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CN1256723A - 低缺陷密度、理想氧沉淀的硅 - Google Patents

低缺陷密度、理想氧沉淀的硅 Download PDF

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Abstract

一种单晶硅晶片,在基本上任何电子器件制造工艺的热处理周期中将形成理想的非均匀深度分布的氧沉淀。该晶片的特征在于,具有非均匀分布的晶格空位,本体层中空位的浓度大于表面层中空位的浓度,空位的浓度分布为空位的峰值密度处于或靠近中心平面,该浓度一般在晶片正面方向从峰值密度下降。在一个实施例中,晶片的特征还在于,具有第一轴对称区,其中空位为主要本征点缺陷,且基本上没有聚集的本征点缺陷,其中第一轴对称区包括中心轴或其宽度至少为约15mm。在另一实施例中,晶片的特征还在于,具有基本上没有聚集本征点缺陷的轴对称区,该轴对称区从晶片的周边径向向内延伸,从周边径向向中心轴测量其宽度至少为晶片半径长度的约40%。

Description

低缺陷密度、理想氧沉淀的硅
本发明一般涉及用于电子元件制造的半导体材料衬底的制备，特别是硅晶片。具体说，本发明涉及硅晶片及其制备工艺，在基本上任何任意电子器件制造工艺的热处理周期期间，其可以形成氧沉淀的理想不均匀深度分布，并可以另外含有基本上没有聚集本征点缺陷的轴对称区。
作为多数制造半导体电子元件工艺用的起始材料的单晶硅，一般利用所谓的直拉工艺(Czochralski工艺)制备，其中单晶籽晶浸入熔融的硅中，然后慢速提拉生长。由于熔融硅装在石英坩埚中，所以会被各种杂质污染，其中主要是氧。在硅熔融温度，氧进入晶格，直到其达到由熔体的温度下硅中氧的溶解度和氧在固化的硅中的分凝系数决定的浓度。这种浓度大于制造电子器件的工艺中典型温度下固体硅中氧的溶解度。因此，由于晶体从熔体生长，并冷却，氧在其中的溶解度快速下降，因而，在所得切片或晶片中，氧以过饱和浓度存在。
一般用于电子器件制造的热处理周期会引起在氧过饱和的硅晶片中发生氧沉淀。根据它们在晶片中的位置，这些沉淀或许是有害的，或许是有益的。位于晶片有源器件区的氧沉淀会影响器件的工作。然而，位于晶片本体中的氧沉淀能够俘获可与晶片接触的不希望的金属杂质。利用位于晶片本体中的氧沉淀俘获金属一般称为内部或本征吸杂(“IG”)。
从历史上看，电子器件制造工艺包括一系列步骤，这些步骤设计成制造具有靠近晶片表面没有氧沉淀的区段或区域(一般称为“解吸区”或“无沉淀区”)的硅，而该晶体其余部分，即晶片本体中含有足量IG用的氧沉淀。解吸区例如可以按高-低-高热顺序形成，例如(a)在惰性气氛中，高温(＞1100℃)下氧外扩散热处理至少约4小时，(b)在低温(600-750℃)下氧沉淀核形成，(c)在高温下(1000-1150℃)下氧(SiO2)沉淀生长。例如，请参见F.Shimura的半导体硅结晶技术，Academic Press，Inc.，San Diego California(1989)，第361-367页，这里引用作参考。
然而，最近例如DRAM制造技术等先进的电子器件制造工艺，已开始很少采用高温处理步骤。尽管这些工艺中的某些仍保留了一定量高温处理步骤来产生解吸区和产生足量的体沉淀密度，但材料的容限太紧，不能使之成为经济实用的产品。其它先进电子器件制造工艺根本不含有外扩散步骤。因此，由于与有源器件区中的氧沉淀有关的问题，这些电子器件制造者必须采用在其工艺条件下在晶片中任何地方不形成氧沉淀的硅晶片。所以丧失了所有IG潜能。
因此，本发明发明的目的之一是提供一种半导体晶硅晶片，在任何基本电子器件制造工艺的热处理周期期间，将形成理想的氧沉淀不均匀深度分布；本发明提供这样一种晶片，能够以优化方式和可再现方式形成足够深度的解吸区和形成晶片本体中足够密度的氧沉淀；本发明提供这种晶片，其中解吸区和氧沉淀在晶片本体中的形成，不取决于晶片这些区中的氧浓度差异；本发明提供这样一种工艺，其中解吸区的形成不取决于氧的外扩散；本发明提供这样一种晶片，其中所得解吸区的厚度基本上不取决于IC制造工艺顺序的细节；提供这样一种晶片，其中解吸区和在晶片本体中氧沉淀的形成不受热经历和直拉生长的单晶硅锭中氧浓度的影响，硅晶片将从所说单晶锭上切下；提供这样一种晶片，其另外含具有明显径向宽度的轴对称区，该区中基本上没有由于晶格内空位或硅自填隙原子聚集造成的缺陷。
因此，简言之，本发明旨在提供一种单晶硅晶片，该硅晶片具有：两个一般平行的主表面，一个主表面是晶片的正面，另一主表面是晶片的背面；正面和背面之间的中心平面；结合正面和背面的周边；表面层，包括正面和从正面算起向着中心平面至少约10微米距离D1之间的晶片区；本体层，包括中心平面和第一区之间的晶片第二区。具体说，晶片具有不均匀分布的晶格空位，本体层内空位的浓度大于表面层中空位的浓度，这些空位具有空位峰值密度处于或靠近中心平面的浓度分布，该浓度一般从峰值密度的位置起在晶片正面方向上降低。在一个实施例中，晶片另外具有第一轴对称区，该区中空位是主要的本征点缺陷，该区中基本上没有聚集的本征点缺陷，其中第一轴对称区包括中心轴或具有至少约15mm的宽度。在另一实施例中，晶片另外具有一个轴对称区，该区中基本上没有聚集的本征点缺陷，该轴对称区从晶片的周边径向向内延伸，具有从周边径向向中心轴算起至少约为晶片半径长度的40％的宽度。
本发明还旨在提供一种单晶硅晶片，包括：两个一般平行的主表面，一个主表面是晶片的正面，另一主表面是晶片的背面；正面和背面之间的中心平面；结合正面和背面的周边；正表面层，由正面的不大于约15微米的距离D2内的晶片区构成；本体层，包括中心平面和正表面层间的晶片区。具体说，本体层具有基本均匀的氧浓度和一种晶格空位浓度，从而，在对晶片进行主要由800℃退火晶片四小时和然后1000℃退火晶片16小时构成的氧沉淀热处理后，晶片的氧沉淀浓度分布为本体层中该沉淀的峰值密度处于或靠近中心平面，本体层中沉淀的浓度一般在正表面层方向下降。在一个实施例中，晶片另外具有第一轴对称区，该区中空位是主要的本征点缺陷，该区中基本上没有聚集的本征点缺陷，第一轴对称区包括中心轴或具有至少约15mm的宽度。在另一实施例中，晶片另外具有一个轴对称区，该区中基本上没有聚集的本征点缺陷，该轴对称区从晶片的周边径向向内延伸，具有从周边径向向中心轴算起至少约为晶片半径长度的40％的宽度。
本发明还旨在提供一种单晶硅晶片，该晶片具有：两个一般平行的主表面，一个主表面是晶片的正面，另一主表面是晶片的背面；正面和背面之间的中心平面；结合正面和背面的周边。该晶片的特征在于，其包括含有填隙氧的解吸区，该区包括从正面到从正面算向着中心平面至少约10微米距离D1之间的晶片区域。该晶片的特征还在于，解吸区中等于D1一半的距离处填隙氧的浓度为约解吸区中最大填隙氧浓度的至少约75％。该晶片的再一特征在于，在一个实施例中，晶片另外具有第一轴对称区，该区中空位是主要的本征点缺陷，该区中基本上没有聚集的本征点缺陷，第一轴对称区包括中心轴或具有至少约15mm的宽度。在另一实施例中，晶片另外具有轴对称区，该区中基本上没有聚集的本征点缺陷，轴对称区从晶片的周边径向向内延伸，具有从周边径向向中心轴算起至少约为晶片半径长度的40％的宽度。
本发明还旨在提供一种单晶硅晶片，包括：两个一般平行的主表面，一个主表面是晶片的正面，另一主表面是晶片的背面；正面和背面之间的中心平面；结合正面和背面的周边；正表面层，由从正面的不大于约15微米的距离D2内的晶片区构成；本体层，包括中心平面和正表面层间的晶片区。具体说，本体层具有基本均匀的氧浓度和一种晶格空位浓度，从而，在对晶片进行主要由800℃退火晶片四小时和然后1000℃退火晶片16小时构成的氧沉淀热处理后，晶片的氧沉淀浓度分布包括本体层中沉淀的峰值密度处于或靠近中心平面，本体层中沉淀的浓度一般在正表面层方向下降。
本发明还旨在提供一种热处理CZ单晶硅晶片的方法，该方法会影响随后热加工步骤中晶片中氧的沉淀行为。该晶片具有正面、背面、正面和背面间的中心平面、正面上的空位阱、包括正面和从正面算起向着中心平面距离D1之间的晶片区的正表面层、包括中心平面与从晶片正面算起所述距离D1处之间的晶片区的本体层、及基本上没有聚集本征点缺陷的轴对称区。该工艺中，对晶片进行热处理，形成遍及晶片的晶格空位。然后，通过控制热处理后晶片的冷却速率，降低热处理后晶片中空位的浓度，从而形成具有峰值密度处于或靠近中心平面的空位浓度分布的晶片，该浓度一般在晶片正面方向下降。正表面层中和本体层中空位浓度的差，使得在超过750℃的温度下晶片的热处理将导致在正表面层中形成解吸区，在本体区中形成氧的原子团或沉淀，其中氧原子团或沉淀的浓度主要取决于本体层中空位的浓度。
本发明的其它目的和特点一部分是显而易见的，而一部分将在下文介绍。
图1是本发明工艺的示意图。
图2是按实例1中处理的晶片(样品4-7)的截面照片。
图3是进行了实例1中介绍的一系列步骤的晶片(4-8)的截面照片。
图4是进行了实例1中介绍的一系列步骤的晶片(3-14)的截面照片。
图5是铂浓度(原子数/cm3)的对数(log)与从进行了实例1中介绍的一系列步骤的晶片表面算起的深度间关系的曲线图。
图6是进行了实例2中介绍的一系列步骤的晶片(样品3-4)的截面照片。
图7是进行了实例2中介绍的一系列步骤的晶片(样品3-5)的截面照片。
图8是进行了实例2中介绍的一系列步骤的晶片(样品3-6)的截面照片。
图9是进行了实例3中介绍的一系列步骤的晶片(样品1-8)的截面照片。
图10是体微缺陷(BMD)个数密度与如实例4所述在根据本发明的单晶硅晶片的快速热退火期间的气氛中氧的分压间关系对数曲线图。
图11是展示自填隙的起始浓度[I]和空位的起始浓度[V]如何随v/G0值增大而变化的实例的曲线，其中v是生长速率，G0是平均轴向温度梯度。
