控制G。
在這方面，要指出的是， 一般而言，隨著生長法進行，硅熔體被消耗。 因此，通常升高坩鍋以使熔體液面保持在基本恒定位置。但是，這可能造 成G降低，因為較高的坩鍋位置阻擋了晶體向較冷的熱區(qū)部分和拉晶器內(nèi) 的表面的輻射視察路徑，并提高了晶體中的有效導(dǎo)熱路徑。為了補償G的 這種降低和使G (因此v/G)保持在所需數(shù)值范圍內(nèi)，可以例如提高向底 部加熱器供應(yīng)的功率，同時減少從側(cè)面加熱器輻射的熱(通過降低來自側(cè) 面加熱器的輻射來有效提高G)。
要進一步指出，在單晶硅錠生長過程中向底部加熱器以及側(cè)面加熱器 和/或上部加熱器供應(yīng)的功率的精確值特別隨熱區(qū)的設(shè)計和多晶進料量而 變。無論如何，這些數(shù)值可以使用本領(lǐng)域已知的方式確定。
要進一步指出的是，另外或或者，可以通過控制坩鍋旋轉(zhuǎn)來實現(xiàn)G的 控制或操縱。更具體地，如美國專利申請公開2004/011833 (2004年6月 24 日公開，名為 "Process for Preparing single silicon Using Crucible Rotation To Control Temperature Gradient (使用坩鍋旋轉(zhuǎn)控制溫度梯度 以制備單晶 硅的方法)"，其整個內(nèi)容經(jīng)此引用并入本文)中所述，可以 利用坩鍋的旋轉(zhuǎn)控制晶體中的平均軸向溫度梯度G(其為半徑的函數(shù)，即 G(r)),特別是在中軸處或附近。另外，可以利用坩鍋旋轉(zhuǎn)調(diào)節(jié)，以獲得 其中的軸向均勻氧含量。
要進一步指出的是，可以通過美國專利申請公開2004-0112277 (名為 "Crystal Puller and Method for Growing a Monocrystalline Ingot(用于生 長單晶錠的拉晶器和方法)，，，其整個內(nèi)容經(jīng)此引用并入本文)中公開的 方法實現(xiàn)G和/或熔體/固體界面形狀的控制或操縱。特別地，該申請公開 了使單晶硅錠生長的方法，其包括(i)在坩鍋中形成半導(dǎo)體源材料的熔
體，該熔體具有表面；(ii)放置熱源使其面向熔體的暴露上表面部分，該熱源用于向熔體輻射熱的面積為熔體暴露上表面部分的面積的至少30%;
(iii)從熔體表面提拉半導(dǎo)體源材料，以使源材料固化成單晶硅錠；和(iv) 使用熱源選擇性地控制熔體表面處的熱傳遞。
要進一步指出的是，可以通過美國專利申請系列11/027,360 (2004年 12月30日提交，且名為 "Electromagnetic Pumping of Liquid Silicon in a Crystal Growing Process (晶體生長法中液體珪的電磁泵送)"，其整個 內(nèi)容經(jīng)此引用并入本文)中公開的方法控制或操縱G和/或熔體/固體界面 形狀。特別地，該申請公開了在晶體生長裝置中控制晶體生長的方法，所 述晶體生長裝置具有含半導(dǎo)體熔體的加熱蚶鍋，由該熔體根據(jù)丘克拉斯基 法生長單晶硅錠。錠塊在從熔體中拉出的晶種上生長，其中該方法包括
(i)對熔體施加磁場，所述磁場影響熔體中的對流；(ii)感測從熔體中
拉出的錠塊的生長參數(shù)；(iii)將感測出的生長參數(shù)與目標(biāo)生長參數(shù)進行 比較，以確定功率調(diào)節(jié)；和(iv)在將錠塊從熔體中拉出的同時，根據(jù)確 定的功率調(diào)節(jié)參數(shù)改變磁場，以在熔體中產(chǎn)生泵送力，從而改變?nèi)垠w中的
對流速度。該申請還公開了在晶體生長裝置中控制晶體生長的方法，該裝 置具有含半導(dǎo)體熔體的加熱坩鍋，由該熔體根據(jù)丘克拉斯基法生長單晶錠， 該裝置也具有第一和第二線圏，它們受激產(chǎn)生施加到熔體上的磁場，錠塊 在從熔體中拉出的晶種上生長。該方法包括(i)儲存電流分布，所述電 流分布根據(jù)錠塊長度限定用于激勵第 一和第二線圏的電流；(ii)分別用由 電流分布限定的第 一和第二電流激勵第 一和第二線圏，以產(chǎn)生施加到熔體 上的磁場；和(iii)根據(jù)儲存的電流分布改變第一和第二電流，所述改變 第一和第二電流導(dǎo)致施加到熔體上的磁場在熔體中產(chǎn)生泵送力，所述泵送
力改變?nèi)垠w中的對流速度。
要進一步指出的是，在本文所述的任何或所有方法中，可以在本發(fā)明 的一個或多個實施方案中在分批丘克拉斯基法的過程中(其中熔體量在該 工藝過程中消耗)利用G的控制，使G在錠塊恒定直徑部分的半徑和/或 軸向長度的相當(dāng)大部分的范圍(例如錠塊恒定直徑部分的徑向?qū)挾群?或軸 向長度的25 % 、 50% 、 75 % 、 85 % 、 95 %或更多)內(nèi)基本恒定(例如在相給定軸向位置處，從大約中軸向側(cè)面，G的徑向變動小于大約 5%、大約4%、大約3%、大約2%或甚至1%),這又任選也能使生長速 度(通常通過拉晶速率控制)基本恒定(對于v/G值的給定目標(biāo)或范圍)。 另外或或者，在這些或其它實施方案中，在相關(guān)片段中的給定軸向位置處， G可以徑向變動(有意或無意地，或如本文其它地方進一步詳述)，例如 從大約0.75R、 0.8 R、 0.85R、 0.9 R、 0.95R或更多(其中R是相關(guān)片段 的半徑)大致到側(cè)面，G徑向提高至少大約5 0/。，大約7.5%，大約10%， 大約12.5%,大約15%或甚至20%。
b. G有效和熔體/固體界面形狀
對于熔體/固體界面形狀，要指出的是，在基本任何條件下，如果界面 曲率顯著，v/G校^的臨界值可能偏移其一維值。假定v/G,的徑向控制在 實現(xiàn)缺陷分布中的所需徑向均勻性中是重要的，優(yōu)選在確定實際操作拉晶 速率和校正G的徑向分布時計入這種偏移。計入這種效應(yīng)的一種方式是定 義對G校正的另一校正；該"校正的G校正，，在本文中,皮稱作G有效。
通過模擬經(jīng)過徑向均勻溫度場(其在基本所有徑向位置中符合上述公 式(l))生長的CZ晶體中的缺陷動力學(xué)，可以研究v/G校正臨，隨界面 形狀的偏移。在這些條件下，G(r)等于G校正(r)?，F(xiàn)在參照圖25，研究兩種 典型界面形狀，凹進(或il)和凸起(或i2)。該溫度場是通過為重組和 點缺陷擴散提供驅(qū)動力而在熔體/固體界面附近建立點缺陷濃度場的初始 驅(qū)動力。圖26顯示了在強制均勻G校正條件下溫度場如何隨界面形狀il和 i2改變。
