專利名稱：基本無生長缺陷的外延硅片的制作方法
背景技術：
本發(fā)明的工藝一般涉及外延硅片的制備。本發(fā)明尤其涉及安放在一個硅片盒、硅片舟或其他載體上的一組外延硅片的制備，每片硅片都具有一個外延層，基本上不含由于外延層生長的襯底表面上存在聚集硅自—填隙缺陷而引起的生長缺陷。
可以由它得到單晶硅片的單晶硅通常采用所謂提拉“Czochralski”(“Cz”)方法制備。在這個方法中，將多晶體硅(“多晶硅”)裝入一個坩堝并被熔化，用一根籽晶與熔融硅液接觸，通過緩慢提拉籽晶而生長單晶體。當頸部形成后，通過降低拉制速度和/或熔融溫度使晶體直徑放大，直達到所需的目標直徑。然后通過控制拉制速度和熔融溫度而補償熔融液面的降低，從而生長出直徑近乎恒定的圓柱主體。接近生長過程終點、但在坩堝內熔融硅用盡之前，必須逐漸減少晶體直徑以形成尾錐。一般通過加速晶體提拉和升高坩堝溫度來形成尾錐。當晶體直徑變得足夠小時，則晶體與熔液分離。
近幾年來，普遍認為單晶硅中的大量缺陷是在晶體凝固后的冷卻過程中在晶體生長室內形成的。這些缺陷的產生，部分是由于過量(如濃度超過溶度限)的本征點缺陷的存在，稱為空位和自-填隙原子。從熔融液生長的硅單晶通常是帶有過量的一種或他種本征點缺陷而生長的，要么是晶格空位(“V”)，或者是自—填隙原子(“I”)。有人已經指出，硅中這些點缺陷的類型和初始濃度是在凝固時確定的，如果其濃度達到系統(tǒng)中的臨界過飽和，且這些點缺陷的遷移率足夠高，一種相互作用或聚集作用就可能發(fā)生。硅中的聚集本征點缺陷在復雜的、高集成化電路生產中會嚴重影響材料的產出能力。
空位型缺陷被認為是某些可觀察的晶體缺陷的起源，如D-缺陷，流圖缺陷(FPDs)，柵氧化物完整性(GOI)缺陷，晶體原發(fā)粒子(COP)缺陷，晶體原發(fā)光點缺陷(LPDs)，以及采用如紅外掃描顯微鏡和激光掃描層析攝影等紅外掃描技術所觀察到的某些體缺陷。在過?？瘴粎^(qū)中還存在作為包括堆垛層錯的環(huán)氧核心(OISF)缺陷。據推測這種特殊缺陷是一種由于過?？瘴坏拇嬖诙呋母邷爻珊搜蹙奂?。
對與自—填隙原子(“I”)相關的缺陷研究得很不夠。一般將它們看作是低密度的填隙型位錯環(huán)或網。這種缺陷并不是造成柵氧化物完整性(一個重要的硅片性能標準)破壞的原因，但一般認為它們是引起與漏電流問題有相關的其他類型器件故障的原因。
外延硅生長一般包括化學氣相淀積過程，即在將襯底(如一單晶硅片)加熱的同時，使氣相硅化合物通遍晶片表面來影響高溫分解或還原。當使用單晶硅片作襯底時，這種硅就以單晶硅結構繼續(xù)生長的形式淀積。所以，在硅片表面出現(xiàn)的缺陷(例如聚集硅自-填隙原子缺陷)就可能直接影響生長的外延片質量。這種對質量的影響是由于在單晶硅結構繼續(xù)生長的同時，襯底表面的缺陷也繼續(xù)生長，導致在外延層中形成新的晶格缺陷，即生長缺陷。例如，可能形成象小堆、外延堆垛層錯和小丘這類外延缺陷，其最大截面寬度從現(xiàn)今激光自動檢測裝置的探測極限約0.1微米到10微米。
迄今，對付外延生長缺陷的主要手段只是在外延淀積前對襯底表面進行檢測。然而，這種方法很費時間；而且在檢測淀積過程前還不一定能成功地鑒別和排除有問題的襯底。因此，仍然需要找到一種手段，使之能夠可靠而一致地為外延淀積提供其表面基本不含聚集填隙缺陷的襯底，并由此而消除與之相關的生長缺陷。
簡言之，本發(fā)明旨在提供一組外延硅片，每片外延片包含一片供淀積硅外延層的單晶硅襯底。該襯底具有一個中心軸，基本垂直于中心軸的一個正面和一個背面，一個園周邊以及一個從中心軸延伸到園周邊的半徑。該襯底包含一個基本無聚集填隙缺陷的硅-自填隙原子為主材料的軸對稱區(qū)，該軸對稱區(qū)域從襯底園周邊沿半徑向內部延伸。淀積在襯底表面的外延層基本不含由于襯底表面存在聚集填隙原子缺陷所引起的生長缺陷。
圖2表明對于一給定的自-填隙原子濃度[I]，形成聚集填隙原子缺陷所需自由能的改變量ΔGI隨溫度T的降低而增加的例子。
圖3表明自—填隙原子[I]和空位[V]的初始濃度隨比值v/G0的減小(由于G0值的增大)可能沿晶棒或晶片的半徑方向發(fā)生變化的例子。應注意在V/I邊界發(fā)生從空位為主材料向自—填隙原子為主材料的過渡。
圖4是一個單晶硅棒或晶片的頂視圖，展示出分別以空位V為主材料和自—填隙原子I為主材料的區(qū)域以及存在于它們之間的V/I邊界。
圖5是一個單晶硅棒的縱向剖面視圖，詳細展示了晶棒恒定直徑部分的軸對稱區(qū)。
圖6是一個跟隨一系列氧沉積熱處理的200mm直徑硅棒的軸向剖面的少子壽命掃描圖，詳細展示了一個空位為主材料的一般圓柱區(qū)，一個自—填隙原子為主材料的一般圓環(huán)軸對稱區(qū)，兩者之間的V/I邊界以及一個聚集填隙原子缺陷區(qū)。
圖7是一個拉制(即籽晶提升)速度與晶體長度的關系圖，表明在一部分晶體長度范圍內拉制速度線性減小。
圖8是一個跟隨一系列氧沉積熱處理的硅棒軸向剖面的少子壽命掃描圖，如例1所述。
圖9是四根單晶硅棒的拉制速度與晶體長度的關系圖，分別以1-4標記，用來給出一條曲線，標記v*(z)，如例1所述。


圖10是熔液/固態(tài)界面上平均軸向溫度梯度G0隨徑向位置的變化曲線，對應于例2中描述的兩種不同情況。
圖11是空位[V]和自—填隙原子[I]的初始濃度沿徑向位置的變化曲線，對應于例2中描述的兩種不同情況。
圖12是溫度沿軸向位置的變化曲線，表明在例3中所描述的兩種不同情況下的硅棒軸向溫度分布。
圖13是從圖12所示兩種冷卻條件下所產生的自—填隙原子的濃度，在例3中作更充分的描述。
圖14是一個跟隨一系列氧沉積熱處理的整個硅棒軸向剖面的少子壽命掃描圖，如例4所述。
圖15是闡明V/I界面位置與單晶硅棒長度的關系圖，如例5所述。
圖16a是一個跟隨一系列氧沉積熱處理的一段距肩部100mm到250mm的硅棒軸向剖面的少子壽命掃描圖，如例6所述。
圖16b是一個跟隨一系列氧沉積熱處理的一段距肩部250mm到400mm的硅棒軸向剖面的少子壽命掃描圖，如例6所述。
圖17是一個硅棒不同半徑位置處的軸向溫度梯度G0圖，如例7所述。
圖18是一個硅棒不同軸向位置處的平均軸向溫度梯度G0徑向變化圖，如例7所述。
圖19是闡明軸對稱區(qū)寬度與冷卻速度的關系圖，如例7所述。
圖20是距肩部235mm到350mm的一段硅棒經銅染色或缺陷輪廓刻劃后的軸向剖面照片，如例7所述。
圖21是距肩部305mm到460mm的一段硅棒經銅染色或缺陷輪廓刻劃后的軸向剖面照片，如例7所述。
圖22是一段距肩部140mm到275mm的硅棒經銅染色或缺陷輪廓刻劃后的軸向剖面照片，如例7所述。
圖23是一段距肩部600mm到730mm的硅棒經銅染色或缺陷輪廓刻劃后的軸向剖面照片，如例7所述。
圖24說明從硅棒中心到約1/2硅棒半徑處(通過對從固化溫度到x-軸上的溫度梯度求平均來確定)平均軸向溫度梯度G0(r)的徑向變化，這可能在不同結構的熱區(qū)中發(fā)生。
圖25是說明四種不同熱區(qū)結構中硅棒的軸向溫度分布圖。
圖26是一個表示12片提拉生長的P-型單晶硅襯底的光掃描缺陷分析結果的覆蓋圖(即堆疊圖)，如例8所述。
圖27是一個表示13片提拉生長的P-型單晶硅襯底的光掃描缺陷分析結果的覆蓋圖(即堆疊圖)，如例8所述。
圖28是一個表示12片外延片(對應于圖26中的12片襯底)的光掃描缺陷分析的結果的覆蓋圖(即堆疊圖)，如例8所述。
圖29是一個表示13片外延片(對應于圖27中的13片襯底)的光掃描缺陷分析的結果的覆蓋圖(即堆疊圖)，如例8所述。
圖30是一個出現(xiàn)在外延層表面的生長缺陷的照片，采用顯微鏡高倍放大觀察得到，如例8所述。