图12是展示对于自填隙的给定起始浓度[I]来说，形成聚集填隙缺陷所需要的自由能的变化ΔGI如何随温度降低而增大的实例的曲线图。
图13是展示自填隙的起始浓度[I]和空位的起始浓度[V]如何随因G0值的增大使v/G0值减小而沿晶锭或晶片半径变化的实例的曲线。注意，在V/I边界，发生从空位占优材料到自填隙占优材料的转变。
图14是单晶硅晶锭或晶片的俯视图，分别展示了空位V和自填隙I占优材料区及存在于它们之间的V/I边界。
图15是单晶硅晶锭的纵向剖面图，具体展示了晶锭恒定直径部分的轴对称区。
图16是一系列氧沉淀热处理后，晶锭轴向切面少子寿命的扫描产生的图像，具体展示了一般为圆柱形的空位占优材料区、一般为环形的自填隙占优材料轴对称区、存在于它们之间的V/I边界及聚集填隙缺陷区。
图17是提拉速率与晶体长度关系的曲线图，展示了提拉速率如何在晶体的一部分长度上线性降低的情况。
图18是如实例5所述的一系列氧沉淀热处理后，晶锭轴向切面的少子寿命的扫描产生的图像。
图19是如实例5所述分别标记为1-4的四个单晶硅锭中每一个的提拉速率与晶体长度间关系的曲线图，从而得出一条标记为V*(Z)的曲线。
图20是在实例6所述两种不同情况下，熔体/固体界面处平均轴向温度梯度G0与径向位置间关系的曲线图。
图21是实例6所述两种不情况下，空位[V]或自填隙[I]的起始浓度与径向位置的关系的曲线图。
图22是温度与径向位置的关系的曲线图，展示了实例7所述两种不同情况下晶锭中的轴向温度分布。
图23是图22所示两种冷却条件下得出的自填隙浓度的曲线图，实例7中作了更详细的介绍。
图24是如实例8所述进行了一系列氧沉淀热处理后，整个晶锭的轴向切面少子寿命的扫描产生的图像。
图25是如实例9所述V/I边界的位置与单晶硅锭长度关系的曲线图。
图26a是如实例10所述进行了一系列氧沉淀热处理后，从晶锭的肩部算起约100mm到约250mm的晶锭区段轴向切面少子寿命的扫描产生的图像。
图26b是如实例10所述进行了一系列氧沉淀热处理后，从晶锭的肩部算起约250mm到约400mm的晶锭区段轴向切面少子寿命的扫描产生的图像。
图27是如实例11所述晶锭的不同轴向位置处的轴向温度梯度G0的曲线图。
图28是如实例11所述晶锭的不同位置处的平均轴向温度梯度G0的径向变化的曲线图。
图29是展示如实例11所述轴向对称区的宽度与冷却速率间关系的曲线图。
图30是如实例11所述进行了铜修饰(copper decoration)和缺陷边界腐蚀后，从晶锭肩部算起约235mm到约350mm的晶锭区段的轴向切面少子寿命的扫描形成的照片。
图31是如实例11所述进行了铜修饰和缺陷边界腐蚀后，从晶锭肩部算起约305mm到约460mm的晶锭区段的轴向切面少子寿命的扫描形成的照片。
图32是如实例11所述进行了铜修饰和缺陷边界腐蚀后，从晶锭肩部算起约140mm到约275mm的晶锭区段的轴向切面少子寿命的扫描形成的照片。
图33是如实例11所述进行了铜修饰和缺陷边界腐蚀后，从晶锭肩部算起约600mm到约730mm的晶锭区段的轴向切面少子寿命的扫描形成的照片。
图34是展示可能发生在不同构形的热区中的平均轴向温度梯度G0(r)的径向变化的曲线图。
图35是展示四种不同热区构形中晶锭的轴向温度分布的曲线图。
根据本发明，公开了一种理想沉淀的晶片，基本上在任何电子器件制造工艺期间，该晶片将形成足够深的解吸区，和含有用于IG目的的足够密度的氧沉淀的晶片本体。有利的是，该理想沉淀的晶片可以利用半导体硅制造工业中常用的设备在数分钟内制备出。该工艺在硅中形成一决定或“印刷”氧在电子器件制造工艺中沉淀方式的“模板(template)”。
本发明的具有理想沉淀晶片的起始材料是从根据常规直拉晶体生长法生长的单晶锭上切下的单晶硅晶片。所说的这些方法及标准的硅切片、研磨、腐蚀和抛光技术例如见F.Shimura的“半导体硅晶体技术”，(Academic Press，1989，)及“硅化学腐蚀”(J.Grabmaier编，Springer-Verlag，New York，1982，这里引入作参考)。
直拉生长的硅一般氧浓度为约5×1017到约9×1017原子/cm3(ASTM标准F-121-83)。由于晶片的氧沉淀行为与理想沉淀晶片中氧浓度实际没有关系，所以起始晶片可以具有在可由直拉工艺得到的范围内或甚至之外的氧浓度。
根据单晶硅锭从硅熔点(约1410℃)冷却穿过约750℃至约350℃的冷却速率，氧沉淀成核中心可形成于晶片将从其上切下的单晶硅锭中。然而，起始材料中这些成核中心的存在与否对于本发明来说并不重要，这些中心能够被在不超过约1300℃的温度下的热处理溶解。例如在约800℃的温度下对硅退火约四小时的特定的热处理，可以使这些中心稳定，因而，它们在不超过约1150℃的温度下不会溶解。氧沉淀的探测极限一般为约5×106个沉淀/cm3。氧沉淀成核中心的存在(或密度)不能利用目前有效的技术直接测量到。然而，可以采用各种技术间接探测它们的存在。如上所述，硅中预先存在的氧沉淀成核中心可以被稳定化，通过对硅进行氧沉淀热处理，所述沉淀可以在这些点生长。所以，氧沉淀热处理后，例如，在800℃的温度下对晶片进行4小时的退火，然后在1000℃进行16小时的退火后，可以间接测量这些成核中心。
在单晶硅中存在作为杂质的替位碳时，替位碳具有催化氧沉淀成核中心形成的能力。因此，因为该理由和其它理由，优选单晶硅起始材料具有低碳浓度。即，单晶硅应具有小于约5×1016原子/cm3，较好是小于1×1016原子/cm3，更好是小于5×1015原子/cm3的碳浓度。
现参见图1，本发明具有理想沉淀的晶片的起始材料，即单晶硅晶片1具有正面3、背面5及位于正面和背面间的假想中间平面7。本文中，术语“正面”和“背面”用于区别晶片的两个大致平面主表面；这里所用的术语晶片正面不必是随后在其上制造电子器件的表面，这里所用的术语晶片背面也不一定是与其上将制造电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总厚度偏差(TTV)、翘曲和弯曲，所以正面上每个点和背面上每个点之间的中点不一定精确落在一个平面内，然而，实际上，TTV、翘曲和弯曲一般很轻，近似地看，可以说中点将落在大致正面和背面间等距的假想平面内。
根据本发明工艺的第一实施例，在第一步S1中，在含氧气氛中热处理晶片1，生长包封晶片1的表层氧化物层9。一般情况下，该氧化物层的厚度大于形成于硅上的自然氧化物层(厚约15埃)，较好是该氧化物层厚至少约20埃，在一些实施例中，厚至少约25埃，或甚至至少约30埃。然而，到目前为止所得的实践经验告诉我们，该氧化物层厚度大于30埃虽不影响所需要的效果但几乎没有或没有任何附加益处。
步骤S2中，对晶片进行热处理步骤，将晶片加热到高温，形成并由此增大晶片1中晶格空位13的个数密度。该热处理步骤较好是在快速热退火炉中进行，其中晶片被快速加热到目标温度，并在该温度下进行较短时间的退火。一般情况下，在大于1150℃，较好是至少1175℃，更好是至少约1200℃，最好是约1200℃和1275℃间的温度下处理晶片。
在本发明的第一实施例中，在渗氮气氛中即能够氮化暴露的硅表面的含氮气(N2)的气氛或含例如氨等含氮化合物气体中，进行快速热退火。所以该气氛可全部由氮或含氮化合物气体构成，或可以另外包括例如氩等非氮化气体。若不是立刻，在达到退火温度后，大致可以实现遍及晶片的空位浓度的提高。晶片一般保持该温度至少1秒，典型至少为几秒(例如至少3秒)，较好是几十秒(例如20、30、40、或50秒)，根据所需的晶片特性，可以高达约60秒(接近市售快速热退火炉的极限)。所得晶片具有较均匀的空位浓度(个数密度)分布。
根据到目前为止获得的实践经验，进行快速热退火步骤的气氛较好具有很小的氧、水汽和其它氧化性气体的分压；即，该气氛根本不存在氧化性气体，或这种气体的分压不足以注入足够量的会抑制形成空位浓度的硅自填隙原子。虽然氧化性气体浓度的下限没有精确确定，已表明，在氧分压为0.01大气压(atm.)或每百万原子10000份(ppma)时，观察不到空位浓度增大，没有效果。所以，该气氛较好是具有小于0.01大气压(10000ppma)的氧和其它氧化性气体分压，更好是气氛中这些气体的分压不大于约0.005大气压(5000ppma)，还更好是气氛中这些气体的分压不大于约0.002大气压(2000ppma)，最好是不大于约0.001大气压(1000ppma)。
除引起形成晶格空位外，快速热退火步骤还使存在于硅起始材料中的任何不稳定的氧沉淀成核中心溶解。这些成核中心例如可以在从其上切下晶片的单晶硅锭生长期间形成，或作为晶片或晶片从其上切下的晶锭的先前热经历中某其它事件的产物。所以起始材料中这些成核中心的存或与否并不重要，其条件是这些成核中心能够在快速热退火步骤中溶解。
快速热退火可以在任何市售的快速热退火(RTA)炉中进行，其中晶片分别被大功率灯组加热。RTA炉能够快速加热硅晶片，例如，它们可以在几秒内将晶片从室温加热到1200℃。一种这样的市售RTA炉是可以从AG Associates(Mountain View CA)购得的610型炉。
本征点缺陷(空位和硅自填隙)能够以与温度有关的扩散速率扩散穿过单晶硅。因此，本征点缺陷的浓度分布是本征点缺陷扩散率和随温度变化的复合率的函数。例如，在晶片于快速热退火步骤中退火的温度附近的温度下，本征点缺陷的迁移性较高，而在高至700℃的温度下在任何实际时间内，它们基本上是不可迁移的。到目前为目的实践经验告诉我们，空位的有效扩散率在低于约700℃的温度下相当慢，在或许高达800℃、900℃或甚至1000℃下也同样，可以认为空位在任何实际时间期间内是不可迁移的。
