具有基本上没有氧化诱生堆垛层错的空位为主的芯的低缺陷密度硅的制作方法

专利名称：具有基本上没有氧化诱生堆垛层错的空位为主的芯的低缺陷密度硅的制作方法
具有基本上没有氧化诱生堆垛层错的 空位为主的芯的低缺陷密度硅本申请A^于国际申请PCT/US2002/001782的申请日为2002年1月 22日、国家申请号为02805098.3、发明名称为"具有基本上没有氧化诱生 堆垛层错的空位为主的芯的低缺陷密度硅"的发明专利申请的分案申请。 发明背景本发明一般地涉及在电子元件制造中使用的半导体级单晶硅的制备。 更具体地说，本发明涉及单晶硅锭和晶片及其制备方法，上述单晶硅锭和 晶片具有(i) 一个外部的轴向上对称区域，其中硅填隙是主要的本征点缺 陷并且没有附聚的本征点缺陷，该区域包围(ii)一个内部的轴向上对称的 区域，其中硅晶格空位是主要的本征点缺陷并且基本上没有导致形成氧化 诱生堆垛层错的核。单晶硅是大多数用于制造半导体电子元件的工艺中的原材料，所述单 晶硅通常用所谓直拉法(Cz法)制备。在这种方法中，将多晶硅("聚硅") 装入一个坩埚并熔化，使一个籽晶与熔化的硅接触并通过緩慢提取生长单 晶。在一个晶颈的形成完成之后，通过例如降低拉速和/或熔体温度使晶体 的直径扩大，直至达到所希望的或目标直径。然后通过控制拉速和熔体温 度生长具有大致恒定直径的晶体圆柱形主体，同时补充下降的熔体液位。 在生长过程接近结束但坩埚用光熔化的硅之前，必须逐渐减小晶体的直径 以便形成一个端锥。通常，端锥是通过增加晶体拉速和供给到坩埚的热量 形成。当直径变得足够小时，则使晶体与熔体分开。现在认为，单晶硅中的许多缺陷是随着晶锭从固化温度冷却在生长室 中形成。更具体地说，随着晶锭冷却时，在达到某个阈值(极限)温度之 前， 一些本征点缺陷如晶格空位或硅自填隙仍然可溶于硅晶格中，低于上 述阈值温度则规定的本征点缺陷浓度变成临界过饱和。在冷却到低于这个 阈值温度时，发生反应或附聚现象，同时导致形成附聚的本征点缺陷。正如别的地方所才艮道的(见比如美国专利No. 5,919,302和6,254， 672，及PCT/US98/07365和PCT/US98/07304,它们全都整体上包括在本文中作 为参考)，硅中的这些点缺陷的类型和初始浓度是当晶锭从固化温度(亦 即约1410X:)冷却到一个高于约1300X:(亦即约1325"C， 1350X:或1350 'C以上)时确定；也就是说，这些缺陷的类型和初始浓度由比值v/Go控制， 此处v是生长速度和Go是在这个温度范围的平均轴向温度梯度。具体地 说，对于增加v/Go值，在v/Go的一个临界值附近发生从渐减地自填隙为 主的生长过渡到渐增地空位为主的生长，才艮据目前可资利用的信息，v/Go 临界值似乎约为2.1 x l(T5cm2/sK，此处Go是在上面所限定的温度范围内 轴向温度梯度恒定不变的条件下确定。因此，可以控制一些方法(工艺) 条件如生长速率(它影响v)及热区配置(它影响Go)，以便确定单晶硅 内的#点缺陷主要是空位(此时v/Go —般大于临^Hi )还是自填隙(此 时v/Go—般小于临，)。与晶格空位附聚有关的缺陷或者空位本征点缺陷包括这些可观察的晶 体缺陷如D缺陷，流动图形(流图)缺陷(FPDs)、栅氧化层完整性(GOI) 缺陷晶体原生粒子(COP)缺陷和晶体原生轻微点缺陷(LPDs)，以及某 些类用红外光线^t射:技术(如扫描红外显孩吏镜和激光扫描层析X射线才聂寸象 术)观察的体缺陷。另外在一些过量空位的区域或者在存在某种自由空位浓度但没有发生 附聚的区域中，存在的是起用于形成氧化诱生堆垛层错(OISF)的核作用 的缺陷。据推测，这种特定的缺陷一般靠近在填隙为主的材料和空位的为 主的材料之间的边界形成，所述这种特定缺陷是一种由过量空位的存在而 催化的高温成核的氧析出物；也就是说，据推测，这种缺陷由在V/I边界 附近的一个区域中氧和"自由的"空位之间相互作用产生。涉及自填隙的缺陷较少充分地研究。 一般认为它们是低密度填隙型位 错环或网络。这些缺陷不是作为一种重要的晶片性能标准的栅氧化层完整 性破坏的主要原因，作为但广泛认为它们是通常与漏电流问题有关的其它 类型器件故障的原因。在直拉硅中这种空位和自填隙附聚缺陷的密度按常规是在约lx103/cm3_l x 107/cm3范围内。尽管这些数值比较低，但附聚的林点缺陷 对器件制造厂家来说具有迅速提高的重要意义，并且事实上，现在看成是 器件制造过程中限制成品率的因素。附聚(聚集)的缺陷形成一般以两个步骤发生；首先，发生缺陷"成 核作用"，缺陷"成核作用，，是在一规定的温度下本征点缺陷过饱和的结 果。 一旦达到这个"成核阈值"温度，本征点缺陷就附聚。只要其中存在 本征点缺陷的晶锭部分的温度保持高于一第二阈值温度(亦即"扩散率阈 值")，本征点缺陷就继续扩散穿过硅晶格，低于上述第二阈值温度则在 商业实用时间段内本征点缺陷不再移动。当晶锭保持高于这个温度时，空 位或填隙本征点缺陷就穿过晶格扩散到附聚的空位缺陷或填陷缺陷分别已 经存在的位置，同时造成一规定的附聚缺陷在尺寸上生长。生长由于这些 附聚缺陷位置主要起"凹坑(壑，sink)"作用而发生，同时由于附聚作 用的更有利能态而吸引和收集本征点缺陷。因此，附聚缺陷的形成和尺寸依赖于生长条件，所述生长条件包括 v/Go (它影响这些点缺陷的初始浓度)，以及冷却速率或晶锭主体在一个 温度范围内的停留时间，上述温度范围由上端的"成核阈值"和下端的"扩 散率阈值"(它影响这些缺陷的尺寸和密度)二者限定。正如以前已报道 的(见比如美国专利No.6，312，516和PCT专利申请系列 No.PCT/US99/14287，它们二者全都包括在本文中作为参考)。控制冷却速 率或停留时间能在大得多的V/G o值范围内抑制附聚本征点缺陷的形成； 也就是说，受控制的冷却可留出大得多的合格V/Go值"窗口"以供使用， 而仍能生长基本上没有缺陷的硅。然而，应该注意，除了形成附聚的;Mi点缺陷之外，形成与氧析出物 有关的缺陷，如氧化诱生堆垛层错，也很有关系。更具体地说，应该注意， 除了#点缺陷的扩散之外，当有氧存在时，氧也可以扩散穿过晶格。如 果氧浓度是够高，则也可能发生形成氧析出物成核中心以及氧析出物。由 含有这种成核中心或析出物的硅锭所得到的硅片用于集成电路制造可能有 问题，因为它们曝露于制造过程的热条件下时可能导致产生与氧有关的缺陷如氧化诱生堆垛层错。因此，理想的情况是有一种单晶硅生长方法，所述方法能控制附聚的 本征点缺陷以及控制氧析出物成核中心或氧析出物，尤其是导致形成氧化 诱生堆垛层错的那些氧析出物成核中心或氧析出物。当需要生长中到高氧含量的硅(比如约14-18PPMA氧含量)时，这种方法特别有益。 发明提要因此，本发明的一些特点其中之一是提供晶锭或晶片形式的单晶硅， 上述单晶硅具有一轴向上对称的区域，该轴向上对称的区域从一实际径向 宽度的晶锭侧表面或晶片的圆周边缘的径向向内延伸，其中硅自填隙是主 要的#点缺陷，并且基本上没有附聚的;^iE点缺陷；提供这样一种单晶 硅锭或片，所述单晶硅锭或片具有另一个轴向上对称的区域，所述轴向上 对称区域从填隙为主的区域径向向内延伸，其中晶格空位是主要的#点 缺陷，并具有显著降低的导致形成氧化诱生堆垛层错的核浓度并且可能基 本上没有所述核；提供这样一种单晶硅锭或片，其中空位为主的轴向上对 称的区域也基本上没有附聚的缺陷；及提供这样一种单晶硅锭或片，所述 单晶硅锭或片具有中到高的氧含量。另外本发明的 一些特点其中之一是提供一种用于制备这种单晶硅锭的 方法以及装置，其中控制自填隙的浓度，以便防止当晶锭从固化温度冷却 时本征点缺陷在一轴向上对称的区域中附聚，上述轴向上对称的区域从晶锭的恒定直径部分的侧表面径向向内延伸；提供这样一种方法，其中进一 步应用受控制的冷却，以防止在空位为主的轴向上对称的区域中形成导致 形成氧化诱生堆垛层错的核，上述空位为主的轴向上对称的区域从填隙为 主的区域径向向内延伸；提供这样一种方法，其中空位为主的轴向上对称 的区域基本上没有附聚的缺陷；提供这样一种方法，其中这种晶锭通过急 速冷却(骤冷)通过一个温度范围制备，在所述温度范围中发生填隙附聚 缺陷和氧化诱生堆垛层错核二者的成核作用，并任选地其中发生空位附聚 缺陷的成核作用。因此，概括地说，本发明针对一种用于生长单晶硅锭的方法，其中晶 锭包括一个中心轴线、 一个籽晶锥、 一个尾端和一个在籽晶锥和尾端之间 的恒定直径部分，所述恒定直径部分具有一个侧表面和一个从中心轴线延 伸到侧表面的半径，晶锭按照直拉法由硅熔体生长和然后从固化温度冷却。该方法包括控制(i)生长速度v， (ii)在晶体的恒定直径部分生长期间 在从固化温度到 一不低于约1325 C的温度的温度范围内的平均轴向温度 梯度Go，及(iii)从固化温度到约750X:的晶体冷却速率，以导致形成一 个晶段，其中一个基本上没有A型附聚缺陷的填隙为主的轴向对称的区域 从圆周边缘径向上向内延伸，其中空位为主的轴向对称的区域从填隙为主 的区域径向上向内延伸，及另外其中由上述晶段得到的一晶片在经受氧化 处理时，具有一低于约50/cm2的氧化诱生堆垛层错浓度。本发明还针对一种用于生长单晶硅锭的方法，其中晶锭包括一个中心 轴线、 一个籽晶锥、 一个尾端和一个在籽晶锥和尾端之间的恒定直径部分， 所述恒定直径部分具有一个侧表面和一个从中心轴线延伸到侧表面的半 径，晶锭按照直拉法从硅熔体生长。该方法包括将晶锭从固化温度冷却 到低于约750*€的一个温度，和作为上述冷却步骤的一部分，将晶锭恒 定直径部分的晶段急速冷却通过一个用于硅自填隙和氧析出物附聚的成核 作用的温度，以便在上述晶段中得到一个填隙为主的轴向上对称的区域和 一个空位为主的轴向上对称的区域，上述填隙为主的轴向上对称的区域从 侧表面径向上向内延伸，而上述空位为主的轴向上对称的区域从上述填隙 为主的区域径向上向内延伸，其中上述填隙为主的区域基本上没有A型附 聚缺陷，及另外其中从上述晶段得到的一晶片在经受氧化处理时具有一低 于约50/ 112的氧化诱生堆垛层错浓度。