專利名稱：低缺陷密度、理想氧沉淀的硅的制作方法
本申請是申請日為1998年4月9日、申請?zhí)枮?8805223.7、發(fā)明名稱為“低缺陷密度、理想氧沉淀的硅”的專利申請的分案申請。
本發(fā)明一般涉及用于電子元件制造的半導(dǎo)體材料襯底的制備，特別是硅晶片。具體說，本發(fā)明涉及硅晶片及其制備工藝，在基本上任何任意電子器件制造工藝的熱處理周期期間，其可以形成氧沉淀的理想不均勻深度分布，并可以另外含有基本上沒有聚集本征點(diǎn)缺陷的軸對稱區(qū)。
作為多數(shù)制造半導(dǎo)體電子元件工藝用的起始材料的單晶硅，一般利用所謂的直拉工藝(Czochralski工藝)制備，其中單晶籽晶浸入熔融的硅中，然后慢速提拉生長。由于熔融硅裝在石英坩堝中，所以會(huì)被各種雜質(zhì)污染，其中主要是氧。在硅熔融溫度，氧進(jìn)入晶格，直到其達(dá)到由熔體的溫度下硅中氧的溶解度和氧在固化的硅中的分凝系數(shù)決定的濃度。這種濃度大于制造電子器件的工藝中典型溫度下固體硅中氧的溶解度。因此，由于晶體從熔體生長，并冷卻，氧在其中的溶解度快速下降，因而，在所得切片或晶片中，氧以過飽和濃度存在。
一般用于電子器件制造的熱處理周期會(huì)引起在氧過飽和的硅晶片中發(fā)生氧沉淀。根據(jù)它們在晶片中的位置，這些沉淀或許是有害的，或許是有益的。位于晶片有源器件區(qū)的氧沉淀會(huì)影響器件的工作。然而，位于晶片本體中的氧沉淀能夠俘獲可與晶片接觸的不希望的金屬雜質(zhì)。利用位于晶片本體中的氧沉淀俘獲金屬一般稱為內(nèi)部或本征吸雜(“IG”)。
從歷史上看，電子器件制造工藝包括一系列步驟，這些步驟設(shè)計(jì)成制造具有靠近晶片表面沒有氧沉淀的區(qū)段或區(qū)域(一般稱為“解吸區(qū)”或“無沉淀區(qū)”)的硅，而該晶體其余部分，即晶片本體中含有足量IG用的氧沉淀。解吸區(qū)例如可以按高-低-高熱順序形成，例如(a)在惰性氣氛中，高溫(＞1100℃)下氧外擴(kuò)散熱處理至少約4小時(shí)，(b)在低溫(600-750℃)下氧沉淀核形成，(c)在高溫下(1000-1150℃)下氧(SiO2)沉淀生長。例如，請參見F.Shimura的半導(dǎo)體硅結(jié)晶技術(shù)，Academic Press，Inc.，San Diego California(1989)，第361-367頁，這里引用作參考。
然而，最近例如DRAM制造技術(shù)等先進(jìn)的電子器件制造工藝，已開始很少采用高溫處理步驟。盡管這些工藝中的某些仍保留了一定量高溫處理步驟來產(chǎn)生解吸區(qū)和產(chǎn)生足量的體沉淀密度，但材料的容限太緊，不能使之成為經(jīng)濟(jì)實(shí)用的產(chǎn)品。其它先進(jìn)電子器件制造工藝根本不含有外擴(kuò)散步驟。因此，由于與有源器件區(qū)中的氧沉淀有關(guān)的問題，這些電子器件制造者必須采用在其工藝條件下在晶片中任何地方不形成氧沉淀的硅晶片。所以喪失了所有IG潛能。
因此，本發(fā)明發(fā)明的目的之一是提供一種半導(dǎo)體晶硅晶片，在任何基本電子器件制造工藝的熱處理周期期間，將形成理想的氧沉淀不均勻深度分布；本發(fā)明提供這樣一種晶片，能夠以優(yōu)化方式和可再現(xiàn)方式形成足夠深度的解吸區(qū)和形成晶片本體中足夠密度的氧沉淀；本發(fā)明提供這種晶片，其中解吸區(qū)和氧沉淀在晶片本體中的形成，不取決于晶片這些區(qū)中的氧濃度差異；本發(fā)明提供這樣一種工藝，其中解吸區(qū)的形成不取決于氧的外擴(kuò)散；本發(fā)明提供這樣一種晶片，其中所得解吸區(qū)的厚度基本上不取決于IC制造工藝順序的細(xì)節(jié)；提供這樣一種晶片，其中解吸區(qū)和在晶片本體中氧沉淀的形成不受熱經(jīng)歷和直拉生長的單晶硅錠中氧濃度的影響，硅晶片將從所說單晶錠上切下；提供這樣一種晶片，其另外含具有明顯徑向?qū)挾鹊妮S對稱區(qū)，該區(qū)中基本上沒有由于晶格內(nèi)空位或硅自填隙原子聚集造成的缺陷。
因此，簡言之，本發(fā)明旨在提供一種單晶硅晶片，該硅晶片具有兩個(gè)一般平行的主表面，一個(gè)主表面是晶片的正面，另一主表面是晶片的背面；正面和背面之間的中心平面；結(jié)合正面和背面的周邊；表面層，包括正面和從正面算起向著中心平面至少約10微米距離D1之間的晶片區(qū)；本體層，包括中心平面和第一區(qū)之間的晶片第二區(qū)。具體說，晶片具有不均勻分布的晶格空位，本體層內(nèi)空位的濃度大于表面層中空位的濃度，這些空位具有空位峰值密度處于或靠近中心平面的濃度分布，該濃度一般從峰值密度的位置起在晶片正面方向上降低。在一個(gè)實(shí)施例中，晶片另外具有第一軸對稱區(qū)，該區(qū)中空位是主要的本征點(diǎn)缺陷，該區(qū)中基本上沒有聚集的本征點(diǎn)缺陷，其中第一軸對稱區(qū)包括中心軸或具有至少約15mm的寬度。在另一實(shí)施例中，晶片另外具有一個(gè)軸對稱區(qū)，該區(qū)中基本上沒有聚集的本征點(diǎn)缺陷，該軸對稱區(qū)從晶片的周邊徑向向內(nèi)延伸，具有從周邊徑向向中心軸算起至少約為晶片半徑長度的40％的寬度。
本發(fā)明還旨在提供一種單晶硅晶片，包括兩個(gè)一般平行的主表面，一個(gè)主表面是晶片的正面，另一主表面是晶片的背面；正面和背面之間的中心平面；結(jié)合正面和背面的周邊；正表面層，由正面的不大于約15微米的距離D2內(nèi)的晶片區(qū)構(gòu)成；本體層，包括中心平面和正表面層間的晶片區(qū)。具體說，本體層具有基本均勻的氧濃度和一種晶格空位濃度，從而，在對晶片進(jìn)行主要由800℃退火晶片四小時(shí)和然后1000℃退火晶片16小時(shí)構(gòu)成的氧沉淀熱處理后，晶片的氧沉淀濃度分布為本體層中該沉淀的峰值密度處于或靠近中心平面，本體層中沉淀的濃度一般在正表面層方向下降。在一個(gè)實(shí)施例中，晶片另外具有第一軸對稱區(qū)，該區(qū)中空位是主要的本征點(diǎn)缺陷，該區(qū)中基本上沒有聚集的本征點(diǎn)缺陷，第一軸對稱區(qū)包括中心軸或具有至少約15mm的寬度。在另一實(shí)施例中，晶片另外具有一個(gè)軸對稱區(qū)，該區(qū)中基本上沒有聚集的本征點(diǎn)缺陷，該軸對稱區(qū)從晶片的周邊徑向向內(nèi)延伸，具有從周邊徑向向中心軸算起至少約為晶片半徑長度的40％的寬度。
本發(fā)明還旨在提供一種單晶硅晶片，該晶片具有兩個(gè)一般平行的主表面，一個(gè)主表面是晶片的正面，另一主表面是晶片的背面；正面和背面之間的中心平面；結(jié)合正面和背面的周邊。該晶片的特征在于，其包括含有填隙氧的解吸區(qū)，該區(qū)包括從正面到從正面算向著中心平面至少約10微米距離D1之間的晶片區(qū)域。該晶片的特征還在于，解吸區(qū)中等于D1一半的距離處填隙氧的濃度為約解吸區(qū)中最大填隙氧濃度的至少約75％。該晶片的再一特征在于，在一個(gè)實(shí)施例中，晶片另外具有第一軸對稱區(qū)，該區(qū)中空位是主要的本征點(diǎn)缺陷，該區(qū)中基本上沒有聚集的本征點(diǎn)缺陷，第一軸對稱區(qū)包括中心軸或具有至少約15mm的寬度。在另一實(shí)施例中，晶片另外具有軸對稱區(qū)，該區(qū)中基本上沒有聚集的本征點(diǎn)缺陷，軸對稱區(qū)從晶片的周邊徑向向內(nèi)延伸，具有從周邊徑向向中心軸算起至少約為晶片半徑長度的40％的寬度。
本發(fā)明還旨在提供一種單晶硅晶片，包括兩個(gè)一般平行的主表面，一個(gè)主表面是晶片的正面，另一主表面是晶片的背面；正面和背面之間的中心平面；結(jié)合正面和背面的周邊；正表面層，由從正面的不大于約15微米的距離D2內(nèi)的晶片區(qū)構(gòu)成；本體層，包括中心平面和正表面層間的晶片區(qū)。具體說，本體層具有基本均勻的氧濃度和一種晶格空位濃度，從而，在對晶片進(jìn)行主要由800℃退火晶片四小時(shí)和然后1000℃退火晶片16小時(shí)構(gòu)成的氧沉淀熱處理后，晶片的氧沉淀濃度分布包括本體層中沉淀的峰值密度處于或靠近中心平面，本體層中沉淀的濃度一般在正表面層方向下降。
本發(fā)明還旨在提供一種熱處理CZ單晶硅晶片的方法，該方法會(huì)影響隨后熱加工步驟中晶片中氧的沉淀行為。該晶片具有正面、背面、正面和背面間的中心平面、正面上的空位阱、包括正面和從正面算起向著中心平面距離D1之間的晶片區(qū)的正表面層、包括中心平面與從晶片正面算起所述距離D1處之間的晶片區(qū)的本體層、及基本上沒有聚集本征點(diǎn)缺陷的軸對稱區(qū)。該工藝中，對晶片進(jìn)行熱處理，形成遍及晶片的晶格空位。然后，通過控制熱處理后晶片的冷卻速率，降低熱處理后晶片中空位的濃度，從而形成具有峰值密度處于或靠近中心平面的空位濃度分布的晶片，該濃度一般在晶片正面方向下降。正表面層中和本體層中空位濃度的差，使得在超過750℃的溫度下晶片的熱處理將導(dǎo)致在正表面層中形成解吸區(qū)，在本體區(qū)中形成氧的原子團(tuán)或沉淀，其中氧原子團(tuán)或沉淀的濃度主要取決于本體層中空位的濃度。
本發(fā)明的其它目的和特點(diǎn)一部分是顯而易見的，而一部分將在下文介紹。


圖1是本發(fā)明工藝的示意圖。
圖2是按實(shí)例1中處理的晶片(樣品4-7)的截面照片。
圖3是進(jìn)行了實(shí)例1中介紹的一系列步驟的晶片(4-8)的截面照片。
圖4是進(jìn)行了實(shí)例1中介紹的一系列步驟的晶片(3-14)的截面照片。
圖5是鉑濃度(原子數(shù)/cm3)的對數(shù)(log)與從進(jìn)行了實(shí)例1中介紹的一系列步驟的晶片表面算起的深度間關(guān)系的曲線圖。
圖6是進(jìn)行了實(shí)例2中介紹的一系列步驟的晶片(樣品3-4)的截面照片。
圖7是進(jìn)行了實(shí)例2中介紹的一系列步驟的晶片(樣品3-5)的截面照片。
圖8是進(jìn)行了實(shí)例2中介紹的一系列步驟的晶片(樣品3-6)的截面照片。
圖9是進(jìn)行了實(shí)例3中介紹的一系列步驟的晶片(樣品1-8)的截面照片。
圖10是體微缺陷(BMD)個(gè)數(shù)密度與如實(shí)例4所述在根據(jù)本發(fā)明的單晶硅晶片的快速熱退火期間的氣氛中氧的分壓間關(guān)系對數(shù)曲線圖。
圖11是展示自填隙的起始濃度[I]和空位的起始濃度[V]如何隨v/G0值增大而變化的實(shí)例的曲線，其中v是生長速率，G0是平均軸向溫度梯度。
圖12是展示對于自填隙的給定起始濃度[I]來說，形成聚集填隙缺陷所需要的自由能的變化ΔGI如何隨溫度降低而增大的實(shí)例的曲線圖。
圖13是展示自填隙的起始濃度[I]和空位的起始濃度[V]如何隨因G0值的增大使v/G0值減小而沿晶錠或晶片半徑變化的實(shí)例的曲線。注意，在V/I邊界，發(fā)生從空位占優(yōu)材料到自填隙占優(yōu)材料的轉(zhuǎn)變。
圖14是單晶硅晶錠或晶片的俯視圖，分別展示了空位V和自填隙I占優(yōu)材料區(qū)及存在于它們之間的V/I邊界。
圖15是單晶硅晶錠的縱向剖面圖，具體展示了晶錠恒定直徑部分的軸對稱區(qū)。
圖16是一系列氧沉淀熱處理后，晶錠軸向切面少子壽命的掃描產(chǎn)生的圖像，具體展示了一般為圓柱形的空位占優(yōu)材料區(qū)、一般為環(huán)形的自填隙占優(yōu)材料軸對稱區(qū)、存在于它們之間的V/I邊界及聚集填隙缺陷區(qū)。
圖17是提拉速率與晶體長度關(guān)系的曲線圖，展示了提拉速率如何在晶體的一部分長度上線性降低的情況。
圖18是如實(shí)例5所述的一系列氧沉淀熱處理后，晶錠軸向切面的少子壽命的掃描產(chǎn)生的圖像。
圖19是如實(shí)例5所述分別標(biāo)記為1-4的四個(gè)單晶硅錠中每一個(gè)的提拉速率與晶體長度間關(guān)系的曲線圖，從而得出一條標(biāo)記為V*(Z)的曲線。
圖20是在實(shí)例6所述兩種不同情況下，熔體/固體界面處平均軸向溫度梯度G0與徑向位置間關(guān)系的曲線圖。
圖21是實(shí)例6所述兩種不情況下，空位[V]或自填隙[I]的起始濃度與徑向位置的關(guān)系的曲線圖。
圖22是溫度與徑向位置的關(guān)系的曲線圖，展示了實(shí)例7所述兩種不同情況下晶錠中的軸向溫度分布。
圖23是圖22所示兩種冷卻條件下得出的自填隙濃度的曲線圖，實(shí)例7中作了更詳細(xì)的介紹。
圖24是如實(shí)例8所述進(jìn)行了一系列氧沉淀熱處理后，整個(gè)晶錠的軸向切面少子壽命的掃描產(chǎn)生的圖像。
圖25是如實(shí)例9所述V/I邊界的位置與單晶硅錠長度關(guān)系的曲線圖。
圖26a是如實(shí)例10所述進(jìn)行了一系列氧沉淀熱處理后，從晶錠的肩部算起約100mm到約250mm的晶錠區(qū)段軸向切面少子壽命的掃描產(chǎn)生的圖像。