完成了步骤S2后，在步骤S3中，晶片快速冷却穿过晶格空位在单晶硅中迁移性较高的温度范围。当晶片温度降低穿过该温度范围时，空位扩散到氧化物层9中并湮灭，所以引起了空位浓度分布变化，变化的程度取决于晶片保持在该温度范围的时间长度。如果晶片无限期保持在该温度范围内，则空位浓度将在整个晶片本体11中基本上再变均匀，浓度达到平衡值，明显小于热处理步骤后晶格空位的浓度。然而，通过快速冷却晶片，可以实现晶格空位的不均匀分布，最大空位浓度位于或接近中心平面7，空位浓度在晶片正面3和背面5的方向降低，一般情况下，该温度范围内的平均冷却速率至少为约每秒5℃，较好至少为约每秒20℃。根据解吸区所需要的深度，平均冷却速率较好是至少约每秒50℃，更好是至少约每秒100℃，对于某些应用，目前优选约每秒100℃-约200℃的冷却速率。一旦晶片冷却到晶格空位在单晶硅中迁移性较高的温度范围之外的温度，此时冷却速率表现出不明显影响晶片的沉淀特性，所以不是很重要。通常冷却步骤可以在与进行加热步骤相同的气氛中进行。
在步骤S4中，对晶片进行氧沉淀热处理。例如，可以在800℃的温度退火晶片4小时，然后在1000℃的温度下退火晶片16小时。或者，优选作用电子器件制造工艺的第一步骤，晶片装入温度为约800℃的炉中。在装到这个温度下的炉中时，已在此之前快速热退火了的晶片具有在氧沉淀行为不同的分区。在高空位区(晶片本体)，在晶片进入炉中时，氧快速聚集。当达到装入温度时，聚集过程完成，达到团簇分布，这只取决于空位的初始浓度。在低空位区(接近晶片表面)，晶片具有类似于缺少预先存在的氧沉淀成核中心的普通晶片的性质，即，观察不到氧原子团簇。随着温度升高到800℃以上，或如果温度保持恒定，空位富集区中的团簇生长成沉淀，因而被消耗，而空位缺乏区什么都未发生。通过将晶片分成空位浓度不同的区，在晶片装入炉中那一刻，有效地形成一模板，通过该模板写入固定的氧沉淀花样。
如图1所示，在晶片中所得氧的沉淀深度分布的特征在于，没有氧沉淀的材料净化区(解吸区)15和15’分别从正面3和背面5延伸到深度t和t’。没有氧沉淀的区15和15’之间有一个具有基本上均匀密度氧沉淀的区17。
区17中的氧沉淀浓度主要与加热步骤相关，其次与冷却速率相关。一般情况下，氧沉淀的浓度随加热步骤的温度增加和退火时间增加而增大，一般可以得到约1×107到约5×1010个沉淀/cm3的沉淀密度。
没有氧沉淀材料(解吸区)15和15’分别从正面和背面算起的深度t和t’主要与穿过晶格空位在硅中的迁移性较大的温度范围的冷却速率有关。一般说来，深度t和t’随冷却速率的减小而增大，解吸区的深度可达到至少约10、20、30、40、50、70或甚至100微米。重要的是，解吸区的深度基本上与电子器件制造工艺的细节无关，此外，也不取决于一般情况下进行的氧的外扩散。
尽管本发明的该工艺中使用的快速热处理可以导致来自晶片的正面和背面的少量氧外扩散，但外扩散的量比形成解吸区的常规工艺中所观察到的少得多。所以，本发明理想沉淀晶片具有作为从硅表面算起的距离的函数的基本上均匀的填隙氧浓度。例如，在氧沉淀热处理前，从晶片中心到离硅表面约15微米之内的晶片区域，较好是从硅中心到离硅表面约10微米之内的晶片区域，更好是从硅中心到离硅表面约5微米之内的晶片区域，最好是从硅中心到离硅表面约3微米之内的晶片区域，晶片具有基本均匀浓度的填隙氧。本文中，基本均匀氧浓度是指氧浓度具有不大于约50％、较好是不大于约20％、最好是不大于约10％的偏差。
一般情况下，氧沉淀热处理不会产生从热处理过晶片的大量氧外扩散。所以，在从晶片表面算起大于几微米的距离处的解吸区中填隙氧的浓度不会因沉淀热处理而发生相当大的变化。例如，如果晶片解吸区由硅表面和从正面算起向着中心平面测得的距离D1(至少约10微米)间的晶片区构成，则解吸区内，从硅晶片表面算起的距离等于D1一半的位置处，氧浓度一般至少约为解吸区中任何地方填隙氧浓度的峰值浓度的75％。对于某些氧沉淀热处理，该位置处的填隙氧浓度甚至更大，即至少为解吸区中任何地方最大氧浓度的85％、90％或甚至95％。
本发明的第二实施例中，采用非氮化气氛代替用于第一实施例的热处理(快速热退火)和冷却步骤的氮化气氛。合适的非氮化气氛包括氩、氦、氙、二氧化碳和其它非氧化、非氮化单质和化合物气体、或这些气体的混合气。象氮化气氛一样，非氮化气氛也可以含较小分压的氧，即氧分压小于0.01大气压(10000ppma)，更好是不大于约0.005大气压(5000ppma)，还更好是不大于0.002大气压(2000ppma)，最好是不大于0.001大气压(1000ppma)。
本发明的第三实施例中，省略了步骤S1(热氧化步骤)，起始晶片至多具有一自然氧化层。然而，在氮气氛中退火这种晶片时，其效果不同于在氮中退火氧化物层厚度大于自然氧化层(“加强氧化物层”)的晶片时所观察到的效果。当在氮气氛中退火含加强氧化物层的晶片时，如果不是立刻，则大致在达到退火温度时，可以实现整个晶片中空位浓度基本均匀增大；另外，空位浓度不会作为给定退火温度下退火时间的函数而显著增加。然而，如果晶片至多仅具有自然氧化物层，并且如果在氮中退火晶片的正面和背面，则所得晶片将具有在晶片的截面上一般呈现U形的空位浓度(个数密数)分布；即，最大浓度将发生在从正和背面算起的几微米处或之内，较恒定和较小的浓度发生在整个晶片本体中，晶片本体中的最小浓度开始时大约等于获得具有加强氧化物层的晶片中得到的浓度。另外，退火时间的增加，将会导致至多仅具有自然氧化物层的晶片中空位浓度的增大。
经验还告诉我们，通过使气氛中含分子氧或另一种氧化性气体，可以避免至多仅具有自然氧化物层的晶片和具有加强氧化物层的晶片间行为上的这种差异。换言之，当在含小的氧分压的氮气氛中退火至多仅具有自然氧化物层的晶片时，该晶片的行为与具有加强氧化物层的晶片相同。虽然没有结合任何理论，但显然，厚度大于自然氧化物层的表面氧化物层作为防止硅氮化的屏障。所以，该氧化物层可以存在于起始晶片上，或通过在退火步骤中生长加强氧化物层而原位形成。
因此，根据本发明，快速热退火步骤的气氛优选含分压至少为约0.0001大气压(100ppma)、更好为约0.0002大气压(200ppma)的氧。然而，由于先前讨论过的理由，氧分压较好不大于0.01大气压(10000ppma)，更好是小于约0.005大气压(5000ppma)，再好是小于0.002大气压(2000ppma)，最好是不大于约0.001大气压(1000ppma)。
本发明的其它实施例中，晶片的正、背面可暴露于不同的气氛中，每种气氛含一种或多种氮化或非氮化气体。例如，晶片的背面可暴露于氮化气氛中，而正面暴露于非氮化气氛中。或者，多个晶片(例如2、3或更多晶片)可以面对面叠放同时退火，以此方式退火时，晶片彼此面对面接触的面在退火期间与气氛机械隔离。或者，根据快速热退火步骤期间所用的气氛和晶片中所需氧沉淀分布，氧化物层可仅形成在晶片需要解吸区的那一侧，例如晶片的正面3(见图1)。
本发明工艺的起始材料可以是抛光硅晶片，或者是已研磨和腐蚀但未抛光的硅晶片。此外，晶片可以具有作为主要本征点缺陷的空位或自填隙点缺陷。例如，晶片可以是从中心到边缘以空位占优，从中心到边缘以自填隙占优，或可以含由自填隙占优材料的轴对称环包围的空位占优材料的核心。
更具体说，参见图15，这种晶片可以由利用直拉法生长的单晶硅锭100得到，该锭包括中心轴120、籽晶锥140、尾锥160及籽晶锥和尾锥之间的恒定直径部分180。恒定直径部分具有环状边缘200和从中心轴120延伸到环状边缘200的半径40。此外，晶锭可以含自填隙占优材料构成的轴对称区60，该区中基本上没有聚集的本征点缺陷，它一般包围着空位占优材料构成的圆柱区80，该区的一部分或全部也可以是基本没有聚集的本征点缺陷；或者，自填隙占优的区60可以从中心延伸到边缘，或空位占优的区80可以从中心延伸到边缘。
一个实施例中，沿从V/I边界20到轴120延伸的半径40测量时，轴对称区90的宽度至少约为15mm，较好是至少约为晶锭恒定直径部分半径的7.5％，更好是至少约15％，再好是至少约25％，最好是至少约50％。一个具体优选实施例中，轴对称区90包括晶锭的轴120，即，轴对称区90和一般的圆柱区80重合。换言之，晶锭100包括由空位占优的材料构成的一般的圆柱区80，该区的至少一部分没有聚集的缺陷。此外，轴对称区90延伸超过晶锭的恒定直径部分的长度的至少约20％，较好是约40％，更好是约60％，最好是约80％。
在另一实施例中，由单晶硅锭100可以得到这种晶片，所说晶锭包括轴对称区60，从环状边缘200径向向内向中心轴测量时，该区的宽度为晶锭的恒定直径部分的半径的至少约30％，在某些实施例中至少约40％，至少约60％，或甚至至少约80％。此外，该轴对称区的长度260一般延伸超过晶锭恒定直径部分的长度的至少约20％，较好是至少约40％，更好至少约60％，再好至少约80％。
如果外延层将淀积于理想沉淀晶片上，本发明的工艺可以在外延淀积之前或之后进行。如果在其之前进行，则有利的是在本发明工艺后并在外延淀积之前使晶片中氧沉淀成核中心稳定。如果在其之后进行，则可以在外延淀积后，立即在外延反应器中进行本发明的工艺，其条件是可以实现本发明工艺所需要的冷却速率。
利用铂扩散分析，可以测量单晶硅中的晶格空位。一般情况下，铂淀积在样品上，并在水平表面中扩散，扩散时间和温度较好是选择为使Frank-Turnbull机制控制铂扩散，但应足以达到铂原子空位修饰的稳定态。对于空位浓度为本发明的典型值的晶片，可以用20分钟和730℃的扩散时间和温度，尽管更精确的监测表明可以达到更低的温度，例如约680℃。此外，为使硅化过程的可能影响最小，铂淀积法较好使表面浓度低于一个单层。例如Jacob等人在J Appl.Phys.第82卷第182页(1997)；Zimmermann和Ryssel在J.Electrochemical Society第139卷第256页(1992)中的“非平衡条件下铂在硅中的扩散模式”；Zimmermann，G0esele，Seilenthal和Eichiner在Journal of CrystalGrowth第129卷第582页(1993)的“Vacancy Concentration WaferMapping In Silicon”中；Zimmermann和Falster，Appl.Phys.Lett.第60卷第3250页(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页(1992)中介绍了铂扩散技术。