本发明另外还针对一种方法，如上所述，其中在上述氧化步骤之前， 应用热退火，以便溶解另外导致形成氧化诱生堆垛层错的核。本发明另外还针对一种单晶硅片，所述单晶硅片具有一个中心轴线、 基本垂直于中心轴线的一个前表面和一个后表面、 一个圆周边缘和一个从 晶片的中心轴线延伸到圆周边缘的半径。该晶片包括(i)一个填隙为主的轴向上对称的区域，该区域从圆周边缘径向上向内延伸，基本上没有A 型附聚的填隙缺陷；及(ii)一个空位为主的轴向对称的区域，该区域从填 隙为主的区域径向上向内延伸，其中在经受氧化处理时，氧化诱生堆垛层 错的浓度为小于约50/cm2。本发明另外还针对一种单晶硅锭，所述单晶硅锭具有其中实际轴向长 度的晶段。该晶段包括(i) 一个填隙为主的轴向上对称的区域，该区域 从晶段侧表面径向上向内延伸，基本上没有A型附聚的填隙缺陷；和(ii) 一个空位为主的轴向上对称的区域，所述区域从填隙为主的区域径向上向 内延伸，其中一种由该晶段得到的晶片在经受氧化处理时，具有一氧化诱 生堆垛层错的浓度为低于约50/cm2。本发明另外还针对一种单晶硅锭，或晶段，以及由其得到的晶片，其 中空位为主的轴向上对称的区域基本上没有附聚的空位缺陷。本发明还针对一种用于生产如本文所述单晶硅锭的拉晶机。该拉晶机 包括 一个坩埚，所述坩埚用于装熔化的半导体源材料；(ii)一个加热器， 所述加热器与上述蚶埚进行热交流，用于将蚶埚加热到一个足以熔化坩埚 所装半导体源材料的温度；(iii) 一个拉晶机构，所述提拉机构i殳置在坩 埚上方，用于从坩埚所装熔化的材料提拉晶锭；(iv)—个热屏蔽组件， 所述热屏蔽组件设置在坩埚所装熔化的源材料上方，热屏蔽组件具有一个 中央开口；所述中央开口的尺寸和形状制成用于当从熔化的材料中提拉晶 锭时包围该晶锭，上述热屏蔽组件当在拉晶机内从源材料向上提拉晶锭时 基本位于晶锭和坩埚之间；及(v)—个冷却系统，所述冷却系统设置在拉 晶机中热屏蔽组件的上方，用于当在拉晶机内热屏蔽组件上方向上提拉晶 锭时进一步冷却晶锭，冷却系统具有一个中央开口，所述中央开口的尺寸 和形状制成用于当在拉晶机内向上提拉晶锭时包围晶锭。本发明的另一些目的和特点一部分是显而易见的， 一部分在下面指出。附图简介

图1是详细示出晶锭恒定直径部分轴向上对称的区域的单晶硅锭纵向横截面图；图2是单晶珪锭恒定直径部分晶段的纵向横截面图，该图详细示出轴 向上对称的区域宽度的轴向变化。图3是包括热屏蔽组件和冷却系统的本发明拉晶机的示意局部垂直横 截面图；图4是图3的冷却系统的放大横截面图；图5是沿图4的线5-5的平面所取的横截面图；图6是图3的冷却系统侧面立视图，该图为显示冷却系统的内部构造， 省去了冷却系统的一外部面板；图7是示出如下面示例所进一步说明的各种晶片氧化诱生堆垛层错试 验结果的图，上述各种晶片经受不同的热退火a处理，并从下述单晶硅 锭中得到，这些单晶硅锭具有变动的氧含量，并且不借助于快速冷却(亦 即不借助于冷却夹套)生长，正如本文进一步说明的；及图8是示出如下面示例进一步说明的各种晶片氧化诱生堆垛层错试验 结果的图，上述各种晶片经受不同的热退火条件处理，并从下述单晶珪锭 中得到，这些单晶硅锭具有变动的氧含量，并且借助于快速冷却(亦即借 助于冷却夹套)生长，正如本文进一步说明的。关于附图，在附图的几个视图中，始终是相应的标号表示相应的部件。优选实施例的详细说明按照本发明，现已发现，受控式冷却可以用于一种单晶硅锭的制备中， 所述单晶硅锭具有一填隙为主的轴向上对称的区域，所述的轴向上对称的 区域从基本上没有附聚本征点缺陷的晶锭侧表面径向上向内延伸，以便限 制和优选的是基本上防止形成导致在空位为主的轴向上对称的区域形成氧 化诱生堆垛层错的核，所述空位为主的对称的区域从填隙为主的区域径向 上向内延伸。更具体地说，正如本文进一步说明的，现已发现，通过将控 制比值v/Go与控制晶锭通过一个或多个温度范围的冷却速率相结合，可以 防止在一个单晶硅锭晶段中(及因此在由单晶硅锭晶段所得的硅片中)形成填隙附聚缺陷和这种氧化锈生堆垛层错核，在上述比值v/Go中，v是生 长速度，而Go是在从固化温度到一个高于约1300X:(比如1325X:、 1350 'C或更高)的温度范围内生长晶体的恒定直径部分期间的平均轴向温度梯 度，而在上述一个或多个温度范围中，(i)发生附聚的填隙^E点缺陷的 成核作用和导致形成氧化诱生堆垛层错的核，及(ii)填隙点缺陷和氧是可 移动的。本方法还可以用来防止在空位为主的区域或芯中形成附聚缺陷。填隙为主的轴向上对称的区域 径向宽JL/轴向长度以前有报道称，在按照直拉法制备的单晶硅锭生长期间，方法条件可 以加以控制，以便晶锭的恒定直径部分含有一个基本上没有附聚本征点缺 陷的区域或晶段(见比如美国专利No.5,919，302和6,254,672,及PCT专 利申请系列No.PCT/US98/07365和PCT/US98/07304 ，它们全都包括在本 文中作为参考)。如其中所述，对一些生长IH中-其中包括生长速度v、在 固化温度和高于约1300X:的温度之间的平均轴向温度梯度Go，及从固化 到一个在大批实际时间段内硅自填隙点缺陷基本上不再移动的温度(比如低于约iioox:、 1050"c、 iooor、卯o"c、 soon)之间的冷却速率-进行控制，以便造成形成填隙为主的轴向上对称的区域，所述填隙为主的轴向上 对称的区域从晶锭的恒定直径部分的侧表面径向上向内延伸，基本上没有 附聚的本征点缺陷。在某些情况下可以控制这些生长条件，以使这个轴向上对称的区域的 体积相对于晶锭恒定直径部分的体积达到最大(比如具有一大约等于晶锭 的半径的半径)。然而，在某些情况下，这种填隙为主的轴向上对称的区 域具有某种小于晶锭半径的径向宽度。例如，轴向上对称的区域可以具有一个等于晶锭半径约10%或20%的宽度，具有晶锭半径的约30%、 40%、 60%、 80%、 90%或甚至约95%的宽度也有可能。另外，这个轴向上对称 的区域可以遍布晶锭的恒定直径部分的至少约10%或20%的长度，同时遍 布晶锭的恒定直径部分的至少约30%、 40%、 60%、 80%、 90%、 95%或甚至约100%的长度也有可能。v/Go和冷却速率的控制如上述参考文献所述， 一般认为，这种轴向上对称的区域的形成作为 抑制其中硅自填隙(或某些情况下是晶格空位)^点缺陷反应以产生附 聚本征点缺陷的反应结果而实现。这种抑制作用通过在晶锭的生长和冷却 期间控制在这个轴向上对称的区域中这些本征点缺陷的浓度来实现，以保 证这个区域决不会变成临界过饱和。防止临界过饱和或本征点缺陷的附聚 可以通过形成一个初始浓度来达到目的(通过v/Go(r)控制，此处Go随半 径不同而变)，所述初始浓度足够低以致决不会达到临界过饱和。这种方 法要求v/Go的实际值保持在一个很接近v/Go临，的一个狭窄的目标值 范围内。然而，现已发现，由于自填隙比较大的迁移率，所述迁移率一般约为 10"cm"秒，所以通过自填隙径向扩散到位于晶体表面处的凹坑中或者扩散 到位于晶体内的空位为主的区域中，能够有效地抑制在较大距离(亦即约 5cm-约10cm或更大距离)内#点缺陷的浓度。倘若有足够的时间可供 本征点缺陷初始浓度的径向扩散用，则径向扩散可以有效地用来抑制自填 隙(及在某些情况下空位)的浓度。 一般地，扩散时间将取决于本征点缺 陷初始浓度的径向变化，其中径向变化越小则需要扩散时间越短。这种径向扩散可通过受控制的冷却来达到目的。结果，可以应用受控 制的冷却来增加规定的晶段在一个温度范围内的停留时间，在上述温度范 围下;^iE点缺陷如填隙是可移动的，以便有更多的时间供点缺陷扩散到它 们可能湮灭的位置。例如象在美国专利No.6，312，516或PCT专利申请系列 No.PCT/US99/14287 ( 二者都包括在本文中作为参考)中进一步说明的， 可以应用受控制的冷却来显著地扩大可以使用的v/Go值范围而同时还避 免附聚缺陷的形成。现在参见图1和2，在本发明的方法中，单晶硅锭l按照直拉法生长。 硅锭包括一个中心轴线2、 一个籽晶锥3、 一个尾端或端锥4及一个在籽晶锥和端锥之间的恒定直径部分5。恒定直径部分具有一个侧表面或圆周边 缘6和一个从中心锥线延伸到表面6的半径7。本方法包括控制一些生长 条件，以^更导致形成填隙为主的外部径向上对称的区域8，上述生长IHt 包括生长速度v、平均轴向温度梯度Go及冷却速率，而上述轴向上对称的 区域8在晶锭从固化温度冷却时基本上没有附聚的本征点缺陷。在本发明中，控制生长条件以使得一个V/I边界9存在于沿着晶锭半 径的某个位置处。这个边界的相对位置将相对于晶锭1恒定直径部分5的 体积确定填隙为主的轴向上对称的区域8的宽度10,及空位为主的轴向上 对称区域12的宽度11。轴向上对称的区域8具有一宽度通常等于晶锭半 径的至少约10%或20%,同时宽度等于晶锭半径的约30%、 40%、 60%、 80%、卯％或甚至约95%都有可能，晶段的其余部分包括空位为主的轴向 上对称区域或圆柱形芯12。另外，如上所述，包括这两个轴向上对称区域 的晶段可以遍布晶锭恒定直径部分的至少约10%或20%的长度，同时上述 晶段遍布晶锭恒定直径部分的至少约30%、 40%、 60%、 80%、卯％、 95% 或甚至约100%都有可能。应该注意，径向上对称的区域8和12沿着中心轴线2的长度可以有某 种变化。因此，对于一个规定长度的轴向上对称的区域，轴向上对称的区 域8的宽度通过测量从晶锭1的侧表面6在径向上朝距中心轴线最远的一 点的距离确定。换句话说，宽度10这样测量，以^f更确定轴向上对称的区域 8的规定长度内的最小距离。类似地，轴向上对称的区域12的宽度ll通 过测量从V/I边界9径向上朝向最接近中心轴线的一点的距离确定。换句 话说，宽度这样测量，以便确定轴向上对称的区域12的规定长度内的最小 距离。