圖26b是如實(shí)例10所述進(jìn)行了一系列氧沉淀熱處理后，從晶錠的肩部算起約250mm到約400mm的晶錠區(qū)段軸向切面少子壽命的掃描產(chǎn)生的圖像。
圖27是如實(shí)例11所述晶錠的不同軸向位置處的軸向溫度梯度G0的曲線圖。
圖28是如實(shí)例11所述晶錠的不同位置處的平均軸向溫度梯度G0的徑向變化的曲線圖。
圖29是展示如實(shí)例11所述軸向?qū)ΨQ區(qū)的寬度與冷卻速率間關(guān)系的曲線圖。
圖30是如實(shí)例11所述進(jìn)行了銅修飾(copper decoration)和缺陷邊界腐蝕后，從晶錠肩部算起約235mm到約350mm的晶錠區(qū)段的軸向切面少子壽命的掃描形成的照片。
圖31是如實(shí)例11所述進(jìn)行了銅修飾和缺陷邊界腐蝕后，從晶錠肩部算起約305mm到約460mm的晶錠區(qū)段的軸向切面少子壽命的掃描形成的照片。
圖32是如實(shí)例11所述進(jìn)行了銅修飾和缺陷邊界腐蝕后，從晶錠肩部算起約140mm到約275mm的晶錠區(qū)段的軸向切面少子壽命的掃描形成的照片。
圖33是如實(shí)例11所述進(jìn)行了銅修飾和缺陷邊界腐蝕后，從晶錠肩部算起約600mm到約730mm的晶錠區(qū)段的軸向切面少子壽命的掃描形成的照片。
圖34是展示可能發(fā)生在不同構(gòu)形的熱區(qū)中的平均軸向溫度梯度G0(r)的徑向變化的曲線圖。
圖35是展示四種不同熱區(qū)構(gòu)形中晶錠的軸向溫度分布的曲線圖。
根據(jù)本發(fā)明，公開了一種理想沉淀的晶片，基本上在任何電子器件制造工藝期間，該晶片將形成足夠深的解吸區(qū)，和含有用于IG目的的足夠密度的氧沉淀的晶片本體。有利的是，該理想沉淀的晶片可以利用半導(dǎo)體硅制造工業(yè)中常用的設(shè)備在數(shù)分鐘內(nèi)制備出。該工藝在硅中形成一決定或“印刷”氧在電子器件制造工藝中沉淀方式的“模板(template)”。
本發(fā)明的具有理想沉淀晶片的起始材料是從根據(jù)常規(guī)直拉晶體生長法生長的單晶錠上切下的單晶硅晶片。所說的這些方法及標(biāo)準(zhǔn)的硅切片、研磨、腐蝕和拋光技術(shù)例如見F.Shimura的“半導(dǎo)體硅晶體技術(shù)”，(Academic Press，1989，)及“硅化學(xué)腐蝕”(J.Grabmaier編，Springer-Verlag，New York，1982，這里引入作參考)。
直拉生長的硅一般氧濃度為約5×1017到約9×1017原子/cm3(ASTM標(biāo)準(zhǔn)F-121-83)。由于晶片的氧沉淀行為與理想沉淀晶片中氧濃度實(shí)際沒有關(guān)系，所以起始晶片可以具有在可由直拉工藝得到的范圍內(nèi)或甚至之外的氧濃度。
根據(jù)單晶硅錠從硅熔點(diǎn)(約1410℃)冷卻穿過約750℃至約350℃的冷卻速率，氧沉淀成核中心可形成于晶片將從其上切下的單晶硅錠中。然而，起始材料中這些成核中心的存在與否對于本發(fā)明來說并不重要，這些中心能夠被在不超過約1300℃的溫度下的熱處理溶解。例如在約800℃的溫度下對硅退火約四小時(shí)的特定的熱處理，可以使這些中心穩(wěn)定，因而，它們在不超過約1150℃的溫度下不會(huì)溶解。氧沉淀的探測極限一般為約5×106個(gè)沉淀/cm3。氧沉淀成核中心的存在(或密度)不能利用目前有效的技術(shù)直接測量到。然而，可以采用各種技術(shù)間接探測它們的存在。如上所述，硅中預(yù)先存在的氧沉淀成核中心可以被穩(wěn)定化，通過對硅進(jìn)行氧沉淀熱處理，所述沉淀可以在這些點(diǎn)生長。所以，氧沉淀熱處理后，例如，在800℃的溫度下對晶片進(jìn)行4小時(shí)的退火，然后在1000℃進(jìn)行16小時(shí)的退火后，可以間接測量這些成核中心。
在單晶硅中存在作為雜質(zhì)的替位碳時(shí)，替位碳具有催化氧沉淀成核中心形成的能力。因此，因?yàn)樵摾碛珊推渌碛?，?yōu)選單晶硅起始材料具有低碳濃度。即，單晶硅應(yīng)具有小于約5×1016原子/cm3，較好是小于1×1016原子/cm3，更好是小于5×1016原子/cm3的碳濃度。
現(xiàn)參見圖1，本發(fā)明具有理想沉淀的晶片的起始材料，即單晶硅晶片1具有正面3、背面5及位于正面和背面間的假想中間平面7。本文中，術(shù)語“正面”和“背面”用于區(qū)別晶片的兩個(gè)大致平面主表面；這里所用的術(shù)語晶片正面不必是隨后在其上制造電子器件的表面，這里所用的術(shù)語晶片背面也不一定是與其上將制造電子器件的表面相反的晶片主表面。此外，由于硅晶片一般有一定的總厚度偏差(TTV)、翹曲和彎曲，所以正面上每個(gè)點(diǎn)和背面上每個(gè)點(diǎn)之間的中點(diǎn)不一定精確落在一個(gè)平面內(nèi)，然而，實(shí)際上，TTV、翹曲和彎曲一般很輕，近似地看，可以說中點(diǎn)將落在大致正面和背面間等距的假想平面內(nèi)。
根據(jù)本發(fā)明工藝的第一實(shí)施例，在第一步S1中，在含氧氣氛中熱處理晶片1，生長包封晶片1的表層氧化物層9。一般情況下，該氧化物層的厚度大于形成于硅上的自然氧化物層(厚約15埃)，較好是該氧化物層厚至少約20埃，在一些實(shí)施例中，厚至少約25埃，或甚至至少約30埃。然而，到目前為止所得的實(shí)踐經(jīng)驗(yàn)告訴我們，該氧化物層厚度大于30埃雖不影響所需要的效果但幾乎沒有或沒有任何附加益處。
步驟S2中，對晶片進(jìn)行熱處理步驟，將晶片加熱到高溫，形成并由此增大晶片1中晶格空位13的個(gè)數(shù)密度。該熱處理步驟較好是在快速熱退火爐中進(jìn)行，其中晶片被快速加熱到目標(biāo)溫度，并在該溫度下進(jìn)行較短時(shí)間的退火。一般情況下，在大于1150℃，較好是至少1175℃，更好是至少約1200℃，最好是約1200℃和1275℃間的溫度下處理晶片。
在本發(fā)明的第一實(shí)施例中，在滲氮?dú)夥罩屑茨軌虻┞兜墓璞砻娴暮獨(dú)?N2)的氣氛或含例如氨等含氮化合物氣體中，進(jìn)行快速熱退火。所以該氣氛可全部由氮或含氮化合物氣體構(gòu)成，或可以另外包括例如氬等非氮化氣體。若不是立刻，在達(dá)到退火溫度后，大致可以實(shí)現(xiàn)遍及晶片的空位濃度的提高。晶片一般保持該溫度至少1秒，典型至少為幾秒(例如至少3秒)，較好是幾十秒(例如20、30、40、或50秒)，根據(jù)所需的晶片特性，可以高達(dá)約60秒(接近市售快速熱退火爐的極限)。所得晶片具有較均勻的空位濃度(個(gè)數(shù)密度)分布。
根據(jù)到目前為止獲得的實(shí)踐經(jīng)驗(yàn)，進(jìn)行快速熱退火步驟的氣氛較好具有很小的氧、水汽和其它氧化性氣體的分壓；即，該氣氛根本不存在氧化性氣體，或這種氣體的分壓不足以注入足夠量的會(huì)抑制形成空位濃度的硅自填隙原子。雖然氧化性氣體濃度的下限沒有精確確定，已表明，在氧分壓為0.01大氣壓(atm.)或每百萬原子10000份(ppma)時(shí)，觀察不到空位濃度增大，沒有效果。所以，該氣氛較好是具有小于0.01大氣壓(10000ppma)的氧和其它氧化性氣體分壓，更好是氣氛中這些氣體的分壓不大于約0.005大氣壓(5000ppma)，還更好是氣氛中這些氣體的分壓不大于約0.002大氣壓(2000ppma)，最好是不大于約0.001大氣壓(1000ppma)。
除引起形成晶格空位外，快速熱退火步驟還使存在于硅起始材料中的任何不穩(wěn)定的氧沉淀成核中心溶解。這些成核中心例如可以在從其上切下晶片的單晶硅錠生長期間形成，或作為晶片或晶片從其上切下的晶錠的先前熱經(jīng)歷中某其它事件的產(chǎn)物。所以起始材料中這些成核中心的存或與否并不重要，其條件是這些成核中心能夠在快速熱退火步驟中溶解。
快速熱退火可以在任何市售的快速熱退火(RTA)爐中進(jìn)行，其中晶片分別被大功率燈組加熱。RTA爐能夠快速加熱硅晶片，例如，它們可以在幾秒內(nèi)將晶片從室溫加熱到1200℃。一種這樣的市售RTA爐是可以從AG Associates(Mountain View CA)購得的610型爐。
本征點(diǎn)缺陷(空位和硅自填隙)能夠以與溫度有關(guān)的擴(kuò)散速率擴(kuò)散穿過單晶硅。因此，本征點(diǎn)缺陷的濃度分布是本征點(diǎn)缺陷擴(kuò)散率和隨溫度變化的復(fù)合率的函數(shù)。例如，在晶片于快速熱退火步驟中退火的溫度附近的溫度下，本征點(diǎn)缺陷的遷移性較高，而在高至700℃的溫度下在任何實(shí)際時(shí)間內(nèi)，它們基本上是不可遷移的。到目前為目的實(shí)踐經(jīng)驗(yàn)告訴我們，空位的有效擴(kuò)散率在低于約700℃的溫度下相當(dāng)慢，在或許高達(dá)800℃、900℃或甚至1000℃下也同樣，可以認(rèn)為空位在任何實(shí)際時(shí)間期間內(nèi)是不可遷移的。
完成了步驟S2后，在步驟S3中，晶片快速冷卻穿過晶格空位在單晶硅中遷移性較高的溫度范圍。當(dāng)晶片溫度降低穿過該溫度范圍時(shí)，空位擴(kuò)散到氧化物層9中并湮滅，所以引起了空位濃度分布變化，變化的程度取決于晶片保持在該溫度范圍的時(shí)間長度。如果晶片無限期保持在該溫度范圍內(nèi)，則空位濃度將在整個(gè)晶片本體11中基本上再變均勻，濃度達(dá)到平衡值，明顯小于熱處理步驟后晶格空位的濃度。然而，通過快速冷卻晶片，可以實(shí)現(xiàn)晶格空位的不均勻分布，最大空位濃度位于或接近中心平面7，空位濃度在晶片正面3和背面5的方向降低，一般情況下，該溫度范圍內(nèi)的平均冷卻速率至少為約每秒5℃，較好至少為約每秒20℃。根據(jù)解吸區(qū)所需要的深度，平均冷卻速率較好是至少約每秒50℃，更好是至少約每秒100℃，對于某些應(yīng)用，目前優(yōu)選約每秒100℃-約200℃的冷卻速率。一旦晶片冷卻到晶格空位在單晶硅中遷移性較高的溫度范圍之外的溫度，此時(shí)冷卻速率表現(xiàn)出不明顯影響晶片的沉淀特性，所以不是很重要。通常冷卻步驟可以在與進(jìn)行加熱步驟相同的氣氛中進(jìn)行。
在步驟S4中，對晶片進(jìn)行氧沉淀熱處理。例如，可以在800℃的溫度退火晶片4小時(shí)，然后在1000℃的溫度下退火晶片16小時(shí)?；蛘撸瑑?yōu)選作用電子器件制造工藝的第一步驟，晶片裝入溫度為約800℃的爐中。在裝到這個(gè)溫度下的爐中時(shí)，已在此之前快速熱退火了的晶片具有在氧沉淀行為不同的分區(qū)。在高空位區(qū)(晶片本體)，在晶片進(jìn)入爐中時(shí)，氧快速聚集。當(dāng)達(dá)到裝入溫度時(shí)，聚集過程完成，達(dá)到團(tuán)簇分布，這只取決于空位的初始濃度。在低空位區(qū)(接近晶片表面)，晶片具有類似于缺少預(yù)先存在的氧沉淀成核中心的普通晶片的性質(zhì)，即，觀察不到氧原子團(tuán)簇。隨著溫度升高到800℃以上，或如果溫度保持恒定，空位富集區(qū)中的團(tuán)簇生長成沉淀，因而被消耗，而空位缺乏區(qū)什么都未發(fā)生。通過將晶片分成空位濃度不同的區(qū)，在晶片裝入爐中那一刻，有效地形成一模板，通過該模板寫入固定的氧沉淀花樣。
如圖1所示，在晶片中所得氧的沉淀深度分布的特征在于，沒有氧沉淀的材料凈化區(qū)(解吸區(qū))15和15’分別從正面3和背面5延伸到深度t和t’。沒有氧沉淀的區(qū)15和15’之間有一個(gè)具有基本上均勻密度氧沉淀的區(qū)17。
區(qū)17中的氧沉淀濃度主要與加熱步驟相關(guān)，其次與冷卻速率相關(guān)。一般情況下，氧沉淀的濃度隨加熱步驟的溫度增加和退火時(shí)間增加而增大，一般可以得到約1×107到約5×1010個(gè)沉淀/cm3的沉淀密度。
沒有氧沉淀材料(解吸區(qū))15和15’分別從正面和背面算起的深度t和t’主要與穿過晶格空位在硅中的遷移性較大的溫度范圍的冷卻速率有關(guān)。一般說來，深度t和t’隨冷卻速率的減小而增大，解吸區(qū)的深度可達(dá)到至少約10、20、30、40、50、70或甚至100微米。重要的是，解吸區(qū)的深度基本上與電子器件制造工藝的細(xì)節(jié)無關(guān)，此外，也不取決于一般情況下進(jìn)行的氧的外擴(kuò)散。
盡管本發(fā)明的該工藝中使用的快速熱處理可以導(dǎo)致來自晶片的正面和背面的少量氧外擴(kuò)散，但外擴(kuò)散的量比形成解吸區(qū)的常規(guī)工藝中所觀察到的少得多。所以，本發(fā)明理想沉淀晶片具有作為從硅表面算起的距離的函數(shù)的基本上均勻的填隙氧濃度。例如，在氧沉淀熱處理前，從晶片中心到離硅表面約15微米之內(nèi)的晶片區(qū)域，較好是從硅中心到離硅表面約10微米之內(nèi)的晶片區(qū)域，更好是從硅中心到離硅表面約5微米之內(nèi)的晶片區(qū)域，最好是從硅中心到離硅表面約3微米之內(nèi)的晶片區(qū)域，晶片具有基本均勻濃度的填隙氧。本文中，基本均勻氧濃度是指氧濃度具有不大于約50％、較好是不大于約20％、最好是不大于約10％的偏差。