可以以各種方式解釋v/G校正臨^Hi的偏移。例如，通過解析固定在界 面中心的坐標(biāo)系統(tǒng)中的徑向和軸向分量中的點缺陷擴散流量來分析點缺陷 擴散與Frenkel反應(yīng)之間的相互作用，可以提供該解釋。在界面il的情形 中，溫度由晶體中心向邊緣降低(即，在r方向上)。這能夠在r方向上 降低點缺陷的平衡濃度。除了已經(jīng)存在于軸向中的壓倒性的強擴散驅(qū)動力 之外，點缺陷的快速重組為r方向上的空位和間隙擴散提供了弱的濃度驅(qū)動力。
在熔體/晶體界面處存在處于其平衡濃度的空位和間隙。相應(yīng)地，緊鄰 界面附近處的空位濃度高于間隙濃度。由于徑向擴散經(jīng)過的表面積和晶體
體積都從邊緣向中心(即以-r方向)降低，在試圖通過迅速降低溫度來補 償它們因重組而受的損失時，間隙的徑向補充較弱。由于其隨著r增加而 距較冷區(qū)域越來越遠(yuǎn)，因而通過界面的補償不會有效發(fā)生。這種擴散與 Frenkel反應(yīng)之間的相互作用產(chǎn)生富含空位的條件。因此，v/G校正臨界值發(fā) 生負(fù)變化。圖27至30顯示了界面il的這些動力學(xué)。與對il所示的條件相 反，在界面i2的情況下，溫度以r方向升高。這為-r方向(從晶體邊緣向 中心)的點缺陷擴散設(shè)定了濃度驅(qū)動力。由于徑向擴散經(jīng)過的表面積和晶 體體積都從邊緣向中心(即-r方向)降低，在試圖通過徑向提高溫度來補 償它們因重組而受的損失時，間隙的徑向補充相當(dāng)有效。由于其隨著r增 加而越來越接近較熱區(qū)域，來自界面的間隙軸向流進一步輔助了這種擴散。 這種傳遞與Frenkel反應(yīng)一起產(chǎn)生了富含間隙的條件。相應(yīng)地，v/G校正臨 界值發(fā)生正變化。圖31至34顯示了 i2的這些動力學(xué)。
可以通過實驗性晶體生長或通過模擬晶體生長來評估臨界v/G校正的偏 移；或者，可以使用這兩種技術(shù)的組合。首先，以變化的拉晶速率使具有 各種界面形狀的各種晶體生長，這能夠形成被V/I邊界隔開的空位型和間 隙型附聚缺陷。V/I邊界處的G校二和拉晶速率在各種拉晶速率條件下提供 了 v/G校正臨界值?？梢酝ㄟ^模擬或通過使用例如Kulkarni等人(2004)(31) 提供的如下公式預(yù)測穩(wěn)態(tài)WG校正
<formula>formula see original document page 39</formula>
其中下標(biāo)x是指沿熔體/固體界面的任何點；-斜率是指降低的拉晶 速率；+斜率是指提高的拉晶速率，且L是在生長過程中的給定點，生長中的固化錠塊的總長度。對于指定界面斜率，對連續(xù)降低的拉晶速率使用
公式(3)，同時對連續(xù)提高的拉晶速率使用公式(4)。預(yù)測各種界面形 狀的v/G校工臨界值可以評估其隨界面形狀的偏移。例如，對于單調(diào)變化的 拋物線界面，對于工業(yè)用途，這種偏移通過下列公式量化<formula>formula see original document page 40</formula>一汰0775("柳附/mVi j
其中a是如圖25中所示的晶體中心的界面與理論平坦界面的偏離距 離，且R是晶體半徑。下標(biāo)"iface"是指受界面形狀影響的臨界條件，且 "flat"是指基本平坦的界面。在這方面，要指出的是， 一旦擬合，下式
^立
被作為給定a和R常數(shù)處理，且
被作為常數(shù)處理。
計入隨界面形狀發(fā)生的臨界v/G校i偏移的效應(yīng)作為G校正的變化，這通 常是方便的。"校正的"G校正現(xiàn)在被稱作G有效，并簡單地如下給出
才歡一
其中所示變量如上所述。Vx，flat表示具有基本不平界面形狀的晶體在
V/I邊界處的拉晶速率。在圖35中提供了圖23中所示缺陷分布的G有效的 定性評估。G有效的徑向分布是點缺陷并入的更精確衡量標(biāo)準(zhǔn)。因此，除了 控制生長中的CZ晶體中沿著軸向并入的均勻性外，可以控制G有效的徑向 分布以控制邊緣環(huán)的強度。C.備選方法
考慮到前述內(nèi)容，要指出的是，在另一實施方案中，本發(fā)明涉及使單 晶硅錠生長的方法，其中在錠塊的至少一段恒定直徑部分的生長過程中，
在從固化到大約120(TC的溫度范圍內(nèi)，控制生長速度v和校正的平均軸向 溫度梯度G校i，其中如上文詳述，G校二通過下列^^式定義
〃r戎^h =〃/^+〃〃2附)^戎義，以使z/(r — r戎；H
使得相對于v/G校正臨^Hi， v/G校正徑向變動小于大約士30。/。，并將所 述片段從固化溫度冷卻到大約7508C。顯著地，該片段包含基本不含附聚 #點缺陷的軸向?qū)ΨQ區(qū)域，并且該區(qū)域具有(i)從中軸向側(cè)面徑向地測 量，至少大約0.75 R的徑向?qū)挾?，?ii)沿中軸測量，該錠塊恒定直徑 部分長度的至少大約10%的長度。
在再一實施方案中，本發(fā)明涉及使單晶珪錠生長的方法，其中在錠塊 的至少一段恒定直徑部分的生長過程中，在從固化到大約1200。C的溫度范 圍內(nèi)，控制生長速度v和有效平均軸向溫度梯度G有效，其中如上文詳述的 那樣，G有效通過下列公式指定
G扭-
且G校正通過下列公式定義
〃巧"^〃D + 〃/^^h'以使i;/(r-r戎》
使得相對于v/G有效臨絲，v/G有效徑向變動小于大約±30% ，并將所 述片段從固化溫度冷卻到大約750'C。顯著地，該片段包含基本不含附聚 本征點缺陷的軸向?qū)ΨQ區(qū)域，并且該區(qū)域具有(i)從中軸向側(cè)面徑向地測 量，至少大約0.75 R的徑向?qū)挾?，?ii)沿中軸測量，該錠塊恒定直徑 部分長度的至少大約10%的長度。
D.其它要素/限制1.成核溫度確定
要指出的是，在緩慢冷卻條件下發(fā)生附聚缺陷成核的溫度取決于主要 本征點缺陷的濃度和類型(空位或硅自間隙)。
一般而言，成核溫度隨本 征點缺陷濃度的提高而提高。此外，附聚空位型缺陷的成核溫度范圍略高 于附聚間隙型缺陷的成核溫度范圍。相應(yīng)地，對于本方法的一些實施方案， 給定在丘克拉斯基-生成的單晶硅中通常產(chǎn)生的硅自間隙或空位濃度的范