在本方法中，生长速度v和平均轴向温度梯度Go (在从固化温度(亦 即约1410*C )到高于1300X:(亦即至少约1325C至少约1350r或甚至 至少约1375'C))的一个温度的温度范围内)这样控制，以便比值v/Go 是在v/Go的临^Hi约0.5-约2.5倍的值范围内(亦即根据目前v/Go临界 值可资利用的信息约为lxlO-5cm2/sK^々5xlO-5cm2/sK)。然而，在某些实施例中，比值v/Go将在v/Go临^5Hi约0.6-约1.5倍的值的范围内(亦 即根据目前v/Go临界值可资利用的信息约为1.3 x 10-Scm"sK-约3 x 10-5cm2/sK)，或甚至在v/Go的临^5Mi约0.75-约1倍的值的范围内(亦即 根据目前v/Go的临界值可资利用的信息约为1.6 x 1(T5cmVsK-约2.1 x l(T5cm2/sK)。这些比值通过单独控制生长速度V和平均轴向温度梯度Go 达到。一般地，平均轴向温度梯度Go的控制可以主要是通过拉晶机的"热 区，，设计，亦即石墨(或其它材料)来实现，上述石墨构成加热器，绝热 部分，热和辐射屏蔽等都在其中。尽管设计项目可以根据拉晶机的构成和 型号而改变，但一般地，Go可以用该技术目前已知的任何用于控制在熔体 /固体界面热传递的手段一包括反射器、绝热环、辐射屏蔽、排气管、灯管、 和加热器一来进行控制。 一般地，Go的径向变化通过将这个装置定位在熔 体/固体界面上方约一个晶体直径之内而减至最小。然而，Go可以进一步 通过调节装置相对于熔体的位置(通常表示成一个距离Hr)和/或相对于 晶体的位置(在晶体生长之前和/或晶体生长期间)进行控制。这是通过调 节装置在热区中(例如，相对于熔体表面)的位置或是通过调节熔体表面 在热区中(例如，相对于用来控制热传递的装置)的位置来完成。在热传 递控制装置和熔体表面之间这种距离的控制，可以例如利用一种观察系统 和一种用于测量在晶锭生长期间拉晶装置内熔体液位/位置的方法实现，如 R.Fuerhoff和M.Banan在美国专利No.6，171，391，中所介绍的(该专利4皮 结合于此作为参考)。除了调节或控制熔体表面和位于熔体上方用于控制热传递的装置之间 的距离之外，Go还可以通过调节供给拉晶机内侧面和/或底部加热器的功 率进行控制或额外控制。应该注意，这些方法其中任一种或全部方法都可以在批量直拉法过程 中使用，在所述批量直拉法中熔体的体积在方法过程中用尽。还应注意， 这些方法在某些实施例中可以用来使Go在晶锭恒定直径部分的实际长度 (比如，25%, 50%, 75%, 85%或更多)上基本上恒定不变，这本身也使得生长速度( 一般由拉速控制)基本上恒定不变(用于一规定的目标v/Go 值或若干值的范围内)。在固化之后，晶体中的本征点缺陷浓度优选的是通过允许本征点缺陷 扩散降低，并达到可应用的点缺陷相互湮灭的程度。 一般地，如果晶锭从 晶锭的中心到侧表面是空位或填隙为主，则主要的#点缺陷向侧面晶体 表面的扩散将是用于降低浓度的主要手段。然而，如果晶锭含有空位为主 的锭芯，该锭芯被轴向上对称的填隙为主的区域包围，如本发明中那样， 则浓度降低主要是一种填隙向着表面朝外扩散和填隙向着空位为主区域朝 里扩散二者的结合，在上述空位为主区域中填隙被湮灭。因此可以抑制这 种本征点缺陷的浓度，以防在填隙为主的区域、空位为主的区域或二者中 发生附聚作用。对于^E点缺陷到硅的表面或者到硅基体内它们可以和不同特性的点缺陷重新结合(比如填隙扩散到与空位重新结合)的位置的扩散，以Axt 于当单晶从固化温度冷却到成核温度时它们的湮灭，可用的时间量一部分是随#点缺陷的初始浓度不同而变，和一部分是随穿过附聚缺陷成核温 度的冷却速度不同而变。例如，在没有快速冷却步骤时，如果晶锭在下列一段时间内从固化温度冷却到成核温度附近约50X:， 25'C， 15"C或甚至10 匸之内的一个温度，则一般可以避免附聚的缺陷(i)对150mm标称直 径的硅晶体至少约5小时，优选的是至少约10小时，和更优选的是至少约 15小时，(ii)对200mm标称直径的硅晶体至少约5小时，优选的是至少 约10小时，更优选的是至少约20小时，还更优选的是至少约25小时，和 最优选的是至少约30小时，(iii)对具有标称直径300mm或300mm以 上的硅晶体至少约20小时，优选的是至少约40小时，更优选的是至少约 60小时，和最优选的是至少约75小时。然而，应该注意，防止附聚的缺陷可供选择地可以通过快速冷却，或 "急速冷"法实现。更具体地，作为通过緩慢冷却(以便可用于扩散并因 此抑制;^t点缺陷浓度)防止附聚缺陷形成的一种可供选择的方案，可以 应用急速冷却法，其中晶段急速冷却通过附聚的缺陷发生成核的温度范围。结果，防止了附聚的缺陷成核(并因此防止其形成)。因此，对将要快速冷却的那些晶段，允许的扩散时间通常是上述时间 的某个分数，同时上述分数随着冷却速率增加而减少，而对于不是快速冷 却的那些晶段所允许的扩散时间将是如上所述的时间。在某些实施例中， 作为晶锭恒定直径部分没有附聚缺陷的百分率，快速冷却的晶段可以构成至少约25%、 50%、 75%、 90%或更多。在緩慢冷却条件下发生附聚的缺陷成核作用时的温度依赖于主要的本 征点缺陷(空位或硅自填隙)的浓度和类型。 一般地，成核温度随本征点 缺陷的浓度增加而增加。此外，附聚的空位型缺陷的成核温度范围稍高于 附聚的填隙型缺陷的成核温度范围。因此，对本方法的某些实施例，规定 了通常在直拉生长的单晶硅中产生的硅自填隙或空位浓度的范围(i)附 聚的空位缺陷的成核温度一般在约1000C和约1200"C之间，或者在约1000 'C和约1100X:之间，而(ii)附聚的填隙缺陷的成核温度一般在约850匸和 约1100"C之间，或者在约870匸和约970"C之间。在本发明的一种方法中，晶锭在主要的本征点缺陷成核形成附聚缺陷 的整个温度范围内快速冷却。在另一种方法中，是通过实验或用别的方法测定来估计发生主要的4^￡缺陷的成核作用的温度，并且晶锭在从超出所确定的成核温度10"C、 15t!、 25*C、 50"C或更多的温度延伸至低于所确定的成核温度iox:、 15x:、 25x:、 sox:或更多的温度的温度范围内快速冷却。 例如，在某些条件下，通过实验确定，成核温度对于空位为主的硅通常约为1050'C,而对于硅自填隙为主的硅约为920X:。因此，在这些条件下， 一般优选的是，对于空位为主的硅，晶锭在1050士10"C、 1050士15X:、 1050 土25"C、 1050土50t:或更大的温度范围内快速冷却，而对自填隙为主的硅， 晶锭在920土10X:、 920土15。C、 920士25"C、 920 ± 50'C或更大的温度范围 内快速冷却。对一规定拉晶机和方法，发生主要的本征点缺陷的成核作用的温度可 通过实验如下确定。可以认为，在晶锭的一个限定区域中硅自填隙保持作 为点缺陷而不成核形成附聚的缺陷，直至那个区域穿过珪达到成核温度的热区部分时为止。也就是说，在典型的直拉生长条件下，上述那个区* 初是在固体/液体界面处形成，并具有接近珪熔化温度的温度。当那个区域 在晶锭其余部分生长过程中被拉离熔体时，所述区域的温度随着它被提拉 穿过拉晶机的热区而冷却。 一个特定拉晶机的热区通常具有一个特征温度 分布，所述特征温度分布随着与熔体固体界面的距离增加而降低，因此在 时间上任何规定的点处，所述区域将处在接近等于该区域所占据的热区部 分温度的温度下。因此，所述区域被提拉通过热区的速率影响该区域冷却 的速率。因此，拉速的突然改变将造成整个晶锭冷却速率的突然改变。重 要的是，晶锭的特定区域通过成核温度的速率影响在该区域中形成的附聚 缺陷的尺寸和密度二者。因此，在产生突然改变时晶锭通过成核温度的区 域将显示附聚的本征点缺陷的尺寸和密度的突然变化，以后把这种情况称 之为成核前峰。由于成核前峰是在拉速变动时形成，所以可以将沿着晶锭 轴线的成核前峰的精确位置与晶锭的位置进行比较，并且相应地形成拉速 突然改变时热区内的成核前峰并与热区的温度分布进行比较，以使_确定在成核前峰位置中本征点缺陷的类型和浓度在发生附聚的;MiE点缺陷成核时 的温度。因此，该技术的熟练人员可以在设计的方法条件下通过直拉法生长硅 锭，以便生产一种富空位或是富硅自填隙的晶锭，并且通过使拉速突然改 变，通过注意晶锭相对于热区中拉速改变的时间点处温度分布的位置，及 通过观察成核前峰的轴向位置，可以形成为近似于沿着成核前峰存在的本 征点缺陷浓度的成核温度。此外，因为温度和本征点缺陷浓度沿着成核前 峰在径向上变化，所以可以沿着成核前峰在某些点处确定温度和本征点缺 陷浓度，并且可以用成核温度相对本征点缺陷浓度作图，以便确定成核温 度随本征点缺陷浓度的不同而变化的情况。硅沿着成核前峰的温度可以用 该技术已知的任何热模拟方法确定，所述热模拟法能够估计直拉反应器内任何位置处的温度，如象Virzi在"直拉法硅晶体生长中热传递的计算机 建模" 一 文中所介绍的热模拟法，见 Journal of Crystal Growth,voU12,p.699(1991)。硅自填隙的浓度可以用该技术已知的任何点缺陷模拟法沿着成核前峰估计，上述已知的点缺陷模拟法能估计晶锭中任何点处的本征点缺陷浓度，例如象Sinno等人在"直拉法生长的硅晶体中 点缺陷动力学和氧化诱生堆垛层错环" 一文中所介绍的点缺陷模拟，见 Journal of Electrochemical Society,Vol. 145，p.302(1998)。最后，通it/^变4匕 的生长参数下生长另外的晶锭以便产生具有增加或减少的本征点缺陷初始 浓度的晶锭，并重复上述冷却实验和分析，可以得到成核温度与本征点缺 陷浓度的关系曲线，用于一扩大的温度和浓度范围。在一种方法中，单晶硅优选的是在不使单晶锭断裂的情况下尽可能快 地冷却通过成核温度。因此，通过这个温度的冷却速率优选的是至少5匸 /min,更优选的是至少约10"C/min，更优选的是至少约15°C/min，还更优 选的是至少约20X:/min，还更优选的是至少约30t7min，还更优选的是至 少约40"C/min,及还更优选的是至少约50*C/min。