一般情況下，氧沉淀熱處理不會(huì)產(chǎn)生從熱處理過晶片的大量氧外擴(kuò)散。所以，在從晶片表面算起大于幾微米的距離處的解吸區(qū)中填隙氧的濃度不會(huì)因沉淀熱處理而發(fā)生相當(dāng)大的變化。例如，如果晶片解吸區(qū)由硅表面和從正面算起向著中心平面測得的距離D1(至少約10微米)間的晶片區(qū)構(gòu)成，則解吸區(qū)內(nèi)，從硅晶片表面算起的距離等于D1一半的位置處，氧濃度一般至少約為解吸區(qū)中任何地方填隙氧濃度的峰值濃度的75％。對于某些氧沉淀熱處理，該位置處的填隙氧濃度甚至更大，即至少為解吸區(qū)中任何地方最大氧濃度的85％、90％或甚至95％。
本發(fā)明的第二實(shí)施例中，采用非氮化氣氛代替用于第一實(shí)施例的熱處理(快速熱退火)和冷卻步驟的氮化氣氛。合適的非氮化氣氛包括氬、氦、氙、二氧化碳和其它非氧化、非氮化單質(zhì)和化合物氣體、或這些氣體的混合氣。象氮化氣氛一樣，非氮化氣氛也可以含較小分壓的氧，即氧分壓小于0.01大氣壓(10000ppma)，更好是不大于約0.005大氣壓(5000ppma)，還更好是不大于0.002大氣壓(2000ppma)，最好是不大于0.001大氣壓(1000ppma)。
本發(fā)明的第三實(shí)施例中，省略了步驟S1(熱氧化步驟)，起始晶片至多具有一自然氧化層。然而，在氮?dú)夥罩型嘶疬@種晶片時(shí)，其效果不同于在氮中退火氧化物層厚度大于自然氧化層(“加強(qiáng)氧化物層”)的晶片時(shí)所觀察到的效果。當(dāng)在氮?dú)夥罩型嘶鸷訌?qiáng)氧化物層的晶片時(shí)，如果不是立刻，則大致在達(dá)到退火溫度時(shí)，可以實(shí)現(xiàn)整個(gè)晶片中空位濃度基本均勻增大；另外，空位濃度不會(huì)作為給定退火溫度下退火時(shí)間的函數(shù)而顯著增加。然而，如果晶片至多僅具有自然氧化物層，并且如果在氮中退火晶片的正面和背面，則所得晶片將具有在晶片的截面上一般呈現(xiàn)U形的空位濃度(個(gè)數(shù)密數(shù))分布；即，最大濃度將發(fā)生在從正和背面算起的幾微米處或之內(nèi)，較恒定和較小的濃度發(fā)生在整個(gè)晶片本體中，晶片本體中的最小濃度開始時(shí)大約等于獲得具有加強(qiáng)氧化物層的晶片中得到的濃度。另外，退火時(shí)間的增加，將會(huì)導(dǎo)致至多僅具有自然氧化物層的晶片中空位濃度的增大。
經(jīng)驗(yàn)還告訴我們，通過使氣氛中含分子氧或另一種氧化性氣體，可以避免至多僅具有自然氧化物層的晶片和具有加強(qiáng)氧化物層的晶片間行為上的這種差異。換言之，當(dāng)在含小的氧分壓的氮?dú)夥罩型嘶鹬炼鄡H具有自然氧化物層的晶片時(shí)，該晶片的行為與具有加強(qiáng)氧化物層的晶片相同。雖然沒有結(jié)合任何理論，但顯然，厚度大于自然氧化物層的表面氧化物層作為防止硅氮化的屏障。所以，該氧化物層可以存在于起始晶片上，或通過在退火步驟中生長加強(qiáng)氧化物層而原位形成。
因此，根據(jù)本發(fā)明，快速熱退火步驟的氣氛優(yōu)選含分壓至少為約0.0001大氣壓(100ppma)、更好為約0.0002大氣壓(200ppma)的氧。然而，由于先前討論過的理由，氧分壓較好不大于0.01大氣壓(10000ppma)，更好是小于約0.005大氣壓(5000ppma)，再好是小于0.002大氣壓(2000ppma)，最好是不大于約0.001大氣壓(1000ppma)。
本發(fā)明的其它實(shí)施例中，晶片的正、背面可暴露于不同的氣氛中，每種氣氛含一種或多種氮化或非氮化氣體。例如，晶片的背面可暴露于氮化氣氛中，而正面暴露于非氮化氣氛中?；蛘撸鄠€(gè)晶片(例如2、3或更多晶片)可以面對面疊放同時(shí)退火，以此方式退火時(shí)，晶片彼此面對面接觸的面在退火期間與氣氛機(jī)械隔離?；蛘撸鶕?jù)快速熱退火步驟期間所用的氣氛和晶片中所需氧沉淀分布，氧化物層可僅形成在晶片需要解吸區(qū)的那一側(cè)，例如晶片的正面3(見圖1)。
本發(fā)明工藝的起始材料可以是拋光硅晶片，或者是已研磨和腐蝕但未拋光的硅晶片。此外，晶片可以具有作為主要本征點(diǎn)缺陷的空位或自填隙點(diǎn)缺陷。例如，晶片可以是從中心到邊緣以空位占優(yōu)，從中心到邊緣以自填隙占優(yōu)，或可以含由自填隙占優(yōu)材料的軸對稱環(huán)包圍的空位占優(yōu)材料的核心。
更具體說，參見圖15，這種晶片可以由利用直拉法生長的單晶硅錠100得到，該錠包括中心軸120、籽晶錐140、尾錐160及籽晶錐和尾錐之間的恒定直徑部分180。恒定直徑部分具有環(huán)狀邊緣200和從中心軸120延伸到環(huán)狀邊緣200的半徑40。此外，晶錠可以含自填隙占優(yōu)材料構(gòu)成的軸對稱區(qū)60，該區(qū)中基本上沒有聚集的本征點(diǎn)缺陷，它一般包圍著空位占優(yōu)材料構(gòu)成的圓柱區(qū)80，該區(qū)的一部分或全部也可以是基本沒有聚集的本征點(diǎn)缺陷；或者，自填隙占優(yōu)的區(qū)60可以從中心延伸到邊緣，或空位占優(yōu)的區(qū)80可以從中心延伸到邊緣。
一個(gè)實(shí)施例中，沿從V/I邊界20到軸120延伸的半徑40測量時(shí)，軸對稱區(qū)90的寬度至少約為15mm，較好是至少約為晶錠恒定直徑部分半徑的7.5％，更好是至少約15％，再好是至少約25％，最好是至少約50％。一個(gè)具體優(yōu)選實(shí)施例中，軸對稱區(qū)90包括晶錠的軸120，即，軸對稱區(qū)90和一般的圓柱區(qū)80重合。換言之，晶錠100包括由空位占優(yōu)的材料構(gòu)成的一般的圓柱區(qū)80，該區(qū)的至少一部分沒有聚集的缺陷。此外，軸對稱區(qū)90延伸超過晶錠的恒定直徑部分的長度的至少約20％，較好是約40％，更好是約60％，最好是約80％。
在另一實(shí)施例中，由單晶硅錠100可以得到這種晶片，所說晶錠包括軸對稱區(qū)60，從環(huán)狀邊緣200徑向向內(nèi)向中心軸測量時(shí)，該區(qū)的寬度為晶錠的恒定直徑部分的半徑的至少約30％，在某些實(shí)施例中至少約40％，至少約60％，或甚至至少約80％。此外，該軸對稱區(qū)的長度260一般延伸超過晶錠恒定直徑部分的長度的至少約20％，較好是至少約40％，更好至少約60％，再好至少約80％。
如果外延層將淀積于理想沉淀晶片上，本發(fā)明的工藝可以在外延淀積之前或之后進(jìn)行。如果在其之前進(jìn)行，則有利的是在本發(fā)明工藝后并在外延淀積之前使晶片中氧沉淀成核中心穩(wěn)定。如果在其之后進(jìn)行，則可以在外延淀積后，立即在外延反應(yīng)器中進(jìn)行本發(fā)明的工藝，其條件是可以實(shí)現(xiàn)本發(fā)明工藝所需要的冷卻速率。
利用鉑擴(kuò)散分析，可以測量單晶硅中的晶格空位。一般情況下，鉑淀積在樣品上，并在水平表面中擴(kuò)散，擴(kuò)散時(shí)間和溫度較好是選擇為使Frank-Turnbull機(jī)制控制鉑擴(kuò)散，但應(yīng)足以達(dá)到鉑原子空位修飾的穩(wěn)定態(tài)。對于空位濃度為本發(fā)明的典型值的晶片，可以用20分鐘和730℃的擴(kuò)散時(shí)間和溫度，盡管更精確的監(jiān)測表明可以達(dá)到更低的溫度，例如約680℃。此外，為使硅化過程的可能影響最小，鉑淀積法較好使表面濃度低于一個(gè)單層。例如Jacob等人在J Appl.Phys.第82卷第182頁(1997)；Zimmermann和Ryssel在J.Electrochemical Society第139卷第256頁(1992)中的“非平衡條件下鉑在硅中的擴(kuò)散模式”；Zimmermann，G0esele，Seilenthal和Eichiner在Journal of CrystalGrowth第129卷第582頁(1993)的“Vacancy Concentration WaferMapping In Silicon”中；Zimmermann和Falster，Appl.Phys.Lett.第60卷第3250頁(1992)的“Investigation Of The Nucleation OfOxygen Precipitates in Czochralski Silicon At An Early Stage”；和Zimmermann和Ryssel在Appl.Phys.A第55卷第121頁(1992)中介紹了鉑擴(kuò)散技術(shù)。
含軸對稱區(qū)的單晶硅的制備根據(jù)到目前為止的實(shí)驗(yàn)證據(jù)，顯然，在晶錠從固化溫度(即約1410℃)冷卻到高于1300℃(即至少約1325℃，至少約1350℃或甚至至少約1375℃)時(shí)，就初始確定了本征點(diǎn)缺陷的類型和起始濃度。即，這些缺陷的類型和起始濃度受比例v/G0的控制，其中v是生長速度，G0是該溫度范圍內(nèi)平均軸向溫度梯度。
參見圖11，增大v/G0值時(shí)，在v/G0的臨界值附近發(fā)生從漸減地自填隙占優(yōu)的生長到漸增的空位占優(yōu)的生長的轉(zhuǎn)變，根據(jù)目前可得到的信息，該臨界值為約2.1×10-5Gm2/sK，其中G0在上述限定的溫度范圍內(nèi)軸向溫度梯度恒定的條件下確定。在該臨界值，這些本征點(diǎn)缺陷的濃度達(dá)到平衡。
隨著v/G0值超過臨界值，空位濃度增大。同樣，隨著v/G0值下降到臨界值以下，自填隙的濃度增大。如果這些濃度達(dá)到系統(tǒng)中臨界過飽和態(tài)，并且如果點(diǎn)缺陷的遷移率足夠高，則容易發(fā)生反應(yīng)或聚集。硅中聚集的本征點(diǎn)缺陷會(huì)嚴(yán)重影響制造復(fù)雜且高集成度電路中材料的成品率。
根據(jù)本發(fā)明，已發(fā)現(xiàn)，可以抑制硅基質(zhì)中的空位反應(yīng)形成聚集空位缺陷和硅基質(zhì)中自填隙反應(yīng)形成聚集填隙缺陷的反應(yīng)。在不結(jié)合任何具體理論的情況下，據(jù)信，在本發(fā)明工藝中的晶錠生長和冷卻期間，將空位和自填隙濃度控制到使系統(tǒng)的自由能的變化決不超過聚集反應(yīng)自發(fā)發(fā)生而形成聚集空位或填隙缺陷的臨界值。
一般情況下，由式(1)給出能夠驅(qū)動(dòng)單晶硅中由空位點(diǎn)缺陷形成聚集空位缺陷或由自填隙原子形成聚集填隙缺陷的反應(yīng)的系統(tǒng)自由能的變化ΔGV/I=kTln([V/I][V/I]eq)---(1)]]>其中ΔGV/I是用于形成聚集空位缺陷的反應(yīng)或形成填隙缺陷的反應(yīng)的合適自由能變化，k是波爾茲曼常數(shù)，T是單位為K的溫度，[V/I]是單晶硅中空間和時(shí)間中一點(diǎn)處適合的空位或填隙的濃度，[V/I]eq是產(chǎn)生[V/I]的空間和時(shí)間中同一點(diǎn)及溫度T時(shí)合適的空位或填隙的平衡濃度。
根據(jù)該式，對于給定空位濃度[V]，溫度T降低一般導(dǎo)致[V]eq隨溫度急劇減小引起的ΔGV增大。類似，對于給定填隙濃度[I]，溫度T降低一般導(dǎo)致[I]eq隨溫度急劇減小引起的ΔGI增大。
圖12示意性展示了ΔGi的變化和同時(shí)不采用抑制硅自填隙濃度的方法從固化溫度冷卻的晶錠的硅自填隙濃度的變化。隨著晶錠冷卻，由于[I]過飽和的增大，根據(jù)式(1)ΔGI增大，接近形成聚集填隙缺陷的能量勢壘。隨著冷卻的繼續(xù)，該能量勢壘最終被超過，在此點(diǎn)反應(yīng)發(fā)生。該反應(yīng)導(dǎo)致形成聚集填隙缺陷，由于過飽和系統(tǒng)馳豫即[I]的濃度減小，ΔGI隨之減小。
類似地，在晶錠從固化溫度冷卻同時(shí)不采用任何抑制空位濃度的裝置時(shí)，由于[V]的過飽和增大，根據(jù)式(1)ΔGV增大，達(dá)到形成聚集填隙缺陷的能量勢壘。隨著冷卻的繼續(xù)，該能量勢壘最終被超過，在此點(diǎn)反應(yīng)發(fā)生。該反應(yīng)導(dǎo)致形成聚集空位缺陷，由于過飽和系統(tǒng)馳豫，ΔGI隨之減小。
在晶錠從固化溫度冷卻時(shí)，通過保持空位系統(tǒng)和填隙系統(tǒng)的自由能值在低于聚集反應(yīng)發(fā)生的值，可以分別避免空位和填隙占優(yōu)材料區(qū)中的空位和填隙的聚集。換言之，系統(tǒng)可以控制為決不變到空位或填隙的臨界過飽和。這可以通過建立低到足以決不發(fā)生臨界過飽和的空位和填隙的起始濃度(由以后將限定的V/G0(r)控制)實(shí)現(xiàn)。然而，實(shí)際上，很難在整個(gè)晶體半徑上實(shí)現(xiàn)這種濃度，因此，一般情況下，在晶體固化后即在建立由V/G0(r)確定的起始濃度后，通過抑制起始空位濃度和起始填隙濃度，便可以避免臨界飽和.