圖31是表示一個經過銅染色或缺陷輪廓刻蝕后的一段硅棒1/4扇區(qū)的照片，如例8所述。
發(fā)明詳細描述按本發(fā)明的工藝發(fā)現(xiàn)，采用具有基本無聚集硅自-填隙原子本征點缺陷的第一軸對稱區(qū)的單晶硅片做襯底，可以生長出具有基本無生長缺陷的外延層的外延硅片。無需任何專門的理論證明，一般可以確信外延硅片的外延層中出現(xiàn)生長缺陷的一個重要起因是生長外延層的單晶硅襯底表面存在聚集填隙原子缺陷。這種可能以位錯環(huán)或三角形出現(xiàn)的聚集填隙原子缺陷肯定是產生相應缺陷的位置，通常稱其為在外延淀積后的外延層中的“小丘”。象這類生長缺陷的形成是缺陷通過外延層傳播的結果。因此，可以確信采用無聚集填隙原子缺陷的單晶硅襯底可以制備出改善的外延層。襯底據迄今已有的實驗數(shù)據，顯然應當在切得這些硅片的硅棒從固化溫度(即，約1410℃)冷卻到1300℃以上(即，至少約1325℃，1350℃，或甚至至少約1375℃)時，就開始確定象單晶硅片中硅晶格空位或硅自-填隙原子這類本征點缺陷的類型和初始濃度；也就是說，這種缺陷的類型和初始濃度由比值v/G0控制，其中v是生長速度，G0是在這溫度范圍內的平均軸向溫度梯度。
現(xiàn)參見圖1，隨著v/G0值的增大，從自-填隙原子為主生長遞減到空位為主生長遞增的轉變發(fā)生在v/G0的某一臨界值附近，據當前可獲得的信息，這個臨界值約為2.1×10-5cm2/sK，其中G0是在上述溫度范圍內軸向溫度梯度恒定不變的條件下確定的。在這個臨界值處，這種本征點缺陷濃度處于平衡狀態(tài)。然而，當v/G0值超過這個臨界值時，空位濃度增加。同樣，當v/G0值降到臨界值以下時，自-填隙原子濃度增大。如果這個濃度達到系統(tǒng)中的一個臨界過飽和水平，且點缺陷的遷移率足夠高，就可能發(fā)生一種相互作用，或一種聚集作用。
因此，如其他報道(參看PCT/US98/07365或PCT/US98/07304)所言，硅晶格中空位相互作用而產生聚集空位缺陷以及硅晶格中自-填隙原子相互作用而產生聚集填隙原子缺陷這樣的過程是可以消除的。無需專門的理論證明可以確信，只要在晶棒生長和冷卻期間空位和自填隙原子的濃度得到控制，使得系統(tǒng)自由能的變化(ΔG)不超過發(fā)生這類聚集作用的臨界值，即可消除這類相互作用。換言之，可以認為當硅棒從固化溫度冷卻時，通過防止系統(tǒng)進入空位和自填隙原子的臨界過飽和，即可避免空位和自填隙原子的聚集作用。
通過確立空位和自填隙原子的初始濃度(由v/G0(r)控制，這里v/G0(r)表示v/G0是徑向位置的函數(shù)，下面將進一步討論)可防止這種缺陷的形成。這個初始濃度值要足夠低，使之永遠達不到臨界過飽和值。然而，實際上很難在整個晶體徑向上達到這樣的低濃度，因此，一般可通過抑制晶體結晶后的初始空位濃度或初始填隙原子濃度(即在根據v/G0(r)來確立初始濃度之后)來防止臨界過飽和。
因自-填隙原子的遷移率相當高(一般約10-4cm2/秒)，而空位遷移率范圍較低，由于自-填隙原子向晶體表面上的陷井或晶體內的空位為主區(qū)的徑向擴散，有可能在相當長距離上(約5cm到10cm以上)影響對填隙原子或空位的抑制。只要有足夠的時間允許本征點缺陷初始濃度進行這種徑向擴散，就可以有效地利用徑向擴散來抑制填隙原子或空位濃度。一般來說，擴散時間將取決于填隙原子或空位初始濃度的徑向變化，較小的徑向變化要求較短的擴散時間。
對于提拉生長的單晶硅而言，平均軸向溫度梯度G0一般隨半徑的增大而增大。這意味著v/G0值沿硅棒的半徑方向一般不是單一的。由于這種變化，本征點缺陷的類型和初始濃度不是常數(shù)。如果v/G0的臨界值(在圖3和4中標記為V/I邊界2)在沿晶棒半徑4的某點達到，材料將從以空位為主轉換到以自-填隙原子為主。另外，晶棒將包含一個自-填隙原子為主材料的軸對稱區(qū)域6(其中硅自-填隙原子的初始濃度隨半徑的增大而增大)，它包圍著空位為主材料的一般圓柱區(qū)8(其中空位的初始濃度隨半徑的增大而減小)。
將包含V/I邊界的晶棒從固化溫度冷卻時，由于自-填隙原子與空位的復合，填隙原子和空位的徑向擴散引起V/I邊界徑向向內漂移。另外，當晶體冷卻時，將發(fā)生自-填隙原子到晶體表面的徑向擴散。隨著晶體的冷卻，晶體表面可能維持近乎平衡的點缺陷濃度。點缺陷的徑向擴散將趨于減小V/I界面外的自-填隙原子濃度和V/I界面內的空位濃度。如果擴散時間足夠長，各處空位和自-填隙原子濃度可能使ΔGV和ΔGI低于空位聚集作用和自-填隙原子聚集作用發(fā)生的臨界值。
現(xiàn)參見圖5，對晶體生長條件(包括生長速度V，平均軸向溫度梯度G0以及冷卻速度)進行完善的控制，以利按提拉生長法形成單晶硅棒10，包括一個中心軸12，一個籽晶錐14，一個尾晶錐16和籽晶錐與尾晶錐之間的恒定直徑部分18。恒定直徑部分有一個圓周邊20和從中心軸12延伸到圓周邊20的半徑4?？梢钥刂凭w生長條件，使之形成(i)基本無缺陷的填隙原子為主材料的軸對稱區(qū)6和(ii)空位為主材料的一般圓柱型區(qū)8，它也可以包含一個基本無缺陷的軸對稱區(qū)域9?？梢愿淖冚S對稱區(qū)域6和9的寬度，如下面進一步詳細討論。
通常要對生長速度v和平均軸向溫度梯度G0(如前面的定義)進行控制，使比值v/G0的變化范圍從約0.5到2.5倍v/G0的臨界值(即根據目前可獲得的v/G0臨界值數(shù)據，約為1×10-5cm2/sK到約5×10-5cm2/sK)。比值v/G0最好應為約0.6到1.5倍v/G0的臨界值(即根據目前可獲得的v/G0臨界值數(shù)據，約為1.3×10-5cm2/sK到約3×10-5cm2/sK)。v/G0取值在約0.75到1.25倍v/G0的臨界值(即根據目前可獲得的v/G0臨界值數(shù)據，約為1.6×10-5cm2/sK到約2.1×10-5cm2/sK)就更理想。在一個特殊的優(yōu)選實例中，一般圓柱區(qū)域9內的v/G0值落在v/G0臨界值和1.1倍v/G0臨界值之間，而在另一個優(yōu)選實例中，一般圓柱區(qū)域6內的v/G0值則在0.75倍v/G0臨界值和v/G0臨界值之間。
為使軸對稱區(qū)域6和/或9的寬度最大，最好是硅棒從結晶溫度冷卻到約1050℃以上，時間為(i)對于150mm標稱直徑的硅單晶，至少是約5小時，再好是約10小時，最好是約15小時，(ii)對于200mm標稱直徑的硅單晶，至少是約5小時，再好是至少10小時，更好是至少約20小時，更好是至少約25小時，最好是至少約30小時，(iii)對于大于200mm標稱直徑的硅單晶，至少是約20小時，再好是至少40小時，更好是至少約60小時，最好是至少約75小時。冷卻速率的控制可采用在將熱傳遞減到最小的工藝中現(xiàn)已熟知的任何手段來實現(xiàn)，包括使用的熱隔離器，加熱器，熱輻射屏蔽和磁場。
平均軸向溫度梯度G0的控制可以通過拉晶機“熱區(qū)”的設計(即制作加熱器、隔熱器、熱輻射屏蔽等的石墨或其他材料)來實現(xiàn)。盡管這種設計細節(jié)可能隨拉晶機的制造和型號在變化，但一般說來，采用在控制熔液/固體界面處熱傳遞的工藝中現(xiàn)已熟知的任何手段可對G0進行控制，包括反射器，熱輻射屏蔽、排氣管、光導管和加熱器。一般來說，在熔液/固體界面上方大約一個晶體直徑之內安置這樣一個裝置可使G0的徑向變化最小。通過調整該裝置相對于熔液和晶體的位置可進一步控制G0。要做到這一點，或者調整該裝置在熱區(qū)內的位置，或者調整熱區(qū)熔液表面的位置。另外，當采用一個加熱器時，通過調整施加在加熱器上的電源功率可以進一步控制G0。在拉制過程中熔體耗盡的批量提拉生長工藝中，這些方法的任何一種或全部都可采用。