圍時(i)附聚空位缺陷的成核溫度通常為大約1，000。C至大約1，250°C; 而(ii)附聚間隙缺陷的成核溫度通常為大約75(TC至大約1000'C。
對于給定的拉晶器和方法，可以如下通過實驗測定主要本征點缺陷的 成核的發(fā)生溫度。據(jù)信，直到錠塊的指定區(qū)域通過其中硅達(dá)到成核溫度的 熱區(qū)段之前，該區(qū)域中的硅自間隙仍是點缺陷，并且沒有成核而形成附聚 缺陷；即，在典型的丘克拉斯基生長條件下，該區(qū)域最初在熔體/固體界面 處形成，并具有接近硅熔體溫度的溫度。當(dāng)該區(qū)域在錠塊剩余部分生長過 程中從熔體中拉出時，該區(qū)域的溫度隨著其拉過拉晶器熱區(qū)而冷卻。特定 拉晶器的熱區(qū)具有特有溫度分布，其通常隨著與熔體固體界面的距離增加 而降低，從而在任何給定時間點，該區(qū)域的溫度大致等于該區(qū)域占據(jù)的熱 區(qū)片段的溫度。因此，將該區(qū)域拉過熱區(qū)的速率影響該區(qū)域的冷卻速率。 相應(yīng)地，拉晶速率的急劇變化造成整個錠塊中冷卻速率的急劇變化。顯著 地，錠塊特定區(qū)域通過成核溫度的速率影響在該區(qū)域中形成的附聚缺陷的 尺寸和密度。因此，在發(fā)生急劇變化時通過成核溫度的錠塊區(qū)域會表現(xiàn)出 附聚本征點缺陷的尺寸和密度的急劇變化，這在下文稱作成核前沿。由于
在拉晶速率改變時形成成核前沿，因此可以將該成核前沿沿錠塊軸的精確 位置與錠塊位置，并且相應(yīng)地，在發(fā)生拉晶速率急劇變化時熱區(qū)內(nèi)的成核 前沿的位置進行比較，并與熱區(qū)的溫度分布進行比較，以針對成核前沿的 位置中本征點缺陷的類型和濃度確定附聚本征點缺陷的成核發(fā)生時的溫度。
因此，本領(lǐng)域技術(shù)人員可以通過丘克拉斯基法在設(shè)計成制造富含空位 或富含硅自間隙的錠塊的工藝條件下使硅錠生長，并且通過(i)制造拉晶速率的急劇變化，(ii)在改變拉晶速率的時間點對照熱區(qū)中的溫度分布標(biāo)
注錠塊位置和(m)觀察成核前沿的軸向位置，可以針對沿成核前沿存在 的本征點缺陷的濃度，約算成核溫度。另外，由于溫度和本征點缺陷濃度 沿成核前沿徑向地變化，因此可以在沿成核前沿的幾個點測定溫度和# 點缺陷濃度，并可以對照本征點缺陷濃度繪制成核溫度，以隨本征點缺陷 濃度確定成核溫度?？梢允褂帽绢I(lǐng)域已知的能夠評估丘克拉斯基反應(yīng)器內(nèi)
任何位置的溫度的任何熱模擬法，例如Virzi， "Computer Modeling of Heat Transfer in Czochralski Silicon Crystal Growth" , Journal of Crystal Growth,第112巻，第699頁(1991 )中所述的熱模擬法，測定沿成核前沿 的硅溫度?？梢允褂帽绢I(lǐng)域已知的能夠評估錠塊任何點的本征點缺陷濃度 的任何點缺陷4莫擬法，例如Sinno等人，"Point Defect Dynamics and the Oxidation-Induced Stacking-Fault Ring in Czochralski-Grown Silicon Crystals," Journal of Electrochemical Society,第145巻，第302頁(1998) 中所述的點缺陷模擬法，評估沿成核前沿的硅自間隙濃度。最后，通過在 變動的生長參數(shù)下生長額外的錠塊以產(chǎn)生具有提高或降低的本征點缺陷初 始濃度的錠塊，并重復(fù)上述冷卻實驗和分析，可以對更大范圍的溫度獲得 成核溫度與#點缺陷濃度的關(guān)系。
在一個方法中，優(yōu)選在不破壞單晶錠的情況下盡可能快地將單晶硅冷
卻通過成核溫度。通過此溫度的冷卻速率因此優(yōu)選為至少5r/分鐘，更優(yōu)
選至少大約10tV分鐘，更優(yōu)選至少大約15'C/分鐘，再更優(yōu)選至少大約 20。C/分鐘，再更優(yōu)選至少大約30'C/分鐘，再更優(yōu)選至少大約4(TC/分鐘， 且再更優(yōu)選至少大約50'C/分鐘。
通常，可以通過至少兩種備選方法將單晶硅冷卻通過附聚本征點缺陷 的成核溫度。在第一方法中，整個錠塊(或至少被要求不含附聚A-型間隙 缺陷和，任選地，空位缺陷的那些部分)保持在超過成核溫度的溫度下， 直至錠尾完成；然后將該錠塊與熔體分離，停止向熱區(qū)輸入熱，并將單晶 硅從丘克拉斯基反應(yīng)器的熱區(qū)中移出到與熱區(qū)分離的室，例如晶體接收或 其它冷卻室中，以驟冷整個晶體(或至少被要求不含附聚A-型間隙缺陷和，任選地，空位缺陷的那些部分)?？梢杂脽峤粨Q設(shè)備將冷卻室加套，該熱 交換設(shè)備設(shè)計成采用冷卻介質(zhì)(例如冷卻水)在足以以所需速率冷卻單晶 硅錠的速率下從冷卻室中除熱，而不是使單晶硅直接接觸冷卻介質(zhì)?；蛘?， 或除了使用冷卻護套外，可以使用預(yù)冷氣體(例如氦氣)連續(xù)吹掃晶體接 收或其它冷卻室，以利于更迅速冷卻。從工藝容器中除熱的方法是本領(lǐng)域 中公知的，因而本領(lǐng)域技術(shù)人員無需過度實驗即可使用各種方式從晶體接 收或其它冷卻室中除熱。
在這方面，要指出的是，隨著給定錠片段的冷卻速率提高，其中附聚 缺陷的數(shù)量密度提高，同時附聚缺陷的尺寸降低。如果錠片段的冷卻速率 足夠高，基本可避免附聚缺陷的形成。因此，在第二方法中，在晶體生長 過程中將一部分、優(yōu)選大部分錠塊"驟冷"。在這種方法中，拉晶器的熱
區(qū)祐:設(shè)計成(i)在生長的晶體的整個半徑范圍內(nèi)實現(xiàn)所需的v/G值(或值 范圍)，(ii)在固化溫度與附聚本征點缺陷成核溫度的中間溫度下提供充 分的本征點缺陷擴散，和(iii)通過在含成核溫度的溫度范圍內(nèi)施加陡峭 軸向溫度梯度，將該錠塊驟冷經(jīng)過長成的晶體中主要附聚本征點缺陷的成 核溫度。
無論方法如何，該錠塊除迅速冷卻的片段外還可任選含有至少另 一片 段，其中通過控制本征點缺陷的初始濃度、并任選在其達(dá)到成核溫度(如 上所述)之前留出足夠擴散的時間來簡單避免(在軸向?qū)ΨQ區(qū)域中的)附 聚反應(yīng)。