令人吃驚的是，已發(fā)現(xiàn)，由于相對于空位的遷移率自填隙的遷移率較大，一般為約10-4cm2/秒，所以利用自填隙徑向擴(kuò)散到晶體表面上的阱或晶體中空位占優(yōu)的區(qū)域，可以有效地抑制較大距離上即約5cm到約10cm或更大距離上的填隙和空位?？梢圆捎脧较驍U(kuò)散有效地抑制自填隙和空位的濃度，條件是可以給本征點(diǎn)缺陷的起始濃度的徑向擴(kuò)散提供充足的時(shí)間。一般說來，擴(kuò)散時(shí)間將取決于自填隙和空位濃度的徑向偏差，較小的徑向偏差需要較短的擴(kuò)散時(shí)間。
平均軸向溫度梯度G0一般隨根據(jù)直拉法生長的單晶硅半徑的增大而增大。這意味著，晶錠半徑上的v/G0值一般不是唯一的。該偏差的結(jié)果是，本征點(diǎn)缺陷的類型和起始濃度不是一定的，如果如圖13和14所示，沿晶錠的半徑40在某些點(diǎn)達(dá)到v/G0的臨界值，作為V/I邊界20，則材料將從空位占優(yōu)變?yōu)樽蕴钕墩純?yōu)。另外，晶錠將含由自填隙占優(yōu)材料構(gòu)成的軸向?qū)ΨQ區(qū)60(其中硅自填隙原子的起始濃度隨半徑的增大而增大)，該區(qū)包括由空位占優(yōu)的材料構(gòu)成的一般為圓柱形的區(qū)80(其中空位的起始濃度隨半徑的增大而減小)。
在含V/I邊界的晶錠從固化溫度冷卻時(shí)，填隙原子和空位的徑向擴(kuò)散引起了V/I邊界徑向向內(nèi)偏移，這是由于自填隙與空位的復(fù)合造成的。此外，在晶體冷卻時(shí)，發(fā)生自填隙到晶體表面的徑向擴(kuò)散。晶體冷卻時(shí)，晶體表面能夠保持接近平衡態(tài)的點(diǎn)缺陷濃度。點(diǎn)缺陷的徑向擴(kuò)散將趨于減小V/I邊界外的自填隙濃度和V/I邊界內(nèi)的空位濃度。因此，如果允許擴(kuò)散足夠時(shí)間，則各處的空位和填隙的濃度可能會(huì)使ΔGV和ΔGI小于空位聚集反應(yīng)和填隙聚集反應(yīng)發(fā)生的臨界值。
再參見圖15，如上所述，包括生長速度v、平均軸向溫度梯度G0和冷卻速率等的晶體生長條件較好控制為能夠形成單晶硅錠100。這些條件較好是控制為形成由填隙占優(yōu)材料構(gòu)成的軸對稱區(qū)60和由空位占優(yōu)材料構(gòu)成的一般為圓柱形的區(qū)80，可以含有或不含有沒有聚集本征點(diǎn)缺陷材料構(gòu)成的軸對稱區(qū)90。存在該區(qū)時(shí)，如先前所述，軸對稱區(qū)90的寬度可以改變，同樣，存在時(shí)，如先前所述，軸對稱區(qū)60的寬度也可以改變。
軸對稱區(qū)60和90的寬度沿中心軸120的長度可以有一定變化。對于給定長度的軸對稱區(qū)，通過測量從晶錠100的周邊200徑向向離中心軸120最遠(yuǎn)的點(diǎn)的距離，可以確定對稱區(qū)60的寬度220。換言之，測量這種寬度，可以確定給定長度的軸向?qū)ΨQ區(qū)60的最小距離。類似地，通過測量從V/I邊界20徑向向離中心軸120最遠(yuǎn)的點(diǎn)的距離，可以確定軸對稱區(qū)90的寬度。換言之，測量這種寬度，可以確定給定長度的軸向?qū)ΨQ區(qū)90的最小距離。
生長速度V和平均軸向溫度梯度G0(如上所述)一般控制成使比值v/G0的值在約0.5-約2.5倍于v/G0的臨界值(即，根據(jù)目前關(guān)于v/G0的臨界值的有效信息，為約1×10-5cm2/sK-約5×10-5cm2/sK)。比值v/G0的值較好在約0.6-1.5倍于v/G0的臨界值范圍(即，根據(jù)目前關(guān)于v/G0的臨界值的有效信息，為約1.3×10-5cm2/sK-約3×10-5cm2/sK)。比例v/G0的值最好在約0.75-1.25倍于v/G0的臨界值范圍(即，根據(jù)目前關(guān)于v/G0的臨界值的有效信息，為約1.6×10-5cm2/sK-約2.1×10-5cm2/sK)。一個(gè)優(yōu)選實(shí)施例中，軸向?qū)ΨQ區(qū)80內(nèi)的v/G0值落在v/G0的臨界值和1.1倍于v/G0臨界值之間的范圍內(nèi)。在另一個(gè)特定的優(yōu)選實(shí)施例中，軸對稱區(qū)60的v/G0值落在0.75倍的v/G0臨界值和v/G0臨界值之間的范圍內(nèi)。
為了使軸對稱區(qū)60或90的寬度最大，晶錠較好在以下時(shí)間內(nèi)從固化溫度冷卻到超過約1050℃的溫度，(i)對于150mm標(biāo)稱直徑的硅晶體來說，至少約5小時(shí)，較好至少約10小時(shí)，更好至少約15小時(shí)，(ii)對于200mm標(biāo)稱直徑的硅晶體來說，至少約5小時(shí)，較好至少約10小時(shí)，更好至少約20小時(shí)，再好至少約25小時(shí)，最好至少約30小時(shí)，(iii)對于標(biāo)稱直徑大于200mm的硅晶體來說，至少約20小時(shí)，較好至少約40小時(shí)，更好至少約60小時(shí)，最好至少約75小時(shí)。通過利用目前本領(lǐng)域已知的減小熱傳遞的任何手段，可以實(shí)現(xiàn)冷卻速率的控制，包括利用絕緣體、加熱器、輻射屏蔽、和磁場。
通過設(shè)計(jì)拉晶設(shè)備的“熱區(qū)”即構(gòu)成加熱器、絕緣體、熱和輻射屏蔽等的石墨(或其它材料)，可以實(shí)現(xiàn)平均軸向溫度梯度G0的控制。盡管這種設(shè)計(jì)具體根據(jù)拉晶設(shè)備的制造和型號而不同，但一般可利用本領(lǐng)域目前已知的任何控制熔/固界面處的熱傳遞的裝置控制G0，包括反射器、輻射屏蔽、潔凈爐管、光導(dǎo)管和加熱器等。一般說來，通過將這些裝置定位于熔/固界面之上約一個(gè)晶體直徑范圍內(nèi)，可以使G0徑向偏差最小。另外，可以通過調(diào)節(jié)該裝置相對于熔體和晶體的位置來控制G0。這既可以通過調(diào)節(jié)該裝置在熱區(qū)中的位置，也可以通過調(diào)節(jié)熔體表面在熱區(qū)中的位置來實(shí)現(xiàn)。此外，在采用加熱器時(shí)，還可以通過調(diào)節(jié)加到加熱器上的功率來控制G0。在工藝期間熔體體積耗盡的批量直拉工藝期間，可以采用任何或全部這些方法。
本發(fā)明的某些實(shí)施例一般優(yōu)選作為晶錠直徑的函數(shù)的平均軸向溫度梯度G0相對恒定。然而，應(yīng)注意，由于熱區(qū)設(shè)計(jì)的改進(jìn)允許G0的偏差最小，與保持恒定生長速率有關(guān)的機(jī)械因素越來越變?yōu)橹匾蛩?。這是由于生長工藝變得對提拉速率的任何偏差更敏感，反過來又直接影響生長速率V。關(guān)于工藝控制，這意味著，有利的是在晶錠半徑上具有不同G0值。然而，G0值的明顯差異會(huì)導(dǎo)致大濃度的自填隙向著晶片邊緣增大，因而，增加了避免形成聚集本征點(diǎn)缺陷的困難。
綜上所述，G0的控制涉及使G0的徑向偏差最小和保持有利的工藝控制條件間的平衡。因此，一般說，約一個(gè)直徑的晶體長度后的提拉速率將在從約0.2mm/分鐘到約0.8mm/分鐘的范圍內(nèi)。提拉速率較好是從約0.25mm/分鐘到約0.6mm/分鐘，更好是從約0.3mm/分鐘到約0.5mm/分鐘。應(yīng)注意，提拉速度取決于晶體直徑和拉晶設(shè)備的設(shè)計(jì)。所述范圍一般是對200mm直徑的晶體而言。一般情況下，提拉速率隨晶體直徑的增加而降低。然而，拉晶設(shè)備可以設(shè)計(jì)成允許提拉速度大于這里所述的值。所以，拉晶設(shè)備最好設(shè)計(jì)成能夠使提拉速率盡可能快，同時(shí)仍能形成根據(jù)本發(fā)明的軸向?qū)ΨQ區(qū)。
為工業(yè)實(shí)用的目的，在晶錠從固化溫度(約1410℃)冷卻到硅自填隙變得不能移動(dòng)時(shí)的溫度時(shí)，通過控制冷卻速度，控制自填隙擴(kuò)散的量。硅自填隙在接近硅固化溫度即約1410℃的溫度表現(xiàn)為遷移率很高。然而，該遷移率隨單晶硅錠溫度的降低而下降。自填隙擴(kuò)散速率一般很慢因而在低于約700℃的溫度和或許高達(dá)800℃、900℃、1000℃或甚至1050℃的溫度的工業(yè)實(shí)際時(shí)間內(nèi)，它們基本是不可遷移。
在這一點(diǎn)上應(yīng)注意，盡管自填隙聚集反應(yīng)發(fā)生的溫度理論上可以在很寬的溫度范圍內(nèi)改變，但實(shí)際情況是對于常規(guī)直拉法生長的硅來說這個(gè)范圍很窄。這是由于一般在直拉法生長的硅中得到的起始自填隙濃度范圍很窄的緣故。因此，若終究會(huì)反應(yīng)，自填隙聚集反應(yīng)一般發(fā)生約1100℃到約800℃的溫度下，典型發(fā)生在約1050℃的溫度下。
在自填隙表現(xiàn)為可遷移的溫度范圍內(nèi)，并根據(jù)熱區(qū)內(nèi)的溫度，冷卻速率一般為約0.1℃/分鐘-3℃/分鐘。冷卻速率較好為約0.1℃/分鐘-1.5℃/分鐘，更好為約0.1℃/分鐘-1℃/分鐘，最好為約0.1℃/分鐘-0.5℃/分鐘。
通過在自填隙表現(xiàn)為可遷移的溫度范圍內(nèi)控制晶錠冷卻速率，可以給予自填隙更多的時(shí)間擴(kuò)散到位于晶片表面上的阱或到空位占優(yōu)的區(qū)域，在那里它們會(huì)湮滅。因此，可以抑制這種自填隙的濃度，防止發(fā)生聚集。通過控制冷卻速率利用填隙擴(kuò)散性，可以放松可能為得到無聚集缺陷的軸對稱區(qū)而需要的對v/G0的很高要求。換言之，該事實(shí)是可以控制冷卻速率從而給填隙更多擴(kuò)散時(shí)間，可以接受相對于臨界值的大范圍v/G0值，以獲得沒有聚集缺陷的軸對稱區(qū)。
為實(shí)現(xiàn)晶錠恒定直徑部分的較大長度上的這種冷卻速率，還必須考慮晶錠尾錐的生長工藝及尾錐生長完成后晶錠的處理工藝。一般情況下，晶錠恒定直徑部分生長完成后，提拉速率增大，以便開始形成尾錐所必需的逐漸變細(xì)過程。然而，這種提拉速率的增大會(huì)導(dǎo)致恒定直徑部分下段在如上所述填隙遷移性足夠高的溫度內(nèi)的冷卻速率更快。結(jié)果，這些填隙沒有充足的時(shí)間擴(kuò)散到阱湮滅，即，該下段的所述濃度不能抑制到足夠的程度，可能會(huì)發(fā)生填隙聚集缺陷。
因此，為了防止晶錠下段形成這種缺陷，晶錠的恒定直徑部分較好是在直拉法期間具有均勻熱經(jīng)歷?？梢酝ㄟ^不僅在恒定直徑部分生長期間，而且在在晶體的尾錐生長期間，并且可能在尾錐生長后，以較恒定速率從硅熔體中提拉晶錠，由此實(shí)現(xiàn)均勻熱經(jīng)歷。較恒定的速率例如可以通過以下方式實(shí)現(xiàn)，(i)降低尾錐生長期間坩堝和晶體相對于晶體的恒定直徑部分生長期間坩堝和晶體的旋轉(zhuǎn)速率，和/或(ii)在尾錐生長期間相對于尾錐生長通常所加功率，增大用于加熱熔體的加熱器的功率。這些附加的工藝變量的調(diào)節(jié)既可以單獨(dú)使用也或以組合使用。
在尾錐生長開始時(shí)，建立尾錐提拉速率，使保持在高于約1050℃的晶錠恒定直徑部分的任何區(qū)段，經(jīng)歷與含有無聚集本征點(diǎn)缺陷的軸對稱區(qū)且已冷卻到低于約1050℃的恒定直徑部分的其它區(qū)段相同的熱經(jīng)歷。
如上所述，可以實(shí)現(xiàn)聚集填隙缺陷的抑制的空位占優(yōu)區(qū)存在最小半徑。最小半徑的值取決于v/G0(r)和冷卻速率。因?yàn)槔гO(shè)備和熱區(qū)的設(shè)計(jì)會(huì)改變，v/G0(r)的上述范圍，提拉速率和冷卻速率也將改變。同時(shí)，這些條件沿生長晶體的長度改變。如上所述，沒有聚集填隙點(diǎn)缺陷的填隙占優(yōu)區(qū)的寬度較好是最大化。所以希望在給定的拉晶設(shè)備中，保持該區(qū)的寬度盡可能接近但不超過晶體半徑和空位占優(yōu)區(qū)沿生長晶體的長度的最小半徑之間的差。
