專利名稱：低缺陷濃度的硅的制作方法
背景技術(shù)：
本發(fā)明與用于電子元件制造的半導(dǎo)體級單晶硅的制備有關(guān)，特別涉及具有不含聚集本征點缺陷軸對稱區(qū)的單晶硅棒與晶片及其制備工藝。
單晶硅是半導(dǎo)體電子元件大多數(shù)制造工藝的初始材料，通常用所謂提拉(“Cz”)方法制備。在該方法中，將多晶硅裝入坩堝并使之熔化，再用一籽晶與熔融硅接觸，并經(jīng)緩慢提拉而生成單晶。形成軸頸之后，通過降低拉晶速度和/或熔燒溫度而使晶體直徑增大，直至達到所希望的目標(biāo)直徑為止。然后，通過控制拉晶速度和熔燒溫度以補償因溶化程度的降低而生成具有近乎恒定直徑的圓柱狀晶體主體。生長過程結(jié)束但坩堝中熔融硅尚未耗盡之前，必需使晶體直徑逐漸縮小以形成端錐。一般來說，通過增大拉晶速度和提高坩堝溫度來形成端錐。當(dāng)直徑變得足夠小時，晶體即與熔融硅分離。
近幾年來，已經(jīng)確認(rèn)單晶硅中的大量缺陷是在晶體生長室里隨結(jié)晶后的晶體冷卻而形成的。這種缺陷的產(chǎn)生，部分原因是由于過量(即濃度超出溶解度極限)本征點缺陷的存在，稱之為空位和自-填隙原子。從熔融體生長的硅晶體一般帶有過量的一種或另一種本征點缺陷，或者是晶格空位(“V”)，或者是硅填隙原子(“I”)。已經(jīng)確認(rèn)在結(jié)晶時定形的硅中這些點缺陷的類型和初始濃度受比值V/G0的控制，其中V是生長速度，G0是結(jié)晶時晶體中的瞬時軸向溫度梯度。參照

圖1，當(dāng)增大比值V/G0時，在一臨界V/G0值附近便產(chǎn)生從自-填隙原子為主的生長減緩過渡到空位為主的生長加快，這個臨界值根據(jù)通?？色@得的信息約為2.1×10-5cm2/sK。在這個臨界值處，這些本征點缺陷的濃度處于平衡狀態(tài)。
當(dāng)V/G0值超過臨界值時，空位濃度增大，而當(dāng)V/G0值低于臨界值時，則自-填隙原子濃度增大。如果這些濃度在系統(tǒng)中達到一個臨界過飽和值，且點缺陷的遷移率足夠高時，就可能發(fā)生一種反應(yīng)或一種聚集現(xiàn)象。硅中聚集的本征點缺陷可能嚴(yán)重影響在復(fù)雜而高集成度電路生產(chǎn)中材料的產(chǎn)出潛力。
空位-型缺陷被確認(rèn)是一些可觀測晶體缺陷的根源，如D-缺陷、流圖缺陷(FPDs)、柵氧化完整性(GOI)缺陷、晶格自生微粒(COP)缺陷、晶格自生發(fā)光點缺陷(LPDs)，以及用掃描紅外顯微照相和激光掃描層析X射線攝影等紅外光掃描技術(shù)觀察到的某些類型的體缺陷。還有，出現(xiàn)在過量空位區(qū)域的是起環(huán)氧化誘發(fā)堆垛層錯(OISF)核作用的缺陷。可以推測這種特殊的缺陷是一種由于出現(xiàn)過量空位而催化的高溫成核的氧聚集而成。
對與自-填隙原子相關(guān)的缺陷研究較少，一般將其視為低密度的填隙原子-型位錯環(huán)或網(wǎng)格。這種缺陷并非是造成柵氧化物完整性缺陷(一個重要的晶片性能判據(jù))的原因，但普遍認(rèn)為它們是與通常漏電問題有關(guān)的其他類型器件缺陷的根源。
在提拉法硅中這種空位和自-填隙原子聚集缺陷的密度一般在1×103/cm3到1×107/cm3的范圍內(nèi)。當(dāng)這些值相對較低時，聚集的本征點缺陷對器件制作的重要性迅速增大，因而實際上目前在器件制造過程中將其視為產(chǎn)額-限制的因素。
至今，通常有三種主要的手段來處理聚集的本征點缺陷問題。第一種手段包括的方法集中在拉晶技術(shù)，為的是減少晶棒聚集本征點缺陷的數(shù)密度。這種手段可進一步分為兩種方法一是拉晶條件形成空位為主材料的那些方法，二是拉晶條件形成以自-填隙原子為主材料的那些方法。例如，已確認(rèn)聚集缺陷的數(shù)密度可通過下述方法得以減小(1)控制V/G0值的大小來生長其晶格空位是主要本征點缺陷的晶體；(2)通過在拉晶過程中從1100℃到1050℃的溫度范圍內(nèi)改變硅棒冷卻速度(一般是降溫)來影響聚集缺陷的成核速度。當(dāng)這種手段使聚集缺陷的數(shù)密度減小時，并不能避免缺陷的形成。因器件制造提出的要求變得越來越嚴(yán)格，這種缺陷的存在將繼續(xù)成為一個重要的問題。
提出的其他方法有在晶體生長期間將拉晶速度降低到低于0.4mm/min(毫米/分鐘)左右。然而，這種建議也不令人滿意，因為這樣緩慢的拉晶速度使每臺拉晶機的產(chǎn)量降低。更重要的是這樣的拉晶速度會導(dǎo)致含高濃度自-填隙原子單晶硅的形成。同時，這種高濃度還導(dǎo)致聚集自-填隙原子缺陷以及所有與這種缺陷相關(guān)的問題。
處理聚集本征點缺陷問題的第二種手段包括的方法致力于聚集本征點缺陷形成之后的分解和消除。通常這是通過對晶片形式的硅進行高溫?zé)崽幚韥韺崿F(xiàn)的。例如，在歐洲專利申請503,816 Al中Fusegawa等人提出以超過0.8mm/min的速度生長硅棒，并將硅棒切割成的硅片在1150℃到1280℃的溫度范圍進行熱處理，來消除晶體生長過程中形成的缺陷。已證明這樣的熱處理可減小靠近硅片表面薄層區(qū)域的缺陷密度。所需的專門處理要根據(jù)硅片中聚集本征點缺陷的濃度和位置而改變。從這類缺陷軸向濃度不均勻的晶體上切割的不同硅片可能要求不同的生長后處理條件。而且，這類硅片熱處理的成本相當(dāng)高，并有可能在硅片中引入金屬雜質(zhì)，因而并非對各類晶體相關(guān)的缺陷普遍有效。