如本文其它地方進一步描述，要指出的是，無論用于冷卻以避免附聚 本征點缺陷形成(在這兩個軸向?qū)ΨQ區(qū)域之一或兩者中)的方式如何，可 能另外需要受控冷卻，以避免形成會導(dǎo)致形成氧化誘發(fā)堆垛位錯的核。更 具體地，如上所述，冷卻速率、以及為了避免形成附聚本征點缺陷而實施 受控冷卻的溫度范圍至少部分取決于#點缺陷的濃度。在一些情況下， 該濃度可能導(dǎo)致受控冷卻只需在低至大約iooox:的溫度范圍內(nèi)進行(緩慢 冷卻以實現(xiàn)向外擴散，或驟冷以避免成核)。在這類情況下，如本文進一 步描述，也控制冷卻以避免形成會導(dǎo)致形成氧化誘發(fā)堆垛位錯的核(通常在低于大約1000。C到至少大約750。C的溫度范圍內(nèi))。但是，在驟冷至低 于氧化誘發(fā)堆垛位錯成核溫度的那些情況下，可以同時避免這類核的形成； 也就是說，根據(jù)氧濃度和硅的本征點缺陷含量，可以將硅驟冷經(jīng)過足以避 免附聚本征點缺陷成核和氧化誘發(fā)堆垛位錯核的成核(和其形成)的溫度范圍。
2. A-型和/或B-型間隙缺陷
要指出的是，在本發(fā)明的一個或多個實施方案中，相關(guān)的冷卻錠片段 可以含有B-缺陷，這在以間隙為主的材料中形成的缺陷類型。盡管B-缺陷 的確切性質(zhì)和形成機制未知，但已經(jīng)公i人的是，B-缺陷是珪自間隙的附聚 體，不是位錯環(huán)。B-缺陷小于A-缺陷(附聚的間隙缺陷)，且通常被認(rèn)為 不是位錯環(huán)，而是尚未足夠大地生長或尚未達(dá)到足以形成位錯環(huán)的活化能 的三維附聚體。迄今尚且不清楚的是，當(dāng)存在于活性電子器件區(qū)域中時， B-缺陷會不利地影響該器件的性能。
在任何情況下，已經(jīng)發(fā)現(xiàn)，如果B-缺陷之前尚未穩(wěn)定化，通過將錠塊 切成晶片并熱處理晶片，可以容易地溶解B-缺陷。因此，在一種方法中， 將含有未穩(wěn)定化的B-缺陷的晶片放在快速熱退火器中，并將該晶片快速加 熱至目標(biāo)溫度(在此B-缺陷開始溶解)，并在此溫度下退火相對短時間。 通常，目標(biāo)溫度優(yōu)選為至少大約1050°C，更優(yōu)選至少大約1100'C，更優(yōu)選 至少大約U50。C，再更優(yōu)選至少大約1200°C，最優(yōu)選至少大約1250'C。 晶片通常在此溫度下保持一定的時間，該時間部分取決于目標(biāo)溫度，如果 溫度較低則時間較長。但是，通常將晶片在目標(biāo)溫度下保持至少幾秒(例 如至少3秒)，優(yōu)選幾十秒(例如IO、 20、 30、 40或50秒)，并根據(jù)晶 片的所需特性和目標(biāo)溫度，保持時間可以多達(dá)大約60秒(這接近市售快速 熱退火器的極限)。
在較低溫度下較長時間的熱處理看似使B-缺陷穩(wěn)定。例如，將含B-缺陷的硅在900。C退火4小時可以使B-缺陷穩(wěn)定，以使它們不能通過不超 過大約1250。C的熱處理溶解。因此，將晶片溫度相對迅速(例如，以大約25。C/秒或更高的速率)升至目標(biāo)溫度以避免使缺陷穩(wěn)定化；這可以在快速 熱退火器中在幾秒內(nèi)實現(xiàn)。
如果需要，熱處理也可以以下述方式進行這種方式還能夠溶解導(dǎo)致 形成氧化誘發(fā)堆垛位錯(如本文進一步所述)和/或在晶片表面附近區(qū)域形 成剝蝕區(qū)的核以及晶片本體中的微缺陷。這種方法在快速熱退火器中進行， 并將該晶片快速加熱至目標(biāo)溫度并在此溫度下退火相對較短時間。通常， 對該晶片施以超過IISO"C、優(yōu)選至少1175°C、更優(yōu)選至少大約1200°C、 最優(yōu)選大約1200。C至1275。C的溫度。這種快速熱退火步驟可以在氮化氣氛 或非氮化氣氛的存在下進行。氮化氣氛包括氮氣(N2)或能夠?qū)⒈┞冻龅?硅表面氮化的含氮化合物氣體，例如氨。合適的非氮化氣氛包括氬氣、氦 氣、氖氣、二氧化碳和其它這樣的非氧化、非氮化單質(zhì)和化合物氣體，或 這類氣體的混合物。通常將晶片在此溫度下保持至少1秒，通常至少幾秒 (例如至少3秒)，優(yōu)選幾十秒(例如20、 30、 40或50秒)，并才艮據(jù)晶 片的所需特性，保持最多達(dá)大約60秒(這接近市售快速熱退火器的極限)。
在熱處理步驟完成后，可以將晶片快速冷卻經(jīng)過單晶硅中的硅晶格空 位相對可移動的溫度范圍。通常，此溫度范圍內(nèi)的平均冷卻速率為至少大 約5。C/秒，優(yōu)選至少大約20。C/秒。才艮據(jù)剝蝕區(qū)的所需深度，平均冷卻速率 可以優(yōu)選為至少大約50。C/秒,再更優(yōu)選至少大約100'C/秒，其中大約100'C 至大約200。C/秒的冷卻速率目前對一些用途是優(yōu)選的。 一旦將晶片冷卻至 超出單晶硅中的硅晶格空位相對可移動的溫度范圍以外的溫度，冷卻速率 在一些情況下看起來不再顯著影響晶片的沉淀特性，并因此看似不是非常
方便地，冷卻步驟可以在與進行加熱步驟相同的氣氛中進行。該環(huán)境 優(yōu)選只有相對較小的氧、水蒸氣和其它氧化氣體分壓。盡管尚未精確確定 氧化氣體濃度的下限，但已經(jīng)證實，對于0.01大氣壓(a加.)或百萬分之 10,000份原子(ppma )的氧分壓，沒有觀察到空位濃度的提高和任何效應(yīng)。 因此，該氣氛優(yōu)選具有小于O.Ol atm. ( 10,000 ppma )的氧和其它氧化氣 體分壓；更優(yōu)選地，該氣氛中這些氣體的分壓不大于大約0.005 atm.( 5,000ppma)，更優(yōu)選不大于大約0.002 atm. (2,000 ppma )， 最優(yōu)選不大于大 約0.001 atm. (1 ，000 ppma)。
要指出的是，本發(fā)明的方法部分涉及避免已知在復(fù)雜和高度集成電路 的制造中影響硅材料的產(chǎn)量潛力的附聚缺陷，這類附聚缺陷包括附聚空位 缺陷(例如D-缺陷)和A-缺陷，它們不容易通過可用于溶解B-缺陷的熱 處理類型在整個硅片中溶解。由于B-缺陷容易溶解且并非在任何情況下都 有害，在一個實施方案中，本發(fā)明的方法包括制備具有包括B-缺陷但基本 不含其它附聚缺陷的軸向?qū)ΨQ區(qū)域的單晶硅。在這種情況下，可以好象B-缺陷不是附聚本征點缺陷那樣對待B-缺陷。但是，如果要求單晶硅基本不 含所有附聚缺陷，包括B-缺陷，該方法包括將從含B-缺陷的錠塊上切下的 晶片退火以消除該缺陷的附加步驟。