對于這種制備無缺陷襯底硅片的某些工藝實例，一般希望平均軸向溫度梯度G0隨硅棒直徑的變化是相對恒定的。然而，應該注意的是當熱區(qū)設計的改進允許G0的變化最小時，與維持恒定生長速度相關的機械問題成為非常重要的因素。這是因為生長過程變得對拉制速率的任何變化都更敏感，這也直接影響生長速度v。就工藝控制而言，這意味著沿晶棒半徑的G0取值不同是有利的。然而，G0值的顯著差別可能引起高濃度的自-填隙原子向硅片邊緣方向增大，從而使避免形成聚集本征點缺陷的難度增大。
從上述分析看來，G0的控制涉及使G0徑向變化最小和維持良好工藝控制條件之間的平衡。因此，一般來說，在大約一個直徑的晶體長度后的提制速度是0.2mm/分到0.8mm/分的范圍。再好一點是0.25mm/分到0.6mm/分的范圍，更好一點是0.3mm/分到0.5mm/分的范圍。應當注意，提制速度與晶體直徑和拉晶機的設計這二者有關。所指范圍是200mm直徑晶體的典型值。一般來說，提制速度將隨著晶體直徑的增大而減小。然而，拉晶機可設計成允許拉制速度超過此處所指的范圍。所以，根據本發(fā)明，最好將拉晶機設計成使其提制速度盡可能快，而仍可形成一個軸向對稱區(qū)。
為工業(yè)實用起見，自-填隙原子擴散量的控制可通過控制硅棒從固化溫度(約1410℃)冷卻到硅中自-填隙原子不再遷移的溫度時的冷卻速度來實現(xiàn)。硅自-填隙原子在硅的固化溫度(即1410℃)附近顯得特別活動。然而，這種可動性隨單晶硅棒溫度的降低而減小。一般來說，自-填隙原子的擴散速度很慢，以致在商業(yè)實用周期內低于約700℃的溫度下，或許高于800℃，900℃，1000℃或1050℃的溫度下它們基本上是不動的。
在這一方面必須指出，盡管從理論上講自-填隙原子聚集相互作用發(fā)生的溫度可以在較寬的溫度范圍內變化，但在實際情況下，對于常規(guī)提拉生長硅來說這個范圍顯得相當窄。這是在按提拉法生長的硅中通常得到的初始自-填隙原子濃度范圍相當窄所致。一般說來，自--填隙原子聚集相互作用可能(如果有的話)在約1100℃到約800℃的溫度范圍內，且典型溫度是1050℃。
因此，在自填隙原子可移動的溫度范圍內(決定于熱區(qū)溫度)，冷卻速度將處于約0.1℃/分到約3℃/分的典型范圍，再好一點是約0.1℃/分到約1.5℃/分的范圍；更好一點是約0.1℃/分到約1℃/分；冷卻速度最好是0.1℃/分到約0.5℃/分的范圍。
通過控制在自—填隙原子呈現(xiàn)可動性的溫度范圍內硅棒的冷卻速度，可以給自—填隙原子更多的時間向位于晶體表面的陷井或空位為主區(qū)擴散，在那里它們可能會湮滅。這種填隙原子濃度可以因此而得到抑制，從而避免聚集作用的發(fā)生。通過控制冷卻速度，利用填隙原子的擴散來緩解對v/G0值可能提出的過于嚴格的要求，以便得到基本無聚集缺陷的軸對稱區(qū)。換句話說，由于可以控制冷卻速度而允許填隙原子有更多的時間擴散，為獲得基本無聚集缺陷的軸對稱區(qū)，比臨界值更大范圍的v/G0值是可以接受的。
為了在晶體恒定直徑部分的適當長度上達到這樣的冷卻速度，還必須考慮硅棒尾錐的生長工藝，以及硅棒尾錐生長一旦結束后硅棒的處理。一般地說，一旦硅棒恒定直徑部分生長完畢時，就要增大拉制速度，開始作必要的調整來形成尾錐。然而，這種拉制速度的增加將使恒定直徑部分的下部在如上所述填隙原子足夠活動的溫度范圍內更快地冷卻。因此，這些填隙原子可能沒有足夠的時間擴散到陷井而被湮滅；這就是說，這下部中的濃度不可能抑制到滿意的程度，可能引起填隙原子缺陷的聚集。
為了防止在硅棒下部產生這種形式的缺陷，要使硅棒恒定直徑部分有一個與提拉生長法相適應的均勻加熱過程。這種均勻加熱過程可以通過不僅在恒定直徑生長期間、而且在尾錐晶體生長或接著尾錐生長期間以相當恒定的速度從硅熔液拉制硅棒來實現(xiàn)。更具體地說，最好是當尾錐開始生長時就確定尾錐的拉制速度，確保處于超過1050℃溫度的硅棒恒定直徑部分的任何區(qū)段，會經歷與已經冷卻到1050℃以下而包含無聚集本征點缺陷軸對稱區(qū)的硅棒恒定直徑部分的其他區(qū)段相同的熱處理過程。相當穩(wěn)定的速度可以通過以下手段得到，例如，(i)使尾錐生長期間坩堝和晶體的轉速低于晶體恒定直徑部分生長期間坩堝和晶體的轉速，和/或(ii)使尾錐生長期間饋送給加熱器用來加熱硅熔液的電源功率高于尾錐生長期間常規(guī)饋送的功率。這種工藝變量的附加調整可以單個進行，也可以組合進行。
正如前面所指出的，存在一個可能抑制聚集填隙原子缺陷的空位為主區(qū)的最小半徑。該最小半徑值取決于v/G0(r)和冷卻速度。當拉晶機和熱區(qū)設計改變時，前面所講的v/G0(r)、拉制速度和冷卻速度的范圍也將發(fā)生變化。同樣，這些條件在沿晶體生長的長度上也會改變。還象前面所講的，最好使無聚集填隙原子缺陷的填隙原子為主區(qū)的寬度達到最大。于是，希望這個區(qū)域的寬度維持在盡可能接近(但不超過)晶體半徑與在給定拉晶機中沿生長晶體長度上的空位為主區(qū)最小半徑之差。
對于給定的拉晶機設計，為使軸對稱區(qū)域6(也可能是9)寬度最大所需的晶體拉制速度分布可根據經驗來確定。一般來說，這種經驗方法包括先得到容易獲取的有關在特定拉晶機中生長的硅棒軸向溫度分布的數(shù)據，以及在同一拉晶機中生長的硅棒平均軸向溫度梯度徑向變化的數(shù)據。利用這些數(shù)據來拉制一根或多根單晶硅棒，然后分析其聚集填隙原子缺陷的存在。這樣，即可確定一個最佳拉制速度分布。
除了由于G0沿整個硅棒半徑的增大而引起v/G0的徑向變化外，由于v的變化或因提拉過程中G0的自然變化，v/G0也可能沿軸向變化。對于標準的提拉過程，v隨提制速度在整個生長周期內的調整而變化，以保持晶棒直徑恒定。提制速度的這種調整或變化又要引起V/G0沿硅棒恒定直徑部分長度的變化。因此，希望能控制提制速度以便使硅棒軸對稱區(qū)6和/或9的寬度最大。然而，硅棒的半徑可能發(fā)生變化。為確保所生長的硅棒具有恒定直徑，硅棒生長的直徑最好大于希望值。然后硅棒經標準工藝處理以去除表面多余部分，從而確保得到具有恒定直徑的硅棒。
再參見圖5，本發(fā)明中的襯底片是從一根包含基本無缺陷的填隙原子為主材料6的單晶硅棒10切成的，這個填隙原子為主材料區(qū)可能又包圍一個空位為主材料的一般圓柱區(qū)8(該區(qū)的一部分或全部可能是基本無缺陷區(qū))。另外，區(qū)域6可能從中心延伸到邊緣，或區(qū)域9可能從中心延伸到邊緣；這就是說，基本無缺陷區(qū)6或9的寬度約等于硅棒的寬度。
軸對稱區(qū)域6一般有一定寬度，它是從園環(huán)邊20沿半徑向內到中心軸12來測量，在某些實例中，它至少是硅棒恒定半徑的約5％，10％，20％甚至約30％，而在其他實例中，它至少是硅棒半徑的約40％，60％，最好約80％。另外，軸對稱區(qū)域9(當出現(xiàn)時)一般也有一定寬度，是沿半徑從v/I邊界2延伸到軸12來測量的，該寬度至少約15mm，或至少約為硅棒恒定直徑部分半徑的7.5％，約15％更好一點，再好一點至少約25％，最好是至少約50％。在一個具體優(yōu)選實例中，軸對稱區(qū)域9包含硅棒的軸12，即軸對稱區(qū)域9和一般圓柱區(qū)8重合。
軸對稱區(qū)6和9擴展的長度一般至少約為硅棒恒定直徑部分長度的20％。然而，這些區(qū)域的長度為硅棒恒定直徑部分長度的至少約40％比較好，約60％更好些，最好是80％左右。
