本发明涉及具有均匀的径向氧变化的硅晶片。
背景技术：
硅晶片由于其性质特别适合作为基材晶片，在其上侧面(正面)上沉积外延层。具有沉积的外延层的硅晶片还称作外延硅晶片。
硅晶片的其中设置电子元件的区域必须加以保护而不被痕量金属污染。在外延硅晶片的情况下，该区域通常位于外延层中。针对金属杂质的特别有效的保护是由bmd(块体微缺陷)形成，氧在基材晶片中的析出物，因为其构成所谓的内部吸杂剂，金属杂质优选在此累积。通常在生产电子元件所需的一次或多次热处理的过程中，bmd由核心长大。因此，外延硅晶片在供应至电子元件的制造厂时需要在基材晶片中具有足够的bmd核心，从而可以获得高的bmd密度。
在大于1000℃的温度下在基材晶片上沉积外延层。在此温度下，较小的bmd核心被消除，这也使得更加难以在重度掺杂的基材晶片中提供足够数量的bmd核心。
若根据czochralski(cz)法由保持在石英坩埚中的熔体提拉单晶，由单晶获得硅晶片，则坩埚材料形成被引入单晶及由此获得的硅晶片中的氧的来源。
控制提拉速率v与在结晶边界处的轴向温度梯度g的比例v/g在根据cz法提拉硅单晶期间是特别重要的。
提拉速率v是生长的单晶由熔体向上升高的速率，轴向温度梯度g是指在晶体前进的方向上在结晶边界处的温度变化。
特别是在其中空位的数量超过间隙硅原子的数量并且其中因此空位占主导的区域中，bmd可以发展。
在单晶的生长前沿处形成的点缺陷包括间隙硅原子(硅自填隙)和空位。其非常显著地决定后来在单晶中产生的径向和轴向缺陷分布，还影响产生的杂质分布。空位例如有助于氧的析出。
若比例v/g高于临界值k1，则主要出现空位缺陷，其可以聚集，于是例如可以被认为是cop(晶体原生颗粒)。取决于检测方法，其有时还称作lpd(光点缺陷)或lls(局部光散射)。
若比例v/g低于临界值k2，k2小于k1，则点缺陷主要以间隙原子(硅自填隙)的形式出现，其同样可以形成聚集体，并且在宏观上表现为位错环。间隙原子的聚集体形成局部晶体位错，其由于所用的检测方法也称作lpit(大蚀坑)。
在最宽泛的意义上，其中空位和间隙原子均不会发生聚集即其中v/g在k1与k2之间的区域称作中性区域或完美区域。其中晶体由空位过量改变成间隙过量的v/g的值自然地在k1与k2之间。
然而，在较窄的意义上，在其中具有仍然自由的未聚集的空位的区域与被认为是自由间隙原子区域的区域之间进一步加以区分。空位区域，也称作v区域(空位)，特征在于，在单晶具有足够高的氧含量的情况下，在此产生氧化诱生堆垛层错，而i区域(间隙)则保持完全不含缺陷。在此较窄的意义上，因此只有i区域是真正完美的晶体区域。
空位有助于氧的析出。若其超过约70nm的尺寸，则氧析出物形成氧化诱生堆垛层错(osf)。因此，主要在v区域中出现osf。
通过由和向结晶边界实施热传输，测定在结晶边界处的轴向温度梯度g及其径向变化走向。又通过生长的单晶的环境的热性质、所谓的热区及通过一个或多个加热装置供应热量，显著地影响热传输。
若决定在特定的热区中提拉单晶，则可以借助考虑了热平衡的模拟计算来测定在结晶边界处的轴向温度梯度g的轴向和径向变化走向。
为了将比例v/g在轴向上也保持在预设的范围内，需要通过提拉速率v的相应的变化来补偿轴向温度梯度g随时间的变化。因此，也可以通过控制提拉速率v来控制比例v/g。