處理聚集本征點缺陷問題的第三種手段是在單晶硅片表面外延淀積一薄層硅結(jié)晶。這種工藝提供一種其表面基本不含聚集本征點缺陷的單晶硅片。然而，外延淀積會顯著增大硅片的成本。
縱觀這些發(fā)展，仍然有必要找到一種通過對產(chǎn)生聚集本征點缺陷的聚集反應(yīng)進行抑制來避免形成這種缺陷的單晶硅制備方法。與其簡單限制這類缺陷形成的速度，還不如在缺陷形成之后努力去消除某些缺陷，一種能抑制聚集反應(yīng)的方法將生產(chǎn)出基本上不含聚集本征點缺陷的硅基片。就每硅片得到的集成電路數(shù)量而論，這樣的一種方法還可提供具有外延一樣生產(chǎn)潛力的單晶硅片，而不會有與外延工藝相聯(lián)系的高成本。發(fā)明概要因此，本發(fā)明的目的是提供具有相當(dāng)大徑向?qū)挾容S對稱區(qū)、且該區(qū)內(nèi)基本不含由晶格空位或硅自-填隙原子聚集產(chǎn)生的缺陷的單晶硅棒或硅片；并提供一種單晶硅棒的制備工藝，該工藝中對硅中的空位和自-填隙原子的濃度加以控制，以防止當(dāng)硅棒從結(jié)晶溫度冷卻時在硅棒恒定直徑段的軸向?qū)ΨQ區(qū)本征點缺陷的聚集。
簡單地說，本發(fā)明旨在獲得一種單晶硅片，使之具有一中心軸、與中心軸垂直的前端面和后端面、圓形周邊以及從中心軸延伸到圓周邊的半徑。這種硅片包含一個基本不含聚集本征點缺陷的軸對稱區(qū)。該軸對稱區(qū)從硅片的圓周邊沿徑向朝內(nèi)延伸，當(dāng)從圓周邊沿徑向朝中心軸測量時有一定寬度，該寬度至少為硅片半徑長度的40％左右。
本發(fā)明的進一步目標(biāo)是獲得一種單晶硅棒，使之具有一中心軸、一籽晶錐，一尾晶錐、以及位于籽晶錐與尾晶錐之間具有圓形周邊和從中心軸延伸到圓周邊的半徑的恒定直徑段。該單晶硅棒的特征在于在晶棒長成且從結(jié)晶溫度冷卻之后，其恒定直徑段包含一個基本不含聚集本征點缺陷的軸對稱區(qū)。該軸對稱區(qū)從園形周邊沿徑向朝里延伸，當(dāng)從圓周邊沿徑向朝中心軸測量時有一定寬度，該寬度至少為恒定直徑段半徑長度的30％左右。該軸對稱區(qū)也有一定的長度，沿中心軸測量時至少是晶棒恒定直徑段長度的20％。
本發(fā)明的再一個目的是提供一種生長單晶硅棒的工藝，按該工藝，包含一中心軸、一籽晶錐，一尾晶錐、以及位于籽晶錐與尾晶錐之間具有圓形周邊和從中心軸延伸到圓周邊的半徑的恒定直徑段的晶棒從熔融硅生長，然后按提拉方法從結(jié)晶溫度冷卻。該工藝包括控制生長速度V和在恒定直徑段生長過程中晶體的瞬時軸向溫度梯度G0，以利當(dāng)晶棒從結(jié)晶溫度冷卻時形成一個基本不含聚集本征點缺陷的軸對稱區(qū)。該軸對稱區(qū)從圓周邊沿徑向朝中心軸延伸，其寬度至少是恒定直徑段半徑長度的30％，沿中心軸測量的長度至少是恒定直徑長度的20％。
本發(fā)明的其他目的和特點有的是顯而易見的，有的將在后面說明。附圖簡要描述圖1表明自填隙原子[I]和空位[V]的初始濃度隨比值v/G0的增大而變化的例子，其中v是生長速度，G0是瞬時軸向溫度梯度。
圖2表明在給定的自填隙原子初始濃度[I]下，形成聚集填隙原子缺陷所需自由能改變量ΔGI隨溫度T的降低而增大的例子。
圖3的例子表明通過徑向擴散的手段抑制自填隙原子濃度[I]，使形成聚集填隙原子缺陷所需自由能改變量ΔGI隨溫度T的降低而減小(當(dāng)時)。其中實線描述無徑向擴散的情況，虛線表示擴散的效果。
圖4的例子表明通過徑向擴散手段抑制自-填隙原子濃度[I]，致使聚集反應(yīng)得以避免，使形成聚集填隙原子缺陷所需自由能改變量ΔGI隨溫度T的降低而充分減小。其中實線描寫無徑向擴散的情況，而虛線表示擴散的效果。
圖5表明因G0值的增大使自填隙原子初始濃度[I]和空位初始濃度[V]可能隨比值V/G0的減小而沿晶棒或晶片的半徑發(fā)生改變。注意到在V/I邊界出現(xiàn)從空位為主材料向自-填隙原子為主材料的過渡。
圖6是一個單晶硅棒或晶片的頂視圖，分別表明空位V和自-填隙原子I為主的材料區(qū)以及兩者之間的分界。
圖7a表明空位或自-填隙原子初始濃度因自-填隙原子的徑向擴散而隨徑向位置變化的例子。還表明這種擴散因空位和自-填隙原子的復(fù)合而引起V/I邊界位置移近晶棒中心以及自-填隙原子濃度[I]被抑制。
圖7b是ΔGI與徑向位置的關(guān)系曲線，表明自-填隙原子濃度[I]的抑制(如圖7a所示)足以到處保持ΔGI都低于硅自-填隙原子作用發(fā)生的臨界值的大小。
圖7c表明空位或自-填隙原子初始濃度由于自-填隙原子的徑向擴散而隨徑向位置變化另一個例子。注意與圖7a比較，這種擴散引起的V/I邊界移近晶棒中心(因空位和自-填隙原子的復(fù)合)并引起V/I邊界外部區(qū)域中填隙原子濃度的增大。
圖7d是ΔGI與徑向位置的關(guān)系曲線，表明自-填隙原子濃度[I]的抑制(如圖7a所示)不足以到處保持ΔGI都低于硅自-填隙原子反應(yīng)發(fā)生的臨界值的例子。