應該注意的是，軸對稱區(qū)6和9的寬度可能沿中心軸12的長度發(fā)生變化。因此，對于給定長度的軸對稱區(qū)6，其寬度通過測量從硅棒10的園環(huán)邊20沿徑向到離中心軸最遠點的距離來確定。同樣，軸對稱區(qū)9的寬度通過測量從V/I邊界2沿徑向到離中心軸最遠點的距離來確定。換言之，測量每一區(qū)域寬度就要確定在軸對稱區(qū)6或9給定長度中的最短距離。
對于具有V/I邊界的硅棒，即一個含有空位為主的材料的硅棒，一般希望是低氧含量材料，即氧含量少于13PPMA(每百萬個原子中的氧原子含量，ASTM標準F-121-83)，單晶硅中含氧量少于12PPMA更好一點，再好一點是少于11PPMA，最好是少于10PPMA。之所以希望氧含量低是因為在中、高氧含量(如14PPMA到18PPMA)的硅片中，更容易在V/I邊界內形成含氧堆垛層錯和增強氧聚集帶，它對外延層也可能是有害的。
可采取多種方法來進一步減小增強氧聚集效應，這些方法或單獨使用，或組合使用。例如，氧沉積成核中心一般是在350℃到750℃的溫度范圍退火的硅中形成。因此，對某些應用來說，可能希望晶體是“短”晶體，即按提拉工藝生長直到籽晶尾端已經從硅的熔融點(約1410℃)冷卻到約750℃后硅棒迅速冷卻的單晶。按此方法，在成核中心形成的臨界溫度范圍耗費的時間最短，因而在拉晶機中來不及形成氧沉積成核中心。
然而，最好通過將單晶硅退火的辦法將單晶生長期間形成的氧沉積成核中心分解掉。只要這些氧沉積成核中心還未經穩(wěn)定的熱處理，就有可能通過將硅迅速加熱到875℃以上而將它們清除掉，最好是連續(xù)加溫到至少1000℃，1100℃或更高。在硅達到1000℃時，所有這些缺陷(如＞99％)基本上都會被清除掉。重要的是硅片要迅速地加熱到這個溫度，即溫升速度至少是每分鐘10℃，最好每分鐘約50℃。否則，部分或全部氧沉積成核中心可能因這樣的熱處理而固定下來。似乎在相當短的時間內達到平衡狀態(tài)，即60秒左右或更短。因此，單晶硅內的氧沉積成核中心可在875℃以上的溫度下經退火處理來清除，約950℃以上更好，最好是約1100℃以上，時間至少約5秒，最好10分鐘以上。
這種分解可以在普通爐子中或在快速熱退火(RTA)系統(tǒng)中進行。硅的快速熱退火處理可在采用高功率燈組對硅片單個加熱的任何商品快速熱退火(RTA)爐中進行。RTA退火爐能快速加熱硅片，例如，可在幾秒鐘內將硅片從室溫加熱到1200℃。一種這樣的商業(yè)RTA爐(型號610)可從AG聯(lián)合公司(Mountain View，CA)獲得。此外，這種分解處理可以對硅棒或硅片進行，最好是對硅片進行。外延層采用熟知的工藝方法可在上述襯底的表面淀積或生長外延層。(參見美國專利No.5,789,309.)外延層的生長通常采用化學氣相淀積來實現(xiàn)，因為這是一種在半導體材料上生長外延層的最靈活的、低成本的方法。一般說來，化學氣相淀積涉及將揮發(fā)性反應物(如SiCl4，SiHCl3，SiH2Cl2或SiH4)與攜載氣體(通常是氫氣)引入外延爐。雖然工藝條件可以改變，在單晶層淀積情況下，其溫度一般處于1080℃和1150℃之間。此外，產生淀積的環(huán)境要非常干凈(即無粉塵污染)，且含氧量低于1PPMA。
根據本發(fā)明以及下述例8(下面)進一步所描述的，迄今為止的經驗表明，要求選用基本無聚集原子缺陷的單晶硅襯底。之所以需要這樣的襯底是因為淀積期間淀積到硅片表面的硅材料在這些聚集缺陷處的累積比在其周圍平坦表面上的累積更快。硅材料在這種聚集缺陷處的淀積和積累導致外延層中生長缺陷(即小丘和堆垛層錯)的形成。最關心的是其直徑大于或等于約10微米的大面積生長缺陷，采用工藝中通用的激光束表面掃描設備測得(見加州Moutain View Tencor公司生產的Tencor6200系列激光掃描儀，如6220型)。
無需任何特殊理論說明，一般可以相信外延層內缺陷的產生可有多種不同的原因。例如，存在于襯底表面的塵埃和其他有機污染物與聚集填隙原子缺陷一道在淀積期間可以可能成為硅材料積累的場所。因此，可利用本發(fā)明結合其他手段(例如，改進的襯底清洗和處理方法)結合使用來完全消除外延層內的缺陷。然而，若單獨使用，本發(fā)明也能有效地消除外延層缺陷的主要誘因，從而減小這類缺陷的總濃度。
如上所述，本發(fā)明的襯底可以包含一個基本上無聚集填隙原子缺陷的填隙原子型材料軸對稱區(qū)，其寬度可以改變。所以，應當注意的是，迄今為止的經驗表明，一旦外延層淀積完成，這個基本無聚集填隙原子缺陷的襯底表面區(qū)在外延層中將產生一個基本不含有由這種聚集缺陷引起的生長缺陷的相應區(qū)域。然而，還應注意的是，外延層的這個區(qū)域不僅相應于基本無缺陷的填隙原子為主材料區(qū)，而且也對應于襯底中的空位為主材料區(qū)。換句話說，一種改進的外延層可以通過在填隙原子為主且基本無缺陷的硅片表面上淀積得到，也可通過在從中心到邊空位為主的硅片上淀積得到，或通過在芯區(qū)周圍基本無缺陷的填隙原子為主區(qū)的硅片上淀積得到。
無需任何特殊理論說明，可以相信襯底表面聚集空位缺陷(也稱為空位)的存在對生產基本無生長缺陷的外延層并不那么嚴格。相反，可以相信當硅材料沉積到襯底表面上時，這些空位會有效地被覆蓋或“填滿所以，聚集空位缺陷不會在外延層中傳播。然而，為確保空位或“陷阱”不會在外延層表面出現(xiàn)，外延層一般要有足夠的厚度以覆蓋襯底表面上存在的聚集空位缺陷，這個厚度隨這種缺陷的大小和深度的增加而增加。這層厚度一般在約1微米到15微米或更厚。希望外延層的厚度從約1微米到10微米，從約1微米到8微米更好，從約1微米到5微米更好，最好是從約1微米到4微米。在這方面應指出的是，只要聚集空位缺陷被有效地覆蓋，較薄的外延層是有利的，因為降低生產外延片的成本。
因此，本發(fā)明能提供一組外延硅片，其中每片的外延層基本上不含由于沉積外延層的襯底表面上存在聚集填隙原子缺陷而引起的生長缺陷。更具體地說，本發(fā)明能提供一組外延硅片，其中每個硅片的襯底具有如上所述基本無聚集缺陷的填隙原子型材料的第一軸對稱區(qū)，該區(qū)從晶片的園周邊沿徑向延伸。當該軸對稱區(qū)域寬度小于等于襯底的半徑時，襯底還包含一個其寬度和位置如上所述的空位型材料的第二軸對稱區(qū)，該區(qū)可能含有也可能不含聚集空位缺陷。不管襯底的軸對稱區(qū)寬度如何，由于利用這種襯底，外延淀積后生成的外延層在差不多整個硅片半徑上基本沒有這種生長類型的缺陷；即外延層在外延片表面積的40％，60％，80％，90％或更大的區(qū)域內基本上不含生長缺陷。
值得指出的是，本發(fā)明的優(yōu)點在于，使用從單一硅棒切得的系列襯底，按現(xiàn)有工藝有可能制備一組外延片。換句話說，本發(fā)明之所以先進是因為此項工藝的一致性和可靠性。這組外延片可以由基本上從單根晶棒連續(xù)切得的一組襯底制備和組裝而成。因此，在外延淀積之前無需通過費時的檢測手段來鑒別襯底是否合適(即襯底基本無聚集填隙原子缺陷)。同樣，由于所用襯底的高質量，不需要采用費時的檢測手段對基本上不含有這種生長缺陷的外延片做鑒別，從而判斷其是否合適包括在這樣一組襯底中。
例如，這組外延片可以裝在通常儲存和運輸外延片的硅片盒中，或通常用來加熱硅片的舟中，或類似的硅片載體中。可將5片，10片，20片，25片，50片或更多硅片裝成一組。然而，通常將直徑200mm以上的硅片裝成25片一盒，300mm或更大直徑的硅片裝成13片一盒。
與按高速生長硅棒來形成全部是空位為主材料的常規(guī)快速拉晶方法相比，本發(fā)明的工藝特別適用于單晶硅棒直徑增大的情況。無需任何特殊的理論說明，一般可以肯定，對直徑相當大(如至少300mm以上)的硅棒來說，不可能維持足夠高的生長速度來確保全部硅材料完全以空位為主。換句話說，隨著硅棒直徑的增大，很可能硅棒恒定直徑部分會包含以填隙原子為主材料的區(qū)段。于是，為了防止在這個區(qū)段內形成填隙原子缺陷，必須適當控制生長條件。