wo98/45508a1是描述了可以如何通过实验测定提拉速率v随时间的变化走向的许多出版物之一，从而可以通过控制提拉速率v，使比例v/g在单晶生长期间保持几乎不变，并且在预设的区域中生长单晶。此外，描述了在pv区域和pi区域之间加以表征和区分的检测方法。
us5,968,264a公开了一种方法根据czochralski法生产硅单晶，其中，在由硅熔体生长硅单晶期间，实施提拉使得晶体中的固液界面在固液界面的平均垂直位置为+/–5mm的区域中，其中排除了宽度为5mm的边缘区域。在一个实施方案中，在v区域或i区域中提拉晶体。其公开了向硅熔体施加强度不小于2000gs(高斯)的水平磁场。向熔体施加磁场导致较小的温度梯度g并使固液界面变平坦。v区域或i区域扩展。此外，可以利用磁场控制氧浓度的轴向变化走向。
us6,159,438a是基于与us5,968,264a相同的优先权申请，请求保护借助czochralski法提拉的硅单晶，其中在垂直于生长方向的方向上的氧浓度的变化不大于5％。
在切开的晶体上在生长方向上测定氧浓度，其中在晶体中心处及在相对于边缘的距离为10mm的边缘区域中进行测量。然而，参见图11a和11b，实施例和对比例彼此的区别仅在于，在对比例中去除了在实施例中存在的固液界面绝热材料以及在其上设置的环形绝热材料。因此，在晶体中心处及在相对于边缘的距离为10mm的边缘区域中，在轴向氧变化的均匀化方面的作用仅可归因于存在这些绝热材料。
然而发现，特别是在此情况下没有考虑的边缘区域(相对于边缘的距离为10mm)中，氧浓度显著减小。在如根据us6,159,438a的直径为200mm的晶体的情况下及在直径为300mm的硅晶体的情况下在相对于中心的距离为140至150mm的区域中均可以看到这一现象。
在边缘处氧浓度减小的这一现象对于硅晶片的机械稳定性具有负面影响。此外，在外延硅晶片的情况下，这导致在边缘区域中低的bmd密度。这对于客户会导致晶格缺陷及重叠问题。产生重叠缺陷的原因是由于低的bmd密度在晶体晶格中的应力，因为在此情况下，bmd阻挡晶体晶格中的位错的作用，所谓的钉扎作用，过于微弱。
技术实现要素：
本发明的目的是基于该问题。
本发明的目的是通过在硅晶片的整个半径上测得的氧浓度的径向变化小于7％的硅晶片实现的。
以如下方式测定氧浓度的径向变化：
(omax–omin/omin)×100％，
其中，omax表示在硅晶片的整个半径上的最大氧浓度，omin表示在硅晶片的整个半径上的最小氧浓度。
根据semimf951借助ftir测量氧浓度。例如，brukerequinox55s光谱仪适合于此。利用此仪器可以测量直径为100、125、150、200和300mm的标准semi晶片。但是也适合于研究锭材。
为了测定在边缘区域中的氧浓度，研究锭材和非标准晶片是有利的。以此方式，还可以研究在直径为450mm的晶体的边缘区域中的氧浓度。
在考虑硅晶片的整个半径的情况下，硅晶片的氧浓度的径向变化小于7％。
在一个实施方案中，硅晶片的氧浓度的径向变化小于5％。
硅晶片的氧浓度的径向变化优选小于2％。
硅晶片的直径为150mm、200mm、300mm或450mm。
在一个实施方案中，硅晶片是外延涂覆的。
在一个实施方案中，硅晶片在外延涂覆之前进行热处理，以稳定化bmd核心。
在另一个实施方案中，硅晶片是用氮掺杂的，并且具有不小于5×1012个原子/cm3且不大于3.5×1013个原子/cm3的氮浓度。
优选，硅晶片中的氧浓度为由5×1017个原子/cm3至6×1017个原子/cm3。