可以根據(jù)經(jīng)驗(yàn)確定軸對稱區(qū)60和90的最佳寬度及對于給定拉晶設(shè)備所需要的最佳拉晶速率分布。一般說，這種經(jīng)驗(yàn)法包括首先得到具體拉晶設(shè)備中生長的晶錠的軸向溫度分布的已獲取有效數(shù)據(jù)，及同一拉晶設(shè)備中晶錠生長時(shí)平均軸向溫度梯度的徑向偏差。概括說，用這種數(shù)據(jù)拉制一或多個(gè)單晶硅錠，然后分析聚集填隙缺陷的存在與否。以此方式，可以確定最佳提拉速率分布。
圖16是利用一系列氧沉淀熱處理后200mm直徑晶錠軸向切割面少子壽命的掃描得到的圖象，顯示了缺陷分布圖。該圖展示了一個(gè)實(shí)例，其中對于給定拉晶設(shè)備熱區(qū)設(shè)計(jì)，采用接近最佳提拉速率分布。該實(shí)例中，發(fā)生從超過填隙占優(yōu)區(qū)的最大寬度的v/G0(r)(導(dǎo)致產(chǎn)生聚集填隙缺陷區(qū)280)到軸對稱區(qū)具有最大寬度的最佳v/G0(r)的轉(zhuǎn)變。
除由于在晶錠的徑向上G0增大造成的v/G0徑向偏差外，v/G0也由于V的變化或由于直拉工藝造成的G0自然偏差而軸向變化。對于標(biāo)準(zhǔn)直拉工藝，由于整個(gè)生長周期中調(diào)節(jié)提拉速率，V改變，從而保持恒定直徑的晶錠。提拉速率的這種調(diào)節(jié)或變化又造成了晶錠恒定直徑部分長度上v/G0的變化。因此，根據(jù)本發(fā)明的工藝，控制提拉速率以使晶錠的軸對稱區(qū)的寬度最大。然而，結(jié)果是會(huì)發(fā)生晶錠徑向上的偏差。因此，為了確保所得晶錠具有恒定直徑，晶錠較好生長到大于所要求的直徑。然后對這種晶錠進(jìn)行所屬領(lǐng)域的標(biāo)準(zhǔn)加工，從表面上去掉額外的材料，從而確保得到具有恒定直徑部分的晶錠。
一般說，在軸向溫度梯度G0(r)的徑向偏差最小時(shí)，較容易使空位占優(yōu)材料中沒有聚集缺陷。參見圖35，該圖展示了四個(gè)單獨(dú)熱區(qū)構(gòu)型的軸向溫度分布。圖34顯示了軸向溫度梯度從晶體中心到晶體半徑一半處的偏差，這種偏差是通過平均從固化溫度到X軸上所示的溫度的梯度確定的。在具有較大G0(r)徑向偏差的型式1和型式4表示的熱區(qū)中拉制晶體時(shí)，不可能在任何軸向長度上得到從中心到邊緣具有無聚集缺陷的空位占優(yōu)材料的晶體。然而在具有較小G0(r)徑向偏差的型式2和型式3表示的熱區(qū)中拉制晶體時(shí)，在晶體的某種軸向長度上，能夠得到從中心到邊緣具有無聚集缺陷的空位占優(yōu)材料的晶體。
本發(fā)明工藝的一個(gè)實(shí)施例中，控制晶錠100的軸對稱自填隙占優(yōu)區(qū)60中硅自填隙原子的起始濃度。再參見圖10，一般說，通過控制晶體生長速度V和平均軸向溫度梯度G0，使v/G0的值較接近出現(xiàn)V/I邊界的v/G0臨界值，可以控制硅自填隙原子的起始濃度。此外?？梢越⑵骄S向溫度梯度G0，從而也可以將作為G0偏差(于是V/G0)的G0偏差即G0(r)(于是v/G0(r))控制為晶錠半徑的函數(shù)。
本發(fā)明另一實(shí)施例中，v/G0控制為沿在至少晶錠長度的一部分的半徑上不存在V/I邊界。在該長度中，硅從中心到周邊以空位占優(yōu)，理論上通過控制v/G0，避免了從晶錠的周邊向內(nèi)徑向延伸的軸對稱區(qū)中存在聚集空位缺陷。即，控制生長條件，使v/G0具有落在v/G0臨界值和1.1倍v/G0臨界值之間的值。
聚集缺陷的肉眼檢測聚集缺陷可利用許多不同技術(shù)檢測。例如，一般通過首先在Secco腐蝕液中腐蝕單晶硅樣品約30分鐘，然后用顯微鏡檢測樣品(例如見H.Yamagishi等人的Semicond.Sci Technol.7，A135(1992))，來檢測流圖缺陷(flow pattern defects)、或D缺陷。盡管這是聚集空位缺陷的檢測標(biāo)準(zhǔn)，但該工藝也可以用于檢測聚集填隙缺陷。在采用該技術(shù)時(shí)，這種缺陷存在時(shí)在樣品表面上表現(xiàn)為大蝕坑。
聚集缺陷還可利用激光散射技術(shù)檢測，例如激光散射層析X射線照相術(shù)，與其它腐蝕技術(shù)相比，這種技術(shù)一般具有較低缺陷密度檢測極限。
此外，通過用能夠加熱后擴(kuò)散到單晶硅基質(zhì)中的金屬修飾(decorating)這些缺陷，也可以用肉眼檢測聚集本征點(diǎn)缺陷。具體說，通過首先用含能夠修飾這些缺陷的金屬的組合物例如硝酸銅濃溶液涂敷樣品表面，肉眼檢測例如晶片、棒和板等單晶硅樣品中這種缺陷的存在與否。然后，將被涂樣品加熱到約900℃到約1000℃間的溫度約5分鐘到約15分鐘，從而使金屬擴(kuò)散到樣品中。然后，將熱處理過的樣品冷卻到室溫，使金屬變?yōu)榕R界過飽和，沉淀在存在缺陷的樣品基質(zhì)內(nèi)的位置。
冷卻后，首先通過用光亮腐蝕液(bright etch solution)處理樣品約8分鐘到約12分鐘，對樣品進(jìn)行非缺陷輪廓腐蝕，以去掉表面殘余物和沉淀物。典型的光亮腐蝕液包括約55％的硝酸(重量計(jì)為70％的溶液)、約20％的氫氟酸(重量計(jì)49％的溶液)和約25％鹽酸(濃溶液)。
然后用去離子水漂洗樣品，進(jìn)行第二腐蝕步驟，將樣品浸于或用Secco或Wrigth腐蝕液處理約35到約55分鐘。一般樣品用包括約1∶2的0.15M重鉻酸鉀和氫氟酸(重量計(jì)49％的溶液)的Secco腐蝕液腐蝕。這種腐蝕步驟的作用是顯現(xiàn)或界定可能存在的聚集缺陷。
一般說，上述的銅修飾技術(shù)將沒有聚集缺陷的填隙和空位占優(yōu)區(qū)材料區(qū)彼此區(qū)分開，并可將它們與含聚集缺陷的材料區(qū)分開。沒有缺陷的填隙占優(yōu)材料區(qū)不含有被腐蝕顯出的修飾特征，而沒有缺陷的空位占優(yōu)材料區(qū)(在如上所述的高溫氧核心溶解處理之前)由于氧核心的銅修飾而含有小腐蝕坑。
定義下面給出這里所用的以下短語或術(shù)語的含義“聚集本征點(diǎn)缺陷”是指以下兩種反應(yīng)引起的缺陷，(i)空位聚集，形成D缺陷、流圖缺陷、柵氧化物整體缺陷、晶體原生顆粒缺陷、晶體原生光點(diǎn)缺陷及其它與空位有關(guān)的缺陷，或(ii)自填隙聚集，形成位錯(cuò)環(huán)和位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)，及其它與這種自填隙有關(guān)的缺陷；“聚集填隙缺陷”是指由硅自填隙原子聚集反應(yīng)形成的聚集本征點(diǎn)缺陷；“聚集空位缺陷”是指晶格空位聚集反應(yīng)引起的聚集空位點(diǎn)缺陷；“半徑”是指從晶片或晶錠的中心軸到周邊的距離；“基本沒有聚集本征點(diǎn)缺陷”是指聚集缺陷的濃度低于這些缺陷的檢測極限，一般為約103個(gè)缺陷/cm3；“V/I邊界”是指沿晶錠或晶片的半徑材料從空位占優(yōu)變到以自填隙占優(yōu)的位置；“空位占優(yōu)”和“自填隙占優(yōu)”是指本征點(diǎn)缺陷分別主要是空位或自填隙的材料。
實(shí)例實(shí)例1至4示出了本發(fā)明的理想氧沉淀工藝。實(shí)例5-11示出了含有空位占優(yōu)材料構(gòu)成的、自填隙占優(yōu)材料構(gòu)成的、或這兩種材料構(gòu)成的如上所述沒有聚集本征點(diǎn)缺陷的軸對稱區(qū)的單晶硅的制備。因此，所有實(shí)例并非限制意義的介紹。
理想氧沉淀工藝實(shí)例1利用直拉法拉制硅單晶，并切片和拋光，形成硅晶片。然后，對這些晶片進(jìn)行在表I所述的條件下的表面氧化步驟(S1)、氮或氬中的快速熱退火步驟(S2)、快速冷卻(S3)、及氧穩(wěn)定化和生長步驟(S4)。表1中還示出了，步驟S1-S4前晶片的起始氧濃度(Oi)，步驟S4后晶片本體中氧沉淀密度(OPD)、及步驟S4后解吸區(qū)的深度(DZ)。
表I
圖2、3和4示出了所得晶片的截面(這些圖是放大200倍的放大照片)；樣器4-7示于圖2中，樣品4-8示于圖3中，樣品3-14示于圖4中。
此外，樣品4-7中晶格空位的濃度利用鉑擴(kuò)散技術(shù)顯示分布圖象。鉑濃度與從晶片表面算起(對應(yīng)于晶片正面深度為0微米)的深度的曲線示出圖5中。
實(shí)例2為驗(yàn)證本發(fā)明的工藝基本上與直拉法生長的硅晶片的氧濃度相對無關(guān)，對具有不同氧濃度的三個(gè)晶片進(jìn)行與實(shí)例1所述相同的一系列步驟。表II中示出了這些步驟的每一個(gè)的條件，步驟S1-S4前晶片的起始氧濃度(Oi)、步驟S4后晶片本體中氧沉淀密度(OPD)、及步驟S4后從晶片表面測量的解吸區(qū)的深度(DZ)。圖6、7和8示出了所得晶片的截面(這些圖是200倍放大的放大照片)；樣品3-4示于圖6；樣品3-5示出圖7，樣品3-6示于圖8。
表II
實(shí)例3為驗(yàn)證本發(fā)明的工藝與氧沉淀穩(wěn)定化和生長步驟(S4)所用的條件相對無關(guān)，除用具有專利權(quán)的工業(yè)16MbDRAM工藝作為氧沉淀穩(wěn)定化和生長步驟(S4)外，對具有相同起氧濃度的晶片(樣品1-8)進(jìn)行與實(shí)例2中樣品3-4相同的一系列步驟。圖9示出了所得晶片的截面(該圖是200放大的放大照片)。步驟S4后，樣品1-8和3-4具有可比的本體氧沉淀密度(樣品1-8的7×1010/cm3而樣品3-4的4×1010/cm3)和可比的解吸區(qū)深度(約40微米)。
實(shí)例4該實(shí)例展示了可以觀察到的本體微缺陷(BMD))密度即氧沉淀密度、及由于熱處理期間氣氛中氧濃度增大形成的解吸區(qū)的深度(DZ)的趨勢。在變化的工藝條件下，對三組不同晶片進(jìn)行快速熱退火。A組晶片在氮?dú)夥罩?200℃退火30秒；B組晶片在相同條件下退火20秒；C組晶片在氬氣氛中1200℃退火30秒。該實(shí)例中，這三組晶片都不進(jìn)行預(yù)氧化步驟。
如下表III所示，對給定組中的每個(gè)晶片增大氧分壓。退火完成后，利用所屬領(lǐng)域的標(biāo)準(zhǔn)方法確定每個(gè)晶片的BMD密度和DZ深度。結(jié)果示于以下的表III中。
表III
ND＝未確定上述數(shù)據(jù)表明，在氣氛中的氧分壓增大時(shí)，體微缺陷的個(gè)數(shù)密度降低。此外，在氧分壓達(dá)到10000ppma時(shí)，體微缺陷的個(gè)數(shù)密度無法與已進(jìn)行了氧沉淀熱處理而沒根據(jù)本發(fā)明進(jìn)行在先的快速熱退火的晶片中觀察到的的體微缺陷的個(gè)數(shù)密度區(qū)分開。
含軸對稱區(qū)的單晶硅實(shí)例5具有預(yù)先存在的熱區(qū)設(shè)計(jì)的拉晶設(shè)備的最佳程序在提拉速率在晶體長度上從約0.75mm/分鐘線性降低到約0.3mm/分鐘的條件下，生長第一200mm單晶硅錠。圖17展示了作為晶體長度的函數(shù)的提拉速率?？紤]在拉晶設(shè)備中生長的200mm晶錠的預(yù)設(shè)的軸向溫度分布和預(yù)設(shè)的平均軸向溫度梯度G0即在熔體/固體界面處軸向溫度梯度的徑向偏差，這些提拉速率選擇為確保晶錠在晶錠一端從中心到邊緣是空位占優(yōu)的材料和在晶錠的另一端從中心到邊緣是填隙占優(yōu)材料。對長成的晶錠縱向切片，并分析確定何處開始形成聚集填隙缺陷。
圖18是在一系列氧沉淀熱處理后，從晶錠的肩部算起在約635mm到約760mm的區(qū)段上晶錠軸向切面的少子壽命的掃描產(chǎn)生的圖像，顯示出缺陷分布圖。在約680mm的晶體位置處，可以看到聚集填隙缺陷帶280。這個(gè)位置對應(yīng)于臨界提拉速率V*(680mm)＝0.33mm/分鐘。在該點(diǎn)，軸向?qū)ΨQ區(qū)60(填隙占優(yōu)但沒的聚集填隙缺陷的材料區(qū))的寬度為最大值，空位占優(yōu)區(qū)80的寬度，Rv*(680)的寬度為約35mm，軸向?qū)ΨQ區(qū)的寬度RI*(680)為約65mm。