3. OISF測定
對于以空位為主的區(qū)域(即，以空位為主要本征點缺陷的區(qū)域)，還 需要指出，如之前已經(jīng)報道的那樣(參見例如美國專利5，919，302和 6，254，672，它們經(jīng)此引用并入本文)，通常在靠近V/I邊界的內(nèi)部出現(xiàn)氧 誘發(fā)堆垛位錯和氧蔟化增強帶，并隨著氧含量提高而變得更顯著。不受制 于任何特定理論，通常相信，暴露在合適的熱條件下時，可能導(dǎo)致形成氧 化誘發(fā)堆垛位錯的核的形成或成核在低于大約110(TC至至少大約750'C的 溫度范圍內(nèi)發(fā)生，發(fā)生成核的精確溫度隨氧濃度而變；也就是說，根據(jù)單 晶硅錠的氧含量(對于較高濃度，成核通常在較高溫度下發(fā)生；或與此相 反)，成核可以在大約750""C至大約110(TC的溫度范圍內(nèi)發(fā)生。
與附聚本征點缺陷的形成過程非常相似， 一旦發(fā)生成核，只要溫度高 到足以使氧通過硅晶格擴散到充當(dāng)氧的"匯集點"的這些成核位置，這些 OISF核的生長就會繼續(xù)。 一般而言，這類擴散在商業(yè)上實際的時間內(nèi)繼續(xù) 發(fā)生，直至達(dá)到高于大約750。C的溫度。相應(yīng)地，在上限受OISF核的成核 的限制且下限受氧遷移性限制的溫度范圍內(nèi)，冷卻速率的控制能夠限制這 些核的數(shù)量和尺寸(如果為擴散和生長留出較少時間，快速冷卻產(chǎn)生較小的核，且如果錠片段"驟冷"經(jīng)過成核溫度，可能幾乎或基本沒有核)。
如上所述，在一些情況下，可以使用驟冷法防止附聚本征點缺陷的形
成和導(dǎo)致形成氧化誘發(fā)堆垛位錯的核的形成。但是，在沒有實現(xiàn)OISF核 形成的控制的那些情況下，可以使用附加冷卻步驟以控制OISF核的形成， 例如，其中(i)例如使用緩慢冷卻以使本征點缺陷擴散，直至約1100。C或 100(TC的溫度(從而抑制本征點缺陷濃度以低于臨界過飽和)，或(ii)使 用驟冷，但經(jīng)過不與OISF核的成核溫度范圍重疊或充分重疊的溫度范圍。
一般而言，這種附加冷卻步驟可以包括將錠片段以足以限制OISF核 形成的速率冷卻經(jīng)過上述溫度范圍(例如大約1100。C至大約750°C)，從 而使由這種錠片段獲得的晶片在經(jīng)受足以形成氧化誘發(fā)堆垛位錯的條件時 具有小于大約50/平方厘米、優(yōu)選小于大約40/平方厘米、更優(yōu)選小于大約 30/平方厘米、且再更優(yōu)選小于大約20/平方厘米(例如小于大約15/平方厘 米或甚至10/平方厘米)的OISF濃度。但是，最優(yōu)選地，充分限制或控制 OISF核的形成，以使由該錠片段獲得的晶片基本不含氧化誘發(fā)堆垛位錯。
要指出的是，本文所用的"基本不含氧化誘發(fā)堆垛位錯"以及其變型 是指低于通過本領(lǐng)域常見方式檢出的這類缺陷的現(xiàn)有檢出限(例如低于大 約5/平方厘米或甚至大約3/平方厘米)的濃度。
要進一步指出，盡管足以導(dǎo)致形成氧化誘發(fā)堆垛位錯的確切條件可能 隨晶片樣品而變，但該熱氧化法的條件是本領(lǐng)域中公知的，通常包括將晶 片在干燥氧氣、濕氧氣或水蒸氣中在900。C至1200"C的溫度下加熱一段時 間(例如大約l小時，2小時，4小時，8小時，IO小時或更久)。例如， 甚至普通氧沉淀熱處理(基本由將晶片在大約800。C退火大約4小時然后 在大約IOOOX:退火大約16小時構(gòu)成)也會導(dǎo)致這類缺陷的形成。
這些結(jié)果通常通過將錠片段以至少大約rc/分鐘的速率冷卻經(jīng)過此溫
度范圍來實現(xiàn)，其中根據(jù)例如硅的氧含量，冷卻速率為至少大約1.5。C/分 鐘，2。C/分鐘，2.5。C/分鐘，3。C/分鐘或更高(例如大約5。C/分鐘，大約10。C/ 分鐘或更高)。更具體地，要指出的是，在這方面，實現(xiàn)所需結(jié)果需要的 冷卻速率至少部分取決于硅的氧濃度。例如，通常對于大約11至大約14.5PPMA (百萬分之原子份，ASTM標(biāo)準(zhǔn)F-121-83 )的氧含量，可能需要至 少大約rC/分鐘、1.5。C/分鐘或甚至2。C/分鐘的速率，而對于大約14.5至 大約18PPMA或更高的氧含量，可能需要至少大約2。C/分鐘、2.5。C/分鐘、 3'C/分鐘或更大的速率。
但是，要指出的是，在一些情況下，為了溶解或以其它方式改變所存 在的導(dǎo)致形成氧化誘發(fā)堆垛位錯的核，可以在進一步加工之前(例如在經(jīng) 受形成氧化誘發(fā)堆垛位錯的氧化處理之前)對晶片進行熱退火。換言之， 本發(fā)明的方法可以在錠片段已經(jīng)生成和由其獲得晶片后、在氧化處理之前 另外包括熱退火，以實現(xiàn)具有上述OISF濃度的硅片的形成。
這種熱退火或快速熱退火可以通過本文所述的許多不同方式(參見例 如上文關(guān)于B-缺陷溶解的描述)以及例如美國專利5,994,761和6,336,968 (它們經(jīng)此引用并入本文)中所述的那些方法進行。 一般而言，這種處理 可以包括將晶片加熱至至少大約950。C、 IOO(TC、 1100°C、 1200'C或更高 的溫度(例如大約1250。C至大約1270°C ),根據(jù)所用溫度和要溶解的核的 尺寸和/或數(shù)量，這種處理持續(xù)幾秒(例如2、 4、 6、 8)、幾十秒(例如 10、 20、 30、 40)、或甚至幾分鐘?；蛘撸梢匀缑绹鴮＠?,994,761中所
述將晶片快速加熱(例如以至少rc/秒的速率)至例如通常不超過大約
1300。C的溫度(例如，大約1250。C， 1225。C，或甚至1200°C )。
, 一0* a er一
在作為單晶硅中的雜質(zhì)存在時，取代碳具有催化氧沉淀成核中心形成 的能力。因此，出于這種和其它原因，單晶硅錠優(yōu)選具有低的碳濃度。也 就是說，通過本領(lǐng)域已知方式測量，單晶硅中的碳濃度優(yōu)選低于大約5x 1016個原子/立方厘米，更優(yōu)選低于lxl0"個原子/立方厘米，再更優(yōu)選低 于5 x 1015個原子/立方厘米。
5.用途