在一个实施方案中，硅晶片是用硼掺杂的。硼浓度在由3.10×1018个原子/cm3至8.43×1018个原子/cm3的范围内。
在另一个实施方案中，硅晶片是用氮和氢掺杂的。氮浓度不小于5×1012个原子/cm3且不大于3.5×1013个原子/cm3。氢浓度不小于3×1013个原子/cm3且不大于8×1013个原子/cm3。
在一个实施方案中，硅晶片设置有外延层，其中外延硅晶片是p/p+掺杂的，并且包含bmd核心，bmd核心通过ir层析成像测得的在硅晶片的半径上求平均的密度不小于1×105cm-3且不大于1×107cm-3。此外，bmd核心的密度沿着外延硅晶片的半径的变化小。bmd核心的密度由外延硅晶片的中心至边缘相对于平均值偏差不大于20％。
在一个实施方案中，硅晶片设置有外延层，其中外延硅晶片是p/p-掺杂的，并且在1000℃的温度下历时16小时热处理之后在硅基材晶片的区域内由外延硅晶片的中心至边缘的bmd密度不小于1×108cm-3，优选不小于5×108cm-3。此外，bmd密度沿着外延硅晶片的半径的变化小。bmd密度由外延硅晶片的中心至边缘相对于平均值偏差不大于20％。
在外延硅晶片的基材晶片的区域内由外延硅晶片的中心至边缘的bmd密度不小于1×108cm-3，优选不小于5×108cm-3。此外，bmd密度沿着外延硅晶片的半径的变化小。bmd密度由外延硅晶片的中心至边缘相对于平均值偏差不大于20％。
根据本发明可以通过包括以下步骤的方法生产根据本发明的硅晶片
a)在坩埚中提供硅熔体；
b)根据cz法由熔体提拉硅单晶，其中将氧引入单晶中；
c)在提拉硅单晶期间向熔体施加水平磁场；
d)在提拉单晶期间使生长的晶体和坩埚旋转；
e)通过加工硅单晶提供硅晶片；
其中，在坩埚中间施加的水平磁场的磁通密度为1900至2600gs，生长的晶体以至少8rpm旋转。
在一个实施方案中，磁通密度为2000至2400gs。
在另一个实施方案中，磁通密度为2150至2350gs。
以si单位表示，1gs＝0.1mt。
优选，晶体和坩埚以相同方向旋转。
在另一个实施方案中，坩埚以0.3至0.8rpm旋转。
在一个特别优选的实施方案中，生长的晶体以至少10rpm旋转。
提供硅晶片的过程包括将晶体切割成晶片及随后对硅晶片的侧面和边缘进行各种不同的机械及化学机械加工步骤。
在一个实施方案中，硅晶片在经抛光的侧面上设置有外延层。
发现只有在磁通密度在上述范围内并且晶体旋转遵守特定的最小速率时，即使在考虑硅晶片的全部边缘区域的情况下也可以实现硅晶片的均匀的径向氧分布。
在施加较高的磁通密度例如2700gs时，在300mm晶片的情况下，例如在相对于晶片中心的距离为140至150mm的区域内，发现在边缘处氧浓度大幅减小。这导致氧浓度在晶片的整个半径上的径向变化可以大于10％。
在晶体的转速小于8rpm时，同样发现了这一在边缘处氧浓度减小的现象。借助合适的驱动单元实施晶体和坩埚的本身已知的旋转。
特别有利的是，虽然减小了磁场，仍然可以在不产生l-pit和cop的情况下提拉晶体。直到目前，假定需要高的磁通密度(例如3000gs)以使v/g均匀化。
通过减少氧浓度在边缘减小的现象，可以在外延硅晶片的边缘处或者在实施了热处理的硅晶片中保持bmd密度高。
在一个实施方案中，制得p/p+掺杂的外延硅晶片。为此，在提拉单晶期间将氧和硼引入单晶中，在单晶中氧的浓度不小于5×1017个原子/cm3且不大于6×1017个原子/cm3，单晶的电阻率不小于5mωcm且不大于10mωcm。