圖7e表明空位或自-填隙原子初始濃度由于自-填隙原子的徑向擴散而隨徑向位置變化另一個例子。注意與圖7a比較，增強擴散導(dǎo)致對自-填隙原子濃度更強的抑制。
圖7f是ΔGI與徑向位置的關(guān)系曲線，表明自-填隙原子濃度[I]的更強抑制(如圖7e所示)而引起ΔGI更大程度的抑制(與圖7b比較)的例子。
圖7g表明空位或自-填隙原子初始濃度由于自-填隙原子的徑向擴散而隨徑向位置變化另一個例子。注意與圖7c比較，增強擴散導(dǎo)致對自-填隙原子濃度更強的抑制。
圖7h是ΔGI與徑向位置的函數(shù)關(guān)系曲線，表明自-填隙原子濃度[I]的更強抑制(如圖7g所示)引起ΔGI更高程度的抑制(與圖7d比較)的例子。
圖7i表明空位或自-填隙原子初始濃度由于自-填隙原子的徑向擴散而隨徑向位置變化另一個例子。注意在本例中足夠量的自-填隙原子與空位的復(fù)合使之不再存在以空位為主的區(qū)域。
圖7j是ΔGI與徑向位置的關(guān)系曲線，表明自-填隙原子的徑向擴散(如圖7i所示)足以沿晶體徑向到處維持聚集填隙原子缺陷的抑制的例子。
圖8是一根單晶硅棒縱向、橫截面視圖，詳細(xì)表明晶棒恒定直徑段的軸對稱區(qū)。
圖9是一根單晶硅棒一恒定直徑段的縱向、橫截面視圖，詳細(xì)表明軸對稱區(qū)寬度的軸向變化。
圖10是一個其軸對稱區(qū)寬度小于晶棒半徑的單晶硅棒恒定直徑段的縱向、橫截面視圖，詳細(xì)表明這軸對稱區(qū)還包含一個空位為主材料構(gòu)成的一般圓柱區(qū)。
圖11是圖10所示軸對稱區(qū)的側(cè)向、橫截面視圖。
圖12是一個其軸對稱區(qū)寬度等于晶棒半徑的單晶硅棒恒定直徑段的縱向、橫截面視圖，詳細(xì)表明該區(qū)是一個基本不含聚集本征點缺陷的自-填隙原子為主材料構(gòu)成的一般圓柱區(qū)。
圖13是經(jīng)一系列氧沉積熱處理晶棒軸向切割的少數(shù)載流子壽命掃描圖象，詳細(xì)表明一個空位為主材料構(gòu)成的一般圓柱區(qū)，一個自-填隙原子為主材料構(gòu)成的一般圓形軸對稱區(qū)(V/I邊界出現(xiàn)在兩者之間)，以及一個聚集填隙原子缺陷區(qū)。
圖14是拉晶速度(即籽晶提升)與晶體長度的關(guān)系曲線，表明在一部分晶體長度上拉晶速度線性下降。
圖15是經(jīng)一系列如例1中所述氧沉積熱處理晶棒軸向切割的少數(shù)載流子壽命掃描圖象。
圖16是四根單晶棒的拉晶速度(即籽晶提升)與晶體長度的關(guān)系曲線，分別標(biāo)注1-4，用來給出一條在例1中所述的曲線V*(z)。
圖17是對例2中兩種不同情況下晶體/熔融體界面軸向溫度梯度G0與徑向位置的關(guān)系曲線。
圖18對例2中兩種不同情況下空位初始濃度[V]和自-填隙原子初始濃度[I]與徑向位置的關(guān)系曲線。
圖19是溫度與軸向位置的關(guān)系曲線，表明例3所述兩種不同情況下晶棒的溫度分布。
圖20是如圖19所示從兩種冷卻條件下產(chǎn)生的自-填隙原子濃度圖，在例3中有更詳細(xì)的描述。
圖21是在如例4所述經(jīng)一系列氧沉積熱處理的整根晶棒軸向切割的少數(shù)載流子壽命掃描圖象。優(yōu)選實例的詳細(xì)描述正如這里使用過的，下述句子和術(shù)語應(yīng)有給定的含義“聚集本征點缺陷”系指由以下原因引起的缺陷(1)空位聚集產(chǎn)生D-缺陷、流圖缺陷、柵氧化完整性缺陷、晶體源生的微粒缺陷、晶體源生的發(fā)光點缺陷以及其他空位相關(guān)缺陷的反應(yīng)，或(2)自-填隙原子聚集產(chǎn)生錯位環(huán)和網(wǎng)格以及其它這類自-填隙原子聚集相關(guān)缺陷的反應(yīng)；“聚集填隙原子缺陷”應(yīng)指由硅自-填隙原子聚集反應(yīng)引起的聚集本征點缺陷；“聚集空位缺陷”應(yīng)指由晶格空位聚集反應(yīng)引起的聚集空位點缺陷；“半徑”指從晶片或晶棒中心軸到圓周邊測得的距離；“基本不含聚集本征點缺陷”應(yīng)指聚集缺陷濃度低于這種缺陷的檢測極限，通常約為104個缺陷/厘米3；“V/I邊界”指沿晶棒或晶片半徑方向材料從空位為主變?yōu)樽?填隙原子為主的位置；以及“空位為主”和“自-填隙原子為主”指材料的本征點缺陷分別為空位還是自-填隙原子占優(yōu)勢。
根據(jù)本發(fā)明，發(fā)現(xiàn)硅自-填隙原子作用產(chǎn)生聚集填隙原子缺陷的反應(yīng)可在單晶硅棒生長過程中予以抑制。無需受限于任何特殊理論可以相信在本發(fā)明的工藝中自-填隙原子濃度在晶棒生長和冷卻過程中受到控制，使得系統(tǒng)自由能的變化決不會超過聚集反應(yīng)自發(fā)產(chǎn)生而形成聚集填隙原子缺陷的臨界值。
一般來說，為在單晶硅中激發(fā)由硅自-填隙原子形成聚集填隙原子缺陷反應(yīng)可獲得的系統(tǒng)自由能變化由方程(1)決定ΔGI=KTln([I][I]eq)----(1)]]>式中ΔGI是自由能的變化K是波爾茲曼常數(shù)T是絕對溫度(K)[I]是單晶硅中某一時空點的自-填隙原子濃度[I]eq是在產(chǎn)生[I]的同一時空點和溫度T下的平衡自-填隙原子濃度根據(jù)這個方程，對于一給定的自-填隙原子濃度[I]，由于[I]eq隨溫度而迅速降低，因而溫度的降低通常會使ΔGI增大。