要指出的是，從根據(jù)本發(fā)明生長的錠塊上切下的晶片適合用作基底，可在其上沉積外延層。外延沉積可以通過本領(lǐng)域常見的方式進行。從根據(jù) 本發(fā)明生長的錠塊上切下的晶片也適合用作絕緣體結(jié)構(gòu)上的半導(dǎo)體的基底 (例如氫植入或粘合用途)。例如，絕緣體復(fù)合材料上的該半導(dǎo)體可以如
Iyer等人在美國專利5,494,849中所述形成。本晶片可用在如襯底片或器件 層的用途中。
此夕卜，還需要指出，根據(jù)本發(fā)明制成的晶片適合與氫或氬退火處理(例 如歐洲專利申請503，816 Al中所述的處理)結(jié)合使用。
6. 拉晶裝置
要指出的是，本發(fā)明的方法通?？梢允褂檬惺鄣暮?或用本領(lǐng)域常見的 方式設(shè)計的設(shè)備進行。但是，適合根據(jù)本發(fā)明使用的拉晶器的一個具體實 施方案詳細(xì)闡述在美國專利6,846,539中，其整個內(nèi)容經(jīng)此引用并入本文。
7. 附聚缺陷和氧化誘發(fā)堆垛位錯的檢測
可以通過許多不同技術(shù)檢測附聚缺陷。例如，流型缺陷或D-缺陷通常 通過在Secco蝕刻溶液中優(yōu)先蝕刻單晶珪樣品大約30分鐘、然后對該樣品 進行顯微檢查來檢測(參見例如H， Yamagishi等人，Semicond. Sci. Technol. 7， A135 (1992))。盡管是用于附聚空位缺陷檢測的標(biāo)準(zhǔn)，但該方法也可用 于檢測A-缺陷。當(dāng)使用這種技術(shù)時，這類缺陷在存在時在樣品表面上呈現(xiàn) 為大凹坑。
另外，可以通過用在施加熱時能夠擴散到單晶硅基質(zhì)內(nèi)的金屬裝飾這 些缺陷來目測附聚本征點缺陷。具體而言，可以通過首先用含有能夠裝飾 這些缺陷的金屬的組合物(例如濃硝酸銅溶液)涂布樣品表面來目測單晶 硅樣品(例如晶片、小塊或厚塊)中這類缺陷的存在。然后將涂布的樣品 加熱至大約卯0。C和大約1000。C之間大約5分鐘至大約15分鐘，以使金屬 擴散到樣品內(nèi)。然后將熱處理的樣品冷卻至室溫，由此使金屬臨界過飽和， 并沉淀在樣品基質(zhì)內(nèi)存在缺陷的位置處。
在冷卻后，首先通過用光亮蝕刻溶液處理樣品大約8至大約12分鐘來對樣品施以非缺陷描繪蝕刻，以除去表面殘留物和沉淀物。典型的光亮蝕
刻溶液包含大約55 %硝酸(70重量％溶液)、約20 %氬氟酸(49重量％ 溶液)和大約25%鹽酸(濃溶液)。
然后將樣品用去離子水漂洗，并通過將該樣品浸漬在Secco或Wright 蝕刻溶液中或用該溶液處理大約35至大約55分鐘而施以第二蝕刻步驟。 通常使用包含大約1 : 2比率0.15 M 二鉻酸鉀和氫氟酸(49重量％溶液) 的Secco蝕刻溶液蝕刻樣品。該蝕刻步驟用于揭露或描繪可能存在的附聚 缺陷。
在該"缺陷裝飾"法的另一實施方案中，在施加含金屬的組合物之前， 對單晶硅樣品施以熱退火。通常，將樣品加熱至大約850。C至大約950。C的 溫度大約3小時至大約5小時。該實施方案特別優(yōu)選用于蝕刻B-型硅自間 隙附聚缺陷。不受制于特定理論，通常相信，這種熱處理用于使B-缺陷穩(wěn) 定和生長，以致它們可以更容易地裝飾和檢測。
還可以使用激光掃描技術(shù)，例如激光散射層析X射線照相術(shù)，檢測附 聚空位缺陷，這種技術(shù)通常具有比其它蝕刻技術(shù)更低的缺陷密度檢出限。
通常，可以通過上述銅裝飾技術(shù)使無附聚缺陷的以間隙和空位為主的 材料區(qū)域彼此區(qū)分，并與含附聚缺陷的材料相區(qū)分。無缺陷的以間隙為主 的材料區(qū)域不含通過蝕刻暴露出來的裝飾形貌，而無缺陷的以空位為主的 材料(在如上所述的高溫氧核溶解處理之前)由于氧核的銅裝飾而含有小 的蝕刻凹》亢。
氧化誘發(fā)堆垛位錯的檢測可以通過本領(lǐng)域常見的方式實現(xiàn)。但是，一 般而言，該方法包括硅片表面的蒸汽氧化和之后的裝飾蝕刻(例如Wright 蝕刻)。然后在顯微鏡(例如Normarski)下檢查晶片，并計算堆垛位錯 的數(shù)。
8.定義
要指出的是，本文所用的下列術(shù)語應(yīng)該具有給定含義"附聚本征點 缺陷"或簡稱為"附聚缺陷"是指(i)由空位發(fā)生附聚的反應(yīng)或(ii)由自間隙發(fā)生附聚反應(yīng)引起的缺陷；"附聚空位缺陷"應(yīng)該是指由硅晶格空位發(fā)生附聚的反應(yīng)引起的附聚的空位點缺陷，實例包括D-缺陷、流型缺陷、柵極氧化層完整性缺陷、晶體源粒子缺陷和晶體源光點缺陷；"附聚間隙缺陷"應(yīng)該是指由硅自間隙原子發(fā)生附聚形成A-缺陷(包括位錯環(huán)和網(wǎng)絡(luò))和B-缺陷的反應(yīng)引起的附聚^點缺陷；"B-缺陷"應(yīng)該是指小于A-缺陷并且如果如本文進一步描述的那樣經(jīng)受熱處理則能夠溶解的附聚間隙缺陷；"半徑"應(yīng)該是指從單晶硅樣品(例如晶片、錠塊、小塊或厚塊)的中軸到圓周邊緣測得的最小距離；"基本不含附聚 ￡點缺陷"應(yīng)該是指小于這些缺陷的檢出限(其目前為大約104個缺陷/立方厘米)的附聚缺陷濃度(或尺寸)；"以空位為主的，，和"以自間隙為主的"應(yīng)該分別是指本征點缺陷主要是空位或自間隙的材料；且"附聚#點缺陷的目測"以及其變型應(yīng)該是指在普通白熾光或熒光光源下或任選地準(zhǔn)直或其它增強光源下，并且不使用有助于缺陷檢測或造成缺陷放大的任何方法，如光學(xué)或紅外顯微術(shù)、X-射線衍射或激光散射，使用肉目檢測這類缺陷。
9.實施例
提供下列非限制性實施例以進一步例證和解釋本發(fā)明。本發(fā)明不應(yīng)限于本文提供的任何細(xì)節(jié)。
使用丘克拉斯基法由硅熔體生長300毫米單晶硅錠，使得從固化溫度(大約1412X:)到大約1250。C的冷卻速率通常從大約3.4X:/分鐘降至大約2.8。C/分鐘。然后在大約1250。C至大約1000。C的溫度范圍內(nèi)將冷卻速率降至大約0.2'C/分鐘。然后在大約IOO(TC將冷卻速率升至大約2.0'C/分鐘，并在大約800。C使其逐漸降至大約1.3X:/分鐘。
然后從生成的錠塊上切下晶片并分析附聚空位缺陷和氧蔟的存在。據(jù)觀察，該晶片包含從大約晶片的圓周邊緣向中軸沿徑向向內(nèi)延伸的環(huán)形環(huán)。該環(huán)包含(i)硅晶格空位作為主要本征點缺陷，Oi)附聚空位缺陷和/或氧蔟，其中v-簇半徑小于大約8納米，該環(huán)具有大約17厘米的平均徑向?qū)挾?。具體而言，v-蔟半徑從大約圓周邊緣處的大約5納米逐漸升至距所述邊緣大約12.5厘米處的大約8納米。然后在距所述邊緣大約17納米的距離之前，v-簇半徑降至大約0納米。