含轴对称区的单晶硅的制备
根据到目前为止的实验证据，显然，在晶锭从固化温度(即约1410℃)冷却到高于1300℃(即至少约1325℃，至少约1350℃或甚至至少约1375℃)时，就初始确定了本征点缺陷的类型和起始浓度。即，这些缺陷的类型和起始浓度受比例v/G0的控制，其中v是生长速度，G0是该温度范围内平均轴向温度梯度。
参见图11，增大v/G0值时，在v/G0的临界值附近发生从渐减地自填隙占优的生长到渐增的空位占优的生长的转变，根据目前可得到的信息，该临界值为约2.1×10-5cm2/sK，其中G0在上述限定的温度范围内轴向温度梯度恒定的条件下确定。在该临界值，这些本征点缺陷的浓度达到平衡。
随着v/G0值超过临界值，空位浓度增大。同样，随着v/G0值下降到临界值以下，自填隙的浓度增大。如果这些浓度达到系统中临界过饱和态，并且如果点缺陷的迁移率足够高，则容易发生反应或聚集。硅中聚集的本征点缺陷会严重影响制造复杂且高集成度电路中材料的成品率。
根据本发明，已发现，可以抑制硅基质中的空位反应形成聚集空位缺陷和硅基质中自填隙反应形成聚集填隙缺陷的反应。在不结合任何具体理论的情况下，据信，在本发明工艺中的晶锭生长和冷却期间，将空位和自填隙浓度控制到使系统的自由能的变化决不超过聚集反应自发发生而形成聚集空位或填隙缺陷的临界值。
一般情况下，由式(1)给出能够驱动单晶硅中由空位点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应的系统自由能的变化： Δ G V / I = kT ln ( [ V / I ] [ V / I ] eq ) - - - ( 1 )
其中ΔGV/I是用于形成聚集空位缺陷的反应或形成填隙缺陷的反应的合适自由能变化，k是波尔兹曼常数，T是单位为K的温度，[V/I]是单晶硅中空间和时间中一点处适合的空位或填隙的浓度，[V/I]eq是产生[V/I]的空间和时间中同一点及温度T时合适的空位或填隙的平衡浓度。
根据该式，对于给定空位浓度[V]，温度T降低一般导致[V]eq随温度急剧减小引起的ΔGV增大。类似，对于给定填隙浓度[I]，温度T降低一般导致[I]eq随温度急剧减小引起的ΔGI增大。
图12示意性展示了ΔGi的变化和同时不采用抑制硅自填隙浓度的方法从固化温度冷却的晶锭的硅自填隙浓度的变化。随着晶锭冷却，由于[I]过饱和的增大，根据式(1)ΔGI增大，接近形成聚集填隙缺陷的能量势垒。随着冷却的继续，该能量势垒最终被超过，在此点反应发生。该反应导致形成聚集填隙缺陷，由于过饱和系统驰豫即[I]的浓度减小，ΔGI随之减小。
类似地，在晶锭从固化温度冷却同时不采用任何抑制空位浓度的装置时，由于[V]的过饱和增大，根据式(1)ΔGV增大，达到形成聚集填隙缺陷的能量势垒。随着冷却的继续，该能量势垒最终被超过，在此点反应发生。该反应导致形成聚集空位缺陷，由于过饱和系统驰豫，ΔGI随之减小。
在晶锭从固化温度冷却时，通过保持空位系统和填隙系统的自由能值在低于聚集反应发生的值，可以分别避免空位和填隙占优材料区中的空位和填隙的聚集。换言之，系统可以控制为决不变到空位或填隙的临界过饱和。这可以通过建立低到足以决不发生临界过饱和的空位和填隙的起始浓度(由以后将限定的V/G0(r)控制)实现。然而，实际上，很难在整个晶体半径上实现这种浓度，因此，一般情况下，在晶体固化后即在建立由V/G0(r)确定的起始浓度后，通过抑制起始空位浓度和起始填隙浓度，便可以避免临界饱和。
令人吃惊的是，已发现，由于相对于空位的迁移率自填隙的迁移率较大，一般为约10-4cm2/秒，所以利用自填隙径向扩散到晶体表面上的阱或晶体中空位占优的区域，可以有效地抑制较大距离上即约5cm到约10cm或更大距离上的填隙和空位。可以采用径向扩散有效地抑制自填隙和空位的浓度，条件是可以给本征点缺陷的起始浓度的径向扩散提供充足的时间。一般说来，扩散时间将取决于自填隙和空位浓度的径向偏差，较小的径向偏差需要较短的扩散时间。
平均轴向温度梯度G0一般随根据直拉法生长的单晶硅半径的增大而增大。这意味着，晶锭半径上的v/G0值一般不是唯一的。该偏差的结果是，本征点缺陷的类型和起始浓度不是一定的，如果如图13和14所示，沿晶锭的半径40在某些点达到v/G0的临界值，作为V/I边界20，则材料将从空位占优变为自填隙占优。另外，晶锭将含由自填隙占优材料构成的轴向对称区60(其中硅自填隙原子的起始浓度随半径的增大而增大)，该区包括由空位占优的材料构成的一般为圆柱形的区80(其中空位的起始浓度随半径的增大而减小)。
在含V/I边界的晶锭从固化温度冷却时，填隙原子和空位的径向扩散引起了V/I边界径向向内偏移，这是由于自填隙与空位的复合造成的。此外，在晶体冷却时，发生自填隙到晶体表面的径向扩散。晶体冷却时，晶体表面能够保持接近平衡态的点缺陷浓度。点缺陷的径向扩散将趋于减小V/I边界外的自填隙浓度和V/I边界内的空位浓度。因此，如果允许扩散足够时间，则各处的空位和填隙的浓度可能会使ΔGV和ΔGI小于空位聚集反应和填隙聚集反应发生的临界值。
再参见图15，如上所述，包括生长速度v、平均轴向温度梯度G0和冷却速率等的晶体生长条件较好控制为能够形成单晶硅锭100。这些条件较好是控制为形成由填隙占优材料构成的轴对称区60和由空位占优材料构成的一般为圆柱形的区80，可以含有或不含有没有聚集本征点缺陷材料构成的轴对称区90。存在该区时，如先前所述，轴对称区90的宽度可以改变，同样，存在时，如先前所述，轴对称区60的宽度也可以改变。
轴对称区60和90的宽度沿中心轴120的长度可以有一定变化。对于给定长度的轴对称区，通过测量从晶锭100的周边200径向向离中心轴120最远的点的距离，可以确定对称区60的宽度220。换言之，测量这种宽度，可以确定给定长度的轴向对称区60的最小距离。类似地，通过测量从V/I边界20径向向离中心轴120最远的点的距离，可以确定轴对称区90的宽度。换言之，测量这种宽度，可以确定给定长度的轴向对称区90的最小距离。
生长速度V和平均轴向温度梯度G0(如上所述)一般控制成使比值v/G0的值在约0.5-约2.5倍于v/G0的临界值(即，根据目前关于v/G0的临界值的有效信息，为约1×10-5cm2/sK-约5×10-5m2/sK)。比值v/G0的值较好在约0.6-1.5倍于v/G0的临界值范围(即，根据目前关于v/G0的临界值的有效信息，为约1.3×10-5cm2/sK-约3×10-5cm2/sK)。比例v/G0的值最好在约0.75-1.25倍于v/G0的临界值范围(即，根据目前关于v/G0的临界值的有效信息，为约1.6×10-5cm2/sK-约2.1×10-5cm2/sK)。一个优选实施例中，轴向对称区80内的v/G0值落在v/G0的临界值和1.1倍于v/G0临界值之间的范围内。在另一个特定的优选实施例中，轴对称区60的v/G0值落在0.75倍的v/G0临界值和v/G0临界值之间的范围内。
为了使轴对称区60或90的宽度最大，晶锭较好在以下时间内从固化温度冷却到超过约1050℃的温度，(i)对于150mm标称直径的硅晶体来说，至少约5小时，较好至少约10小时，更好至少约15小时，(ii)对于200mm标称直径的硅晶体来说，至少约5小时，较好至少约10小时，更好至少约20小时，再好至少约25小时，最好至少约30小时，(iii)对于标称直径大于200mm的硅晶体来说，至少约20小时，较好至少约40小时，更好至少约60小时，最好至少约75小时。通过利用目前本领域已知的减小热传递的任何手段，可以实现冷却速率的控制，包括利用绝缘体、加热器、辐射屏蔽、和磁场。
通过设计拉晶设备的“热区”即构成加热器、绝缘体、热和辐射屏蔽等的石墨(或其它材料)，可以实现平均轴向温度梯度G0的控制。尽管这种设计具体根据拉晶设备的制造和型号而不同，但一般可利用本领域目前已知的任何控制熔/固界面处的热传递的装置控制G0，包括反射器、辐射屏蔽、洁净炉管、光导管和加热器等。一般说来，通过将这些装置定位于熔/固界面之上约一个晶体直径范围内，可以使G0径向偏差最小。另外，可以通过调节该装置相对于熔体和晶体的位置来控制G0。这既可以通过调节该装置在热区中的位置，也可以通过调节熔体表面在热区中的位置来实现。此外，在采用加热器时，还可以通过调节加到加热器上的功率来控制G0。在工艺期间熔体体积耗尽的批量直拉工艺期间，可以采用任何或全部这些方法。
本发明的某些实施例一般优选作为晶锭直径的函数的平均轴向温度梯度G0相对恒定。然而，应注意，由于热区设计的改进允许G0的偏差最小，与保持恒定生长速率有关的机械因素越来越变为重要因素。这是由于生长工艺变得对提拉速率的任何偏差更敏感，反过来又直接影响生长速率V。关于工艺控制，这意味着，有利的是在晶锭半径上具有不同G0值。然而，G0值的明显差异会导致大浓度的自填隙向着晶片边缘增大，因而，增加了避免形成聚集本征点缺陷的困难。
综上所述，G0的控制涉及使G0的径向偏差最小和保持有利的工艺控制条件间的平衡。因此，一般说，约一个直径的晶体长度后的提拉速率将在从约0.2mm/分钟到约0.8mm/分钟的范围内。提拉速率较好是从约0.25mm/分钟到约0.6mm/分钟，更好是从约0.3mm/分钟到约0.5mm/分钟。应注意，提拉速度取决于晶体直径和拉晶设备的设计。所述范围一般是对200mm直径的晶体而言。一般情况下，提拉速率随晶体直径的增加而降低。然而，拉晶设备可以设计成允许提拉速度大于这里所述的值。所以，拉晶设备最好设计成能够使提拉速率尽可能快，同时仍能形成根据本发明的轴向对称区。