一般地，单晶硅可以用至少两种可供选择的方法冷却通过附聚的;^ 点缺陷的成核温度。在第一种方法中，使整个晶锭(或者至少希望没有附 聚的A型填隙缺陷，及任选地空位缺陷的那些部分)保持在超过成核温度 的温度下，直至晶乾€端完成；然后使晶锭与熔体分离，切断输入到热区 的热量，并将单晶逸W直拉反应器的热区中移至一个与该热区分开的室如 晶体接收室或其它冷却室中以急冷整个晶锭(或者至少希望没有附聚的A 缺陷，和任选的空位缺陷的那些部分)。该冷却室可以装有热交换装置夹 套，所述热交换装置设计成利用一种冷却介质例如冷却水，在单晶硅不与 冷却介质直接接触的情况下以足够使单晶硅锭按所希望的速率冷却的速率 除去冷却室中的热量。可供选择地，或者除了使用冷却夹套之外，可以用 一种预冷的气体例如氦气来连续地吹洗晶体接收室或其它的冷却室，以便 有助于更快冷却。用于除去过程/工艺容器中热量的方法在该4支术中是众所 周知的，因此该技术的熟练人员可以应用各种方法来除去晶体接收室或其 它冷却室中的热量而不需要过多的实验。在第二种方法中，将晶锭的一部分，优选的是大部分，在晶体生长期 间急冷。在这种方法中，拉晶机的热区设计成(i)跨过生长中晶体的整个半径达到所希望的v/Go值(或若干值的范围)，(ii)在固化温度和附聚 的本征点缺陷成核温度之间的温度下提供足够的;^iE点缺陷扩散，及(iii)通过在一个包括成核温度的温度范围内施加一陡峭的轴向温度梯度，使晶 锭急冷通过生长的晶体中主要类型的附聚的本征点缺陷的成核温度。不管什么方法，晶锭可以任选地包含除了快速冷却的晶段之外至少一 个另外的晶段，在所述另外的晶段中仅通过控制本征点缺陷的初始浓度避 免了 (在轴向上对称区域中)附^X应，并可以任选地允许足够的时间用 于在其中达到成核温度(如上所述)之前扩散。如本文别处进一步说明的，应该注意，不管应用什么冷却方式来避免 (在一个或两个轴向上对称的区域)形成附聚的;^iE点缺陷，可能另外需 要受控制的冷却来避免导致形成氧化诱生堆垛层错的核的形成。更具体地， 如上所述，为了避免形成附聚的本征点缺陷，冷却速率，以及受控制冷却 必须达到的温度范围，至少部分地依赖于^E点缺陷的浓度。在某些情况 下，这个浓度可以是这样，以致受控制的冷却(无论是可供向外扩散用的 緩1t冷却，还是避免成核作用的急速冷却)只需在一下至约1100'C、 1050 。C或甚至1000"C的温度范围内发生。在这些情况下，正如本文进一步说明 的，还控制冷却以避免导致形成氧化诱生堆垛层错的核的形成(通常在低于约iioo"C-高于70ox:,约1050"€-约75ox:，或约iooox:-约800'C的温度范围内)。然而，在应用急速冷却达到低于约卯0'C、 850X:、 800"C、 或甚至750r的温度情况下，可以同时避免这种核的形成；也就是说，取决于硅的氧含量和本征点缺陷含量，硅可以急冷通过一个温度范围，所述 温度范围足以避免附聚的本征点缺陷成核作用及氧化诱生堆垛层错核的成 核作用(及其形成)二者。A型和B型填隙缺陷在本发明的一个实施例中，冷却的晶锭可能包括B缺陷，B型缺陷是 在填陷为主的材料中形成的缺陷类型。尽管形成B缺陷的精确性质和机制 未知，但一般认为B缺陷是非位错环的硅自填隙的附聚。B缺陷比A缺陷 (一种附聚的填隙缺陷)小，并且一般认为不是位错环，而是三维附聚作用，所述三维附聚作用既没有生长得足够大，也没有达到形成位错环所必需的足够激活能。在这一点上，还不清楚B缺陷当在有源电子器件区存在 时对那种器件是否有负面影响。在任何情况下，现已发现，倘若B缺陷没有事先进行稳定，则B缺陷 可以很容易地通过将晶锭切片成晶片并将晶片进行热处理而溶解。因此， 在一种方法中，将^^有未经稳定的B缺陷的晶片放在一快速加热退火炉中， 并将晶片快速加热到一个目标温度(在该温度下B缺陷开始溶解)，并在 那个温度下退火一段比较短的时间。 一般地,该目才示温度优选的是至少约 1050"C，更优选的至少约1100"C，更优选的是至少约1150*C，还更优选的 是至少约1200n，和最优选的是约1250*C。晶片一般在这个温度下保温一 段时间，所述保温时间部分地取决于目标温度，温度越低所需时间越长。 然而， 一般地，晶片将在目标温度下保持至少几秒钟(比如至少3秒)， 优选的是几十秒钟(比如10、 20、 30、 40、或50秒钟)，并且根据所希 望的晶片特性和目标温度，保温时间可以高达60秒钟(这个时间接近能大 批供应的快速热退火炉的极限)。在较低温度下热处理延长时间似乎是使B缺陷稳定。例如，在卯0"C 下将含有B缺陷的硅退火4小时的时间可以使B缺陷稳定，以致它们不能 通过在不超过约1250"C的温度下的热处理溶解。因此，使晶片的温度比较 快地斜线上升到目标温度(比如以约25'C/sec或更高的速率)来避免使B 缺陷稳定；这在一快速热退火炉中于几秒种内完成。如果希望的话，热处理可以用这样一种方式进^f亍，上述方式还能溶解 导致形成氧化诱生堆垛层错的核(如这里进一步说明的)，和/或在晶片的 i^面区域中形成一洁净区(denuded zone)及在大部分晶片中形成微缺 陷。这种方法是在快速退火炉中进行，并且将各晶片快速加热到目标温度 及在那个温度下退火一段比较短的时间。 一般地，晶片经受一个超过1150 'C，优选的是至少U75^C，更优选的是至少约1200'C,和最优选的是在约 1200"C和1275'C之间的温度下处理。这种快速退火步骤可以在氮化气氛或 非氮化气氛中进行。氮化气氛包括氮气(N2)或一种含氮化合物的气体如能氮化暴露的硅表面的氨。合适的非氮气氛包括氩、氦、氖、二氧化碳， 及其它这类非氧化、非氮化的元素和化合物气体，或这些气体的混合物。 晶片一般地将在这个温度下保持至少一秒钟，通常保持至少几秒钟(比如至少3秒钟)，优选的是保持几十秒钟(比如20、 30、 40,或50秒钟)， 并且根据所希望的晶片特性，可以保持范围高达约60秒钟的一段时间(接 近可大批供应的快速热退火炉的极限)。在完成热处理步骤时，可以将晶片快速冷却通过这样的温度范围，在 该温度范围下晶格空位在单晶硅中较为活动。 一般地，在这个温度范围内 的平均冷却速率为每秒至少约5X:，而优选的^^每秒至少约2on。根据所 希望的洁净区深度，平均冷却速率优选的可以是每秒至少约50X:，还更优选的是每秒至少约ioo'c，同时在每秒约ioox:-约20ox:的范围内的冷却速 率目前对于某些应用是优选的。 一旦晶片冷却到一个超过其中晶格空位在 单晶硅中较为活动的温度范围的温度，在某些情况下冷却速率似乎不对晶 片的析出特性产生显著影响，并因此似乎不是狭义上很关键的。按常规，冷却步骤可以在其中进行加热步骤的相同气氛中进行。环境 优选的是不高于比较小的氧、水蒸汽，和其它氧化性气体的分压。尽管氧化性气体浓度的下限没有精确测定，但现已证明，对于O.Ol大气压(atm) 的氧分压，或者10000个百万分之一原子(ppma),未观察到空位浓度增 加和影响。因此，优选的是，上述气氛具有氧和其它氧化性气体的分压小 于O.Olatm (10000ppma);更优选的是在气氛中这些气体的分压不大于 约0.005atm ( 5000ppma )，更优选的是不大于约0.002atm ( 2000ppma )， 和最优选的是不大于约O.OOlatm (1000ppma)。应该注意，本发明的方法部分地针对避免一些已知在复杂和高集成度 电路生产中影响硅材料成品率潜力的附聚缺陷，如包括附聚空位缺陷(比 如D缺陷)的附聚缺陷，和A缺陷，上述A缺陷不能通过可以用来溶解B 缺陷的那种类型的热处理在整个硅片中很容易地溶解。由于B缺陷可以4艮 容易地溶解并且在任何情况下可能无害，所以在一个实施中本发明的方法 包括制备一种具有轴向上对称区域的单晶硅，所述单晶硅包括B缺陷，但另外基本上没有附聚的缺陷。在这种情况下，B缺陷可以似乎它们不是附 聚的;^点缺陷那样进行处理。然而，在所希望的单晶硅基本上没有所有 的附聚的缺陷-包括B缺陷-的范围内，所述方法包括将从含有B缺陷的晶 锭切片所得的晶片退火的附加步骤，以便消除B缺陷。空位为主的轴向上对称的区域如上所述， 一般说来，本发明的方法能够形成其中存在V/I边界的单 晶硅锭的晶段；也就是说，本发明的方法能够制备一种单晶珪锭晶段，所 述单晶硅锭晶段具有一个从晶锭侧表面上径向向内延伸的基本上没有缺陷 的填隙为主的轴向上对称的区域，和一个从填隙为主的区域径向上向内延 伸的空位为主的轴向上对称的区域(该区域可以任选地基本上没有缺陷)。 因此，当填隙为主的区域的径向宽度增加时，空位为主的区域的径向宽度 减少，并且反之亦然(两个区域的相结合的径向宽度基本上等于晶锭的半 径)。结果，空位为主的区域的径向宽度在某些情况下可以至少是晶锭半 径的约5%、 10%或20%，同时是晶锭半径的约30%、 40%、 60%、 80% 或90%的宽度也是可能的。另外，这个轴向上对称的区域可以遍布晶锭的 恒定直径部分的至少约10%或20%的长度，同时遍布晶锭的恒定直径部分 的至少约30%、 40%、 60%、 80%、 90%、 95%或甚至约100%的长度也 是可能的。另外，应该注意， 一般说来，本文所介绍的用于控制附聚的填隙缺陷 的形成的方法，在某些情况下同样的也可应用于避免在空位为主的区域中 形成附聚的空位缺陷。氧化诱生堆垛层错关于空位为主的区域，还应注意，正如以前所报道的(见比如美国专 利No.5，919，302和6,254，672，及PCT专利申请系列No.PCT/US98/07356和 PCT/US98/07304,它们全都包括在本文中作为参考)，氧诱生堆垛层错和 增加的氧成簇带通常都是正好在V/I边界的内部发生，并且随着氧含量增加，这些变得更显著。