要指出的是，本發(fā)明不限于上述實施方案并可以以各種方式變動。各種實施方案的上述描述僅為了使本領(lǐng)域技術(shù)人員熟知本發(fā)明、其原理及其實際應(yīng)用，以使本領(lǐng)域其它技術(shù)人員可以以最適合特定用途的要求的許多形式改造和應(yīng)用本發(fā)明。
對于整篇說明書(包括下列權(quán)利要求)中詞語"包含"、"含有"的使用，除非文中另外要求，使用這些詞語的基礎(chǔ)和清楚的理解在于，它們應(yīng)該是開放性而非排他性地解釋，且申請人在解釋整篇說明書時意在如此解釋各個這些詞語。
權(quán)利要求
1. 使單晶硅錠生長的方法，其中該錠塊包含中軸、晶種錐、與晶種錐相對的末端和在晶種錐與該相對末端之間的恒定直徑部分，所述恒定直徑部分具有側(cè)面、從中軸延伸到該側(cè)面的半徑(R)、和至少大約150毫米的標(biāo)稱直徑，該錠塊根據(jù)丘克拉斯基法由硅熔體生長并然后從固化溫度冷卻，所述方法包括在錠塊的至少一段恒定直徑部分的生長過程中，在從固化到約1200℃的溫度范圍內(nèi)，控制(i)生長速度v和(ii)平均軸向溫度梯度G，使得在從中軸到側(cè)面測量的大約0.75R的范圍內(nèi)，所述片段內(nèi)的給定軸向位置處的v/G比率與v/G臨界值相比徑向變動小于大約±30％；和將所述片段從固化溫度冷卻到至少大約750℃，其中在所述冷卻過程中，控制所述片段的冷卻速率，以使(i)從固化溫度到至少大約1250℃，所述片段以至少大約2.5℃/分鐘的速率冷卻，和(ii)在低于大約1250℃至大約1000℃之間，所述片段以大約0.3至大約0.025℃/分鐘的速率冷卻。
2.權(quán)利要求1的方法，其中G是通過下列公式確定的G校正 一-^ + ^zG戎^以使S/^一^戎；hO7戎jE 乂 An i附其中T是該片段內(nèi)的任何固定徑向位置r處的溫度；m是熔體/固體 界面處的生長條件；z是在所述給定徑向位置的距該熔體/固體界面的軸向 距離；且函數(shù)/是指T和T校正之間的可接受的統(tǒng)計一致性。
3.權(quán)利要求1的方法，其中G是通過下列公式確定的G有效:才效且G校正通過下列公式確定^"~ = ^~ + ^^夕戎義以4吏i:/(:r-r戎i卜o乂附 7附其中G有效代表對G校正的修正以計入界面形狀與平坦外形的偏差；T 是該片段內(nèi)的任何固定徑向位置r處的溫度；m是熔體/固體界面處的生長 條件；z是在所述給定徑向位置的距所述界面的軸向距離；函數(shù)/是指T 和T校工之間的可接受的統(tǒng)計一致性；下標(biāo)x是指臨界條件；flat是指平坦 界面；iface是指任何不平界面
4. 權(quán)利要求1的方法，其中所述錠塊的所述恒定直徑部分具有大約 200毫米的標(biāo)稱直徑。
5. 權(quán)利要求1的方法，其中經(jīng)過冷卻，所述片段包含軸向?qū)ΨQ的區(qū)域， 該區(qū)域具有(i)小于或等于大約1R的可測徑向?qū)挾龋?ii)沿中軸測量的、 為該錠塊恒定直徑部分長度的至少大約10%的長度。
6. 權(quán)利要求5的方法，其中所述軸向?qū)ΨQ區(qū)域基本不含附聚的本征點 缺陷。
7. 權(quán)利要求5的方法，其中硅晶格空位是軸向?qū)ΨQ區(qū)域中的主要^E 點缺陷。
8. 權(quán)利要求7的方法，其中所述軸向?qū)ΨQ區(qū)域還在其中含有可檢出的 附聚空位缺陷和/或氧蔟，所述空隙具有小于大約30納米的平均半徑，且 所述氧簇具有小于大約10納米的平均半徑。
9. 權(quán)利要求5的方法，其中硅自間隙是所述軸向?qū)ΨQ區(qū)域中的主要本 征點缺陷。
10. 權(quán)利要求9的方法，其中所述片段還含有B-缺陷。
11. 權(quán)利要求5的方法，其中所述軸向?qū)ΨQ區(qū)域由錠塊中軸向側(cè)面以 徑向向外延伸小于大約0.95R的徑向?qū)挾取?br> 12. 權(quán)利要求5的方法，其中所述晶片進一步包含第一環(huán)形環(huán)，該第 一環(huán)形環(huán)從大約側(cè)面向軸向?qū)ΨQ區(qū)域以徑向向內(nèi)延伸，其中所述第一環(huán)形環(huán)包含硅晶格空位作為主要本征點缺陷；且 所述第一環(huán)形環(huán)進一步包含平均半徑小于大約30納米的附聚空位缺 陷和/或平均半徑小于大約10納米的氧蔟。
13. 權(quán)利要求12的方法，其中所述軸向?qū)ΨQ區(qū)域形成了環(huán)繞軸向?qū)ΨQ 芯的第二環(huán)形環(huán)，該芯含有硅晶格空位作為主要本征點缺陷，并非必要地 含有平均半徑小于大約30納米的空隙和/或平均半徑小于大約10納米的氧 簇。
14. 權(quán)利要求12的方法，其中所述軸向?qū)ΨQ區(qū)域形成了環(huán)繞軸向?qū)ΨQ 芯的第二環(huán)形環(huán)，該芯含有作為主要本征點缺陷的硅自間隙和，非必要地，B-缺陷。
15. 權(quán)利要求12的方法，其中從大約側(cè)面向中軸徑向地測量，第一環(huán) 形環(huán)具有小于大約0.25R的徑向?qū)挾取?br> 16. 權(quán)利要求1的方法，其中從固化溫度到至少大約1250。C的冷卻速 率的所述控制是所述片段以大約2.5。C/分鐘至大約3.5。C/分鐘的速率冷卻。
17. 權(quán)利要求1的方法，其中所述方法進一步包括控制所述片段在大約100(TC至大約750。C的冷卻速率，使得所述片段以至少大約0.25。C/分鐘 的速率冷卻。
18. 權(quán)利要求1的方法，其中v/G比率與v/G臨^Hi相比，徑向變動 小于大約±5%。
19. 權(quán)利要求1的方法，其中對于所述片段，在其中給定軸向位置的 G從大約中軸到大約0.75R徑向變動小于大約5%。
20. 權(quán)利要求19的方法，其中對于所述片段，在其中的給定軸向位置 的G。從大約0.75R到大約側(cè)面徑向地提高至少5%。