为工业实用的目的，在晶锭从固化温度(约1410℃)冷却到硅自填隙变得不能移动时的温度时，通过控制冷却速度，控制自填隙扩散的量。硅自填隙在接近硅固化温度即约1410℃的温度表现为迁移率很高。然而，该迁移率随单晶硅锭温度的降低而下降。自填隙扩散速率一般很慢因而在低于约700℃的温度和或许高达800℃、900℃、1000℃或甚至1050℃的温度的工业实际时间内，它们基本是不可迁移。
在这一点上应注意，尽管自填隙聚集反应发生的温度理论上可以在很宽的温度范围内改变，但实际情况是对于常规直拉法生长的硅来说这个范围很窄。这是由于一般在直拉法生长的硅中得到的起始自填隙浓度范围很窄的缘故。因此，若终究会反应，自填隙聚集反应一般发生约1100℃到约800℃的温度下，典型发生在约1050℃的温度下。
在自填隙表现为可迁移的温度范围内，并根据热区内的温度，冷却速率一般为约0.1℃/分钟-3℃/分钟。冷却速率较好为约0.1℃/分钟-1.5℃/分钟，更好为约0.1℃/分钟-1℃/分钟，最好为约0.1℃/分钟-0.5℃/分钟。
通过在自填隙表现为可迁移的温度范围内控制晶锭冷却速率，可以给予自填隙更多的时间扩散到位于晶片表面上的阱或到空位占优的区域，在那里它们会湮灭。因此，可以抑制这种自填隙的浓度，防止发生聚集。通过控制冷却速率利用填隙扩散性，可以放松可能为得到无聚集缺陷的轴对称区而需要的对v/G0的很高要求。换言之，该事实是可以控制冷却速率从而给填隙更多扩散时间，可以接受相对于临界值的大范围v/G0值，以获得没有聚集缺陷的轴对称区。
为实现晶锭恒定直径部分的较大长度上的这种冷却速率，还必须考虑晶锭尾锥的生长工艺及尾锥生长完成后晶锭的处理工艺。一般情况下，晶锭恒定直径部分生长完成后，提拉速率增大，以便开始形成尾锥所必需的逐渐变细过程。然而，这种提拉速率的增大会导致恒定直径部分下段在如上所述填隙迁移性足够高的温度内的冷却速率更快。结果，这些填隙没有充足的时间扩散到阱湮灭，即，该下段的所述浓度不能抑制到足够的程度，可能会发生填隙聚集缺陷。
因此，为了防止晶锭下段形成这种缺陷，晶锭的恒定直径部分较好是在直拉法期间具有均匀热经历。可以通过不仅在恒定直径部分生长期间，而且在在晶体的尾锥生长期间，并且可能在尾锥生长后，以较恒定速率从硅熔体中提拉晶锭，由此实现均匀热经历。较恒定的速率例如可以通过以下方式实现，(i)降低尾锥生长期间坩埚和晶体相对于晶体的恒定直径部分生长期间坩埚和晶体的旋转速率，和/或(ii)在尾锥生长期间相对于尾锥生长通常所加功率，增大用于加热熔体的加热器的功率。这些附加的工艺变量的调节既可以单独使用也或以组合使用。
在尾锥生长开始时，建立尾锥提拉速率，使保持在高于约1050℃的晶锭恒定直径部分的任何区段，经历与含有无聚集本征点缺陷的轴对称区且已冷却到低于约1050℃的恒定直径部分的其它区段相同的热经历。
如上所述，可以实现聚集填隙缺陷的抑制的空位占优区存在最小半径。最小半径的值取决于v/G0(r)和冷却速率。因为拉晶设备和热区的设计会改变，v/G0(r)的上述范围，提拉速率和冷却速率也将改变。同时，这些条件沿生长晶体的长度改变。如上所述，没有聚集填隙点缺陷的填隙占优区的宽度较好是最大化。所以希望在给定的拉晶设备中，保持该区的宽度尽可能接近但不超过晶体半径和空位占优区沿生长晶体的长度的最小半径之间的差。
可以根据经验确定轴对称区60和90的最佳宽度及对于给定拉晶设备所需要的最佳拉晶速率分布。一般说，这种经验法包括首先得到具体拉晶设备中生长的晶锭的轴向温度分布的已获取有效数据，及同一拉晶设备中晶锭生长时平均轴向温度梯度的径向偏差。概括说，用这种数据拉制一或多个单晶硅锭，然后分析聚集填隙缺陷的存在与否。以此方式，可以确定最佳提拉速率分布。
图16是利用一系列氧沉淀热处理后200mm直径晶锭轴向切割面少子寿命的扫描得到的图象，显示了缺陷分布图。该图展示了一个实例，其中对于给定拉晶设备热区设计，采用接近最佳提拉速率分布。该实例中，发生从超过填隙占优区的最大宽度的v/G0(r)(导致产生聚集填隙缺陷区280)到轴对称区具有最大宽度的最佳v/G0(r)的转变。
除由于在晶锭的径向上G0增大造成的v/G0径向偏差外，v/G0也由于V的变化或由于直拉工艺造成的G0自然偏差而轴向变化。对于标准直拉工艺，由于整个生长周期中调节提拉速率，V改变，从而保持恒定直径的晶锭。提拉速率的这种调节或变化又造成了晶锭恒定直径部分长度上v/G0的变化。因此，根据本发明的工艺，控制提拉速率以使晶锭的轴对称区的宽度最大。然而，结果是会发生晶锭径向上的偏差。因此，为了确保所得晶锭具有恒定直径，晶锭较好生长到大于所要求的直径。然后对这种晶锭进行所属领域的标准加工，从表面上去掉额外的材料，从而确保得到具有恒定直径部分的晶锭。
一般说，在轴向温度梯度G0(r)的径向偏差最小时，较容易使空位占优材料中没有聚集缺陷。参见图35，该图展示了四个单独热区构型的轴向温度分布。图34显示了轴向温度梯度从晶体中心到晶体半径一半处的偏差，这种偏差是通过平均从固化温度到X轴上所示的温度的梯度确定的。在具有较大G0(r)径向偏差的型式1和型式4表示的热区中拉制晶体时，不可能在任何轴向长度上得到从中心到边缘具有无聚集缺陷的空位占优材料的晶体。然而在具有较小G0(r)径向偏差的型式2和型式3表示的热区中拉制晶体时，在晶体的某种轴向长度上，能够得到从中心到边缘具有无聚集缺陷的空位占优材料的晶体。
本发明工艺的一个实施例中，控制晶锭100的轴对称自填隙占优区60中硅自填隙原子的起始浓度。再参见图10，一般说，通过控制晶体生长速度V和平均轴向温度梯度G0，使v/G0的值较接近出现V/I边界的v/G0临界值，可以控制硅自填隙原子的起始浓度。此外。可以建立平均轴向温度梯度G0，从而也可以将作为G0偏差(于是V/G0)的G0偏差即G0(r)(于是v/G0(r))控制为晶锭半径的函数。
本发明另一实施例中，v/G0控制为沿在至少晶锭长度的一部分的半径上不存在V/I边界。在该长度中，硅从中心到周边以空位占优，理论上通过控制v/G0，避免了从晶锭的周边向内径向延伸的轴对称区中存在聚集空位缺陷。即，控制生长条件，使v/G0具有落在v/G0临界值和1.1倍v/G0临界值之间的值。
聚集缺陷的肉眼检测
聚集缺陷可利用许多不同技术检测。例如，一般通过首先在Secco腐蚀液中腐蚀单晶硅样品约30分钟，然后用显微镜检测样品(例如见H.Yamagishi等人的Semicond.Sci Technol.7，A135(1992))，来检测流图缺陷(flow pattern defects)、或D缺陷。尽管这是聚集空位缺陷的检测标准，但该工艺也可以用于检测聚集填隙缺陷。在采用该技术时，这种缺陷存在时在样品表面上表现为大蚀坑。
聚集缺陷还可利用激光散射技术检测，例如激光散射层析X射线照相术，与其它腐蚀技术相比，这种技术一般具有较低缺陷密度检测极限。
此外，通过用能够加热后扩散到单晶硅基质中的金属修饰(decorating)这些缺陷，也可以用肉眼检测聚集本征点缺陷。具体说，通过首先用含能够修饰这些缺陷的金属的组合物例如硝酸铜浓溶液涂敷样品表面，肉眼检测例如晶片、棒和板等单晶硅样品中这种缺陷的存在与否。然后，将被涂样品加热到约900℃到约1000℃间的温度约5分钟到约15分钟，从而使金属扩散到样品中。然后，将热处理过的样品冷却到室温，使金属变为临界过饱和，沉淀在存在缺陷的样品基质内的位置。
冷却后，首先通过用光亮腐蚀液(bright etch solution)处理样品约8分钟到约12分钟，对样品进行非缺陷轮廓腐蚀，以去掉表面残余物和沉淀物。典型的光亮腐蚀液包括约55％的硝酸(重量计为70％的溶液)、约20％的氢氟酸(重量计49％的溶液)和约25％盐酸(浓溶液)。
然后用去离子水漂洗样品，进行第二腐蚀步骤，将样品浸于或用Secco或Wrigth腐蚀液处理约35到约55分钟。一般样品用包括约1：2的0.15M重铬酸钾和氢氟酸(重量计49％的溶液)的Secco腐蚀液腐蚀。这种腐蚀步骤的作用是显现或界定可能存在的聚集缺陷。
一般说，上述的铜修饰技术将没有聚集缺陷的填隙和空位占优区材料区彼此区分开，并可将它们与含聚集缺陷的材料区分开。没有缺陷的填隙占优材料区不含有被腐蚀显出的修饰特征，而没有缺陷的空位占优材料区(在如上所述的高温氧核心溶解处理之前)由于氧核心的铜修饰而含有小腐蚀坑。
定义
下面给出这里所用的以下短语或术语的含义：“聚集本征点缺陷”是指以下两种反应引起的缺陷，(i)空位聚集，形成D缺陷、流图缺陷、栅氧化物整体缺陷、晶体原生颗粒缺陷、晶体原生光点缺陷及其它与空位有关的缺陷，或(ii)自填隙聚集，形成位错环和位错网络，及其它与这种自填隙有关的缺陷；“聚集填隙缺陷”是指由硅自填隙原子聚集反应形成的聚集本征点缺陷；“聚集空位缺陷”是指晶格空位聚集反应引起的聚集空位点缺陷；“半径”是指从晶片或晶锭的中心轴到周边的距离；“基本没有聚集本征点缺陷”是指聚集缺陷的浓度低于这些缺陷的检测极限，一般为约103个缺陷/cm3；“V/I边界”是指沿晶锭或晶片的半径材料从空位占优变到以自填隙占优的位置；“空位占优”和“自填隙占优”是指本征点缺陷分别主要是空位或自填隙的材料。
实例
实例1至4示出了本发明的理想氧沉淀工艺。实例5-11示出了含有空位占优材料构成的、自填隙占优材料构成的、或这两种材料构成的如上所述没有聚集本征点缺陷的轴对称区的单晶硅的制备。因此，所有实例并非限制意义的介绍。
理想氧沉淀工艺
实例1
利用直拉法拉制硅单晶，并切片和抛光，形成硅晶片。然后，对这些晶片进行在表I所述的条件下的表面氧化步骤(S1)、氮或氩中的快速热退火步骤(S2)、快速冷却(S3)、及氧稳定化和生长步骤(S4)。表1中还示出了，步骤S1-S4前晶片的起始氧浓度(Oi)，步骤S4后晶片本体中氧沉淀密度(OPD)、及步骤S4后解吸区的深度(DZ)。