然后，以稍大于和稍小于得到第一200mm晶錠軸向?qū)ΨQ區(qū)最大寬度的提拉速率的穩(wěn)定提拉速率，生長一組四個(gè)單晶硅錠。圖19展示了分別標(biāo)記為1-4的作為四個(gè)晶錠中每個(gè)的晶體長度函數(shù)的提拉速率。然后，分析這四個(gè)晶錠，確定聚集填隙缺陷首先出現(xiàn)或消失的軸向位置(和對應(yīng)的提拉速率)。這四個(gè)經(jīng)驗(yàn)確定的點(diǎn)(標(biāo)記有“*”)示于圖19中。在這些點(diǎn)間內(nèi)插和外延在圖19中得到一曲線，標(biāo)記為V*(Z)。這條曲線表示第一次近似拉晶設(shè)備中200mm晶體的提拉速率作為軸對稱區(qū)為其最大寬度的長度的函數(shù)曲線。
在其它提拉速率下生長附加晶體和對這些晶體的進(jìn)一步驟分析將使該V*(Z)的經(jīng)驗(yàn)定義更精確。
實(shí)施例6減小G0(R)的徑向偏差圖20和21展示了可以通過減小熔體/固體界面處軸向溫度梯度G0(r)的徑向偏差實(shí)現(xiàn)的質(zhì)量提高。計(jì)算不同G0(r)(1)G0(r)＝2.65+5×10-4r2(K/mm)，(2)G0(r)＝2.65+5×10-5r2(K/mm)的兩種情況下，空位和填隙的起始濃度(離熔體/固體界面約1cm)。每種情況下，提拉速率調(diào)節(jié)為使空位富集硅和填隙富集硅間的邊界在半徑為3cm處。情況1和2所用的提拉速率分別為0.4和0.35mm/分鐘。從圖21可以看出，晶體填隙富集部分中起始填隙濃度隨起始軸向溫度梯度徑向偏差的減小迅速減小。由于容易避免因填隙過飽和而形成填隙缺陷簇，所以這使得材料質(zhì)量得以提高。
實(shí)例7增加填隙外擴(kuò)散時(shí)間圖22和23表示可以通過增加填隙外擴(kuò)散時(shí)間實(shí)現(xiàn)質(zhì)量提高。計(jì)算晶體中不同軸向溫度分布dT/dZ的兩種情況下的填隙濃度。在熔體/固體界面處，軸向溫度梯度在該兩種情況下是相同的，所以該兩種情況下填隙的起始濃度(離熔體/固體界面約1cm)是相同的。該實(shí)例中，提拉速率調(diào)節(jié)到使整個(gè)晶體富集填隙。提拉速率在兩種情況下相同為0.32mm/分鐘。情況2時(shí)填隙外擴(kuò)散的時(shí)間較長，使填隙濃度整體降低。由于容易避免因填隙過飽和而形成填隙缺陷簇，所以這使得材料質(zhì)量得以提高。
實(shí)例8用不同提拉速率生長長為700mm且直徑為150mm的晶體。提拉速率從肩部的約1.2mm/分鐘幾乎線性地變到離肩部430mm處的約0.4mm/分鐘，然后幾乎線性變回到離肩部700mm處的0.65mm/分鐘。在這些條件下，在該具體拉晶設(shè)備中，在從晶體的肩部算起約320mm到約525mm的晶體長度上，整個(gè)半徑尺度上在填隙富集條件下生長。參見圖24，在約525mm的軸向位置處，提拉速率為約0.47mm/分鐘，晶體整個(gè)直徑上沒有聚集本征點(diǎn)缺陷團(tuán)簇。換言之，存在一小晶體區(qū)段，其中軸向?qū)ΨQ區(qū)即基本上沒有聚集缺陷的區(qū)的寬度等于晶錠的半徑。
實(shí)例9如實(shí)例5中所述，在不同提拉速率下生長一系列單晶硅錠，然后分析確定聚集填隙缺陷首先出現(xiàn)或消失的軸向位置(及對應(yīng)的提拉速率)。在這些點(diǎn)間內(nèi)插和外延繪出提拉速率與軸向位置圖，得到表示200mm晶體的提拉速率作為拉晶設(shè)備中軸對稱區(qū)在其最大寬度的長度函數(shù)的第一次近似曲線。然后在其它提拉速率下生長另外的晶體，并對這些晶體進(jìn)行分析，用于使該經(jīng)驗(yàn)確定的最佳提拉速率分布精確化。
采用這種數(shù)據(jù)和這種最佳提拉速率分布，生長長度約1000mm、直徑約200mm的晶體。在不同軸向位置從生長的晶片上切片，然后利用本領(lǐng)域中標(biāo)準(zhǔn)氧沉淀法進(jìn)行分析，以便(i)確定是否形成了聚集填隙缺陷，(ii)確定V/I邊界的位置與切片半徑的關(guān)系。以此方式，確定軸向?qū)ΨQ區(qū)的存在，及該區(qū)的寬度與晶體長度或位置的關(guān)系。
從晶錠的肩部算起約200mm到約950mm的軸向位置的所得結(jié)果示于圖25的曲線中。這些結(jié)果表明，可以為單晶硅錠的生長確定提拉速率分布，從而晶錠的恒定直徑部分可以含有軸對稱區(qū)，從晶錠的周邊徑向向中心軸測量，該區(qū)的寬度至少約為恒定直徑部分半徑之長的約40％。此外，這些結(jié)果表明，沿晶錠的中心軸測量，該軸向?qū)ΨQ區(qū)的長度可以為晶錠恒定直徑部分長度的約75％。
實(shí)例10以降低的提拉速率生長長約1100mm、直徑約150mm的單晶硅錠。在晶錠恒定直徑部分的肩部，提拉速率約為1mm/分鐘。提拉速率指數(shù)下降到約0.4mm/分鐘，對應(yīng)于肩部算起約200mm的軸向位置。然后，提拉速率線性下降，直到為約0.3mm/分鐘，達(dá)到接近晶錠恒定直徑部分的端部。
在這種具體熱區(qū)構(gòu)形中這些工藝條件下，所得晶錠含有軸向?qū)ΨQ區(qū)的寬度約等于晶錠半徑的區(qū)。參見圖26a和26b，它們是一系列氧沉淀熱處理后掃描部分晶錠軸向截面的少子壽命得到的圖像，展示了晶錠軸向位置從約100mm到約250mm和從約250mm到約400mm內(nèi)的連續(xù)區(qū)段。從這些圖可以看出，晶錠中存在從肩部算起軸向位置從約170mm到約290mm內(nèi)的區(qū)，該區(qū)中整個(gè)直徑上沒有聚集本征點(diǎn)缺陷。換言之，晶錠中存在其中軸向?qū)ΨQ區(qū)即基本上沒有聚集填隙缺陷的區(qū)的寬度約等于晶錠半徑的區(qū)。
此外，軸向位置從約125mm到約170mm和從約290mm到大于400mm的區(qū)域內(nèi)，存在沒有聚集本征點(diǎn)缺陷的填隙占優(yōu)材料構(gòu)成的軸對稱區(qū)，該區(qū)包圍著也沒有聚集本征點(diǎn)缺陷的空位占優(yōu)材料構(gòu)成的一般為圓柱形的核心。
最后，在軸向位置從約100mm到約125mm的區(qū)域內(nèi)，存在沒有聚集本征點(diǎn)缺陷的填隙占優(yōu)材料構(gòu)成的軸對稱區(qū)，該區(qū)包圍著空位占優(yōu)材料構(gòu)成的一般為圓柱形的核心。在該空位占優(yōu)材料內(nèi)，存在著沒有聚集缺陷軸對稱區(qū)，該區(qū)包圍著含聚集空位缺陷的核心。
實(shí)例11冷卻速率與V/I邊界的位置利用所屬領(lǐng)域普通方法設(shè)計(jì)的不同熱區(qū)構(gòu)形，根據(jù)直拉法生長一系列單晶硅錠(150mm和200mm標(biāo)稱直徑)，熱區(qū)構(gòu)形影響超過約1050℃的溫度下硅的停留時(shí)間。每個(gè)晶錠的拉晶速率分布沿晶錠的長度變化，試圖形成從聚集空位點(diǎn)缺陷區(qū)到聚集填隙點(diǎn)缺陷區(qū)的過渡。
一旦生長后，沿平行于生長方向的中心軸縱向切割晶錠，然后進(jìn)一步分成每個(gè)厚約2mm的段。利用前述銅修飾技術(shù)，加熱一組這種縱向段，并有意用銅污染，加熱條件適于高濃度銅填隙溶解。該熱處理后，快速冷卻樣品，這期間，銅雜質(zhì)或向外擴(kuò)散，或沉淀到氧化物團(tuán)簇或聚集填隙缺陷存在的位置。標(biāo)準(zhǔn)的缺陷輪廓腐蝕后，肉眼檢測是否存在雜質(zhì)沉淀；沒有這種沉淀雜質(zhì)的區(qū)對應(yīng)于沒有聚集填隙缺陷的區(qū)。
對另一組縱向區(qū)段進(jìn)行一系列氧沉淀熱處理，以在載流子壽命分布圖示前使新氧化物團(tuán)簇形核和生長。利用壽命分布圖中的對比帶，確定和測量每個(gè)晶錠不同軸向位置處瞬時(shí)熔體/固體界面的形狀。然后，利用熔體/固體界面形狀的信息，如以后將討論的，估計(jì)平均軸向溫度梯度G0的絕對值和徑向偏差。還利用該信息與提拉速率結(jié)合估計(jì)v/G0的徑向偏差。
為了更精確地檢查生長條件對所得單晶硅錠質(zhì)量的影響，根據(jù)到目前為止所獲得的據(jù)信是合理的經(jīng)驗(yàn)做幾種假設(shè)。首先，為了從冷卻到聚集填隙發(fā)生的溫度所花的時(shí)間方面簡化熱處理經(jīng)歷，假定約1050℃是硅自填隙聚集發(fā)生溫度的合理近似。這種溫度表現(xiàn)為與采用不同冷卻速率的實(shí)驗(yàn)期間所觀察到聚集填隙缺陷密度的變化相一致。盡管如上所注意的，是否發(fā)生聚集也是填隙濃度的一個(gè)因素，可以相信，聚集將不會(huì)發(fā)生在約1050℃以上的溫度，這是由于一般對于直拉法生長工藝給定的填隙濃度范圍內(nèi)，合理的是假定該系統(tǒng)在該溫度以上不會(huì)變得填隙臨界過飽和。換句話說，對于直拉生長工藝典型的填隙濃度，合理的是假定系統(tǒng)將不會(huì)變?yōu)榕R界過飽和，因此，在約1050℃以上的溫度將不會(huì)發(fā)生聚集。
使影響單最硅質(zhì)量的生長條件參數(shù)化的第二種假設(shè)，是忽略硅自填隙擴(kuò)散性的溫度依賴性。換句話說，假定自填隙在約1400℃和約1050℃之間的所有溫度下以相同速率擴(kuò)散。應(yīng)理解，約1050℃被認(rèn)為是聚集溫度的合理近似，該假設(shè)的要點(diǎn)是從熔點(diǎn)起的冷卻曲線的細(xì)節(jié)并不重要。擴(kuò)散距離僅取決于從熔點(diǎn)冷卻到約1050℃所花的總時(shí)間。
利用每個(gè)熱區(qū)設(shè)計(jì)的軸向溫度分布數(shù)據(jù)和具體晶錠的實(shí)際提拉速率分布，可以計(jì)算從約1400℃到約1050℃的總冷卻時(shí)間。應(yīng)注意，每個(gè)熱區(qū)溫度變化的速率應(yīng)合理地是均勻的。這種均勻性意味著聚集填隙缺陷的成核溫度即約1050℃的選擇上的任何誤差有僅可能導(dǎo)致所計(jì)算的冷卻時(shí)間的比例誤差。
為了確定晶錠空位占優(yōu)區(qū)的半徑大小(R空位)，或軸向?qū)ΨQ區(qū)寬度，進(jìn)一步假設(shè)由壽命分布圖確定的空位占優(yōu)核心的半徑等于凝固時(shí)v/G0＝v/G0臨界的位置。換句話說，軸向?qū)ΨQ區(qū)的寬度一般假設(shè)為基于冷卻到室溫后的V/I邊界的位置。這是由于如上所述，在晶錠冷卻時(shí)，發(fā)生空位和自填隙的復(fù)合。在復(fù)合發(fā)生時(shí)，實(shí)際的V/I邊界位置向內(nèi)向著晶錠中心軸偏移。它便是這里所述的該最后位置。
為簡化固化時(shí)晶體中平均軸向溫度梯度G0的計(jì)算，假設(shè)熔體/固體界面形狀為熔點(diǎn)等溫線。利用有限元模型(FEA)技術(shù)和熱區(qū)設(shè)計(jì)的具體情況計(jì)算晶體表面溫度。通過用合適的邊界條件解拉普拉斯方程，推導(dǎo)出晶體內(nèi)的整個(gè)溫度場G0，該條件即沿熔體/固體界面的熔點(diǎn)，和沿晶軸的表面溫度FEA結(jié)果。所制備的一個(gè)晶錠的不同軸向位置處所得和評價(jià)的結(jié)果示于圖27中。
為估計(jì)G0徑向偏差對起始填隙濃度的影響，假定徑向位置R’即V/I邊界和晶體表面間一半的位置為硅自填隙原子距晶錠中的阱的最遠(yuǎn)點(diǎn)，無論該阱在空位占優(yōu)區(qū)還是在晶體表面上。通過利用上述晶錠的生長速率和G0數(shù)據(jù)，所計(jì)算的位置R’的v/G0與V/I邊界處的v/G0間的差表征了起始填隙濃度的徑向偏差，以及其對過量填隙達(dá)到晶體表面阱或達(dá)到空位占優(yōu)區(qū)的能力。
關(guān)于該組特定數(shù)據(jù)，表明晶體質(zhì)量對v/G0的徑向偏差沒有系統(tǒng)依賴性。如可以從圖28所看見的，該樣品中晶錠的軸向依賴性最小。這一系列實(shí)驗(yàn)中所涉及的生長條件表示G0的徑向偏差的范圍相當(dāng)窄。結(jié)果，該數(shù)據(jù)組太窄，不足以分辨所述質(zhì)量(即聚集本征點(diǎn)缺陷帶的存在與否)與G0徑向偏差的可識別關(guān)系。