聚集原子缺陷的直觀檢測聚集原子缺陷可通過多種不同的技術檢測。例如，流圖缺陷或D-缺陷的檢測，一般可將單晶硅樣品在Secco腐蝕溶液中腐蝕30秒，然后將樣品進行顯微觀察(參看H.Yamagishi等，Semicond，Sci.Technol.7，A135(1992))。雖然這種方法是以聚集空位缺陷的探測為標準，但也可用來檢測聚集填隙原子缺陷。當采用這個技術時，如有缺陷存在，這種缺陷顯現(xiàn)成樣品表面的大深坑。
聚集原子缺陷也可以采用激光掃描技術檢測，例如激光掃描X斷層攝影技術，這種方法的低密度檢測限一般比其他腐蝕技術要低。
另外，采用能在加熱時快速擴散到單晶硅格點的金屬將這類缺陷染色也可直觀檢測聚集本征點缺陷。具體地說，象園片、棒、片這樣的單晶硅樣品，可先在樣品表面涂敷一層含有能使這類缺陷染色的化合物(濃硝酸銅溶液)，然后將涂敷的樣品加熱到900℃到1000℃持續(xù)5到15分鐘以使金屬快速擴散到樣品中，再將熱處理的樣品冷卻到室溫，于是使金屬變成嚴重過飽和，并沉積在樣品存在缺陷的格點處，即可進行直觀檢測。
冷卻之后，將樣品在光照腐蝕溶液中處理8到12分鐘，先對樣品進行非缺陷處理腐蝕，以便除去表面剩余物和沉積物。一種典型的光照腐蝕溶液成分為約55％硝酸(重量濃度70％)，約20％氫氟酸(重量濃度49％)，約25％的鹽酸(濃溶液)。
然后，用去離子水漂洗樣品，并，用將樣品在Secco或Wright腐蝕液中浸泡35到55分鐘進行第二步腐蝕。一般使用由0.15M的重鉻酸鉀和氫氟酸(重量濃度49％)按1∶2比例配成的Secco腐蝕溶對樣品進行腐蝕。這一腐蝕步驟起重顯或描繪可能存在的聚集原子缺陷的作用。
一般說來，通過上述銅染色技術可以將無聚集缺陷的填隙原子和空位為主的材料區(qū)與含有聚集原子缺陷的材料互相區(qū)別開來。無缺陷的填隙原子為主材料區(qū)不會有由腐蝕而顯現(xiàn)的染色特性，而無缺陷的空位為主材料區(qū)(在進行如上所述的高溫氧核分解處理之前)會含有由于氧核的染銅色而形成的小腐蝕坑。定義正如文中所使用的，“基本無生長缺陷”一詞的意思是，當采用工藝中常用的生長缺陷檢測限約0.1微米的自檢測設備(如Tencor 6220激光檢測儀)來檢測時，本發(fā)明的外延層不包含由淀積外延層的襯底表面上存在聚集填隙原子缺陷所引起的生長缺陷(也稱為小丘或堆垛層錯)； “堆垛位錯圖形”指的是這樣一種技術，即用激光檢測裝置對一系列樣品外延片或襯底進行分析，將系列中每一外延片的分析結果重疊或“堆積”在一張圖上來表明該系列硅片或襯底中缺陷的徑向位置。
另外，如文中所使用的，下面的其他詞或術語將具有給定的含義“聚集本征點缺陷”是指由下述效應產生的缺陷(i)空位聚集產生D-缺陷，流圖缺陷，柵氧化層完整性缺陷，晶體原發(fā)微粒缺陷，晶體原發(fā)光點缺陷以及其他與空位相關的相互作用，(ii)自填隙原子聚集產生沉積環(huán)和網以及其他與自-填隙原子相關缺陷的相互作用；聚集自填隙原子缺陷”指的是由硅自-填隙原子聚集相互作用產生的聚集本征點缺陷；“聚集空位缺陷”指的是由晶格空位聚集相互作用產生的聚集空位點缺陷；“半徑”是指從中心軸到硅棒或硅片圓周邊測得的距離；“基本無聚集本征點缺陷”系指聚集缺陷濃度小于這種缺陷的檢測極限，通常約為103個/cm3；“V/I邊界”是指沿硅棒或硅片半徑材料從空位為主變成自-填隙原子為主的位置；“空位為主”與“自-填隙原子為主”是指本征點缺陷分別是空位為主或自-填隙原子為主的材料。
實施例例1到例7說明一種適合用本發(fā)明使用的襯底硅片的制備；即這些例子表明，單晶硅棒的制備是當硅棒按提拉法從固化溫度點冷卻時，避免在硅棒恒定直徑部分的軸對稱區(qū)聚集本征點缺陷，用于本發(fā)明的襯底片即可從這種硅棒切出。例8表示本發(fā)明外延片的特性。
按照例1到例7，應當注意這些例子提出了可用來達到所需結果的一組條件。對于給定的拉晶機，還有不同的方法來確定最佳提制速度分布。例如，可以沿晶體長度增加或降低提制速度來生長一根單晶，而不以不同的提制速度生長一批硅棒；按此方法，在單晶生長期間，聚集自-填隙原子缺陷可能出現(xiàn)和消失多次。最佳提制速度則針對多個不同晶體位置來確定。
介紹的所有例子僅用來說明本發(fā)明的目的，因而不應作有限定含義的理解。襯底例1
一種具有預置熱區(qū)設計拉晶機的優(yōu)化過程第一根200mm單晶硅棒是在整個晶體長度上的提制速度從約0.75mm/分鐘線性下降到約0.35mm/分鐘的條件下生長的。圖7表示提制速度隨晶體長度的變化?？紤]到在拉晶機中生長200mm硅棒而預置的軸向溫度分布以及預置的平均溫度梯度G0的徑向變化(即熔液/固態(tài)界面處的軸向溫度梯度)，選擇這些提制速度以保證硅棒的一端從中心到周邊是空位為主材料，而從中心到另一端的周邊是填隙原子為主的材料。將生長的硅棒縱向切片，并分析確定何處開始形成聚集填隙原子缺陷。
圖8是該硅棒距硅棒肩部635mm到760mm區(qū)段軸向剖面的少數(shù)載流子壽命掃描圖像，是跟隨一系列揭示缺陷分布圖的氧沉積熱處理所得的。在約680mm的晶體處，可以看到一個聚集填隙原子缺陷帶28。這個位置相應于臨界提制速度V*(680mm)＝0.33mm/分。在這一點，軸對稱區(qū)域6(一個填隙原子為主的材料區(qū)，但沒有聚集填隙原子缺陷)的寬度達到最大值；空位為主區(qū)8的寬度RV*(680)約35mm，軸對稱區(qū)寬度RI*(680)約65mm。
接著以穩(wěn)定的提制速度生長一組四根硅單晶硅棒，其提制速度比得到第一根200mm硅棒最大軸對稱區(qū)寬度的提制速度稍高或稍低。圖9給出每根單晶提制速度隨晶體長度的變化，分別標記為1-4。然后，對這四根單晶進行分析，以確定聚集填隙原子缺陷首先出現(xiàn)或消失的軸向位置(及對應的提制速度)。圖9給出這四個經驗確定的點(用“*”標記)。由這些點之間的內插值和從這些點的外推值給出一條曲線，圖9中標注為V*(Z)。這條曲線代表(作為一級近似)軸對稱區(qū)寬度最大處200mm單晶的提制速度與在拉晶機中晶體長度的關系。
以其他提制速度生長的晶體和對這些晶體的分析將使V*(Z)的經驗確定更為完善。
例2G0(r)徑向變化的減小圖10和11闡明通過減小熔融液/固態(tài)界面處軸向溫度梯度G0(r)的徑向變化可改善晶體質量。取不同G0(r)值的兩種情況來計算空位和填隙原子的初始濃度(距熔融液/固態(tài)界面處約1cm)(1)G0(r)＝2.65+5×10-4r2(K/mm)，(2)G0(r)＝2.65+5×10-5r2(K/mm)。對于每種情況，將提制速度調整到使富-空位的硅和富-填隙原子的硅之間的界面在半徑為3cm處。情況1或2中所用的提制速度分別為0.4mm/分和0.35mm/分。從圖11清楚可見，晶體中富填隙原子區(qū)填隙原子的初始濃度隨初始軸向溫度梯度徑向變化的減小而急劇減小。這就導致材料質量的改進，因為很容易避免由填隙原子過飽和形成填隙原子缺陷的聚集。
例3延長填隙原子的外擴散時間圖12和13闡明通過延長填隙原子的外擴散時間可提高晶體質量。取晶體中不同軸向溫度分布(dT/dZ)的兩種情況下來計算填隙原子的濃度。兩種情況下熔融液/固態(tài)界面的軸向溫度梯度是相同的，因而兩種情況下填隙原子的初始濃度(距熔融液/固態(tài)界面約1cm)是一樣的。在這個例子中，將提制速度調整到使整個晶體都是富-填隙原子。兩種情況下的提制速度相同，0.32mm/分。第2種情況下的填隙原子外擴散時間較長使填隙原子濃度總體上降低。這導致材料質量的改善，因為很容易避免因填隙原子過飽和而形成填隙原子缺陷的聚集。