圖2闡明對于一根從結(jié)晶溫度冷卻而沒有同時采用某些手段來抑制自-填隙原子濃度的晶棒其ΔGI和硅填隙原子濃度的變化。當(dāng)晶棒冷卻時，由于[I]過飽和的增大，ΔGI按方程(1)增大，接近形成聚集填隙原子缺陷的勢壘。當(dāng)繼續(xù)冷卻時，有可能超出這個勢壘，在該點即產(chǎn)生反應(yīng)。這種反應(yīng)導(dǎo)致聚集填隙原子缺陷的形成且ΔGI隨過飽和系統(tǒng)的緩解而伴隨減小。
當(dāng)晶棒從結(jié)晶溫度冷卻時，維持硅自-填隙原子系統(tǒng)自由能低于發(fā)生聚集反應(yīng)的值，即可避免自-填隙原子的聚集。換言之，可以將系統(tǒng)控制到使之永不臨界過飽和。這可以通過建立一個足夠低的自-填隙原子初始濃度使臨界過飽和永遠不可能達到。然而，實際上這樣的濃度很難在整個晶體半徑上實現(xiàn)，因此，臨界過飽和一般只可能在晶體結(jié)晶之后通過抑制硅自-填隙原子初始濃度來避免。
圖3和4闡明當(dāng)圖2中晶棒從結(jié)晶溫度冷卻時抑制[I]對ΔGI增長的兩種可能的影響。在圖3中，[I]的抑制引起ΔGI增長速度的降低，但在此情形下，這樣的抑制不足以到處將ΔGI保持在一個低于產(chǎn)生該反應(yīng)的臨界值上；所以，這樣的抑制僅用來降低產(chǎn)生該反應(yīng)的溫度。在圖4中，增強對[I]的抑制足以到處將ΔGI保持在一個低于產(chǎn)生該反應(yīng)的臨界值上；因此，這樣的抑制會阻止缺陷的形成。
令人驚異的發(fā)現(xiàn)是，由于自-填隙原子的遷移率相當(dāng)大，有可能通過自-填隙原子徑向擴散到位于晶體表面的陷阱上或空位為主的區(qū)域而在較大距離上影響這種抑制作用。只要時間足以允許自-填隙原子初始濃度的徑向擴散，就可以有效地利用徑向擴散來抑制自-填隙原子濃度。一般來說，擴散時間將取決于自-填隙原子初始濃度的徑向變化，較小的徑向變化要求的擴散時間較短。
一般來說，對于按提拉方法生長的單晶硅，其軸向溫度梯度G0隨半徑的增大而增大。這意味著在晶棒半徑方向比值V/G0一般不是單一的。由于這種變化，本征點缺陷的類型和初始濃度不是恒定的。假如在沿半徑4的某點處V/G0達到臨界值(在圖5和6中表示為V/I界面2)，則材料將從空位為主變?yōu)樽?填隙原子為主。此外，晶棒將包含一個自-填隙原子為主材料的軸對稱區(qū)6(其中硅自-填隙原子初始濃度隨半徑的增大而增大)，四周由一個空位為主材料的一般圓筒區(qū)8所環(huán)繞(其中空位初始濃度隨半徑的增大而減小)。
圖7a和7b根據(jù)本發(fā)明的一個實例闡明當(dāng)晶棒從結(jié)晶溫度冷卻時抑制[I]對ΔGI增長的影響。當(dāng)晶棒按提拉方法拉制時，該晶棒包含一個由填隙原子為主材料構(gòu)成的、從晶棒邊緣向半徑延伸到出現(xiàn)V/I界面處的軸對稱區(qū)，以及一個空位為主材料構(gòu)成的、從晶棒中心沿半徑延伸到出現(xiàn)V/I界面的一般圓柱區(qū)。當(dāng)晶棒從結(jié)晶溫度冷卻時，由于自-填隙原子與空位的復(fù)合以及V/I界面外自-填隙原子濃度的顯著抑制而使填隙原子的徑向擴散引起V/I界面沿徑向朝內(nèi)偏移。而且，[I]的抑制足以到處保持ΔGI都低于硅自-填隙原子作用發(fā)生的臨界值的大小。
現(xiàn)在參見圖8和圖9，在本發(fā)明的工藝中，單晶硅棒10按照提拉方法生長。硅棒包含一根中心軸12、一個籽晶錐14、一個尾晶錐16和一個位于籽晶錐和尾晶錐之間的恒定直徑段18。該恒定直徑段具有一個圓形周邊20和一個從中心軸延伸到圓周邊的半徑4。這種工藝包括在晶棒恒定直徑段生長過程中控制晶棒的生長速度v和瞬時軸向溫度梯度G0，以便在晶棒從結(jié)晶溫度冷卻時形成基本不含聚集本征點缺陷的軸對稱區(qū)域6。
對生長條件宜適當(dāng)加以控制，使V/I界面2保持在軸對稱區(qū)6體積相對于晶棒10恒定直徑段18體積為最大的位置上。因此，一般希望軸對稱區(qū)的寬度22(從晶棒的圓周邊沿徑向朝中心軸測量)和長度24(沿晶棒的中心軸測量)分別等于晶棒恒定直徑段的半徑4和長度26。但實際上，操作條件和拉晶機硬件的限制可能使得軸對稱區(qū)域只占晶棒恒定直徑段的較小部分。所以，一般希望軸向?qū)ΨQ區(qū)寬度至少為晶棒恒定直徑段直徑的30％左右，更好一點至少40％，再好一點至少60％，最好至少80％。另外，軸對稱區(qū)延伸的長度至少為晶棒恒定直徑段長度的20％左右，更好一點至少40％，再好一點至少60％，最好至少80％。
參見圖9，軸對稱區(qū)6的寬度22可能沿中心軸12長度方向有一些波動。所以，對于一給定長度的軸對稱區(qū)，其寬度通過測量從晶棒10的圓周邊20到離中心軸最遠一點的徑向距離來確定。換言之，對寬度22的測量就是要確定軸對稱區(qū)6給定長度24內(nèi)的最小距離。