注意，在不同的軸向位置評價(jià)所制備的每個(gè)晶錠樣品是否存在聚集填隙缺陷。對于所檢查的每個(gè)軸向位置，可以建立在樣品的質(zhì)量和軸向?qū)ΨQ區(qū)的寬度之間的關(guān)系。參見圖29，可圖示比較給定樣品的質(zhì)量與允許特定軸向位置處樣品從固化溫度冷卻到約1050℃的時(shí)間。如所預(yù)計(jì)的，該圖表明軸向?qū)ΨQ區(qū)的寬度(即R晶體-R空位)在該特定的溫度范圍內(nèi)與樣品冷卻經(jīng)歷有很強(qiáng)的依賴關(guān)系。為了增大軸向?qū)ΨQ區(qū)的寬度，趨勢是建議根據(jù)需要更長的擴(kuò)散時(shí)間或更慢的冷卻速率。
根據(jù)該圖中的數(shù)據(jù)，可計(jì)算作為允許該特定溫度范圍內(nèi)給定晶錠直徑的冷卻時(shí)間的函數(shù)的一般表示硅質(zhì)量從“好”(即沒有缺陷)到“壞”(即含缺陷)的轉(zhuǎn)變的最優(yōu)擬合線。軸向?qū)ΨQ區(qū)的寬度和冷卻速度間的這種普遍關(guān)系可以用以下方程表示(R晶體-R轉(zhuǎn)變)2＝Deff*t1050℃，其中R晶體是晶錠的半徑，R轉(zhuǎn)變是樣品中一軸向位置處的軸向?qū)ΨQ區(qū)的半徑，在該處發(fā)生在填隙占優(yōu)材料中從沒有缺陷到含有缺陷或反向過程的轉(zhuǎn)變。Deff是一常數(shù)，約為9.3*10-4cm2秒-1，表示填隙擴(kuò)散的平均時(shí)間和溫度，t1050℃是樣品給定軸向位置處從固化點(diǎn)冷卻到約1050℃所需要的時(shí)間。
再參見圖29，可以看出，對于給定晶錠直徑，可估計(jì)冷卻時(shí)間，以得到所要求直徑的軸向?qū)ΨQ區(qū)。例如，對于直徑約150mm的晶錠，如果在約1410℃到約1050℃間的溫度范圍內(nèi)，允許晶錠的特定部分冷卻約10小時(shí)到約15小時(shí)，則可以得到寬度約等于晶錠半徑的該軸向?qū)ΨQ區(qū)。類似地，對于直徑約200mm的晶錠，如果在該溫度范圍內(nèi)，允許晶錠的某特定部分冷卻約25小時(shí)到約35小時(shí)，則可以得到寬度約等于晶錠半徑的該軸對稱區(qū)。如果該規(guī)律進(jìn)一步外延，需要約65小時(shí)到約75小時(shí)的冷卻時(shí)間，以得到寬度約等于直徑約300mm的晶錠的半徑的軸對稱區(qū)。應(yīng)注意，從這一點(diǎn)考慮，在晶錠直徑增大時(shí)，由于填隙擴(kuò)散到達(dá)晶錠表面阱或空位核心區(qū)的距離增大，所以需要附加的冷卻時(shí)間。
現(xiàn)參見圖30、31、32和33，可以觀察不同晶錠增加冷卻時(shí)間的效果。每個(gè)圖表示標(biāo)稱直徑為200mm的晶錠的一部分，其中從固化溫度到1050℃的冷卻時(shí)間從圖30到圖33逐漸增大。
參見圖30，該圖示出了軸向位置從肩部算起約235mm到約350mm的部分晶錠。在軸向位置約為255mm處，沒有聚集填隙缺陷的軸對稱區(qū)的寬度最大，為晶錠半徑的約45％。此位置以外，發(fā)生從沒有這些缺陷的區(qū)到存在這種缺陷的區(qū)的過渡。
現(xiàn)參見圖31，該圖示出了軸向位置從肩部算起約305mm到約460mm的部分晶錠。在軸向位置約為360mm處，沒有聚集填隙缺陷的軸對稱區(qū)的寬度最大，為晶錠半徑的約65％。除該位置外，開始形成缺陷。
現(xiàn)參見圖32，該圖示出了軸向位置從肩部算起約140mm到約275mm的部分晶錠。在軸向位置約為210mm處，軸對稱區(qū)的寬度約等晶錠的半徑，即，該范圍內(nèi)的一小部分晶錠沒有聚集本征點(diǎn)缺陷。
現(xiàn)參見圖33，該圖示出了軸向位置從肩部算起約600mm到約730mm的部分晶錠。在約640mm到約665mm的軸向位置上，軸對稱區(qū)的寬度約等于晶錠的半徑。此外，軸對稱區(qū)的寬度約等于晶錠半徑的晶錠區(qū)段長度大于圖32晶錠中觀察到的相應(yīng)長度。
因此，綜合來看，圖30、31、32和33證明了到1050℃的冷卻時(shí)間對沒有缺陷的軸對稱區(qū)的寬度和長度的影響。一般說，由于晶體提拉速率連續(xù)下降，導(dǎo)致過大的起始填隙濃度在該部分晶體的冷卻時(shí)間內(nèi)不能充分下降，所以產(chǎn)生含聚集填隙缺陷的區(qū)。軸向?qū)ΨQ區(qū)的長度越長，表示對于這種無缺陷材料的生長有效的提拉速率范圍(即，起始填隙濃度)越大。在能有充足時(shí)間徑向擴(kuò)散以抑制該濃度低于聚集填隙缺陷所需要的臨界濃度時(shí)，冷卻時(shí)間加長允許的起始填隙濃度較高。換句話說，冷卻時(shí)間越長，稍低的提拉速率(因此，起始填隙濃度越高)，仍形成最大軸向?qū)ΨQ區(qū)60。因此，冷卻時(shí)間越長，有關(guān)軸向?qū)ΨQ區(qū)最大直徑所需要條件的允許提拉速率范圍增大，并容易對工藝控制進(jìn)行限制。結(jié)果，用于在大長度晶錠的獲得軸對稱區(qū)的工藝變得更容易。
參見圖33，在從晶體的肩部算起約665mm到大于730mm的軸向位置上，存在沒有聚集缺陷的空位占優(yōu)材料區(qū)，該區(qū)的寬度等于晶錠的半徑。
從上述數(shù)據(jù)可以看出，通過控制冷卻速度，使填隙擴(kuò)散到使它們湮滅的區(qū)的時(shí)間更長，可以抑制自填隙濃度。結(jié)果，可以在很大一部分單晶硅晶錠中防止形成聚集填隙缺陷。
由此看來，應(yīng)該得出可以實(shí)現(xiàn)本發(fā)明多個(gè)目的結(jié)論。
在不脫離本發(fā)明范圍的情況下，上述內(nèi)容和工藝可以進(jìn)行各種變化，以上介紹的一切意在說明，而非限制。
權(quán)利要求
1.一種熱處理從直拉法生長的單晶硅錠上切下的單晶硅晶片的方法，該方法會(huì)影響隨后熱加工步驟中晶片中氧的沉淀行為，該硅晶片具有小于5×1016原子/cm3的碳濃度；中心軸；正面；背面；在正面和背面之間的中心平面；連接正面和背面的周邊；從晶片的中心軸延伸到周邊的半徑；200mm或大于200mm的標(biāo)稱直徑；正表面層，包括在正面和從正面向中心平面測量的距離D之間的晶片區(qū)；本體層，包括在中心平面和正表面層之間的晶片區(qū)；以及基本上沒有聚集的本征點(diǎn)缺陷的軸對稱區(qū)，該軸對稱區(qū)從晶片的周邊沿徑向向內(nèi)延伸并具有當(dāng)從周邊沿徑向向中心軸測量時(shí)至少為晶片半徑長度的40％的寬度，該方法包括以下步驟對晶片進(jìn)行熱處理，其中，將晶片加熱到至少1150℃的溫度Ta至少1秒鐘，以在正表面層和本體層中形成晶格空位，以及以至少5℃/s的冷卻速率冷卻熱處理過的晶片，以生成一種具有峰值密度處于或靠近中心平面并且濃度總體上沿晶片正面的方向下降的空位濃度分布的晶片，該晶片的正表面層和本體層內(nèi)的空位濃度的差使得，在對晶片進(jìn)行主要由800℃退火晶片4小時(shí)和然后1000℃退火晶片16小時(shí)構(gòu)成的氧沉淀熱處理后，晶片將在本體層中形成氧沉淀并在正表面層中形成解吸區(qū)，在本體層中的氧原子團(tuán)簇或沉淀的濃度主要取決于空位的濃度。
2.一種熱處理單晶硅晶片的方法，該方法會(huì)影響硅中氧的沉淀行為，該晶片具有小于5×1016原子/cm3的碳濃度；中心軸；總體上垂直于中心軸的正面和背面；周邊；從晶片的中心軸延伸到周邊的半徑；200mm或大于200mm的標(biāo)稱直徑；以及基本上沒有聚集的本征點(diǎn)缺陷的軸對稱區(qū)，該軸對稱區(qū)從晶片的周邊沿徑向向內(nèi)延伸并具有當(dāng)從周邊沿徑向向中心軸測量時(shí)至少為晶片半徑長度的40％的寬度，該方法包括以下步驟(a)在含氧氣氛中，在至少700℃的溫度下，對硅進(jìn)行第一次熱處理，以形成能夠用作晶格空位阱的表面二氧化硅層；(b)在基本上沒有氧的氣氛中，在至少1150℃的溫度Ta下，對步驟(a)的產(chǎn)品進(jìn)行第二次熱處理，以在硅本體中形成晶格空位；以及(c)以至少5℃/s的冷卻速率將硅從所述第二次熱處理的溫度冷卻到800℃的溫度T1，以生成一種具有峰值密度處于或靠近中心平面并且濃度總體上沿晶片正面的方向下降的空位濃度分布的晶片。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2的方法，其中，Ta至少為1175℃。
4.根據(jù)權(quán)利要求1或2的方法，其中，Ta至少為1200℃。
5.根據(jù)權(quán)利要求1或2的方法，其中，Ta在1200℃到1275℃的范圍內(nèi)。
6.根據(jù)權(quán)利要求1或2的方法，其中，所述冷卻速率在硅中的晶格空位遷移率較高的溫度范圍內(nèi)至少為20℃/s。
7.根據(jù)權(quán)利要求1或2的方法，其中，所述冷卻速率在硅中的晶格空位遷移率較高的溫度范圍內(nèi)至少為50℃/s。
8.根據(jù)權(quán)利要求1或2的方法，其中，所述冷卻速率在硅中的晶格空位遷移率較高的溫度范圍內(nèi)至少為100℃/s。
9.根據(jù)權(quán)利要求1或2的方法，其中，所述冷卻速率在硅中的晶格空位遷移率較高的溫度范圍內(nèi)為100℃/s到200℃/s。
10.根據(jù)權(quán)利要求1或2的方法，其中，在Ta下的熱處理步驟是在非氧化氣氛中進(jìn)行的。
11.根據(jù)權(quán)利要求10的方法，其中，所述非氧化氣氛也是非氮化氣氛。
12.根據(jù)權(quán)利要求10的方法，其中，所述非氧化氣氛選自氮?dú)?、氮化合物氣體、氬氣、氦氣、氖氣、二氧化碳或它們的組合。
13.根據(jù)權(quán)利要求10的方法，其中，所述非氧化氣氛包括氮?dú)狻?br> 14.根據(jù)權(quán)利要求10的方法，其中，所述非氧化氣氛包括氮?dú)夂蜌鍤狻?br> 15.根據(jù)權(quán)利要求10-14中的任一項(xiàng)的方法，其中，所述非氧化氣氛還包括分壓小于10000ppma的氧氣。
16.一種制備單晶硅晶片的方法，該晶片具有兩個(gè)總體上平行的主表面，一個(gè)主表面是晶片的正面，另一主表面是晶片的背面；在正面和背面之間的中心平面；連接正面和背面的周邊；總體上垂直于正面和背面的中心軸；從中心軸延伸到周邊的半徑；表面層，包括在正面和從正面向中心平面測量的至少為10微米的距離D1之間的第一晶片區(qū)；以及本體層，包括在中心平面和第一晶片區(qū)之間的第二晶片區(qū)，該晶片的特征在于該晶片具有不均勻的晶格空位分布，本體層內(nèi)空位的濃度大于表面層內(nèi)空位的濃度，空位具有峰值密度處于或靠近中心平面并且濃度總體上從峰值密度的位置沿晶片正面的方向下降的濃度分布，該晶片還包括基本上沒有聚集的本征點(diǎn)缺陷的第一軸對稱區(qū)，該方法包括以下步驟生長單晶硅錠，其中，硅錠包括中心軸、籽晶錐、尾錐以及位于籽晶錐和尾錐之間的恒定直徑部分，該恒定直徑部分具有周邊、從中心軸延伸到周邊的半徑以及150mm、200mm或大于200mm的標(biāo)稱直徑；控制(i)生長速度v，(ii)晶體的恒定直徑部分在從固化溫度到不低于1325℃的溫度的溫度范圍內(nèi)生長的平均軸向溫度梯度G0，和(iii)晶體從固化溫度到1050℃以形成基本上沒有聚集的本征點(diǎn)缺陷的軸對稱區(qū)的冷卻速率，其中，該軸對稱區(qū)從硅錠的周邊向內(nèi)延伸，具有當(dāng)從周邊沿徑向向硅錠的中心軸測量時(shí)至少為硅錠半徑長度的30％的寬度，并具有當(dāng)沿中心軸測量時(shí)至少為硅錠的恒定直徑部分長度的20％的長度；從硅錠的恒定直徑部分切下單晶硅晶片；對晶片進(jìn)行熱處理，以在正表面層和本體層內(nèi)形成晶格空位；控制熱處理過的晶片的冷卻速率，以生成具有峰值密度處于或靠近中心平面并且濃度總體上沿晶片正面的方向下降的空位濃度分布的晶片，該晶片的正表面層和本體層內(nèi)的空位濃度的差使得，在超過750℃的溫度下進(jìn)行的熱處理能夠使晶片在正表面層中形成解吸區(qū)并且在本體層中形成氧原子團(tuán)簇或沉淀，在本體層中的氧原子團(tuán)簇或沉淀的濃度主要取決于空位的濃度。