在不坚持任何特定理论的情况下， 一般认为，在从低于约IIOOX:(比如约1050"C或甚至1000"C)至高于约800匸(比如约 850X:或甚至900*C )的温度范围发生核的形成或成核作用，上述核在暴露 于合适的热条件之下时可以导致形成氧化诱生堆垛层错，其中发生成核作 用的精确温度随氧浓度不同而改变；也就是说，成核作用可以在从约800匸-约1100匸，从约850"C-约1050C或从约卯o"C-约iooox:的温度范围内发生，这取决于单晶硅锭中的氧含量(对于较高的浓度，成核作用一般 在较高温度下发生，反之亦然)。更象附聚的本征点缺陷形成过程那样， 一旦成核作用发生，这些OISF 核的生长就将继续，只要温度高到足够使氧穿过晶格扩散到这些成核部位， 上述这些成核部位起用于氧的"凹坑"作用。 一般说来，这种扩lt持续到 在大批实际时间段内发生，直至温度达到高于约700t;(比如750"C、 775 "C、 800"C)时为止。因此，控制在OISF核成核作用的上端和氧迁移率下 端限定的温度范围内的冷却速率，能够限制这些核的数量和大小(倘若用 较少的时间供扩散和由此生长用，则快速冷却产生较小的核，而如果晶锭 段"急冷"通过成核温度，则可能产生很少核或基本上没有核)。如上所述，在某些情况下，可以应用急冷法来防止形成附聚的;^iE点 缺陷以及防止形成导致形成氧化诱生堆垛层错的核二者。然而，在其中未 达到这点的那些情况下，如其中(i)应用緩慢冷却供扩散本征点缺陷(以 便抑制#点缺陷浓度低于临界过饱和)降到例如约IIOO匸或1050"C的温 度，或者(ii)应用急速冷却，但通过与OISF核成核作用的温度范围不重 叠或充分重叠的温度范围，应用一附加的冷却步骤来控制OISF核的形成。一般说来，这个附加的冷却步骤包括冷却晶锭段以 一个冷却速率通过 上述温度范围(比如从约1100"C到约700。C，从约1050'C到约750r，或 从约IOOOX:到约800。C ),上述冷却速率足以限制OISF核的形成，因此 从这个晶锭段得到的晶片在经受足以形成氧化诱生堆垛层错的条件处理 时，将具有一个OISF浓度为低于约50/cm2，优选的是低于约40/cm2，更 优选的是低于约30/cm2，和还更优选的是低于约20/cm2 (比如低于约15/cn^或甚至10/cm2)。然而，更具体地说，充分限制或控制OISF核的形 成，以使得由晶锭段得到的晶片基本上没有氧化诱生堆垛层错。应该注意，如本文所用的，"基本上没有氧化诱生堆垛层错"及其变(比如低于约5/ cm2或甚至约3/ cm2 )。还应该注意，尽管足以导致形成氧化诱生堆垛层错的精确条件在不同 晶片样品之间可能会有变化，但用于这种热氧化过程的条件在该技术中一般是已知的，通常包括在卯ox:和i2oox:范围内的温度下于干氧、湿氧或蒸汽中加热晶片一段时间(比如约1小时、2小时、4小时、8小时、10 小时或10小时以上)。例如，甚至一种普通的氧析出热处理也能造成这种 层错的形成，上述热处理基本上包括在约800X:下将晶片退火约4小时，和然后在约iooox:下退火约16小时。这些结果通常可以通过经至少约l"C/分钟的速率冷却晶锭段经过这个 温度范围达到，同时根据例如硅中的氧含量，可以用至少约1.5C/分钟，2 。C/分，2.5*€/分，3"C/分或更高(比如约5'C/分、约10'C/分，或高于10 'C/分)的冷却速率冷却晶锭段。更具体地说，在这方面应该注意，为达到 所希望结果的冷却速率至少部分地取决于珪中的氧浓度。例如，通常对于 约11-约14.5PPMA (百万分之一原子，ASTM标准F-121-83 )范围内的氧含量，可能需要至少约ir/分、1.5X:/分或甚至2n/分的冷却速率，而对于在约14.5-约18PPMA或更高范围内的氧含量，可能需要至少约2X:/分、 2.5'C/分、3X:/分或3X:/分以上的冷却速率。然而，应该注意，在某些情况下，晶片可以在进一步处理之前(如在 经受其中形成氧化诱生堆垛层错的氧化处理之前)经受热退火，以便溶解 用别的办法改变存在的核，所述核导致氧化诱生堆垛层错的形成。换另一 种方式说，本发明的方法可以另外包括一种热退火，所述热退火是在晶锭 段生长完并由其得到一种晶片之后和氧化处理之前，以便达到形成一种具 有如上所述OISF浓度的珪片。这种热退火，或者快速热退火，可以用本文所述的多种不同方法(见比如上面关于溶解B缺陷的讨论)以及例如在美国专利No.5，994，761和 6,336,968; PCT专利申请系列No.PCT/US99/19301和PCT专利申请系列 No.PCT/US99/24068 (它们全都包括在本文中作为参考)中所介绍的那些 方法进行。 一般说来，这种处理可以包括将晶片加热到至少约950匸、1000 "C、 1100'C、 1200'C或更高(比如从约1250X:至约1270X:)的温度，保温 数禾少(比:i口2、 4、 6、 8秒、)，数十秒、(比3口10、 20、 30、 40秒、)，或甚 至几分钟，这取决于所用的温度及待溶解的核的大小和/或数量。然而，可供选择地，晶片可以快速加热(比如以至少rc/秒的速率)例如到通常不超过约1300X:的温度(比如约1250X:、 1225"C，或甚至1200^C的温度)， 如在例如美国专利No.5，994，761中所述。附加的材料 特性/限制 碳含量置换式碳当在单晶硅中作为 一种杂质存在时，具有催化氧淀析成核中 心形成的能力。因此，由于这个和其它的原因，优选的是单晶珪锭具有低 浓度的碳。也就是说，单晶硅中的碳浓度优选的是低于约5 x 10"原子/cm3， 更优选的是低于1 x 10"原子/cm3,和还更优选的是低于5 x 1015原子/ 113， 正如用该才支术中已知的方法所测定的。轻微点缺陷/ 栅氧化层完整性本方法能形成具有显著改善了性能的硅片，其中包括例如尺寸(亦即 有效直径)大于或等于尺寸约0.12微米的表面轻微点缺陷(LPPs)数每片 少于约75、 50、 25或甚至10，如用该^L术中已知的方法所测定的。此外， 本方法能形成具有栅氧化层完整性(GOI)的晶片，通过率至少约为70% 或甚至75%，而在某些情况下具有80%、 85%、 90%或更高的通过率也是 可能的。应用应该注意，由按照本发明所生长的晶锭切片所得的晶片适合于用作衬 底，在该村底上可以淀积一外延层。外延淀积可以用该技术通用的方法进 行。由按照本发明所生长的晶锭切片所得的晶片还适合于作为衬底用于绝缘体结构(比如注氧隔离(SIMOX)或结合应用)上的半导体。绝缘体复 合物上的半导体可以例如如Iyer等人的美国专利No.5，494，849中所介绍的 形成。在这些应用中可以应用本晶片作为衬底晶片或器件层。另外，还应注意，按照本发明所制得的晶片适合于与氢或氩退火处理 如欧洲专利申请No.503，816Al所介绍的处理结合4吏用。拉晶装置应该注意，本发明的方法一般可以用可批量供应的设备进行和/或用该 技术通用的方法设计。然而，本文现在将介绍一种尤其适合于在本发明中 使用的拉晶装置的新实施例。现在参见各附图，尤其是参见图3，用于实施本发明方法的拉晶机整 个用标号22表示。该拉晶机22包括一个总体上以标号24表示的水冷式外 壳用于隔离内部，所述内部包括一个下面晶体生长室26和一个上面提拉室 28,所述提拉室具有比生长室小的横向尺寸。 一个安放在基座32中的石英 坩埚30具有一圆筒形侧壁34并装有熔化的半导体源材料M，以所述熔化 的半导体源材料生长单晶硅锭i。基座32安装在一个转台36上，所述转 台36用于使基座和坩埚31绕一中心纵向轴线X旋转。坩祸30还能在生 长室26内升起，以便当生长晶锭I并从熔体中移出源材料时使熔化的源材 料M的表面保持在一个一般恒定的液位处。 一个电阻加热器38围绕坩埚 30，用于加热坩埚使坩埚中的源材料M熔化。加热器38由一外部控制系 统(未示出)控制，以便在整个拉晶过程中熔化的源材料M的温度被精确 控制。提拉机构包括一个提拉轴40，所述提拉轴40从一个能使该提拉轴上 升、下降和旋转的机构(未示出)向下延伸。拉晶机22可以具有一个提拉 线(未示出)而不是提拉轴40，这取决于拉晶机的类型。提拉轴40 M 于一个籽晶卡盘42,所述籽晶卡盘42保持用来生长单晶或单晶硅锭I的 一个籽晶C。揭ii轴40在图3中其顶部处及接到卡盘42上的地方二者都 部分地断开。在生长晶锭I时，提拉机构将籽晶C向下放至它与熔化的源 材料S的表面接触。 一旦籽晶C开始熔化，提拉机构就緩慢地将籽晶向上 升起穿过生长室26和提拉室28以便生长单晶锭I。提拉机构旋转籽晶C 的速度和提拉机构升起籽晶的速度(亦即拉速v)由外部控制系统控制。 拉晶机22的一般构造和操作，除了下面更全面说明的以外，是按常规进行 并且是该技术的技术人员所知道的。
一个热屏蔽组件50安装在生长室26中熔化的源材料M的上方，并具 有一个中央开口 51，上述中央开口 51加工成一定尺寸和形状，以便当从 源材料向上提拉晶锭时包围晶锭I。热屏蔽组件50包括一个绝热层52，该 绝热层52安装在同轴式设置的分别是内反射器和外>^射器54和56之间。 外反射器56 —fci锥形并具有一个环形凸缘58，所述环形凸缘58从反射 器的顶端60径向上向外延伸。凸缘58加工成一定尺寸，用于安放在一个 环形支承环62上，所述环形支承环62设置在生长室26中，用于支承热屏 蔽組件50。外反射器56从环形凸缘58向内和向下倾斜，并向下延伸到坩 埚30内达到熔体表面上方的一个位置，以便外反射器至少部分地插在坩埚 侧壁34和生长的晶锭I之间。外反射器56以这种方式倾斜，以便当晶锭 通过热屏蔽组件50时使从坩埚侧壁34辐射的热朝下离开晶锭I，及当它 们从坩埚30内升起时使对流的空气流朝外。
一个第二或下面的环形凸缘64从外反射器56的底部径向上向内延伸， 以便限定热屏蔽组件50的底部。 一个环形支承凸耳68从下面凸缘64的内 周边垂直地向上延伸，用于支承内反射器54,正如下面将要进一步说明的。 外反射器56优选的是用石墨材料制成，更具体地说，用涂装碳化硅的石墨 制成。外>^射器56具有一个中央孔72,该中央孔72限定热屏蔽组件50的中央开口 51。