表I
样品 4-7 4-8 3-14
S1 N2+～1％O2中1000℃15分钟 N2+～1％O2中1000℃15分钟 无
S2 N2中1250℃ 35秒 Ar中1250℃ 35秒 N2中1250℃ 35秒
S3 100℃/秒 100℃/秒 100℃/秒
S4 N2中800℃ 4小时+1000℃ 16小时 N2中800℃ 4小时+1000℃ 16小时 N2中800℃ 4小时+1000℃ 16小时
Oi(原子/cm3) 7×1017 6.67×1017 7.2×1017
OPD(原子/cm3) 1×1010 4.4×109 1.69×1010
DZ(深度，微米) 70 95 0
图2、3和4示出了所得晶片的截面(这些图是放大200倍的放大照片)；样器4-7示于图2中，样品4-8示于图3中，样品3-14示于图4中。
此外，样品4-7中晶格空位的浓度利用铂扩散技术显示分布图象。铂浓度与从晶片表面算起(对应于晶片正面深度为0微米)的深度的曲线示出图5中。
实例2
为验证本发明的工艺基本上与直拉法生长的硅晶片的氧浓度相对无关，对具有不同氧浓度的三个晶片进行与实例1所述相同的一系列步骤。表II中示出了这些步骤的每一个的条件，步骤S1-S4前晶片的起始氧浓度(Oi)、步骤S4后晶片本体中氧沉淀密度(OPD)、及步骤S4后从晶片表面测量的解吸区的深度(DZ)。图6、7和8示出了所得晶片的截面(这些图是200倍放大的放大照片)；样品3-4示于图6；样品3-5示出图7，样品3-6示于图8。
表II
样品 3-4 3-5 3-6
S1 N2+～1％02中1000℃15分钟 N2+～1％O2中1000℃15分钟 N2+～1％O2中1000℃15分钟
S2 N2中1250℃ 35秒 N2中1250℃ 35秒 N2中1250℃35秒
S3 125℃/秒 125℃/秒 125℃/秒
S4 N2中800℃ 4小时+1000℃16小时 N2中800℃ 4小时+1000℃ 16小时 N2中800℃4小时+1000℃16小时
Oi(原子/cm3) 6×1017 7×1017 8×1017
OPD(原子/cm3) 4×1010 1×1010 6×1010
DZ(深度，微米) ～40 ～40 ～40
实例3
为验证本发明的工艺与氧沉淀稳定化和生长步骤(S4)所用的条件相对无关，除用具有专利权的工业16MbDRAM工艺作为氧沉淀稳定化和生长步骤(S4)外，对具有相同起氧浓度的晶片(样品1-8)进行与实例2中样品3-4相同的一系列步骤。图9示出了所得晶片的截面(该图是200放大的放大照片)。步骤S4后，样品1-8和3-4具有可比的本体氧沉淀密度(样品1-8的7×1010/cm3而样品3-4的4×1010/cm3)和可比的解吸区深度(约40微米)。
实例4
该实例展示了可以观察到的本体微缺陷(BMD)密度即氧沉淀密度、及由于热处理期间气氛中氧浓度增大形成的解吸区的深度(DZ)的趋势。在变化的工艺条件下，对三组不同晶片进行快速热退火。A组晶片在氮气氛中1200℃退火30秒；B组晶片在相同条件下退火20秒；C组晶片在氩气氛中1200℃退火30秒。该实例中，这三组晶片都不进行预氧化步骤。
如下表III所示，对给定组中的每个晶片增大氧分压。退火完成后，利用所属领域的标准方法确定每个晶片的BMD密度和DZ深度。结果示于以下的表III中。
表III
    晶片组     氧分压 BMD密度(个缺陷/cm3) DZ深度(微米)
    A     250ppma        6.14×109     70
    A     500ppma        6.24×109     80
    A     1000ppma        2.97×109     80
    A     2000ppma        7.02×108     100
    A     5000ppma        2.99×107     ND
    A     1×106ppma        6.03×106     ND
    B     500ppma        2.59×109     80
    B     1000ppma        1.72×109     100
    B     2000ppma        9.15×108     100
    B     5000ppma        2.65×107     ND
    B     1×106ppma        2.17×106     ND
    C     250ppma        2.65×109     90
    C     500ppma        4.03×109     70
    C     1000ppma        1.72×109     140
    C     5000ppma        1.69×108     120
ND＝未确定
上述数据表明，在气氛中的氧分压增大时，体微缺陷的个数密度降低。此外，在氧分压达到10000ppma时，体微缺陷的个数密度无法与已进行了氧沉淀热处理而没根据本发明进行在先的快速热退火的晶片中观察到的的体微缺陷的个数密度区分开。
含轴对称区的单晶硅
实例5
具有预先存在的热区设计的拉晶设备的最佳程序
在提拉速率在晶体长度上从约0.75mm/分钟线性降低到约0.3mm/分钟的条件下，生长第一200mm单晶硅锭。图17展示了作为晶体长度的函数的提拉速率。考虑在拉晶设备中生长的200mm晶锭的预设的轴向温度分布和预设的平均轴向温度梯度G0即在熔体/固体界面处轴向温度梯度的径向偏差，这些提拉速率选择为确保晶锭在晶锭一端从中心到边缘是空位占优的材料和在晶锭的另一端从中心到边缘是填隙占优材料。对长成的晶锭纵向切片，并分析确定何处开始形成聚集填隙缺陷。
图18是在一系列氧沉淀热处理后，从晶锭的肩部算起在约635mm到约760mm的区段上晶锭轴向切面的少子寿命的扫描产生的图像，显示出缺陷分布图。在约680mm的晶体位置处，可以看到聚集填隙缺陷带280。这个位置对应于临界提拉速率V*(680mm)＝0.33mm/分钟。在该点，轴向对称区60(填隙占优但没的聚集填隙缺陷的材料区)的宽度为最大值，空位占优区80的宽度，Rv*(680)的宽度为约35mm，轴向对称区的宽度RI *(680)为约65mm。
然后，以稍大于和稍小于得到第一200mm晶锭轴向对称区最大宽度的提拉速率的稳定提拉速率，生长一组四个单晶硅锭。图19展示了分别标记为1-4的作为四个晶锭中每个的晶体长度函数的提拉速率。然后，分析这四个晶锭，确定聚集填隙缺陷首先出现或消失的轴向位置(和对应的提拉速率)。这四个经验确定的点(标记有“*”)示于图19中。在这些点间内插和外延在图19中得到一曲线，标记为V*(Z)。这条曲线表示第一次近似拉晶设备中200mm晶体的提拉速率作为轴对称区为其最大宽度的长度的函数曲线。
在其它提拉速率下生长附加晶体和对这些晶体的进一步骤分析将使该V*(Z)的经验定义更精确。
实施例6
减小G0(R)的径向偏差
图20和21展示了可以通过减小熔体/固体界面处轴向温度梯度G0(r)的径向偏差实现的质量提高。计算不同G0(r)：(1)G0(r)＝2.65+5×10-4r2(K/mm)，(2)G0(r)＝2.65+5×10-5r2(K/mm)的两种情况下，空位和填隙的起始浓度(离熔体/固体界面约1cm)。每种情况下，提拉速率调节为使空位富集硅和填隙富集硅间的边界在半径为3cm处。情况1和2所用的提拉速率分别为0.4和0.35mm/分钟。从图21可以看出，晶体填隙富集部分中起始填隙浓度随起始轴向温度梯度径向偏差的减小迅速减小。由于容易避免因填隙过饱和而形成填隙缺陷簇，所以这使得材料质量得以提高。
实例7
增加填隙外扩散时间
图22和23表示可以通过增加填隙外扩散时间实现质量提高。计算晶体中不同轴向温度分布dT/dZ的两种情况下的填隙浓度。在熔体/固体界面处，轴向温度梯度在该两种情况下是相同的，所以该两种情况下填隙的起始浓度(离熔体/固体界面约1cm)是相同的。该实例中，提拉速率调节到使整个晶体富集填隙。提拉速率在两种情况下相同为0.32mm/分钟。情况2时填隙外扩散的时间较长，使填隙浓度整体降低。由于容易避免因填隙过饱和而形成填隙缺陷簇，所以这使得材料质量得以提高。
实例8
用不同提拉速率生长长为700mm且直径为150mm的晶体。提拉速率从肩部的约1.2mm/分钟几乎线性地变到离肩部430mm处的约0.4mm/分钟，然后几乎线性变回到离肩部700mm处的0.65mm/分钟。在这些条件下，在该具体拉晶设备中，在从晶体的肩部算起约320mm到约525mm的晶体长度上，整个半径尺度上在填隙富集条件下生长。参见图24，在约525mm的轴向位置处，提拉速率为约0.47mm/分钟，晶体整个直径上没有聚集本征点缺陷团簇。换言之，存在一小晶体区段，其中轴向对称区即基本上没有聚集缺陷的区的宽度等于晶锭的半径。
实例9
如实例5中所述，在不同提拉速率下生长一系列单晶硅锭，然后分析确定聚集填隙缺陷首先出现或消失的轴向位置(及对应的提拉速率)。在这些点间内插和外延绘出提拉速率与轴向位置图，得到表示200mm晶体的提拉速率作为拉晶设备中轴对称区在其最大宽度的长度函数的第一次近似曲线。然后在其它提拉速率下生长另外的晶体，并对这些晶体进行分析，用于使该经验确定的最佳提拉速率分布精确化。
采用这种数据和这种最佳提拉速率分布，生长长度约1000mm、直径约200mm的晶体。在不同轴向位置从生长的晶片上切片，然后利用本领域中标准氧沉淀法进行分析，以便(i)确定是否形成了聚集填隙缺陷，(ii)确定V/I边界的位置与切片半径的关系。以此方式，确定轴向对称区的存在，及该区的宽度与晶体长度或位置的关系。