17.一種單晶硅晶片，具有兩個(gè)總體上平行的主表面，一個(gè)主表面是晶片的正面，另一主表面是晶片的背面；在正面和背面之間的中心平面；總體上垂直于正面和背面的中心軸；連接正面和背面的周邊；從周邊延伸到中心軸的半徑；200mm或大于200mm的標(biāo)稱直徑；表面層，包括在正面和從正面向中心平面測量的至少為10微米的距離D1之間的第一晶片區(qū)；以及本體層，包括在中心平面和第一晶片區(qū)之間的第二晶片區(qū)，該晶片的特征在于該晶片具有小于5×1016原子/cm3的碳濃度；該晶片具有不均勻的晶格空位分布，本體層內(nèi)空位的濃度大于表面層內(nèi)空位的濃度；以及該晶片具有第一軸對稱區(qū)，該區(qū)中空位是占優(yōu)勢的本征點(diǎn)缺陷，并且該區(qū)基本上沒有聚集的本征點(diǎn)缺陷，其中，該第一軸對稱區(qū)包括中心軸或具有至少15mm的寬度。
18.一種單晶硅晶片，具有兩個(gè)總體上平行的主表面，一個(gè)主表面是晶片的正面，另一主表面是晶片的背面；在正面和背面之間的中心平面；總體上垂直于正面和背面的中心軸；連接正面和背面的周邊；從周邊延伸到中心軸的半徑；200mm或大于200mm的標(biāo)稱直徑；解吸區(qū)，包括從正面到向中心平面的方向測量的至少為10微米的距離D1處的晶片區(qū)并含有填隙氧；以及本體層，包括在中心平面和正表面層之間的晶片區(qū)并含有氧沉淀，該晶片的特征在于該晶片具有小于5×1016原子/cm3的碳濃度；解吸區(qū)中等于D1一半的距離處的填隙氧的濃度至少為解吸區(qū)中最大填隙氧濃度的75％；以及該晶片包括第一軸對稱區(qū)，該區(qū)中空位是占優(yōu)勢的本征點(diǎn)缺陷，并且該區(qū)基本上沒有聚集的本征點(diǎn)缺陷，其中，該第一軸對稱區(qū)包括中心軸或具有至少15mm的寬度。
19.根據(jù)權(quán)利要求17、18或34的晶片，其中，第一軸對稱區(qū)的寬度至少為所述半徑的25％。
20.根據(jù)權(quán)利要求17、18或34的晶片，其中，第一軸對稱區(qū)的寬度至少為所述半徑的50％。
21.根據(jù)權(quán)利要求17的晶片，其中，D1至少為20微米。
22.根據(jù)權(quán)利要求17的晶片，其中，D1至少為30微米。
23.根據(jù)權(quán)利要求17的晶片，其中，D1至少為50微米。
24.根據(jù)權(quán)利要求17或18的晶片，其中，D1在30微米和100微米之間。
25.根據(jù)權(quán)利要求17、18或34的晶片，其中，該晶片具有小于1×1016原子/cm3的碳濃度。
26.根據(jù)權(quán)利要求17、18或34的晶片，其中，正面被拋光。
27.根據(jù)權(quán)利要求17、18或34的晶片，其中，該晶片沒有能夠由于在不超過1300℃的溫度下對晶片進(jìn)行熱處理而溶解的氧沉淀成核中心。
28.根據(jù)權(quán)利要求18的晶片，其中，D1至少為20微米。
29.根據(jù)權(quán)利要求28的晶片，其中，解吸區(qū)中等于D1一半的距離處的填隙氧的濃度至少為解吸區(qū)中最大填隙氧濃度的85％。
30.根據(jù)權(quán)利要求28的晶片，其中，解吸區(qū)中等于D1一半的距離處的填隙氧的濃度至少為解吸區(qū)中最大填隙氧濃度的90％。
31.根據(jù)權(quán)利要求18的晶片，其中，D1至少為50微米。
32.根據(jù)權(quán)利要求31的晶片，其中，解吸區(qū)中等于D1一半的距離處的填隙氧的濃度至少為解吸區(qū)中最大填隙氧濃度的85％。
33.根據(jù)權(quán)利要求31的晶片，其中，解吸區(qū)中等于D1一半的距離處的填隙氧的濃度至少為解吸區(qū)中最大填隙氧濃度的90％。
34.一種單晶硅晶片，具有兩個(gè)總體上平行的主表面，一個(gè)主表面是晶片的正面，另一主表面是晶片的背面；在正面和背面之間的中心平面；總體上垂直于正面和背面的中心軸；連接正面和背面的周邊；從周邊延伸到中心軸的半徑；200mm或大于200mm的標(biāo)稱直徑；正表面層，由從正面的不大于15微米的距離D2內(nèi)的第一晶片區(qū)構(gòu)成；以及本體層，包括在中心平面和正表面層之間的晶片區(qū)，其中，本體層具有基本上均勻的氧濃度和這樣一種晶格空位濃度，即，在對晶片進(jìn)行主要由800℃退火晶片4小時(shí)和然后1000℃退火晶片16小時(shí)構(gòu)成的氧沉淀熱處理后，該晶片將在表面層中具有解吸區(qū)，并且該晶片具有這樣的氧沉淀，即，該氧沉淀具有本體層中沉淀的峰值密度處于或靠近中心平面并且本體層中的沉淀濃度總體上沿正表面層的方向下降的濃度分布；該晶片具有小于5×1016原子/cm3的碳濃度；并且其中，該晶片包括第一軸對稱區(qū)，該區(qū)中空位是占優(yōu)勢的本征點(diǎn)缺陷，并且該區(qū)基本上沒有聚集的本征點(diǎn)缺陷，其中，該第一軸對稱區(qū)包括中心軸或具有至少15mm的寬度。
35.根據(jù)權(quán)利要求34的晶片，其中，第一軸對稱區(qū)具有至少為晶片半徑長度的80％的寬度。
36.根據(jù)權(quán)利要求34的晶片，其中，第一軸對稱區(qū)具有等于晶片半徑長度的寬度。
37.根據(jù)權(quán)利要求34的晶片，其中，D2不大于10微米。
38.根據(jù)權(quán)利要求34的晶片，其中，D2不大于5微米。
39.根據(jù)權(quán)利要求34的晶片，其中，D2不大于3微米。
40.根據(jù)權(quán)利要求34的晶片，其特征還在于，進(jìn)行氧沉淀熱處理后，該晶片具有包括正表面層和部分本體層的解吸區(qū)，氧沉淀位于在解吸區(qū)外面的本體層部分，在解吸區(qū)內(nèi)基本上沒有氧沉淀。
41.根據(jù)權(quán)利要求40的晶片，其中，解吸區(qū)從正面延伸到至少20微米的距離處。
42.一種單晶硅晶片，具有兩個(gè)總體上平行的主表面，一個(gè)主表面是晶片的正面，另一主表面是晶片的背面；在正面和背面之間的中心平面；連接正面和背面的周邊；總體上垂直于正面和背面的中心軸；從中心軸延伸到周邊的半徑；正表面層，包括在正面和從正面向中心平面測量的至少為10微米的距離D1之間的晶片區(qū)；以及本體層，包括在正表面層和中心平面之間的晶片區(qū)，該晶片的特征在于該晶片具有軸對稱區(qū)，該區(qū)中空位是占優(yōu)勢的本征點(diǎn)缺陷，并且在103個(gè)缺陷/cm3的檢測極限下該區(qū)沒有可檢測到的聚集的本征點(diǎn)缺陷，其中，該軸對稱區(qū)包括中心軸或具有至少為15mm的寬度；以及該晶片具有不均勻的空位濃度，最大濃度位于中心平面和正表面層之間，空位濃度總體上從正面向最大濃度區(qū)上升并且總體上從最大濃度區(qū)向中心平面下降，正表面層和本體層內(nèi)的空位濃度的差使得，在超過750℃的溫度下進(jìn)行的熱處理能夠使晶片在正表面層中形成解吸區(qū)并且在本體層中形成氧原子團(tuán)簇或沉淀，在本體層中的氧原子團(tuán)簇或沉淀的濃度主要取決于空位的濃度。
43.一種單晶硅晶片，具有兩個(gè)總體上平行的主表面，一個(gè)主表面是晶片的正面，另一主表面是晶片的背面；在正面和背面之間的中心平面；連接正面和背面的周邊；總體上垂直于正面和背面的中心軸；從中心軸延伸到周邊的半徑；正表面層，包括在正面和從正面向中心平面測量的至少為10微米的距離D1之間的晶片區(qū)；背表面層，包括在背面和從背面向中心平面測量的至少為10微米的距離D2之間的第二晶片區(qū)；本體層，包括在正表面層和背表面層之間的第三晶片區(qū)，該晶片的特征在于該晶片包括第一軸對稱區(qū)，該區(qū)中空位是占優(yōu)勢的本征點(diǎn)缺陷，并且在1×103個(gè)缺陷/cm3的檢測極限下該區(qū)沒有可檢測到的聚集的本征點(diǎn)缺陷，其中，該第一軸對稱區(qū)包括中心軸或具有至少為15mm的寬度；以及該晶片具有不均勻的空位濃度分布，該分布具有兩大最大濃度區(qū)，其中，第一最大濃度區(qū)位于正表面層和中心平面之間，第二最大濃度區(qū)位于背表面層和中心平面之間，空位濃度總體上從正面向第一最大濃度區(qū)上升，總體上從第一最大濃度區(qū)向中心平面下降，總體上從中心平面向第二最大濃度區(qū)上升，并且總體上從第二最大濃度區(qū)向背面下降，正表面層、背表面層和本體層內(nèi)的空位濃度的差使得，在超過750℃的溫度下進(jìn)行的熱處理能夠使晶片在正表面層和背表面層中形成解吸區(qū)并且在本體層中形成氧原子團(tuán)簇或沉淀，在本體層中的氧原子團(tuán)簇或沉淀的濃度主要取決于空位的濃度。
44.根據(jù)權(quán)利要求42或43的晶片，其中，D1至少為20微米。
45.根據(jù)權(quán)利要求42或43的晶片，其中，D1至少為50微米。
46.根據(jù)權(quán)利要求42或43的晶片，其中，D1在30微米和100微米之間。
47.根據(jù)權(quán)利要求42或43的晶片，其中，軸對稱區(qū)的寬度至少為所述半徑的15％。
48.根據(jù)權(quán)利要求42或43的晶片，其中，軸對稱區(qū)的寬度至少為所述半徑的25％。
49.根據(jù)權(quán)利要求42或43的晶片，其中，軸對稱區(qū)的寬度至少為所述半徑的50％。
50.根據(jù)權(quán)利要求42或43的晶片，其中，軸對稱區(qū)包括中心軸。
51.根據(jù)權(quán)利要求42或43的晶片，其中，軸對稱區(qū)的寬度等于晶片半徑長度。
52.根據(jù)權(quán)利要求42或43的晶片，其中，該晶片具有小于5×1016原子/cm3的碳濃度。
53.根據(jù)權(quán)利要求42或43的晶片，其中，該晶片具有小于1×1016原子/cm3的碳濃度。
54.根據(jù)權(quán)利要求42或43的晶片，其中，該晶片具有小于5×1015原子/cm3的碳濃度。
55.根據(jù)權(quán)利要求42或43的晶片，其中，解吸區(qū)中等于D1一半的距離處的填隙氧的濃度至少為解吸區(qū)中最大填隙氧濃度的85％。
56.根據(jù)權(quán)利要求55的晶片，其中，D1至少為20微米。
57.根據(jù)權(quán)利要求55的晶片，其中，D1至少為50微米。
58.根據(jù)權(quán)利要求42或43的晶片，其中，解吸區(qū)中等于D1一半的距離處的填隙氧的濃度至少為解吸區(qū)中最大填隙氧濃度的90％。
59.根據(jù)權(quán)利要求58的晶片，其中，D1至少為20微米。
60.根據(jù)權(quán)利要求58的晶片，其中，D1在30微米和100微米之間。
61.根據(jù)權(quán)利要求42或43的晶片，其中，解吸區(qū)中等于D1一半的距離處的填隙氧的濃度至少為解吸區(qū)中最大填隙氧濃度的95％。
62.根據(jù)權(quán)利要求61的晶片，其中，D1至少為50微米。
63.根據(jù)權(quán)利要求61的晶片，其中，D1在30微米和100微米之間。
全文摘要
一種單晶硅晶片，在基本上任何電子器件制造工藝的熱處理周期中將形成理想的非均勻深度分布的氧沉淀。該晶片的特征在于，具有非均勻分布的晶格空位，本體層中空位的濃度大于表面層中空位的濃度，空位的濃度分布為空位的峰值密度處于或靠近中心平面，該濃度一般在晶片正面方向從峰值密度下降。在一個(gè)實(shí)施例中，晶片的特征還在于，具有第一軸對稱區(qū)，其中空位為主要本征點(diǎn)缺陷，且基本上沒有聚集的本征點(diǎn)缺陷，其中第一軸對稱區(qū)包括中心軸或其寬度至少為約15mm。在另一實(shí)施例中，晶片的特征還在于，具有基本上沒有聚集本征點(diǎn)缺陷的軸對稱區(qū)，該軸對稱區(qū)從晶片的周邊徑向向內(nèi)延伸，從周邊徑向向中心軸測量其寬度至少為晶片半徑長度的約40％。
文檔編號C30B15/00GK101070621SQ200710089120
公開日2007年11月14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, S·A·馬克格拉夫, S·A·麥克奎德, J·C·侯澤, P·穆提, B·K·約翰遜, M·科納拉, D·甘巴羅, M·歐默 申請人:Memc電子材料有限公司