内反射器54 —般也是锥形，具有一个锥形主要部分80和一个安装部 分82,所述安装部分82 —般从内反射器锥形主要部分的底部垂直向下延 伸。如图3所示，内及^射器54的安装部分82包括一个环形凸边84,该环 形凸边84 —般从安装部分的顶部径向上向内延伸，用于安放在外反射器 56的支承凸耳68上。这样内反射器54搁置在外反射器56的支承凸耳68 上，同时内反射器安装部分80的底部在外反射器的下面凸缘64上方稍微 间隔开。
内反射器54的锥形主要部分80从安装部分82向上和向外倾斜。内反 射器54的顶部一般与外反射器56的上部凸缘58成齐平对准。在优选实施 例中，内反射器54的锥形主要部分82与外反射器56在径向上间隔开一个 小的距离，以便只在内反射器和外反射器之间产生接触，在此处内反射器 的凸边84安放在外反射器的凸耳68上。在不接合和压缩内反射器54的情 况下，上述间距也能在拉晶机22操作期间被加热时允许外反射器56的膨 胀。内反射器54和外^Jt器56以这种方式间隔开减少了从外反射器传递 到内反射器的热量。在图3所示的实施例中，外反射器56加工成一定形状， 以便限定内反射器和外反射器之间的环形绝热室86。绝热部分52用一种 具有低导热系数的材料制造，该绝热部分52装在绝热室86中，以便进一 步使内反射器54的一部分进一步绝热，防止从外反射器56到内反射器的 热传递。内反射器54优选的是用与外反射器相同的材料制造。然而，在不 脱离本发明范围的情况下，内^Jt器和外反射器54、 56可以用其它类似的 材料制造。
图3所示和上述热屏蔽组件50与美国专利No.6,197，111中所介绍的基 本上相同，上述专利包括在本文作为参考。
还参见图3，拉晶机22还包括一个冷却系统，该冷却系统总体上用标 号100表示，安装在拉晶机外壳24上，靠近提拉室28的底部，并向下延 伸到生长室26中热屏蔽组件50的上方。冷却系统100包括一个圆筒形外 壳102，所述圆筒形外壳102具有一个内板104， 一个外板106,所述外板106与内板104大致成平行关系在内板的外部径向上隔开， 一个底部108 和一个顶部110，上述底部108和顶部110彼此相对i殳置，以〗更限定一个 内部室112。外壳102的底部108在热屏蔽组件50的顶部上方充分地间隔 开，以便能通过拉晶机外壳24中的观察口 90观察在冷却系统和热屏蔽组 件之间生长的晶锭I,并能使一个进给管(未示出，但在一个进给管口 92 处安装到拉晶机外壳上)在它们之间移动，用于定位在坩埚30上方，将未 熔化的多晶硅进给到坩埚中。作为一个例子，冷却系统外壳102的底部108 和热屏蔽组件50顶部之间的间距约为1-2英寸。冷却管114 i殳置在由冷却 系统外壳102所限定的内部室112中，并具有一种盘管结构，同时冷却管 的各圏116与外壳的内板104成紧密接触关系限制该外壳的内板104。冷 却管114相对于冷却系统外壳102加工成一定尺寸，以使冷却管的各圈116 也与外壳的外板106成紧密接触关系。
冷却系统100的一个接合环(适配环)总体上用标号118表示，所述 接合环108加工成一定形状，用于安放在拉晶机外壳24上并一般是安放在 提拉室28的底部处，以便将冷却系统固定在拉晶机夕卜壳中。接合环118 包括一个凸缘件120，所述凸缘件120从冷却系统外壳102的外板106的 顶部稍下方径向上向外延伸。 一个环形压力通风系统122在凸缘件120内 延伸，用于引导冷却液从其中穿过，以便使接合环118冷却。冷却系统外 壳102外板106中的开口 124提供在环形压力通风系统122和冷却系统外 壳的内部室112之间的流体和机械连通。 一个入口 126从环形压力通风系 统122径向上向外延伸穿过凸缘件120用于通过一合适管道(未示出)连 接到一个冷却流体源(未示出)如水源，以便接收冷却流体进入冷却系统 100中。 一个出口 128也从环形压力通风系统122径向上向外延伸穿过凸 缘件120用于与另一个管道(未示出)连接，以便排放冷却系统100中的 冷却流体。
如图4和5所示，冷却管114的最上面一圏116a是开口的并安放在接 合环118的入口 126中，用于接收冷却流体进入冷却管。冷却管114的各 圏116向下盘绕在冷却系统外壳102的内部室112内，以引导冷却流体朝下穿过冷却管。冷却管114的最下面一圏116b也是开口的，以便将冷却流 体从冷却管中排放一般是在内部室112的底部处i^冷却系统外壳102的 内部室112。 一个折流板130 (图6)连接到内部室112内的外壳102的底 部108上，并设计和设置成具有一个一般是凹形的表面132，该凹形表面 132面向冷却管114最下面一圏116b的开口端，以侵j吏从冷却管排出的冷 却流体向在最下面一圏下方朝与冷却管向下盘绕的方向相反的方向流动。所示实施例的冷却系统100包括外壳102、冷却管113和#^环118， 它们全都是用钢制造。应该考虑，冷却管114可以考虑用不同于盘管的构 造形成，如在不脱离本发明范围情况下，通过形成为一个环形圏(未示出) 或其它压力通风系统结构(未示出)，来限定冷却系统外壳102内板104 的全部或其中一部分。在制造冷却系统100的一种优选方法中，内板104、外壳102的底部 108和顶部110相互连接，例如焊接在一起。冷却管114绕在内板104上 与其成紧密接触关系并固定在内板上，例如焊接于其上。然后将外板106 安^L成围绕冷却管114与其成紧密接触关系，同时外板中的开口 124与冷 却管最上面一圏116a中的开口配准。然后将外板106连接到冷却系统外壳 102的顶部110和底部108上，例如焊接于其上，以l更限定外壳的内部室 112。最后将接合环118固定到冷却系统外壳102的外板106上，例如焊接 于其上，同时^^环的入口 126与冷却管114最上面一圏116a的开口成流 体连通。在冷却系统100运行时，冷却流体从冷却流体源通过^^环118的入 口 126接收到冷却系统中。冷却流体流入冷却管114最上面一圏116a,并 向下流动经过外壳102的内部室112内的冷却管。在冷却管114与外壳102 的内板104成紧密接触关系情况下，内板和冷却管中的冷却流体发生导热 传递，以4更将内板冷却。当冷却流体到达冷却管114的最下面一圏116b 时，它流出冷却管并流向设置在最下面一圏开口端附近的折流板130。折 流板130的凹形表面132对引导冷却流体以4更在冷却管114的最下面一圏 116b的下方朝冷却流体向下流过冷却管的方向相反的方向往回流。结果，冷却流体向后流过外壳102的内部室112 —般是在冷却管114的各圏之间 的间隙内流动。冷却流体通过外板106中的开口 124从外壳102中流出， 和然后流入接合环118的环形压力通风系统122。引导冷却流体流过环形 压力通风系统122，直至它通过接合环118的出口 128从冷却系统101中 排出。附聚缺陷的检测附聚的缺陷可以用许多不同的技^测。例如，流动图形缺陷，或D 缺陷通常是通过将单晶硅样品在一种Secco腐蚀液中优先腐蚀约30分钟， 而然后对样品进行显微镜检查(见比如H.Yamagishi等， Semicond.Sci.Techiiol.7，A135(1992))。尽管是用于检测附聚的空位缺陷的 标准方法，但本方法也可以用#测A缺陷。当采用这种^支术时，这些缺 陷当存在时表现为样品表面上的大坑。此外，附聚的本征点缺陷可以通过用 一种金属将这些缺陷染色进行目 视检测，上述金属在施加热时能扩散到单晶硅基体中。具体地说，单晶硅 样品如片、块或条可以通过首先用一种含有一种能使这些缺陷染色的金属 的合成物如浓硝酸铜溶液涂装样品的表面，目视检查是否存在这些缺陷。 然后将涂装的样品加热到在约卯0'C和约IOOO"C之间的一个温度保温约5 分钟-约15分钟，以侵/f吏金属扩散到样品中，然后将热处理过的样品冷至 室温，因此使金属变成临界过饱和并析出在样品基体内存在缺陷的位置处。冷却之后，样品首先经受一种非缺陷边界腐蚀，以l更通过用光亮腐蚀 液处理样约8-约12分钟除去表面残留物和析出物。曲型的光亮腐蚀液包括 约55%硝酸(按重量计70%溶液)、约20%氢氟酸(按重量计49%溶液)， 和约25%盐酸(浓溶液)。样品然后用去离子水清洗，并通过将样品浸入一种Secco或光亮腐蚀 液或者用上述Secco或光亮腐蚀液处理约35-约55分^l中，经受一第二腐蚀 步骤处理。通常，样品将用一种Secco腐蚀液腐蚀，所述Secco腐蚀液包 括约1: 2比例的0.15M重铬酸钾和氬氟酸(按重量计49%溶液)。这个腐蚀步骤起显示或描绘可能存在的附聚缺陷的作用。在这种"缺陷染色"法的一种可供选择的实施例中，单晶硅样品在涂布含金属的化合物之前经受热退火处理。通常，样品加热到从约85or;到约950'C温度范围内的一个温度保温约3小时-约5小时。本实施例特别优 选用于检测B型硅自填隙附聚缺陷的场合。在不坚持特定理论的情况下， 一般认为，这种热处理起到稳定和生长B缺陷的作用，因此它们可以更容 易染色和检测。附聚的空位缺陷也可以用激光散射技术，如激光扫描层析X射线摄像 法进行检测，上述激光散射技术具有比其它腐蚀技术更低的缺陷密度检测 限。一般，填隙和空位为主的材料没有附聚缺陷的区域可以通过上述铜染 色技术相互区别开并与含附聚缺陷的材料区别开。无缺陷填隙为主材料的 区域不含有通过腐蚀显示的染色特点，而无缺陷空位为主材料的区域(在 如上所述高温氧核溶解处理之前)由于氧核的铜染色作用而含有一些小的 腐蚀坑。氧化诱生堆垛层错的检测氧化诱生堆垛层错的检测可以用该技术通用的方法实现。然而， 一般 说来，这种方法包括硅片表面的蒸汽氧化作用，接着进行染色腐蚀(比如 光亮腐蚀)。然后在一种显孩i镜(比如Normarski)下进4亍检查，并对堆 垛层错进行计数。 