例4以變化的提制速度生長一根700mm長、150mm直徑的晶體。提制速度從肩部處約1.2mm/分近乎線性降到距肩部約430mm處的0.4mm/分，然后又近乎線性地返回到距肩部700mm處的約0.65mm/分。在這特定拉晶機的這些條件下，在距晶體肩部320mm到525mm的長度范圍內，整個直徑都是在富-填隙原子條件下生長的。參見圖14，在約525mm的軸向位置處和0.47mm/分的提制速度下，晶體在整個直徑范圍內都無聚集本征點缺陷聚集。換句話說，有一小段晶體其軸對稱區(qū)寬度(即基本無聚集填隙原子缺陷區(qū))等于硅棒的半徑。
例5如例1所述，以變化的提制速度生長一組單晶硅棒，然后對它們進行分析，以確定聚集填隙原子缺陷首先出現(xiàn)或消失的軸向位置(及相應的提制速度)。將這些點之間的內插值和從這些點的外推值畫出提制速度與軸向位置的圖上，便給出一條曲線，它代表(一級近似)在軸對稱區(qū)的最大寬度處200mm晶體提制速度與在拉晶機中晶體長度的關系。接著又以其他提制速度生長另外的晶體，利用對這些晶體的進一步分析使經驗確定的最佳提制速度分布更為精確。
利用這些數(shù)據和下面的最佳提制速度分布，生長出一根1000mm長和200mm直徑的單晶。然后，采用標準工藝的氧淀積方法對從該生成晶體不同軸向位置得到的切片進行分析，以便(i)確定是否形成聚集填隙原子缺陷，(ii)確定V/I界面位置與切片半徑的關系。按這一方法，即可確定軸對稱區(qū)的存在、以及這個區(qū)的寬度與晶體長度或位置的關系。
在圖15中給出從距硅棒肩部約200mm到950mm范圍內軸向位置的結果。這些結果表明，可以確定生長單晶硅棒的提制速度分布使得硅棒的恒定直徑部分可以包含一個具有一定寬度的軸對稱區(qū)，從硅棒的園周邊向中心軸測量，它至少是恒定直徑部分半徑的40％。另外，這些結果表明該軸對稱區(qū)具有一定的長度，沿硅棒的中心軸來測量，約為硅棒恒定直徑部分長度的75％。
例6采用遞降的提制速度生長一根長約1100mm，直徑約150mm的單晶硅棒。硅棒恒定直徑部分肩部的提制速度約1mm/分。提制速度指數(shù)降到在距硅棒肩部約200mm的軸向位置處的約0.4mm/分。然后，在靠近硅棒恒定直徑部分尾端處提制速度線性降到約0.3mm/分。
在這特定熱區(qū)結構的這些工藝條件下，生成的硅棒包括一個其軸對稱區(qū)寬度約等于硅棒半徑的區(qū)域。現(xiàn)參看圖16a和16b，這是部分硅棒軸向剖面的少數(shù)載流子壽命掃描圖像，是跟蹤一系列氧沉積熱處理得到的，展示出硅棒軸向位置從約100mm到250mm和從約250mm到400mm的連續(xù)段。從這些圖可以看出，在硅棒中從距肩部約170mm到約290mm存在一個其整個直徑上均無聚集本征點缺陷的區(qū)域。換言之，在硅棒中有一個區(qū)域其軸對稱區(qū)(即基本無聚集填隙原子缺陷的區(qū)域)寬度約等于硅棒的半徑。
此外，在軸向位置從約125mm到170mm以及從約290mm到400mm的區(qū)域中有一個基本無聚集本征點缺陷的填隙原子為主材料的軸對稱區(qū)，包圍一個也基本無聚集本征點缺陷的空位為主材料的一般圓柱芯。
最后，在軸向位置從約100mm到約125mm范圍內有一個基本無聚集本征點缺陷的填隙原子為主材料的軸對稱區(qū)，包圍一個空位為主材料的一般圓柱形芯。在空位為主材料中，有一個基本無聚集缺陷的軸對稱區(qū)包圍著一個含聚集空位缺陷芯區(qū)。
例7冷卻速度和V/I界面的位置按提拉法生長一組單晶硅棒(標稱直徑150mm到200mm)，采用工藝中的常用手段設計的不同熱區(qū)結構，它影響硅在1050℃以上溫度的停留時間。每根硅棒的提制速度都沿硅棒長度變化，以圖建立一個從聚集空位點缺陷區(qū)到聚集填隙原子點缺陷區(qū)的轉變。
一旦硅棒生長成后，將其沿平行于生長方向的中心軸縱向切割，然后，再切割成厚約2mm的小段。然后，利用前述的銅染色技術將一組這樣的縱向切片加熱并故意用銅染色，加熱條件要適合于高濃度鍍銅填隙原子的溶解。在這種熱處理之后，使樣品迅速冷卻，在這段時間里，銅雜質或者外擴散，或者沉積在氧集結或聚集填隙原子缺陷出現(xiàn)的位置上。經標準的缺陷描繪腐蝕后，對樣品中沉積雜質的存在進行直觀檢測；那些沒有這種沉積雜質存在的區(qū)域就相應于無聚集填隙原子缺陷的區(qū)域。
對另外一組縱向切片進行一系列氧沉積熱處理，以便在載流子壽命掃描之前形成新聚氧團的成核和生長。利用壽命掃描圖中的對比帶來確定和測量每根硅棒中不同軸向位置瞬時熔融液/固體界面的形狀。有關熔融液/固體界面形狀的信息則用來估算平均軸向溫度梯度G0的絕對值及其徑向變化，這將在下面討論。這種信息結合提制速度還可用來估計v/G0的徑向變化。
為了更嚴格考察生長條件對生成單晶硅棒質量的影響，據迄今可獲得的實驗數(shù)據，所曾作了好幾個假設并確認是正確的。第一，為依據冷卻到填隙原子缺陷發(fā)生聚集的時間來簡化加熱過程的處理，假定1050℃是自-填隙原子發(fā)生聚集溫度的合理近似。這個溫度顯然與采用不同冷卻速度的實驗中觀察到的聚集填隙原子缺陷密度的變化相符。如上所述，聚集現(xiàn)象是否發(fā)生也是填隙原子集中的一個因素，可以認為在1050℃以上的溫度時將不會發(fā)生聚集，因為給定對提拉生長工藝典型的填隙原子濃度范圍之后，有理由假定在這個溫度以上系統(tǒng)不會變成填隙原子的臨界過飽和。換句話說，對于提拉生長工藝為典型值的填隙原子濃度，假定系統(tǒng)在約1050℃以上的溫度時不會變成臨界超飽和、因而不會發(fā)生聚集作用是合理的。
為將生長條件對單晶硅質量的影響參量化所作的第二個假定是硅自-填隙原子擴散率溫度關系可以忽略。換言之，假定自-填隙原子在約1400℃到1050℃之間的所有溫度下以同樣的速度擴散。在理解考慮1050℃左右是聚集溫度的合理近似時，這一假設的主要之點在于從熔融點起的冷卻曲線細節(jié)是無關緊要的。擴散距離僅決定于從熔融點起冷卻到1050℃所需的總時間。
利用每種熱區(qū)設計的軸向溫度分布數(shù)據和特定硅棒的實際提制速度，可以計算從1400℃到1050℃的總冷卻時間。應該注意的是，對每種熱區(qū)的溫度變化速度都是比較均勻的。這種均勻性意味著對形成聚集填隙缺陷的成核溫度選擇的任何誤差(即1050℃左右)將無可辯駁地只會導致計算冷卻時間的誤差按比例增大。
為了確定硅棒空位為主區(qū)的半徑范圍(RVACANCY)或軸對稱區(qū)的寬度，進一步假定空位為主的芯區(qū)半徑(如壽命圖所確定的)等價于在v/G0＝v/G0臨界處的固化點。換言之，一般假定軸對稱區(qū)的寬度是以冷卻到室溫后的V/I邊界位置為基準。指出這一點是因為(如上所述)隨著硅棒的冷卻可能發(fā)生空位和硅自填隙原子的復合。當復合發(fā)生時，V/I邊界的實際位置朝內向硅棒中心軸移動。這里所討論的正是這個最終位置。
為簡化G0的計算，假定固化時晶體的平均軸向溫度梯度，熔融液/固態(tài)界面形狀是熔點等溫線。利用有限元素模擬(FEM)技術和熱區(qū)設計的數(shù)據對晶體表面溫度進行計算。晶體內的整個溫度場和G0通過在合理的邊界條件下，即沿熔融液/固態(tài)界面的熔點和沿晶體軸表面溫度的FEA結果，求解Laplace’s方程得到。圖17給出從所制備的一根硅棒不同軸向位置得到的結果和計算結果。