現(xiàn)參見圖10和，當(dāng)晶棒10恒定直徑段18軸對稱區(qū)6的寬度22小于恒定直徑段的半徑4時，該區(qū)一般為園環(huán)狀。一個以中心軸12為中心、以空位為主材料8構(gòu)成的一般圓柱區(qū)在徑向上位于該一般環(huán)形區(qū)段以內(nèi)。參見圖12，應(yīng)當(dāng)理解當(dāng)軸對稱區(qū)6的寬度22等于恒定直徑段18的半徑4時，該區(qū)不含空位為主的區(qū)域；而軸對稱區(qū)本身一般是圓柱形，且由基本不含聚集本征點缺陷的自-填隙原子為主材料構(gòu)成。
如果希望控制晶體生長條件使填隙原子為主的區(qū)域?qū)挾茸畲髸r，對一給定單晶拉制機熱區(qū)的設(shè)計可能有所限制。當(dāng)V/I界面移近中心晶軸時，只要冷卻條件和G0(r)不變(G0(r)是G0的徑向變化)，則所要求的最小徑向擴散量增大。在這些情況下，空位為主區(qū)可能有一個最小半徑，這是為通過徑向擴散來抑制聚集填隙原子缺陷形成所要求的。
圖7c和7d闡明一個空位為主區(qū)超過最小半徑的例子。在此例中，冷卻條件和G0(r)與圖7a和7b中所采用的相同，對所示V/I界面位置有足夠的外擴散來避免聚集填隙原子缺陷。在圖7c和7d中，V/I界面位置移近中心軸(相對于圖7a和7b)而引起V/I界面外部區(qū)域填隙原子濃度的增大。所以，要求更強的徑向擴散來充分抑制填隙原子濃度。如果不能實現(xiàn)足夠的外擴散，則系統(tǒng)ΔGI將增大而超出臨界值，并出現(xiàn)產(chǎn)生聚集填隙原子缺陷的反應(yīng)，從而在V/I界面與晶體邊緣之間的圓環(huán)區(qū)內(nèi)形成這種缺陷區(qū)。出現(xiàn)這種反應(yīng)的V/I界面半徑對給定加熱區(qū)而言是最小半徑。假如更強的填隙原子徑向擴散允許的話，則這最小半徑減小。
圖7e、7f、7g和7h闡明對于以圖7a、7b、7c和7d所例舉晶體相同初始空位和填隙原子濃度分布生長的晶體，增強徑向外擴散對填隙原子濃度分布以及系統(tǒng)ΔGI增長的影響。增強填隙原子的徑向擴散會造成對填隙原子更強的抑制，從而對系統(tǒng)ΔGI增長的抑制程度比在圖7a、7b、7c和7d中所示情況更高。在此情況下，系統(tǒng)ΔGI不會超出對于較小V/I界面半徑所要求的值。
圖7i和7j闡明一個允許足夠的徑向擴散使得通過確保徑向擴散足以沿晶體半徑處處抑制聚集填隙原子缺陷而使最小半徑減小到零的例子。
在本發(fā)明工藝的一個優(yōu)選實例中，晶棒軸向?qū)ΨQ的自-填隙原子為主區(qū)中硅自-填隙原子的初始濃度受到控制。再參見圖1，硅自-填隙原子的初始濃度一般通過控制晶體生長速度V和瞬時軸向溫度梯度G0來控制，使得比值V/G0相當(dāng)靠近出現(xiàn)V/I界面的該比值的臨界值。此外，可能建立瞬時軸向溫度梯度G0使得G0(因而V/G0)隨晶棒半徑的變化也得以控制。
生長速度V和瞬時軸向溫度梯度G0一般要控制到使V/G0的取值從其臨界值的0.5到2.5倍左右(按通?？色@得的V/G0臨界值的信息，即1×10-5cm2/sK到5×10-5cm2/sK左右)。較好的選擇是V/G0取值從其臨界值的0.6到1.5倍左右(按通?？色@得的V/G0臨界值的信息，即1.3×10-5cm2/sK到3×10-5cm2/sK左右)。最好選擇V/G0從其臨界值的0.75到1倍左右(按通?？色@得的V/G0臨界值的信息，即1.6×10-5cm2/sK到2.1×10-5cm2/sK左右)。這些比值通過獨立控制生長速度V和瞬時軸向溫度梯度G0來實現(xiàn)。
瞬時軸向溫度梯度G0的控制一般主要可通過拉晶機“熱區(qū)”(即構(gòu)成加熱器、絕緣、以及熱屏蔽等等的石墨或其他材料)的設(shè)計來實現(xiàn)。雖然這種設(shè)計細(xì)節(jié)可能依拉晶機的制作和造型而變，但一般可采用在熔體/固體界面(包括使熱傳輸軸向變化最小所常用的任何工藝手段對G0進行控制，包括反射器、輻射屏蔽、排氣管、光導(dǎo)管和加熱器等。一般來說，通過在熔體/固體界面上方約一個晶棒直徑以內(nèi)處定位這些裝置來控制G0的徑向變化。還可通過調(diào)整這些裝置與熔體和晶體的相對位置進一步控制G0。這是通過調(diào)整這些裝置在熱區(qū)中的位置、或調(diào)整在熱區(qū)中熔體表面的位置來完成的。這些方法的一種或兩者在工藝過程將熔體耗盡的分批提拉作業(yè)中均可采用。
對于本發(fā)明的某些實例而言，通常希望瞬時軸向溫度梯度G0隨晶棒直徑的變化相對恒定。但應(yīng)當(dāng)指出的是，當(dāng)熱區(qū)設(shè)計的改善允許G0的變化減至最小時，與維持恒定生長速度相關(guān)的機械問題顯得愈加重要。這是因為生長過程對拉晶速度的任何變化變得更為敏感，它同時直接影響生長速度V。從工藝控制而論，這意味著在整個晶棒半徑上G0取不同值是有利的。然而，G0值相差過大可能在晶片邊緣附近產(chǎn)生較高的自-填隙原子濃度，由此而增大避免形成聚集本征點缺陷的困難。
從上述分析來看，G0的控制涉及在使G0的徑向變化最小和保持有利的工藝控制條件之間取平衡。因此，一般在拉制大約一個直徑的晶體長度后，拉晶速度將大致在0.2毫米/分鐘到0.8毫米/分鐘之間，更好一點是0.25毫米/分鐘到0.6毫米/分鐘之間，最好是取0.3毫米/分鐘到0.5毫米/分鐘之間。要注意的是，上述取值范圍是對200毫米直徑晶體的典型值。然而，拉晶速度決定于晶體直徑和拉晶機的設(shè)計。一般來說，拉晶速度將隨晶體直徑的增大而降低。