定义如本文所用的，下列措辞或术语具有规定的意义"附聚的#点缺 陷"或简称"附聚缺陷"意思是指由下列情况所引起的缺陷(i)通过其 中空位附聚产生D缺陷、流动图形缺陷、栅氧化层完整性缺陷、晶体原生 粒子缺陷、晶体原生轻微点缺陷，及其它与这种空位有关的缺陷的反应， 或者(ii)通过其中自填隙附聚产生A缺陷、位错环和网络，及其它与自 填陷有关的缺陷的反应；"附聚的填隙缺陷"意思是指通过其中硅自填隙原子附聚的反应而引起的附聚的^i点缺陷；"附聚的空位缺陷"意思是 指通过其中晶格空位附聚的反应而引起的附聚的空位点缺陷；"半径"意 思是指从一晶片或晶锭的一 中心轴线到 一 圆周边缘测得的距离；"基本上 没有附聚的#点缺陷"意思是指附聚缺陷的浓度(或大小)低于这些缺 陷的检测限，所述检测限目前约为103缺陷/ 113; "V/I边界"意思是指沿 着晶锭或晶片的半径材料从空位为主变到自填隙为主处的位置；及"空位 为主"和"自填隙为主"意思是指其中本征点缺陷分别主要是空位或自填 隙的材料。正如下面示例说明的，本发明提供一种用于制备单晶硅锭的方法，硅 片可以从上述单晶硅锭切片制得，其中，当晶锭按照直拉法从固化温度冷 却时，防止在一填隙为主的轴向上对称的区域内形成^i点缺陷的附聚作 用，并防止在晶锭的恒定直径部分的空位为主的轴向上对称的区域内形成 OISF核和任选的附聚缺陷。应该注意，这个示例仅是用作示例性的，因此不应理解为具有限制的 意义。示例按照本发明，按照直拉法生长了一系列具有直径约200mm的单晶硅 锭，这一系列单晶珪锭的一部分是在不具有用于冷却固化的晶锭的附加装 置的拉晶机中生长， 一部分是在具有用于冷却固化的晶锭的附加装置的拉 晶装置(比如一种具有冷却水套的拉晶机，所述冷却水套位于拉晶机的转 变区域中，如本文所述)中生长。每个晶锭一般都用相同的生长a生长。 因此每个晶锭都具有一个晶段，所述晶段包括一个填隙为主的轴向上对称 的区域，所述填隙为主的轴向上对称区域基本上没有附聚的缺陷，并且绕 在空位为主的轴向上对称区域同中心(每个轴向上对称区域的宽度，从一 个晶锭到下一个晶锭大致相同)。生长和分析(除了上述冷却机构之外) 的各个晶锭或晶锭段之间唯一的显著不同是硅中的氧含量(对于非冷却式晶锭，氧含量是在约13.5-约15.7PPMA范围内，而对冷却式晶锭，氧含量 范围是从约12到约16.8PPMA范围内)。在晶锭生长之后，将待分析的各晶段切片成晶片，然后使每个晶片经 受热退火处理(其中使氧析出物核稳定和然后生长)，接着进行氧化处理 以便形成氧化诱生堆垛层错。最后，检查最终的晶片是否存在如本文所述 的OISF缺陷。现在参见图7,图7的结果由在没有冷却水套或装置、并因此没有快 速冷却通过形成OISF核并生长的温度范围的拉晶机中生长的单晶硅锭得 到的各晶锭段所得到的晶片提供。其中所获得的一部分晶片经受"正常的" 快速热退火("RTA")处理，其中它们被加热到约750'C，而其余晶片 经受如美国专利No.5,994,761中所介绍的RTA，其中各晶片快速加热到约 1235"C的温度。正如从这些结果可以看出的，没有高温RTA，对所有氧浓度高于约 11PPMA的晶片都存在一个OISF带。更具体地说，结果表明(i)如果 应用低温RTA，则需要快速冷却以确保OISF浓度低于约10/cm2; (ii) 如果采用高温RTA，则为达到保证OISF浓度低于约10/cm2的目的，緩 慢冷却一般对氧浓度高达约14.5PPMA是可接受的；及(iii)即使采用高 温RTA，对本发明的某些优选实施例(亦即很低的OISF浓度)，这是不 够的，因为没有某种用以增加晶锭段在关键温度范围(如上所述)内的冷 却速率的装置，氧浓度增加到高于某一极限值(比如约14或14.5PPMA)。 尽管更高的RTA温度将更有效，但对可以应用的最高温度有某些实际限 制(比如目前可用的退火炉能达到多高温度，以及材料可以承受的最高温 度)。现在参见图8，图8的结果由在具有冷却水套或装置，并因此具有快 速冷却通过形成OISF核并生长的拉晶机中生长的单晶珪锭所得到的晶锭 段得到的晶片提供。其中所得到的一部分晶片经受"正常的，，RTA处理， 其中它们被力口热到约750'C,而其余的晶片经受如美国专利No.5，994，761 中所介绍的RTA,其中各晶片在一种情况下快速加热到约1200X:的温度， 而在另一种情况下快速加热到约1235"C的温度。对这些结果可以进行一些观察。具体地说，(i)用"正常的"低温退火(如上所述)，在氧含量达到约14.7PPMA之前，晶片具有OISF含量 低于约5/cm2，而在氧含量达到约15PPMA之前，OISF含量低于约 10/cm2 ; (ii)然而，用一约1200^C或1235"C的RTA，即使当氧含量高 达约16.7PPMA时，也能得到OISF含量低于约5/ 112或甚至约3/cm2。鉴于上述情况，可以看出，受控制式冷却能得到具有相当低OISF含 量但具有较高氧含量的晶片。此外，可以看出，即佳:没有受控制式冷却， 也可应用RTA法来降低OISF含量，因此能形成具有比其它方法可能更高 氧含量的合格硅。
权利要求
1.一种用于生长单晶硅晶锭的方法，其中晶锭包括一个中心轴线、一个籽晶锥、一个尾端和一个恒定直径部分，所述恒定直径部分在上述籽晶锥和端锥之间，具有一个侧表面和一个半径，所述半径从上述中心轴线延伸到侧表面，晶锭按照直拉法从硅熔体生长和然后从固化温度冷却，所述方法包括控制(i)生长速度v，(ii)在晶体的恒定直径部分生长期间在从固化到一不低于1325℃的温度范围内的平均轴向温度梯度Go，及(iii)晶体从固化温度到750℃的冷却速率，以导致形成一个晶段，其中一个基本上没有A型附聚的填隙缺陷的填隙为主的轴向对称的区域从侧表面径向向内延伸，其中一个空位为主的轴向对称的区域从该填隙为主的区域径向向内延伸并具有附聚的空位缺陷，其中附聚的空位缺陷的浓度大于1×103/cm3，以及另外其中从上述晶段得到的晶片在经受随后的氧化处理时，具有一低于50/cm2的氧化诱生堆垛层错浓度。
2. 如权利要求1所述的方法，其特征在于，在从固化温度到1050 "C的第 一温度范围内控制冷却速率，以导致形成该填隙为主的轴向对称的 区域，以及在从1050。C到一高于750"C的温度的第二温度范围内控制冷却 速率。
3. 如权利要求2所述的方法，其特征在于，该填隙为主的轴向对称 的区域也基本上没有B型附聚的缺陷。
4. 如权利要求2或3所述的方法，其特征在于，晶体具有一标称直 径为150mm，并且在至少10小时的一段时间内从固化温度冷却到至少 1050C的温度。
5. 如权利要求2或3所述的方法，其特征在于，晶体具有一标称直 径为150mm，并且在至少15小时的一段时间内从固化温度冷却到至少 1050。C的温度。
6. 如权利要求2或3所述的方法，其特征在于，晶体具有一标称直径为200mm，并且在至少10小时的一段时间内从固化温度冷却到至少 1050"C的温度。
7. 如权利要求2或3所述的方法，其特征在于，晶体具有一标称直 径为200mm，并且在至少20小时的一段时间内从固化温度冷却到至少 1050X:的温度。
8. 如权利要求2或3所述的方法，其特征在于，晶体具有一标称直 径为大于200mm，并且在至少40小时的一段时间内从固化温度冷却到至 少1050'C的温度。
9. 如权利要求2或3所述的方法，其特征在于，晶体具有一标称直 径为大于200mm，并且在至少60小时的一段时间内从固化温度冷却到至 少1050X:的温度。
10. 如权利要求2或3所述的方法，其特征在于，控制从1050"C到 750'C的冷却速率，以使得从上述晶段得到的晶片在经受随后的氧化处理 时，具有一低于40/cm2的氧化诱生堆垛层错浓度。
11. 如权利要求10所述的方法，其特征在于，晶片的平均氧含量是 在11-14.5PPMA范围内。
12. 如权利要求11所述的方法，其特征在于，在1050'C和750"C之 间的平均冷却速率为至少l"C/分、1.5X:/分或2匸/分。
13. 如权利要求10所述的方法，其特征在于，晶片的平均氧含量是 在14.5-18PPMA范围内。
14. 如权利要求13所述的方法，其特征在于，在1050"C和750匸之 间的平均冷却速率为至少2'C/分、2.5'C/分或3"C/分。
15. 如权利要求2或3所述的方法，其特征在于，晶体具有一标称直 径为至少150mm、 200mm或300mm。
16. 如权利要求2或3所述的方法，其特征在于，该填隙为主的轴向 对称的区域具有一径向宽度，所述径向宽度为晶锭半径长度的10%、 20%、 40%、 60%、 80%或90%。
17. 如权利要求2或3所述的方法，其特征在于，上述晶段的长度至页少为晶锭恒定直径部分长度的10%、 20%、 40%、 60%、 80%或卯％。
18. 如权利要求2或3所述的方法，其特征在于，生长速度v和平均 轴向温度梯度Go如此控制，以使得v/Go比值是在v/Go临界值的0.5-2.5 倍的数值范围内，或是在v/Go临^IHi的0.6-1.5倍的数值范围内。
19. 如权利要求2或3所述的方法，其特征在于，在从固化温度到不 低于1350*€或1375X:的温度范围内控制平均轴向温度梯度Go。
20. 如权利要求2或3所述的方法，其特征在于，由上述晶段所得到 的晶片中氧化诱生堆垛层错浓度低于30/cm2， 20/cm2或10/cm2。
21. 如权利要求2或3所述的方法，其特征在于，在晶片表面上尺寸 等于或大于0.12微米的轻微点缺陷数少于75、 50、 25或甚至10。
22. 如权利要求2或3所述的方法，其特征在于，从上述晶段所得到 的晶片，在氧化步骤之前，于至少950n的温度下热退火，以l更溶解导致 形成氧化诱生堆垛层错的核。
23. 如权利要求22所述的方法，其特征在于，用于上述热退火的气 氛是氢气、氩气，或它们的混合物。
24. 如权利要22所述的方法，其特征在于，由上述晶段得到的晶片， 在非氧化性气氛中于至少1175"C、 1200X:或甚至1250C的温度下进行热退 火。