21. 權(quán)利要求1的方法，其中控制所述片段的冷卻速率，使得(i)從 固化溫度到至少大約1250。C,所述片段以至少大約2.5。C/分鐘的平均速率冷卻，和(ii)在低于大約i25ox:至大約iooox:之間，所述片段以大約o.3至大約0.025'C/分鐘的平均速率冷卻。
22. 使單晶珪錠生長的方法，其中該錠塊包含中軸、晶種錐、與晶種 錐相對的末端和在晶種錐與該相對末端之間的恒定直徑部分，所述恒定直 徑部分具有側(cè)面、從中軸延伸到該側(cè)面的半徑(R)、和至少大約150亳 米的標(biāo)稱直徑，該錠塊根據(jù)丘克拉斯基法由硅熔體生長并然后從固化溫度 冷卻，該方法包括在錠塊的至少一段恒定直徑部分的生長過程中，在從固化到約1200。C 的溫度范圍之內(nèi)，控制(i)生長速度v和(ii)校正的平均軸向溫度梯度 G校正，其中G校正通過下列公式確定1/T校正=(1/Tm)+ (l/T2m)zG校正，以使2y(T-T校正)=0 其中T是該片段內(nèi)的任何固定徑向位置r處的溫度；m是熔體/固體界面處的生長條件；z是在所述給定徑向位置的距所述界面的軸向距離； 且函數(shù)/是指T和T校正之間的可接受的統(tǒng)計一致性；使得所述片段內(nèi)的給 定軸向位置處的v/G校正比率與v/G校正臨^i相比徑向變動小于約±30%; 和將所述片段從固化溫度冷卻到大約750。C。
23.由硅熔體生長單晶硅錠的方法，其中錠塊與硅熔體之間的熔體/固 體界面是不平的，所述錠塊包含中軸、晶種錐、與晶種錐相對的末端和在 晶種錐與該相對末端之間的恒定直徑部分，所述恒定直徑部分具有側(cè)面、 從中軸延伸到該側(cè)面的半徑(R)、和至少大約150毫米的標(biāo)稱直徑，該 錠塊4艮據(jù)丘克拉斯基法生長，所述方法包括在錠塊的至少一段恒定直徑部分的生長過程中，在從固化到大約 1200。C的溫度范圍內(nèi)，控制(i)生長速度v和(ii)有效平均軸向溫度梯 度G有效，其中G有效通過下列公式確定C扭:且G校正通過下列公式確定1/T校正=(l/Tm)+(l/T2m)zG^，以使i:/(T-T校正)-0，其中G有效代表對G校正的修正，修正至計入界面形狀與平坦外形的偏 差；T是該片段內(nèi)的任何固定徑向位置r處的溫度；m是熔體/固體界面處 的生長條件；z是在所述給定徑向位置的距所述界面的軸向距離；函數(shù)/ 是指T和T校二之間的可接受的統(tǒng)計一致性；下標(biāo)x是指臨界條件；flat是 指平坦界面；iface是指任何不平界面；使得所述片段內(nèi)的給定軸向位置處 的v/G有效比率與v/G有效臨綠相比徑向變動小于大約±30%;和將所述片段從固化溫度冷卻到大約750。C。
24.單晶硅片，該晶片具有至少大約150毫米的直徑、中軸、大致垂直于中軸的正面和背面、圓周邊緣和從中軸延伸到晶片圓周邊緣的半徑(R),并包含從大約晶片圓周邊緣向中軸以徑向向內(nèi)延伸的環(huán)形環(huán)，所 述環(huán)(i)含有硅晶格空位作為主要的本征點缺陷，(ii)含有附聚的空位 缺陷和/或氧蔟，所述附聚的空位缺陷具有小于大約30納米的平均半徑， 且所述氧簇具有小于大約10納米的平均半徑，和(iii)具有至少大約0.05 R的平均徑向?qū)挾取?br> 25. 權(quán)利要求24的晶片，其中所述環(huán)形環(huán)是第一環(huán)形環(huán)，該第一環(huán)形 環(huán)環(huán)繞包含硅晶格空位作為主要本征點缺陷的軸向?qū)ΨQ區(qū)域，該區(qū)域具有 小于大約(0.95 R的可測徑向?qū)挾取?br> 26. 權(quán)利要求25的晶片，其中所述軸向?qū)ΨQ區(qū)域含有附聚的空位缺陷 和/或氧蔟，所述附聚的空位缺陷具有小于大約30納米的平均半徑，且所 述氧蔟具有小于大約10納米的平均半徑。
27. 權(quán)利要求25的晶片，其中所述軸向?qū)ΨQ區(qū)域含有硅自間隙作為主 要的本征點缺陷，并且非必要地含有B-缺陷。
28. 權(quán)利要求27的晶片，其中所述軸向?qū)ΨQ區(qū)域基本不含附聚的4^ 點缺陷。
29. 權(quán)利要求25的晶片，其中所述軸向?qū)ΨQ區(qū)域是進一步環(huán)繞軸向?qū)?稱芯的第二環(huán)形環(huán)，所述軸向?qū)ΨQ芯從中軸向第二環(huán)形環(huán)以徑向向外延伸， 且進一步地，其中所述軸向?qū)ΨQ芯包含硅晶格空位作為主要的本征點缺陷。
30. 權(quán)利要求24的晶片，其中所述環(huán)形環(huán)從晶片圓周邊緣延伸到大約 晶片的中軸。
31. 權(quán)利要求24的晶片，其中所述晶片具有大約200毫米的直徑。
32. 權(quán)利要求24的晶片，其中所述晶片包含可檢出的附聚空位缺陷和 可檢出的M。
33. 權(quán)利要求32的晶片，其中所述附聚空位缺陷具有大約5納米至大 約25納米的平均徑向?qū)挾?，且其中所述氧蔟具有大約2納米至大約8納米 的平均徑向?qū)挾取?br> 34. 權(quán)利要求32的晶片，其中所述環(huán)形環(huán)環(huán)繞軸向?qū)ΨQ區(qū)域，該軸向 對稱區(qū)域基本不含微缺陷，或包含平均半徑小于大約30納米的空隙、平均 半徑小于大約10納米氧簇和/或B-缺陷的 一個或多個額外的環(huán)或圖案。
全文摘要
本發(fā)明涉及制備單晶硅錠的方法，還涉及由其制成的錠塊或晶片。在一個實施方案中，該方法包括控制生長速度v和如本文定義的有效或校正的軸向溫度梯度，從而在該錠塊的給定片段內(nèi)，在該片段的相當(dāng)大部分半徑范圍內(nèi)，比率v/G_有效或v/G_校正基本接近其臨界值，并在(i)固化和大約1250℃之間、和(ii)大約1250℃和大約1000℃之間控制該片段的冷卻速率，以控制其中的本征點缺陷的徑向并入效應(yīng)，并由此在從大約錠片段的側(cè)面向內(nèi)徑向延伸的環(huán)中限制附聚本征點缺陷和/或氧沉淀簇的形成。在這種或替代的實施方案中，可以控制軸向溫度梯度和/或熔體/固體界面，以限制該環(huán)中的附聚本征點缺陷和/或氧沉淀簇的形成。
文檔編號C30B15/20GK101490314SQ200780027056
公開日2009年7月22日 申請日期2007年5月18日 優(yōu)先權(quán)日2006年5月19日
發(fā)明者M·S·庫爾卡尼 申請人:Memc電子材料有限公司