從商品生產(chǎn)考慮，自-填隙原子擴散量可通過控制晶棒從結(jié)晶溫度(1410℃左右)冷卻到硅自-填隙原子變得不能移動的冷卻速度來控制。硅自-填隙原子在鄰近硅結(jié)晶溫度(即1410℃左右)的溫度下顯得特別活躍。然而，這種遷移率隨單晶硅棒溫度的下降而減小。至今獲得的實驗數(shù)據(jù)表明對于工業(yè)生產(chǎn)的時間周期而言，在低于約700℃的溫度下，也許在高到800℃、900℃甚至1,000℃的溫度下，自-填隙原子擴散速度可慢到基本不動的可觀程度。
在自-填隙原子表現(xiàn)出可移動的溫度范圍內(nèi)，并取決于熱區(qū)溫度，冷卻速度一般為0.2℃/分鐘到2℃/分鐘左右，較好的是0.2℃/分鐘到1.5℃/分鐘左右，最好是0.2℃/分鐘到1℃/分鐘左右。冷卻速度的控制可通過使熱傳輸最小所常用的任何手段(包括使用絕熱器、加熱器和輻射屏蔽)來實現(xiàn)。
如上所述，存在一個可使聚集填隙原子缺陷被抑制的空位為主區(qū)最小半徑。這個最小半徑值決定于V/G0(r)和冷卻速度。由于拉晶機和熱區(qū)設(shè)計會改變，因而上述關(guān)于V/G0(r)、拉晶速度和冷卻速度的取值范圍也會改變。同樣，這些條件還可能沿生長晶體的長度發(fā)生改變。還如上所述，希望無聚集填隙原子缺陷的填隙原子為主區(qū)的寬度最大。因此，希望在給定拉晶機中沿生長晶體的長度上保持這一區(qū)域的寬度盡可能接近(但不超過)晶體半徑與空位為主區(qū)最小半徑之差。
對于一給定拉晶機熱區(qū)設(shè)計，其軸向?qū)ΨQ區(qū)的最佳寬度和所要求的最佳拉晶速度分布可根據(jù)實驗來確定。一般來說，這種實驗方法首先要得到易于獲取的在特定拉晶機中生長的晶棒軸向溫度分布、以及在同一拉晶機中生長的晶棒瞬時軸向溫度梯度徑向變化的數(shù)據(jù)?？偲饋碚f，用這些數(shù)據(jù)來拉制一根或多根單晶硅棒，然后分析其聚集填隙原子缺陷出現(xiàn)的情況。按此方法即可確定最佳拉晶速度分布。
圖13是經(jīng)一系列顯示缺陷分布圖的氧沉積熱處理后一段200毫米直徑晶棒軸向切割少數(shù)載流子壽命的掃描圖象。它描述采用近-最佳拉晶速度分布于一給定拉晶機熱區(qū)設(shè)計的例子。在這個例子中，出現(xiàn)了一個從軸對稱區(qū)有最大寬度的最佳V/G0(r)值到一個超出填隙原子為主區(qū)最大寬度的V/G0(r)值的過渡，因而形成聚集填隙原子缺陷區(qū)28。
除了從晶棒半徑上G0增大引起的V/G0徑向變化外，V/G0也可能由于V的改變、或者由于提拉工藝引起G0的自然變化而發(fā)生軸向變化。對于標(biāo)準(zhǔn)提拉工藝，V將隨生長周期中拉晶速度的調(diào)整而改變，以保持晶棒直徑恒定。拉晶速度的這種調(diào)整或改變同時引起V/G0在晶棒恒定直徑長度上發(fā)生變化。按本發(fā)明的工藝，拉晶速度因此而受到控制以使晶棒軸對稱區(qū)寬度最大。然而，其結(jié)果可能使晶棒半徑發(fā)生改變。因此，為保證所得晶棒直徑恒定，最好使晶棒生長的直徑大于所希望的尺寸。然后將晶棒按工藝處理標(biāo)準(zhǔn)從表面削去多余材料，這樣就確保得到直徑恒定的晶棒。
對于按本發(fā)明工藝制備且有V/I界面的晶棒，實驗證明希望獲得低氧含量的材料，即低于約13PPMA(每百萬個原子中的原子含量，ASTM標(biāo)準(zhǔn)F-121-83)。更好一點是單晶硅含氧量低于約12PPMA，再好一點是低于約11PPMA，最好是低于約10PPMA。這是因為在中到高氧含量的晶片中(即14到18PPMA)，正好在V/I界面內(nèi)的氧誘發(fā)堆垛層錯和增強的氧集束帶變得更加明顯。其每一種在給定集成電路制造工藝中都是出問題的潛在因素。
可采用兩種方法來削弱增強聚氧團的作用，這兩種方法可單獨使用也可同時使用。氧沉積成核中心一般在約350℃到約750℃溫度范圍內(nèi)退火的硅中形成。因此，對于某些應(yīng)用來說，可能希望采用“短”晶，即一種按提拉工藝生長直到籽晶端已從硅熔點(1410℃)冷到約750℃后晶棒迅速冷卻的晶體。采用此方法時，在對成核中心形成的臨界溫度范圍內(nèi)耗費的時間應(yīng)維持最短，因而在拉晶機中來不及形成氧沉積成核中心。
另一種更可取的方法是，通過對單晶硅退火將單晶生長過程中形成的氧沉積成核中心分解掉。只要它們未經(jīng)穩(wěn)定的熱處理，迅速將硅加熱到至少875℃且最好繼續(xù)升溫到1000℃，就可能使氧沉積成核中心經(jīng)退火而從硅中逐出。當(dāng)硅達到1000℃時，這類缺陷基本上可全部(例如＞99％)消除掉。重要的是硅片要很快加熱到這樣的溫度，即溫升速度至少為每分鐘10℃，最好是每分鐘50℃。否則，部分或全部氧沉積成核中心可能因這種熱處理而穩(wěn)定下來。在相當(dāng)短的時間周期內(nèi)(即1分鐘量級)會達到平衡狀態(tài)。因此，單晶硅中的氧沉積成核中心可通過將其在至少約875℃的高溫下退火至少30秒鐘而分解掉，最好是10分鐘。這種分解可在普通爐子中、或快速熱退火(RTA)系統(tǒng)中進行。此外，這種分解可在晶棒、或晶片上進行，但以晶片為佳。
