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)的附聚點缺陷和氧簇的形成本申請是申請?zhí)枮?00780027056.4、申請日為2007年5月18日、發(fā)明名稱為“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”的申請的分案申請。
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到所需或目標直徑，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，但在從坩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。然后當直徑變得足夠小時，將晶體與熔體分離?，F(xiàn)代微電子器件的持續(xù)縮小的尺寸對硅襯底的品質(zhì)施加具有挑戰(zhàn)性的限制，硅襯底的品質(zhì)基本取決于原生微缺陷的尺寸和分布。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)微缺陷是硅的本征點缺陷——空位和自間隙(或簡稱為間隙)——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v/G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。在接近其臨界值的v/G下，這兩種點缺陷以極低和相當?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常可以通過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——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。相當經(jīng)常地，OSF環(huán)標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，為了更精確量化微缺陷分布，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微缺陷的后續(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臨界值下發(fā)生，該值目前似乎為大約2.5 X 10-5cm2/sKo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)的本征點缺陷主要是空位(其中v/G通常大于臨界值)還是自間隙(其中v/G通常小于臨界值)。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“成核閾”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1000°c。一旦達到這種“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”外。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“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環(huán)氧化誘發(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準)，但它們被公認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硅的點缺陷，而非本征點缺陷，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，氧簇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IXlO3/立方厘米至大約IXlO7/立方厘米的范圍內(nèi)，而氧簇密度在大約IXlO8/立方厘米至IX 101°/立方厘米之間變動。因此，附聚本征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?？紤]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)報道了幾種用于使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V/G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)?；蛘撸@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:Ca)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)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% jP(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1000°C之間，所述片段以大約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Gift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:Ca)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Gtffi,其中Gtffi通過下列公式確定:1/T校正= (l/Tm) + (l/T2m)zG校正，以使 Xf(T-T^)=O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)f是指T和Tei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/GK比率與V/Gei臨界值相比徑向變動小于約±30% jP(b)將所述片段從固化溫度冷卻到大約750°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毫米的標稱直徑，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:Ca)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Gws，其中Gws4通過下列公式確定:
權(quán)利要求
1.使單晶硅錠生長的方法，其中該單晶硅錠包含中軸、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150毫米的標稱直徑，該單晶硅錠根據(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: 在所述單晶硅錠的至少一段恒定直徑部分的生長過程中，在從固化到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，其中G通過下列公式確定:1/Τ校正= (l/Tm) + (l/T2m)zG校正，以使 Σ .(Τ-Τ校正)=0 其中:Τ是所述段內(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)f是指T和Tei之間的可接受的統(tǒng)計一致性；使得所述段內(nèi)的給定軸向位置處的v/GK比率與V/Gei臨界值相比徑向變動小于±30% ;和 將所述段從固化溫度冷卻到750°C。
2.權(quán)利要求1的方法，其中函數(shù)f是指T和Tei之間在最小二乘方法下的可接受的統(tǒng)計一致性。
3.權(quán)利要求1的方法，其中通過控制所述段的冷卻速率，使得(i)從固化溫度到至少1250°C，所述段以至 少2.5°C /分鐘的速率冷卻，和(ii)在低于1250°C至1000°C之間，所述段以0.3至0.025°C /分鐘的速率冷卻，從而將所述段從固化溫度冷卻到750°C。
4.權(quán)利要求1的方法，其中從固化溫度到至少1250°C的冷卻速率的所述控制是所述段以2.5°C /分鐘至3.5°C /分鐘的速率冷卻。
5.權(quán)利要求1的方法，其中所述方法進一步包括控制所述段在1000°C至750°C的冷卻速率，使得所述段以至少0.250C /分鐘的速率冷卻。
6.權(quán)利要求1的方法，其中v/G比率與v/G臨界值相比，徑向變動小于±5%。
7.權(quán)利要求1的方法，其中對于所述段，在其中給定軸向位置的G從中軸到0.75R徑向變動小于5%。
8.權(quán)利要求7的方法，其中對于所述段，在其中給定軸向位置的G從0.75R到側(cè)面徑向地提高至少5%。
9.權(quán)利要求1的方法，其中控制所述段的冷卻速率，使得(i)從固化溫度到至少1250°C，所述段以至少2.5°C /分鐘的平均速率冷卻，和(ii)在低于1250°C至1000°C之間，所述段以0.3至0.0250C /分鐘的平均速率冷卻。
10.權(quán)利要求1的方法，其中v/G臨界值為2.5X 10_5cm2/sK。
11.由硅熔體生長單晶硅錠的方法，其中單晶硅錠與硅熔體之間的熔體/固體界面是不平的，所述單晶硅錠包含中軸、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150毫米的標稱直徑，該單晶硅錠根據(jù)丘克拉斯基法生長，所述方法包括: 在所述單晶硅錠的至少一段恒定直徑部分的生長過程中，在從固化到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 ，其中G 通過下列公式確定:
12.權(quán)利要求11的方法，其中函數(shù)f是指T和Tei之間在最小二乘方法下的可接受的統(tǒng)計一致性。
13.權(quán)利要求11的方法，其中通過控制所述段的冷卻速率，使得(i)從固化溫度到至少1250°C，所述段以至少2.5°C /分鐘的速率冷卻，和(ii)在低于1250°C至1000°C之間，所述段以0.3至0.025°C /分鐘的速率冷卻，從而將所述段從固化溫度冷卻到750°C。
14.權(quán)利要求11的方法，其中從固化溫度到至少1250°C的冷卻速率的所述控制是所述段以2.5°C /分鐘至3.5°C /分鐘的速率冷卻。
15.權(quán)利要求11的方法，其中所述方法進一步包括控制所述段在1000°C至750°C的冷卻速率，使得所述段以至少0.250C /分鐘的速率冷卻。
16.權(quán)利要求11的方法，其中v/G比率與v/G臨界值相比，徑向變動小于±5%。
17.權(quán)利要求11的方法，其中對于所述段，在其中給定軸向位置的G從中軸到0.75R徑向變動小于5%。
18.權(quán)利要求17的方法，其中對于所述段，在其中給定軸向位置的G從0.75R到側(cè)面徑向地提高至少5%。
19.權(quán)利要求11的方法，其中控制所述段的冷卻速率，使得(i)從固化溫度到至少1250°C，所述段以至少2.5°C /分鐘的平均速率冷卻，和(ii)在低于1250°C至1000°C之間，所述段以0.3至0.025 0C /分鐘的平均速率冷卻。
20.權(quán)利要求11的方法，其中v/G臨界值為2.5X 10^5cm2/sKo
全文摘要
本發(fā)明涉及控制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。本發(fā)明還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C30B29/06GK103147122SQ201310072159
公開日2013年6月12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