為估計G0的徑向變化對初始填隙原子濃度的影響，假定一個徑向位置R’(即V/I界面和晶體表面之間的位置)是硅自-填隙原子可能距硅棒中一個陷井的最遠點，不管那個陷井是在空位為主區(qū)還是在晶體表面。利用上述硅棒的生長速度和G0的數(shù)據，在位置R’處計算的v/G0與V/I界面處的v/G0(臨界v/G0)之差可說明初始填隙原子濃度的徑向變化及其對過剩填隙原子到達晶體表面或空位為主區(qū)中陷井的能力的影響。
對于這特定數(shù)據組，似乎并不存在晶體質量對v/G0徑向變化的系統(tǒng)依賴關系。正如在圖18中可看到的，硅棒的軸向依賴性在這個例子中是最小的。在這一系列實驗中所涉及的生長條件說明G0徑向變化的范圍非常窄。所以，這組數(shù)據對求解晶體質量(即存在或不存在聚集本征點缺陷帶)與G0徑向變化的可辨別的依賴關系顯得太窄。
如上所述，對制備的每根硅棒樣品在不同軸向位置存在或不存在聚集填隙原子缺陷作了估計。對于每個檢測的軸向位置，可以在樣品質量和軸對稱區(qū)寬度之間建立一種關系?，F(xiàn)參看圖19，可以畫出一個圖，將給定樣品的質量與允許樣品在該特定軸向位置從固化點冷卻到1050℃所需的時間進行比較。不出所料，這個圖說明軸對稱區(qū)寬度(即Rcrystal-Rvacancy)對樣品在這特定溫度范圍的冷卻過程有強烈的依賴關系。按軸對稱區(qū)域寬度增大的順序，其傾向說明更長的擴散時間和更慢的冷卻速度是必要的。
根據這個圖中出現(xiàn)的數(shù)據，可計算出一條最好的擬合線，它一般表明硅的質量從“好”(即無缺陷)到“壞”(即包含缺陷)的轉變與允許給定硅棒直徑在這特定的溫度范圍內冷卻的時間的關系。軸對稱區(qū)寬度與冷卻速度之間的一般關系可用下述等式表示(Rcrystal-Rtransition)2＝Deff*t1050℃其中Rcrystal是該硅棒的半徑Rtransition是在樣品某軸向位置處軸對稱區(qū)的半徑，在該處填隙原子為主材料區(qū)內發(fā)生從無缺陷到有缺陷的轉變，反之亦然。
Deff是一個常數(shù)，約為9.3*10-4厘米2/秒，它代表填隙原子擴散率的平均時間和溫度，t1050℃是樣品給定軸向位置處從固化點冷卻到約1050℃所需的時間。
再參見圖19，不難看出，可對于給定硅棒直徑估算出一個冷卻時間，從而得到所需直徑的一個軸向軸對稱區(qū)。例如，對于直徑約150mm的硅棒，如果允許硅棒的特定區(qū)段在約1410℃和1050℃的溫度范圍之間冷卻10到15小時，則可得到其寬度約等于硅棒半徑的軸對稱區(qū)。同樣，對于直徑約為200mm的硅棒，如果允許硅棒的特定區(qū)段在約1410℃和1050℃的溫度范圍之間冷卻25到35小時，則可得到其寬度約等于硅棒半徑的軸對稱區(qū)。如將這條線進一步外推，對于直徑約為300mm的硅棒，要想得到其寬度等于硅棒半徑的軸對稱區(qū)，可能需要冷卻約65到75小時。在這一方面應當指出，隨著硅棒直徑的增大，由于填隙原子為達到晶棒表面上或空位芯區(qū)中陷井所必須擴散的距離增大而需要額外的冷卻時間。
現(xiàn)參看圖20，21，22和23，可以觀察到不同硅棒增加冷卻時間的影響。每個圖都畫出了標稱直徑200mm硅棒的一部分，從固化溫度到1050℃的冷卻時間從圖20到圖23在逐漸增加。
現(xiàn)參看圖20，給出一段其軸向位置從距肩部約235mm到350mm的硅棒。在約255mm的軸向位置處，無聚集填隙原子缺陷的軸對稱區(qū)域的寬度獲得最大值，約為硅棒直徑的45％。在此區(qū)段之外，發(fā)生從不存在這種缺陷區(qū)到存在這種缺陷區(qū)的轉變。
現(xiàn)參看圖21，給出一段其軸向位置從距肩部305mm到460mm的硅棒。在約360mm的軸向位置處，無聚集填隙原子缺陷的軸對稱區(qū)寬度為最大值，約為硅棒直徑的65％。在此區(qū)段之外，開始形成缺陷。
現(xiàn)參看圖22，給出一段其軸向位置從距肩部約140mm到275mm的硅棒。在約210mm的軸向位置處，軸對稱區(qū)寬度約等于硅棒半徑；即在這個范圍內的小段硅棒無聚集本征點缺陷。
現(xiàn)參看圖23，給出一段其軸向位置從距肩部約600mm到約730mm的硅棒。在約640mm到665mm的軸向位置處，軸對稱區(qū)寬度約等于硅棒半徑。另外，軸對稱區(qū)寬度約等于硅棒半徑的硅棒段長度大于在圖22中硅棒觀察到的長度。
因此，綜上所述，圖20，21，22，23證明冷卻到1050℃的時間對無缺陷軸對稱區(qū)的寬度和長度的影響。一般來說，含無聚集填隙原子缺陷的區(qū)域是連續(xù)減小晶體拉制速度的結果，導致初始填隙原子濃度太高，在給定晶棒區(qū)段冷卻時間情況下難以降低。較長的軸對稱區(qū)意味著可獲得較大的提制速度范圍(即初始填隙原子濃度)來生長這種無缺陷材料。增加冷卻時間允許更高的填隙原子初始濃度，因為可以有足夠長的徑向擴散時間而將濃度抑制到填隙原子缺陷聚集所需的臨界濃度以下。換句話說，對于較長的冷卻時間而言，稍低的提制速度(以及因而更高的初始填隙原子濃度)仍將導致一個最大的軸對稱區(qū)6。因此，相對于為使軸對稱區(qū)直徑最大和緩解對過程控制的限制所要求的條件而言，較長的冷卻時間導致可允許的提制速度變化增大。這樣，使在較大的硅棒長度上形成軸對稱區(qū)的工藝變得比較容易。
再來看圖23，在從距晶體肩部約665mm到730mm的整個軸向位置上，有一個無聚集缺陷的空位為主材料區(qū)，該區(qū)寬度等于硅棒半徑。
正如從以上數(shù)據可看到的，借助控制冷卻速度的方法，通過允許填隙原子有更長時間擴散到它們可能被淬滅的區(qū)域，可抑制自-填隙原子濃度。這樣，在單晶硅棒的主要區(qū)域得以避免聚集填隙原子缺陷的形成。外延硅片例8根據現(xiàn)有工藝，提拉生長了直徑(標稱值)約200mm的兩種P-型單晶硅棒。硅棒A按上述方法制備，以便獲得一個其軸對稱區(qū)為基本無聚集缺陷的填隙原子為主材料的區(qū)段。相反地，硅棒B采用普通工藝制備。生長結束后，用包括切片、磨片、腐蝕、拋光等常規(guī)工藝手段將每根硅棒進一步加工成園片。例如，這些技術披露在F.Shimura，“半導體硅晶體工藝”Semiconductor Silicon Crystal Technology，Academic Pree，1989，和“硅化學腐蝕”Silicon Chemical Etching，(J.Grabmaier ed.)Springer-Verlag，New York，1982(在這里引作參考)對從硅棒A得到的12塊硅片和從硅棒B得到的13塊硅片進行分析(Tencor激光掃描)，以檢驗其聚集填隙原子和空隙缺陷的存在。然后，將對每組的每片硅片得到的結果與組中其它硅片的結果畫成“散點圖”，產生如圖26和27所示結果(分別對應硅棒A和B所得的硅片)。參看圖26，此結果表明由硅棒A得到的硅片有一個基本無填隙原子缺陷的填隙原子型材料的軸對稱區(qū)域，其寬度約等于半徑的60％，還有一個含聚集空位缺陷的空位為主材料的中心芯區(qū)。相反，圖27的結果表明，由硅棒B得到的硅片含有聚集填隙原子缺陷，這些硅片具有這種缺陷帶，其寬度大致等于硅棒的半徑，從硅棒周邊附近向內延伸到半徑的80％左右。
完成初始Tencor分析后，用這些硅片作外延淀積，淀積外延層約4微米厚。然后，再通過Tencor分析對生成的外延硅片進行評估，并將結果畫成散點圖?，F(xiàn)在參見圖28和29(它們分別代表硅棒A和硅棒B的硅片結果)，分析結果表明，就生長缺陷濃度來說，從硅棒A獲得的外延硅片(圖28)比硅棒B的外延硅片(圖29)有更優(yōu)越的質量。仔細觀察圖29可看到，襯底中聚集填隙原子缺陷的存在導致外延硅片生長缺陷帶的形成。相反，參見圖28，因不存在這種聚集原子缺陷而形成基本無生長缺陷的外延層。而且，從圖28和29可看到，聚集空位缺陷芯區(qū)的存在對生成的外延層質量并無嚴重影響。更確切地說，聚集空位缺陷芯區(qū)的存在一般不會使外延層形成缺陷。