25. 如权利要求22所述的方法，其特征在于，晶片经受快速热退火处理，晶片以至少5x:/秒、1ox:/秒、15t:/秒或25x:/秒的速率加热到温度。
26. 如权利要求22所述的方法，其特征在于，在热退火之后，晶片 以至少20'C/秒、50"C/秒或100。C/秒的速率冷却通过晶格空位在硅中较为 活动的温度范围。
27. 如权利要求22所述的方法，其特征在于，晶片基本上没有氧化 诱生堆垛层错。
28. 如权利要求22所述的方法，其特征在于，晶片的平均氧含量至 少为11、 12、 13、 14、 15、 16、 17或18PPMA。
29. —种用于生长单晶硅晶锭的方法，其中晶锭包括一个中心轴线、一个籽晶锥、 一个尾端和一个在上述籽晶锥和端锥之间的恒定直径部分， 所述恒定直径部分具有一个侧表面和一个半径，所述半径从中心轴线延伸到侧表面，晶锭按照直拉法从硅熔体中生长，上述方法包括将晶锭从固化温度冷却到一个低于750X:的温度，并且作为上述冷却 步骤的一部分，将晶锭的恒定直径部分的一个晶段急速冷却通过一个用于 硅自填隙和氧析出物附聚的成核温度，以便在上述晶段中得到一个从侧表 面径向向内延伸的填隙为主的轴向对称的区域和一个从上述填隙为主的区 域径向向内延伸的空位为主的轴向对称的区域，其中上述填隙为主的区域 基本上没有A型附聚缺陷，其中所述空位为主的轴向对称的区域具有附聚 的空位缺陷，其中附聚的空位缺陷的浓度大于lxio3/cm3，以及另外其中 由上述晶段得到的晶片在经受随后的氧化处理时，具有一低于50/ 112的氧 化诱生堆垛层错浓度。
30. 如权利要求29所述的方法，其特征在于，该填隙为主的区域具 有一个宽度，所述宽度为所述恒定直径部分半径的10%、 20%、 40%、 60%、 80%或90%。
31. 如权利要求30所述的方法，其特征在于，上述晶段具有一轴向 长度，所述轴向长度至少是恒定直径部分轴向长度的10%、 20%、 40%、 60%、 80%或90%。
32. 如权利要求29-31中任一项所述的方法，其特征在于，该晶锭段 急冷通过从1200匸到1000*€的温度范围。
33. 如权利要求29-31中任一项所述的方法，其特征在于，该晶锭急 冷通过800'C-1100r的温度范围。
34. 如权利要求29-31中任一项所述的方法，其特征在于，该晶锭急冷通过85ox:-io5ot;的温度范围。
35. 如权利要求29-31中任一项所述的方法，其特征在于，该晶锭急冷通过900 'c -iooo x:的温度范围。
36. 如权利要求29-31中任一项所述的方法，其特征在于，所述区域 以至少5X:/min、 10匸/min、 20"C/min、 30*C/min、 40t7min或50r7min的速率急速冷却。
37. 如权利要求29-31中任一项所述的方法，其特征在于，在上述冷 却步骤之后，该填隙为主的轴向对称的区域含有B缺陷，但不含A缺陷。
38. 如权利要求29-31中任一项所述的方法，其特征在于，恒定直径 部分具有半径至少为75mm、 100mm或150mm。
39. 如权利要求29-31中任一项所述的方法，其特征在于，该晶段的 平均氧含量是在11-14.5PPMA范围内。
40. 如权利要求29-31中任一项所述的方法，其特征在于，该晶段的 平均氧含量是在14.5-18PPMA范围内。
41. 如权利要求29-31中任一项所述的方法，其特征在于，从上述晶 段得到的晶片中氧化诱生堆垛层错的浓度低于40/cm2、 30/cm2、 20/cm"或 10/cm2。
42. 如权利要求29-31中任一项所述的方法，其特征在于，在晶片的 表面上尺寸等于或大于0.12微米的轻微点缺陷数少于75、 50、 25或甚至 10。
43. 如权利要求29-31中任一项所述的方法，其特征在于，从上述晶 段得到的晶片，在氧化步骤之前，于至少为950C的温度下进行热退火， 以^^溶解导致形成氧化诱生堆垛层错的核。
44. 如权利要求43所述的方法，其特征在于，用于上述热退火的气 氛是氢气、氩气或它们的混合物。
45. 如权利要求43所述的方法，其特征在于，从上述晶段得到的晶 片在非氧化性气氛中于至少1175"C、1200'C或甚至1250X:的温度下进行热 退火。
46. 如权利要求43所述的方法，其特征在于，晶片经受快速热退火处理，晶片以至少5匸/秒、1ox:/秒、15x:/秒或25x:/秒的速率加热到温度。
47. 如权利要求43所述的方法，其特征在于，在热退火之后，晶片 以至少20。C/秒、50t:/秒或100^C/秒的速率冷却通过晶格空位在硅中较为活动的温度范围。
48. 如权利要求43所述的方法，其特征在于，晶片基本上没有氧化 诱生堆垛层错。
49. 如权利要求43所述的方法，其特征在于，晶片的平均氧含量为 至少ll、 12、 13、 14、 15、 16、 17或18PPMA。
50. —种用于生产单晶锭的拉晶机，所述拉晶机包括 一个坩埚，所述坩埚用于装熔化的半导体源材料；一个加热器，所述加热器与坩埚热交流，用于将坩埚加热到一个足以 熔化坩埚中所装的半导体源材料的温度；一个提扭K构，所述提拉M设置在坩埚的上方，用于从坩锅所装的 熔化材料中提拉晶锭；一个热屏蔽组件，所述热屏蔽组件设置在坩锅所装的熔化的源材料上 方，该热屏蔽组件具有一个中央开口，所述中央开口的尺寸和形状制成用 于当从熔化的材料提拉晶锭时围绕晶锭，上述热屏蔽组件当在拉晶机内从 源材料向上提拉晶锭时基本位于晶锭和坩埚之间；及一个冷却系统，所述冷却系统设置在拉晶机中在热屏蔽组件上方，用 于当在拉晶机内热屏蔽组件上方向上提拉晶锭时进一步使晶锭冷却，该冷 却系统具有一个中央开口 ，所述中央开口的尺寸和形状制成用于当在拉晶 机内向上提拉晶锭时围绕晶锭。
51. 如权利要求50所述的拉晶机，其特征在于，冷却系统具有一个 底部，所述底部在热屏蔽组件顶部的上方轴向上间隔开一个距离，所^巨 离足以允许通过拉晶机外壳中的观察孔观察晶锭。
52. 如权利要求50或51所述的拉晶机，其特征在于，冷却系统具有 一个底部，所述底部在热屏蔽组件顶部的上方轴向上隔开一个距离，所述 距离足以能把一个进给管设置在其间和坩埚上方，以便将未熔化的多晶材 料引导至坩埚之中。
53. 如权利要求50或51所述的拉晶机，其特征在于，冷却系统包括 一个外壳和一个冷却管，上述外壳限定一个内部室，而上述冷却管^1置在 上述内部室中，与至少一部分外壳成紧密接触的关系，以允许在冷却管和的析出，25mm的尾端部分是多晶部分11，因此单晶部分约195mm。在 结晶体的前端和尾端切割晶片，使用Huber腐蚀溶液测量腐蚀坑密度。 在前端处的腐蚀坑密度是2500cm—2，在尾端处的腐蚀坑密度是2000cm—2。 这满足小于3000ciT^的目标值。另外，对于在结晶直体部分前端13切割的晶片，利用GDMS法测 量晶片中Fe浓度分布。晶片中心部分的浓度最低，为2Xl(y6cm3。另 一方面，当在离晶片周边向内2.5mm测量Fe浓度时，Fe浓度为2. 45 X1016cnT3。最大值和最小值之差相对于平均值的比例为20%。同样，对 于在结晶直体部分尾端12切割的晶片，利用GDMS法测量晶片中Fe浓 度分布。晶片中心部分的浓度最低，为10X1016cm—3。在离晶片周边向 内2. 5mm的Fe浓度为12. 2 X 1016cm—3。掺杂剂浓度的最大值和最小值之 差相对于平均值的比例为20%。将按上述得到的InP单晶加工成直径为lOOnrni、厚度为625微米 的双面镜面晶片。用SIMS法测量深度方向的Fe浓度。当通过蚀刻和 抛光从表面去除10微米深的晶片时，测量从表面到100微米深的Fe 浓度。100微米的深度被认为对于器件制造是足够的深度。对于从结晶 体部分的前端和尾端切割的晶片，Fe浓度分布在土5。/。以内。可以看出， 对于器件制造，Fe浓度的均匀性是没有问题的。(实施例3)将直径为98mm、长度为20fflm的〈100〉InP晶种置于pBN坩埚1 中，pBN柑埚1的内径约105rara，其内表面具有氧化硼(B203)薄膜。 晶种与结晶体的横截面积之比为87%。另外，从晶种到结晶体的锥形部 分相对于晶体中心轴线的倾角为10度。并将所生长的晶体的平均位错 密度的目标值设定小于2000cm、所用晶种的平均位错密度为1500cnf2。 至于掺杂剂，使用高纯度Fe，并与10kg的InP多晶和0. 5kg的氧化硼 一起装入pBN坩埚内。另外，调节置于坩埚中的高纯度Fe的重量，以 使结晶直体部分前端的浓度为2X10I6cnf3。对于InP单晶的生长，使用不锈钢制成的高压室9。坩埚座5装 在下轴6的上端，将下轴6设置在高压室的中心。下轴6可以旋转并压力通风系统，所述压力通风系统与外壳的内部室成流体连通，用于将冷 却流体接收到凸缘件中，以便冷却凸缘件，并引导冷却流体朝向出口孔用 于从冷却系统排出冷却流体。
全文摘要
本发明涉及一种用于制备单晶硅锭的方法，以及涉及晶锭或由晶锭产生的晶片。该方法包括控制(i)生长速度v，(ii)平均轴向温度梯度Go，及(iii)晶体从固化到约750℃的冷却速率，以便形成一个晶段，所述晶段具有一个第一轴向上对称的区域和一个第二轴向上对称的区域，上述第一轴向上对称的区域从晶锭的侧表面径向上向内延伸，其中硅自填隙是主要的本征点缺陷，而上述第二轴向上对称的区域从第一轴向上对称的区域径向上向内和朝晶锭的中心轴线延伸。所述方法的特征在于对v、Go和冷却速率都进行控制，以防止在第一区域内形成附聚的本征点缺陷，同时进一步控制冷却速率，以便在晶片经受另外适合于形成氧化诱生堆垛层错的氧化处理时，限制在由这个晶段所得到的晶片中形成氧化诱生堆垛层错。
文档编号C30B33/02GK101230482SQ20071016504
公开日2008年7月30日 申请日期2002年1月22日 优先权日2001年1月26日
发明者C·B·金, J·L·利伯特, M·巴南, S·L·金贝尔 申请人:Memc电子材料有限公司