雖然從理論上講發(fā)生自-填隙原子聚集反應(yīng)的溫度可以在一個寬的溫度范圍內(nèi)改變，但實際上對于普通提拉法生長硅而言這個范圍相當(dāng)窄。這是按提拉方法生長硅中通常所獲得的初始自-填隙原子濃度范圍相當(dāng)窄的結(jié)果。因此，在約1100℃到約800℃范圍內(nèi)的無論哪一溫度下，自-填隙原子聚集反應(yīng)一般都會發(fā)生。
正如下述例子將要闡明的，本發(fā)明提供一種制備單晶硅棒的工藝，在此工藝中，當(dāng)晶棒按提拉方法從結(jié)晶溫度冷卻時，在晶棒恒定直徑段的軸對稱區(qū)內(nèi)不會形成本征點缺陷的聚集，由此即可切割成晶片。
下述例子陳述一組可用來實現(xiàn)上述結(jié)果的條件。還有另外一些方法用來確定一給定拉晶機的最佳拉晶速度。例如，與其以不同拉晶速度生長一系列晶棒，還不如沿晶體長度提高和降低拉晶速度來生長一根單晶；按此方法，在單晶生長過程中可能引起聚集自-填隙原子缺陷多次出現(xiàn)和消失。因而可能要對許多不同晶體部位來確定最佳拉晶速度。因此，對下述例子不可能作精確的解釋。例1先存熱區(qū)設(shè)計拉晶機的優(yōu)化工藝規(guī)程第一根200毫米單晶硅棒在沿晶體長度拉晶速度從0.75毫米/分鐘到0.35毫米/分鐘線性跳變條件下生長成。圖14表明拉晶速度與晶體長度的關(guān)系?？紤]到在拉晶機中生長一根200毫米晶棒而預(yù)先設(shè)置的軸向溫度分布和預(yù)先設(shè)置的瞬時軸向溫度梯度G0的徑向變化(即熔體/固體界面上的軸向溫度梯度)，對這些拉晶速度進行選擇，以保證晶棒一端從中心到邊緣總是空位為主材料，而另一端從中心到邊緣總是填隙原子為主材料。將生長的晶棒軸向切割并進行分析以確定聚集填隙原子缺陷開始形成的位置。
圖15是晶棒肩部635毫米到760毫米一段的軸向切割少數(shù)載流子壽命的掃描圖象，該晶棒經(jīng)一系列氧沉積熱處理揭示其缺陷的分布圖。在大約680毫米的晶體部位，可以看到一個聚集填隙原子缺陷帶28。這個部位相應(yīng)于V*(680毫米)＝0.33毫米/分鐘的拉晶速度。在該點處，軸對稱區(qū)6的寬度(一個填隙原子為主區(qū)，但沒有聚集填隙原子缺陷)取最大值；空位為主區(qū)8的寬度RV*(680)約為35毫米，而軸對稱區(qū)的寬度RI*(680)約65毫米。
然后，在比第一根200毫米晶棒獲得最大寬度軸對稱區(qū)的拉晶速度稍快和稍饅的拉晶速度下生長一組四根單晶硅棒。圖16表明其每一種晶體的拉晶速度隨晶體長度的變化，分別標(biāo)記為1-4。然后對這四種晶體進行分析以確定聚集填隙原子缺陷最初出現(xiàn)和消失的軸向位置(和相應(yīng)的拉晶速度)。這四個實驗確定的點(用“*”標(biāo)記)示于圖16。作為一階近似，這條曲線代表對200毫米晶體的拉晶速度與在拉晶機中軸對稱區(qū)取最大寬度的長度的關(guān)系。
在其他拉晶速度下附加晶體的生長以及這些晶體的分析將使V*(z)的實驗界定更為精確。例2G0(r)徑向變化的減小圖17和18闡明通過減小晶體/熔體界面上軸向溫度梯度G0(r)的徑向變化可能獲得的質(zhì)量改善?？瘴缓吞钕对拥某跏紳舛?大約離晶體/熔體界面1厘米)從兩種不同G0(r)的情況來計算(1)G0(r)＝2.65+5×10-4r2(K/mm) 以及(2)G0(r)＝2.65+5×10-5r2(K/mm)。在每種情況下，調(diào)整拉晶速度使得富空位硅與富填隙原子硅的分界面處在3mm的半徑處。對情況1和2采用的拉晶速度分別為0.4mm/min和0.35mm/min。從圖18清楚地看到在晶體富填隙原子區(qū)的填隙原子初始濃度隨初始軸向溫度梯度徑向變化的減小而急劇減小。這導(dǎo)致材料質(zhì)量的改善，因為由填隙原子過飽和引起的填隙原子缺陷團的形成變得比較容易避免。例3延長填隙原子的外-擴散時間圖19和20闡明延長填隙原子外擴散時間可能實現(xiàn)的質(zhì)量改善。填隙原子的濃度對晶體中兩種不同軸向溫度分布dT/dz進行計算。兩種情況下在晶體/熔體界面的軸向溫度梯度是一樣的，因而填隙原子的初始濃度(大約離晶體/熔體界面1厘米)也是相同的。在此例中，調(diào)整拉晶速度使得整個晶體有富裕的填隙原子。兩種情況下的拉晶速度同為0.32mm/min。在第2種情況下填隙原子較長的外-擴散時間引起填隙原子濃度的全面降低。這導(dǎo)致材料質(zhì)量的改善，因為由填隙原子過飽和引起的填隙原子缺陷團的形成變得比較容易避免。例4一根長700毫米、直徑150毫米的晶體用變化的拉晶速度生長成。拉晶速度從在肩部處的1.2mm/min近乎線性改變到離肩部430mm處的0.4mm/min，然后在離肩部700mm處又近乎線性地返回到0.65mm/min。在這特定拉晶機的這種生長條件下，整個半徑是在填隙原子富裕狀態(tài)下從離晶體肩部約320mm到約525mm的晶體長度上生長的。在大約525mm的軸向位置和約0.47mm/min的拉晶速度下，在晶體的整個直徑上不存在聚集本征點缺陷團。換一種說法就是存在一小段其軸向?qū)ΨQ區(qū)(即基本無聚集缺陷區(qū))寬度等于晶棒半徑。