應當指出的是，按照圖28所示結果，在外延層的表面似乎出現(xiàn)其他缺陷。無需任何專門理論證明可以相信，這些缺陷并非因襯底表面存在的聚集填隙原子和空位缺陷所致。例如，在圖28和29中都存在大于10微米大小的缺陷圖形。從所觀測的圖形看，一般可確認這些缺陷是不同于聚集填隙原子缺陷的其他因素所引起的，而且從硅棒A制備的硅片本身也基本上不含有這種聚集缺陷(根據為產生這種結果而先前確定的給定拉晶機中的生長條件)。還可以肯定的是，由Tencor分析法檢測到的其他缺陷起因于外延淀積前在襯底表面上的微?；蛴袡C污染物，或僅僅是外延層表面存在的灰塵或其他顆粒。
可以采用不同的方法將外延層中與襯底表面存在聚集填隙原子缺陷相關的生長缺陷與其他類型的缺陷區(qū)別開來，包括在顯微鏡下觀測外延層。例如，一般可確認，當用顯微鏡觀察時，這種生長缺陷將有不同的結晶取向；就是說，小丘或層錯一般沿[110]晶面形成。例如，圖30給出從硅棒B所得外延硅片表面檢測的缺陷的光學顯微圖像。大小約0.12微米的缺陷顯然是非常低的小丘，長約10微米，寬約2～3微米。這種缺陷與6點鐘左右的標志線大致成45度取向相反，淀積材料在襯底表面的微?；蚱渌廴疚锾幏e累產生的缺陷肯定不會有結晶取向。有時稱這類缺陷為大面積缺陷，即LADs。因此，應當指出的是，通過對襯底作初始分析來鑒別聚集空位和填隙原子的區(qū)域，在外延淀積后再對這些同類區(qū)域進行分析以確定在外延片表面出現(xiàn)的缺陷(如果有的話)是什么的類型，以此可證明本發(fā)明的有效性。
如上所述，通過化學腐蝕染色也可以對聚集填隙原子和空位缺陷進行檢測。為了進一步證明硅棒B的外延硅片形成的生長缺陷區(qū)對應于襯底的聚集填隙原子缺陷區(qū)，從最接近硅片取樣段的軸向位置切取硅棒B的四分之一扇區(qū)，按前面詳細描述的方法進行銅染色處理。由圖31可見，經銅染色處理后，該四分之一扇區(qū)包含以聚集空位缺陷為主(接近硅片中心，標記成“空位”)和以聚集填隙原子缺陷(位于空位區(qū)的徑向朝外，標記成“I-缺陷”)為主的不同區(qū)域。另外，還可看到聚集填隙原子缺陷區(qū)始于距中心軸約30mm處，止于距中心軸約90mm處。再從圖29可看到，外延層中的生長缺陷聚集帶始于距中心軸約30mm處，而止于距中心軸約90mm處。
綜上所述，本發(fā)明的幾個目標均已達到。因為對上述內容和方法可能作各種改變而并不脫離本發(fā)明的范圍，以上敘述中所包含的全部材料僅試圖作為例證來說明，而并不局限于此。
權利要求
1.一組安裝在圓片盒、舟或其他圓片載體中的外延硅片，每一片所述硅片包括一片具有中心軸的單晶硅襯底，基本垂直于中心軸的一個正面和一個背面，一個圓周邊，以及一個從中心軸延伸到圓周邊的半徑，該襯底包含一個以硅自-填隙原子為主要本征點缺陷且基本無聚集填隙原子缺陷的第一軸對稱區(qū)，該軸對稱區(qū)從襯底圓周邊沿半徑向內延伸；以及，一個淀積在襯底表面的外延層，外延層基本無生長缺陷。
2.一組如權利要求1所提出的外延硅片，其中每個襯底的第一軸對稱區(qū)有一個從圓周邊沿半徑向中心軸測量的寬度，約為襯底半徑長度的20％。
3.一組如權利要求1所提出的外延硅片，其中每個襯底的第一軸對稱區(qū)有一個從圓周邊沿半徑向中心軸測量的寬度，約為襯底半徑長度的40％。
4.一組如權利要求1所提出的外延硅片，其中每個襯底的第一軸對稱區(qū)有一個從圓周邊沿半徑向中心軸測量的寬度，約為襯底半徑長度的80％。
5.一組如權利要求1所提出的外延硅片，其中每個襯底的第一軸對稱區(qū)有一個從圓周邊沿半徑向中心軸測量的寬度，約等于襯底半徑長度。
6.一組如權利要求1所提出的外延硅片，該組至少包含10個硅片。
7.一組如權利要求1所提出的外延硅片，該至少包含25個硅片。
8.一組如權利要求1所提出的外延硅片，其中每個硅片的外延層厚度約1微米到10微米。
9.一組如權利要求1所提出的外延硅片，其中每個襯底還另外包含一個以空位為主要本征點缺陷且基本無聚集空位缺陷的第二軸對稱區(qū)，該第二軸對稱區(qū)域包含中心軸，或其寬度至少約15mm。
10.一組如權利要求9所提出的外延硅片，其襯底第二軸對稱區(qū)的寬度至少為半徑的約15％。
11.一組如權利要求9所提出的外延硅片，其襯底第二軸對稱區(qū)的寬度至少為半徑的約25％。
12.一組如權利要求9所提出的外延硅片，其襯底的第二軸對稱區(qū)域有一個中心軸。
13.一組如權利要求9所提出的外延硅片，其襯底第二軸對稱區(qū)寬度至少約15mm。
14.一組如權利要求1所提出的外延硅片，該組中每片硅片的氧含量低于10PPMA。
15.一組如權利要求1所提出的外延硅片，其中每片硅片的標稱直徑至少約150mm。
16.一組如權利要求1所提出的外延硅片，其中每片硅片的標稱直徑至少約200mm。
17.一組安裝在硅片盒、舟或其他硅片載體內的外延硅片，每一所述硅片包括從提拉生長法制備的標稱直徑至少約150mm的單晶體硅棒得到的一塊單晶體硅襯底片，該襯底有一個中心軸，基本垂直于中心軸的一個正面和一個背面，一個圓周邊，以及一個從中心軸延伸到圓周邊的半徑，該襯底的特征在于它有以硅自-填隙原子為主要本征點缺陷且基本上無聚集填隙原子缺陷的第一軸對稱區(qū)，該軸對稱區(qū)從襯底圓周邊沿半徑向內延伸；以及一個淀積在該襯底表面的外延層，該外延層基本上不存在由于淀積外延層的襯底表面存在聚集填隙原子缺陷而引起的生長缺陷。
18.一組如權利要求17所提出的外延硅片，其中每個襯底的第一軸對稱區(qū)有一個從圓周邊沿半徑向中心軸測量的寬度，約為襯底半徑長度的40％。
19.一組如權利要求17所提出的外延硅片，其中每個襯底的第一軸對稱區(qū)有一個從圓周邊沿半徑向中心軸測量的寬度，約為襯底半徑長度的80％。
20.一組如權利要求17所提出的外延硅片，其中每個襯底的第一軸對稱區(qū)有一個從圓周邊沿半徑向中心軸測量的寬度，約等于襯底半徑的長度。
21.一組如權利要求17所提出的外延硅片，其中每個硅片的標稱直徑至少約為200mm。
22.一組如權利要求21所提出的外延硅片，該組包括約25片硅片。
23.一組如權利要求17所提出的外延硅片，其中每個硅片的標稱直徑至少約為300mm。
24.一組如權利要求23所提出的外延硅片，該組包括約13片硅片。
25.一組如權利要求17所提出的外延硅片，其中每個硅片的外延層厚度至少約1微米到10微米。
26.一組如權利要求17所提出的外延硅片，其中每個襯底還另外包含一個以空位為主要本征點缺陷且基本無聚集空位缺陷的第二軸對稱區(qū)，該第二軸對稱區(qū)包括中心軸，或其寬度至少約為15mm。
27.一組如權利要求17所提出的外延硅片，該組內每片硅片的氧含量低于12PPMA。
全文摘要
本發(fā)明的目的與一組安裝在硅片盒、硅片舟或其他硅片載體內的外延硅片有關。每個硅片包括一片單晶硅襯底,該襯底含有一個以硅自－填隙原子為主要本征點缺陷、且基本無聚集填隙原子缺陷的軸對稱區(qū);還包含一層外延層,該外延層淀積于該襯底表面、且基本不含有因生長外延層的襯底表面存在聚集硅自－填隙原子缺陷而形成的生長缺陷。
文檔編號C30B15/20GK1307653SQ99806946
公開日2001年8月8日 申請日期1999年10月13日 優(yōu)先權日1998年10月14日
發(fā)明者L·穆勒斯塔格諾, L·菲, J·C·霍爾澤, H·W·科博, R·J·法爾斯特 申請人:Memc電子材料有限公司