从晶锭的肩部算起约200mm到约950mm的轴向位置的所得结果示于图25的曲线中。这些结果表明，可以为单晶硅锭的生长确定提拉速率分布，从而晶锭的恒定直径部分可以含有轴对称区，从晶锭的周边径向向中心轴测量，该区的宽度至少约为恒定直径部分半径之长的约40％。此外，这些结果表明，沿晶锭的中心轴测量，该轴向对称区的长度可以为晶锭恒定直径部分长度的约75％。
实例10
以降低的提拉速率生长长约1100mm、直径约150mm的单晶硅锭。在晶锭恒定直径部分的肩部，提拉速率约为1mm/分钟。提拉速率指数下降到约0.4mm/分钟，对应于肩部算起约200mm的轴向位置。然后，提拉速率线性下降，直到为约0.3mm/分钟，达到接近晶锭恒定直径部分的端部。
在这种具体热区构形中这些工艺条件下，所得晶锭含有轴向对称区的宽度约等于晶锭半径的区。参见图26a和26b，它们是一系列氧沉淀热处理后扫描部分晶锭轴向截面的少子寿命得到的图像，展示了晶锭轴向位置从约100mm到约250mm和从约250mm到约400mm内的连续区段。从这些图可以看出，晶锭中存在从肩部算起轴向位置从约170mm到约290mm内的区，该区中整个直径上没有聚集本征点缺陷。换言之，晶锭中存在其中轴向对称区即基本上没有聚集填隙缺陷的区的宽度约等于晶锭半径的区。
此外，轴向位置从约125mm到约170mm和从约290mm到大于400mm的区域内，存在没有聚集本征点缺陷的填隙占优材料构成的轴对称区，该区包围着也没有聚集本征点缺陷的空位占优材料构成的一般为圆柱形的核心。
最后，在轴向位置从约100mm到约125mm的区域内，存在没有聚集本征点缺陷的填隙占优材料构成的轴对称区，该区包围着空位占优材料构成的一般为圆柱形的核心。在该空位占优材料内，存在着没有聚集缺陷轴对称区，该区包围着含聚集空位缺陷的核心。
实例11
冷却速率与V/I边界的位置
利用所属领域普通方法设计的不同热区构形，根据直拉法生长一系列单晶硅锭(150mm和200mm标称直径)，热区构形影响超过约1050℃的温度下硅的停留时间。每个晶锭的拉晶速率分布沿晶锭的长度变化，试图形成从聚集空位点缺陷区到聚集填隙点缺陷区的过渡。
一旦生长后，沿平行于生长方向的中心轴纵向切割晶锭，然后进一步分成每个厚约2mm的段。利用前述铜修饰技术，加热一组这种纵向段，并有意用铜污染，加热条件适于高浓度铜填隙溶解。该热处理后，快速冷却样品，这期间，铜杂质或向外扩散，或沉淀到氧化物团簇或聚集填隙缺陷存在的位置。标准的缺陷轮廓腐蚀后，肉眼检测是否存在杂质沉淀；没有这种沉淀杂质的区对应于没有聚集填隙缺陷的区。
对另一组纵向区段进行一系列氧沉淀热处理，以在载流子寿命分布图示前使新氧化物团簇形核和生长。利用寿命分布图中的对比带，确定和测量每个晶锭不同轴向位置处瞬时熔体/固体界面的形状。然后，利用熔体/固体界面形状的信息，如以后将讨论的，估计平均轴向温度梯度G0的绝对值和径向偏差。还利用该信息与提拉速率结合估计v/G0的径向偏差。
为了更精确地检查生长条件对所得单晶硅锭质量的影响，根据到目前为止所获得的据信是合理的经验做几种假设。首先，为了从冷却到聚集填隙发生的温度所花的时间方面简化热处理经历，假定约1050℃是硅自填隙聚集发生温度的合理近似。这种温度表现为与采用不同冷却速率的实验期间所观察到聚集填隙缺陷密度的变化相一致。尽管如上所注意的，是否发生聚集也是填隙浓度的一个因素，可以相信，聚集将不会发生在约1050℃以上的温度，这是由于一般对于直拉法生长工艺给定的填隙浓度范围内，合理的是假定该系统在该温度以上不会变得填隙临界过饱和。换句话说，对于直拉生长工艺典型的填隙浓度，合理的是假定系统将不会变为临界过饱和，因此，在约1050℃以上的温度将不会发生聚集。
使影响单最硅质量的生长条件参数化的第二种假设，是忽略硅自填隙扩散性的温度依赖性。换句话说，假定自填隙在约1400℃和约1050℃之间的所有温度下以相同速率扩散。应理解，约1050℃被认为是聚集温度的合理近似，该假设的要点是从熔点起的冷却曲线的细节并不重要。扩散距离仅取决于从熔点冷却到约1050℃所花的总时间。
利用每个热区设计的轴向温度分布数据和具体晶锭的实际提拉速率分布，可以计算从约1400℃到约1050℃的总冷却时间。应注意，每个热区温度变化的速率应合理地是均匀的。这种均匀性意味着聚集填隙缺陷的成核温度即约1050℃的选择上的任何误差有仅可能导致所计算的冷却时间的比例误差。
为了确定晶锭空位占优区的半径大小(R空位)，或轴向对称区宽度，进一步假设由寿命分布图确定的空位占优核心的半径等于凝固时v/G0＝v/G0临界的位置。换句话说，轴向对称区的宽度一般假设为基于冷却到室温后的V/I边界的位置。这是由于如上所述，在晶锭冷却时，发生空位和自填隙的复合。在复合发生时，实际的V/I边界位置向内向着晶锭中心轴偏移。它便是这里所述的该最后位置。
为简化固化时晶体中平均轴向温度梯度G0的计算，假设熔体/固体界面形状为熔点等温线。利用有限元模型(FEA)技术和热区设计的具体情况计算晶体表面温度。通过用合适的边界条件解拉普拉斯方程，推导出晶体内的整个温度场G0，该条件即沿熔体/固体界面的熔点，和沿晶轴的表面温度FEA结果。所制备的一个晶锭的不同轴向位置处所得和评价的结果示于图27中。
为估计G0径向偏差对起始填隙浓度的影响，假定径向位置R’即V/I边界和晶体表面间一半的位置为硅自填隙原子距晶锭中的阱的最远点，无论该阱在空位占优区还是在晶体表面上。通过利用上述晶锭的生长速率和G0数据，所计算的位置R’的v/G0与V/I边界处的v/G0间的差表征了起始填隙浓度的径向偏差，以及其对过量填隙达到晶体表面阱或达到空位占优区的能力。
关于该组特定数据，表明晶体质量对v/G0的径向偏差没有系统依赖性。如可以从图28所看见的，该样品中晶锭的轴向依赖性最小。这一系列实验中所涉及的生长条件表示G0的径向偏差的范围相当窄。结果，该数据组太窄，不足以分辨所述质量(即聚集本征点缺陷带的存在与否)与G0径向偏差的可识别关系。
注意，在不同的轴向位置评价所制备的每个晶锭样品是否存在聚集填隙缺陷。对于所检查的每个轴向位置，可以建立在样品的质量和轴向对称区的宽度之间的关系。参见图29，可图示比较给定样品的质量与允许特定轴向位置处样品从固化温度冷却到约1050℃的时间。如所预计的，该图表明轴向对称区的宽度(即R晶体-R空位)在该特定的温度范围内与样品冷却经历有很强的依赖关系。为了增大轴向对称区的宽度，趋势是建议根据需要更长的扩散时间或更慢的冷却速率。
根据该图中的数据，可计算作为允许该特定温度范围内给定晶锭直径的冷却时间的函数的一般表示硅质量从“好”(即没有缺陷)到“坏”(即含缺陷)的转变的最优拟合线。轴向对称区的宽度和冷却速度间的这种普遍关系可以用以下方程表示：
(R晶体-R转变)2＝Deff*t1050℃，
其中R晶体是晶锭的半径，R转变是样品中一轴向位置处的轴向对称区的半径，在该处发生在填隙占优材料中从没有缺陷到含有缺陷或反向过程的转变。Deff是一常数，约为9.3*10-4cm2秒-1，表示填隙扩散的平均时间和温度，t1050℃是样品给定轴向位置处从固化点冷却到约1050℃所需要的时间。
再参见图29，可以看出，对于给定晶锭直径，可估计冷却时间，以得到所要求直径的轴向对称区。例如，对于直径约150mm的晶锭，如果在约1410℃到约1050℃间的温度范围内，允许晶锭的特定部分冷却约10小时到约15小时，则可以得到宽度约等于晶锭半径的该轴向对称区。类似地，对于直径约200mm的晶锭，如果在该温度范围内，允许晶锭的某特定部分冷却约25小时到约35小时，则可以得到宽度约等于晶锭半径的该轴对称区。如果该规律进一步外延，需要约65小时到约75小时的冷却时间，以得到宽度约等于直径约300mm的晶锭的半径的轴对称区。应注意，从这一点考虑，在晶锭直径增大时，由于填隙扩散到达晶锭表面阱或空位核心区的距离增大，所以需要附加的冷却时间。
现参见图30、31、32和33，可以观察不同晶锭增加冷却时间的效果。每个图表示标称直径为200mm的晶锭的一部分，其中从固化温度到1050℃的冷却时间从图30到图33逐渐增大。
参见图30，该图示出了轴向位置从肩部算起约235mm到约350mm的部分晶锭。在轴向位置约为255mm处，没有聚集填隙缺陷的轴对称区的宽度最大，为晶锭半径的约45％。此位置以外，发生从没有这些缺陷的区到存在这种缺陷的区的过渡。
现参见图31，该图示出了轴向位置从肩部算起约305mm到约460mm的部分晶锭。在轴向位置约为360mm处，没有聚集填隙缺陷的轴对称区的宽度最大，为晶锭半径的约65％。除该位置外，开始形成缺陷。
现参见图32，该图示出了轴向位置从肩部算起约140mm到约275mm的部分晶锭。在轴向位置约为210mm处，轴对称区的宽度约等晶锭的半径，即，该范围内的一小部分晶锭没有聚集本征点缺陷。
现参见图33，该图示出了轴向位置从肩部算起约600mm到约730mm的部分晶锭。在约640mm到约665mm的轴向位置上，轴对称区的宽度约等于晶锭的半径。此外，轴对称区的宽度约等于晶锭半径的晶锭区段长度大于图32晶锭中观察到的相应长度。
因此，综合来看，图30、31、32和33证明了到1050℃的冷却时间对没有缺陷的轴对称区的宽度和长度的影响。一般说，由于晶体提拉速率连续下降，导致过大的起始填隙浓度在该部分晶体的冷却时间内不能充分下降，所以产生含聚集填隙缺陷的区。轴向对称区的长度越长，表示对于这种无缺陷材料的生长有效的提拉速率范围(即，起始填隙浓度)越大。在能有充足时间径向扩散以抑制该浓度低于聚集填隙缺陷所需要的临界浓度时，冷却时间加长允许的起始填隙浓度较高。换句话说，冷却时间越长，稍低的提拉速率(因此，起始填隙浓度越高)，仍形成最大轴向对称区60。因此，冷却时间越长，有关轴向对称区最大直径所需要条件的允许提拉速率范围增大，并容易对工艺控制进行限制。结果，用于在大长度晶锭的获得轴对称区的工艺变得更容易。