從以上所述可見，本發(fā)明的多項目的均被實現(xiàn)。
由于上述構(gòu)思和工藝可能作各種改變而并不超越本發(fā)明的轄域，試圖用以上描述中所含全部內(nèi)容當(dāng)作例證予以解釋而未作精確說明。
權(quán)利要求
1.一種具有中心軸、與該軸垂直的前端面和后端面、圓形周邊、以及從中心軸延伸到晶片圓周邊的半徑的單晶硅晶片，該晶片包含基本無聚集本征點缺陷的軸對稱區(qū)，該軸對稱區(qū)從晶片的圓周邊徑向朝內(nèi)擴延，且其從圓周邊沿徑向朝中心軸測得的寬度至少為晶片半徑的40％。
2.如權(quán)利要求1中所述晶片，其軸對稱區(qū)通常為圓環(huán)形，晶片還包含由空位為主材料構(gòu)成的圓柱區(qū)，處于圓環(huán)區(qū)的徑向以內(nèi)。
3.如權(quán)利要求1中所述晶片，其氧含量低于13PPMA左右。
4.如權(quán)利要求1中所述晶片，其氧含量低于11PPMA左右。
5.如權(quán)利要求1中所述晶片，其中不存在氧沉積成核中心。
6.一種具有中心軸、籽晶錐、尾晶錐、以及位于籽晶錐和尾晶錐之間具圓形周邊和從中心軸延伸到圓周邊的半徑的恒定直徑段的單晶硅棒，該單晶硅棒的特征在于在晶棒長成并從結(jié)晶溫度冷卻后，其恒定直徑段包含基本無聚集本征點缺陷的軸對稱區(qū)，該軸對稱區(qū)從晶棒圓周邊沿徑向朝里擴延，其從圓周邊沿徑向朝晶棒中心軸測得的寬度至少為恒定直徑區(qū)半徑長度的30％，其沿中心軸測得的長度至少為晶棒恒定直徑段長度的20％。
7.如權(quán)利要求6中所述單晶硅棒，其軸對稱區(qū)的長度至少為晶棒恒定直徑段長度的40％。
8.如權(quán)利要求7中所述單晶硅棒，其軸對稱區(qū)的長度至少為晶棒恒定直徑段長度的60％。
9.如權(quán)利要求6中所述單晶硅棒，其軸對稱區(qū)的寬度至少為晶棒恒定直徑段半徑長度的60％。
10.如權(quán)利要求9中所述單晶硅棒，其軸對稱區(qū)的寬度至少為晶棒恒定直徑段半徑長度的80％。
11.一種單晶硅棒的生長工藝，其晶棒包括中心軸、籽晶錐、尾晶錐、以及位于籽晶錐和尾晶錐之間具圓形周邊和從中心軸延伸到圓周邊的半徑的恒定直徑段，該晶棒按提拉方法從硅熔體生長，然后從結(jié)晶溫度冷卻，該工藝包括在晶棒恒定直徑段生長過程中控制晶體的生長速度V和瞬時軸向溫度梯度G0以形成軸向?qū)ΨQ區(qū)段，在晶棒從結(jié)晶溫度冷卻后，該區(qū)段基本不含聚集本征點缺陷，該軸對稱區(qū)從晶棒的圓周邊朝內(nèi)擴延，其從圓周邊沿徑向朝晶棒中心軸測得的寬度至少為晶棒半徑長度的30％，其沿中心軸測得的長度至少為晶棒恒定直徑段長度的20％。
12.如權(quán)利要求11中所述工藝，其中其軸對稱區(qū)的長度至少為晶棒恒定直徑段長度的40％。
13.如權(quán)利要求12中所述工藝，其中軸對稱區(qū)的長度至少為晶棒恒定直徑段長度的60％。
14.如權(quán)利要求11中所述工藝，其軸對稱區(qū)的寬度至少為晶棒恒定直徑段半徑長度的60％。
15.如權(quán)利要求14中所述工藝，其軸對稱區(qū)的寬度至少為晶棒恒定直徑段半徑長度的80％。
16.一種單晶硅棒的生長工藝，該單晶硅棒的特征在于在晶棒按提拉方法生長成并從結(jié)晶溫度冷卻后，晶棒的恒定直徑段包含基本無聚集本征點缺陷的軸對稱區(qū)，該工藝包括控制晶體的生長速度V和瞬時軸向溫度梯度G0，使得比值V/G0從它的臨界值的約0.6倍到約1.5倍取值。
17.一種單晶硅棒的生長工藝，該單晶硅棒的特征在于在晶棒按提拉方法生長成并從結(jié)晶溫度冷卻后，晶棒的恒定直徑段包含基本無聚集本征點缺陷的軸對稱區(qū)段，該工藝包括控制晶體的生長速度V和瞬時軸向溫度梯度G0，使得比值V/G0從它的臨界值的約0.6倍到約1.5倍取值；且在約1400℃到800℃的溫度范圍內(nèi)控制冷卻速度，使冷卻速度范圍從0.2℃/min到1.5℃/min。
18.如權(quán)利要求17中所述工藝，其中對生長速度V和瞬時軸向溫度梯度G0進行控制，使得比值V/G0從它的臨界值的約0.75倍到約1倍取值。
19.如權(quán)利要求17中所述工藝，其中在約1400℃到1000℃的溫度范圍內(nèi)對冷卻速度進行控制。
20.如權(quán)利要求19中所述工藝，其中對冷卻速度進行控制，使冷卻速度范圍從約0.2℃/min到約1℃/min。
21.如權(quán)利要求19中所述工藝，其中在單晶生長過程中形成的氧沉積成核中心通過對單晶硅退火而分解掉。
全文摘要
本發(fā)明涉及具有不含聚集本征點缺陷軸對稱區(qū)的單晶硅(硅棒或硅片形式)及其制備工藝。這種生長單晶硅棒的工藝包括在自－填隙原子很活躍的溫度范圍內(nèi)控制生長條件,如生長速度V、瞬時軸向溫度梯度G
文檔編號C30B15/00GK1261928SQ9880690
公開日2000年8月2日 申請日期1998年4月9日 優(yōu)先權(quán)日1997年4月9日
發(fā)明者R·法爾斯特, J·C·霍爾澤 申請人:Memc電子材料有限公司