参见图33，在从晶体的肩部算起约665mm到大于730mm的轴向位置上，存在没有聚集缺陷的空位占优材料区，该区的宽度等于晶锭的半径。
从上述数据可以看出，通过控制冷却速度，使填隙扩散到使它们湮灭的区的时间更长，可以抑制自填隙浓度。结果，可以在很大一部分单晶硅晶锭中防止形成聚集填隙缺陷。
由此看来，应该得出可以实现本发明多个目的结论。
在不脱离本发明范围的情况下，上述内容和工艺可以进行各种变化，以上介绍的一切意在说明，而非限制。

Claims (25)

1.一种单晶硅晶片，包括：两个一般平行的主表面，一个主表面是晶片的正面，另一主表面是晶片的背面；正面和背面之间的中心平面；结合正面和背面的周边；表面层，包括正面和从正面算起向着中心平面至少约10微米距离D1之间的晶片区；本体层，包括中心平面和第一区之间的第二区，该晶片的特征在于，
晶片具有不均匀分布的晶格空位，本体层内空位的浓度大于表面层中空位的浓度，这些空位具有空位峰值密度处于或靠近中心平面的浓度分布，该浓度一般从峰值密度的位置起在晶片正面方向上降低；
晶片具有第一轴对称区，该区中空位是主要的本征点缺陷，该区中基本上没有聚集的本征点缺陷，其中第一轴对称区包括中心轴或具有至少约15mm的宽度。
2.根据权利要求1的晶片，其中晶片具有第二轴对称区，该区中硅自填隙原子是主要本征点缺陷，该区中基本上没有聚集的硅自填隙本征点缺陷。
3.根据权利要求1的晶片，其中第一轴对称区的宽度至少为晶片半径的约15％。
4.根据权利要求3的晶片，其中晶片另外具有第二轴对称区，该区中硅自填隙原子是主要本征点缺陷，该区中基本上没有聚集的硅自填隙本征点缺陷。
5.根据权利要求1的晶片，其中第一轴对称区包括中心轴。
6.一种单晶硅晶片，包括：两个一般平行的主表面，一个主表面是晶片的正面，另一主表面是晶片的背面；正面和背面之间的中心平面；结合正面和背面的周边；表面层，包括正面和从正面算起向着中心平面至少约10微米距离D1之间的晶片区；本体层，包括中心平面和第一区之间的第二区，该晶片的特征在于，
晶片具有不均匀分布的晶格空位，本体层内空位的浓度大于表面层中空位的浓度，这些空位具有空位峰值密度处于或靠近中心平面的浓度分布，该浓度一般从峰值密度的位置起在晶片正面方向上降低；
晶片具有轴对称区，该区中基本上没有聚集的本征点缺陷，轴对称区从晶片的周边径向向内延伸，具有从周边算起径向向中心轴测量至少为晶片半径长度的约40％的宽度。
7.根据权利要求6所述的晶片，其中轴对称区一般是环形的，晶片另外包括由空位占优材料构成的一般为圆柱形的区，该区在所述环形区的径向内部。
8.根据权利要求6所述的晶片，其中轴向对称区的宽度至少为晶片半径长度的约60％。
9.根据权利要求8所述的晶片，其中轴向对称区的宽度至少为晶片半径长度的约80％。
10.一种单晶硅晶片，包括：两个一般平行的主表面，一个主表面是晶片的正面，另一主表面是晶片的背面；正面和背面之间的中心平面；结合正面和背面的周边；解吸区，包括从正面到向着中心平面至少约10微米距离D1之间的晶片区域，该区中含有填隙氧，该晶片的特征在于，
解吸区中等于D1一半的距离处填隙氧的浓度至少为解吸区中最大填隙氧浓度的约75％；
晶片具有第一轴对称区，该区中空位是主要的本征点缺陷，该区中基本上没有聚集的本征点缺陷，其中第一轴对称区包括中心轴或具有至少约15mm的宽度。
11.根据权利要求10所述的晶片，其中晶片包括第二轴对称区，该区中硅自填隙原子是主要的本征点缺陷，并且基本上没有聚集的硅自填隙本征点缺陷。
12.根据权利要求10所述的晶片，其中第一轴对称区的宽度至少为晶片半径的约15％。
13.根据权利要求12所述的晶片，其中晶片还包括第二轴对称区，该区中硅自填隙原子是主要的本征点缺陷，并且基本上没有聚集的硅自填隙本征点缺陷。
14.根据权利要求10所述的晶片，其中第一轴对称区包括中心轴。
15.一种单晶硅晶片，包括：两个一般平行的主表面，一个主表面是晶片的正面，另一主表面是晶片的背面；正面和背面之间的中心平面；结合正面和背面的周边；解吸区，包括从正面到向着中心平面至少约10微米距离D1之间的晶片区域，该区中含有填隙氧，该晶片的特征在于，
解吸区中等于D1一半的距离处填隙氧的浓度至少为解吸区中最大填隙氧浓度的约75％；
晶片具有轴对称区，该区中基本上没有聚集的本征点缺陷，轴对称区从晶片的周边径向向内延伸，具有从周边算起径向向中心轴测量至少约为晶片半径长度的40％的宽度。
16.根据权利要求15所述的晶片，其中轴对称区一般是环形的，晶片另外包括由空位占优材料构成的一般为圆柱形的区，该区在所述环形区的径向内部。
17.根据权利要求15所述的晶片，其中轴向对称区的宽度至少为晶片半径长度的约60％。
18.根据权利要求17所述的晶片，其中轴向对称区的宽度至少为晶片半径长度的约80％。
19.一种单晶硅晶片，包括：两个一般平行的主表面，一个主表面是晶片的正面，另一主表面是晶片的背面；正面和背面之间的中心平面；结合正面和背面的周边；正表面层，由正面的不大于约15微米的距离D2内的晶片区构成；本体层，包括中心平面和正表面层间的晶片区，其中，本体层具有基本均匀的氧浓度和一种晶格空位浓度，从而，在对晶片进行主要由800℃退火晶片四小时和然后1000℃退火晶片16小时构成的氧沉淀热处理后，晶片将含有本体层中氧沉淀的峰值密度处于或靠近中心平面的氧沉淀浓度分布，本体层中沉淀的浓度一般向着正表面层方向下降。
20.根据权利要求19所述的晶片，还包括第一轴对称区，该区中空位是主要本征点缺陷，该区中基本上没有聚集的本征点缺陷，其中第一轴对称区包括中心轴，或具有至少约15mm的宽度。
21.据权利要求19所述的晶片，还包括轴对称区，该区中基本上没有聚集的本征点缺陷，轴对称区从晶片的周边径向向内延伸，具有从周边算起径向向中心轴测量至少约为晶片半径长度的40％的宽度。
22.一种热处理从直拉法生长的单晶硅锭上切下的单晶硅晶片的方法，该方法会影响随后热加工步骤中晶片中氧的沉淀行为，该晶片具有中心轴、正面、背面、正面和背面间的中心平面、结合正面和背面的周边、从中心轴延伸到晶片周边的半径、包括正面和从正面算起向着中心平面的距离D1之间的晶片区的正表面层、包括中心平面与正表面层之间的晶片区的本体层、及基本上没有聚集本征点缺陷的轴对称区，该轴对称区从晶片的周边径向向内延伸，具有从周边算起径向向中心轴测量至少约为晶片半径长度的40％的宽度，该方法包括以下步骤：
对晶片进行热处理，在正表面层和本体层中形成晶格空位，及
控制热处理过的晶片的冷却速率，形成具有峰值密度处于或靠近中心平面的空位浓度分布的晶片，该浓度一般在晶片正面方向下降，正表面层中和本体层中空位浓度的差使得在超过750℃的温度下的热处理能够在晶片中正表面层中形成解吸区，并在本体区中形成氧原子团簇或沉淀，氧原子团簇或沉淀在本体层中的浓度主要取决于空位的浓度。
23.一种热处理从直拉法生长的单晶硅锭上切下的单晶硅晶片的方法，该方法会影响随后热加工步骤中晶片中氧的沉淀行为，该晶片具有中心轴、正面、背面、正面和背面间的中心平面、结合正面和背面的周边、从中心轴延伸到晶片周边的半径、包括正面和从正面算起向着中心平面的距离D之间的晶片区的正表面层、包括中心平面与正表面层之间的晶片区的本体层、及空位为主要本征点缺陷且基本上没有聚集空位本征点缺陷的第一轴对称区，其中第一轴对称区包括中心轴，或具有至少约15mm的宽度，该方法包括以下步骤：
对晶片进行热处理，在正表面层和本体层中形成晶格空位，及
控制热处理过的晶片的冷却速率，形成具有峰值密度处于或靠近中心平面的空位浓度分布的晶片，该浓度一般在晶片正面方向下降，正表面层中和本体层中空位浓度的差使得在超过750℃的温度下的热处理能够在晶片中正表面层中形成解吸区，并在本体区中形成氧原子团簇或沉淀，氧原子团簇或沉淀在本体层中的浓度主要取决于空位的浓度。
24.一种热处理单晶硅晶片的方法，该方法会影响硅中氧的沉淀行为，该晶片具有中心轴、一般垂直于中心轴的正面和背面、正面和背面间的中心平面、周边、从中心轴延伸到晶片周边的半径、及基本上没有聚集本征点缺陷的轴对称区，轴对称区从晶片的周边径向向内延伸，具有从周边算起径向向中心轴测量至少约为晶片半径长度的40％的宽度，该方法包括以下步骤：
(a)在含氧气氛中，在至少约700℃的温度下，对硅进行第一热处理，形成能够用作晶格空位阱的表面二氧化硅层，
(b)在基本不存在氧的气氛中，在至少约1150℃的温度下，对步骤(a)的产品进行第二热处理，在硅本体中形成晶格空位，及
(c)以允许某些而不是全部晶格空位扩散到所述阱的速率，从所说第二热处理的温度将硅冷却到约800℃的温度T1，从而形成一种具有峰值密度处于或靠近中心平面的空位浓度分布的晶片，该浓度一般在晶片正面的方向下降。
25.一种热处理单晶硅晶片的方法，该方法会影响硅中氧的沉淀行为，该晶片具有中心轴、一般垂直于中心轴的正面和背面、正面和背面间的中心平面、周边、从中心轴延伸到晶片周边的半径、及空位为主要本征点缺陷且基本上没有聚集空位本征点缺陷的第一轴对称区，其中第一轴对称区包括中心轴，或其宽度至少约为15mm，该方法包括以下步骤：
(a)在含氧气氛中，在至少约700℃的温度下，对硅进行第一热处理，形成能够用作晶格空位阱的表面二氧化硅层，
(b)在基本不存在氧的气氛中，在至少约1150℃的温度下，对步骤(a)的产品进行第二热处理，在硅本体中形成晶格空位，及
(c)以允许某些而不是全部晶格空位扩散到所述阱的速率，从所说第二热处理的温度将硅冷却到约800℃的温度T1，从而形成一种具有峰值密度处于或靠近中心平面的空位浓度分布的晶片，该浓度一般在晶片正面的方向下降。
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