在有助于bmd核心的产生及其稳定化的条件下提拉和冷却单晶时，不需要为了使bmd核心稳定化而在外延生长之前对硅基材晶片实施热处理。
尤其是应当在由1000℃至800℃的温度范围内比较缓慢地冷却单晶，其中在此温度范围内的冷却速率不小于0.5℃/min且不大于1.2℃/min。
在将较低浓度的氧和较高浓度的硼引入单晶中的条件下提拉单晶。为了调节单晶中的硼浓度，熔体是用硼掺杂的。
此外，在允许形成单晶硅的条件下提拉单晶，其中相对于间隙硅原子，空位作为点缺陷占主导(v区域)。
加工提拉的单晶，形成单晶硅的基材晶片。在加工步骤之后，基材晶片具有经抛光的边缘和至少一个经抛光的侧面。优选对两个侧面即正面和背面实施抛光。
在基材晶片的经抛光的侧面上或经抛光的正面上沉积硅的外延层。即使在边缘区域中，产生的外延硅晶片具有大量的bmd核心，其可以发展成为bmd。
在标准测试之后，例如在1000℃的温度下历时16小时热处理，或者在780℃的温度下历时3小时第一热处理然后在1000℃的温度下历时16小时第二热处理，在外延硅晶片的基材晶片的区域内由外延硅晶片的中心至边缘的bmd密度不小于1×108cm-3，优选不小于5×108cm-3。此外，bmd密度沿着外延硅晶片的半径的变化小。bmd密度由外延硅晶片的中心至边缘相对于平均值偏差不大于20％。
在另一个实施方案中，熔体是用氧、氮和氢掺杂的。氧浓度不小于4.9×1017个原子/cm3且不大于5.7×1017个原子/cm3，氮浓度不小于5×1012个原子/cm3且不大于3.5×1013个原子/cm3，氢浓度不小于3×1013个原子/cm3且不大于8×1013个原子/cm3。
此外，在允许形成单晶硅的条件下提拉单晶，其中相对于间隙硅原子，空位作为点缺陷占主导(v区域)。
氢的存在抑制osf缺陷核心的形成，并且有助于使bmd密度的径向变化走向更加均匀，尤其是在硅晶片的边缘区域中。因此，在硅晶片中氢浓度应当不小于3×1013个原子/cm3。在包含氢的气氛中提拉单晶，氢的分压优选不小于5pa且不大于15pa。
由生长的晶体分离出硅晶片，并进一步加工。在此情况下，对硅晶片的上下侧面及边缘实施一个或多个机械加工步骤和至少一次抛光。优选在硅晶片的经抛光的侧面上沉积外延层。硅晶片和外延层是用电活性掺杂剂例如硼掺杂的，优选根据pp--掺杂的外延硅晶片的掺杂。
通过ir层析成像测得的bmd核心在硅晶片的半径上求平均的密度不小于1×105cm-3且不大于1×107cm-3。bmd核心的密度由外延硅晶片的中心至边缘相对于平均值偏差不大于20％。
通过在硅晶片的正面上沉积外延层产生的具有外延层的硅晶片虽然沉积了外延层仍然具有能够形成bmd的潜力，其密度足以作为内部吸杂剂赋予硅晶片所需的功效。然而，bmd的密度保持足够低，并且其径向变化走向足够均匀，从而避免由于重叠缺陷造成的问题。
优选在外延层中生产电子元件及与此相关的热处理的过程中形成bmd。然而其也可以在沉积外延层之后且在生产电子元件之前通过对硅晶片实施一次或多次热处理而形成。
关于根据本发明的硅晶片或根据本发明的外延硅晶片的上述实施方案给出的特征可以相应地应用于根据本发明的生产方法。反过来，关于根据本发明的方法的上述实施方案给出的特征可以相应地应用于根据本发明的硅晶片或根据本发明的外延硅晶片。根据本发明的实施方案的这些特征及其他特征在附图的描述及权利要求中加以解释。单个特征可以分离地或者以组合的方式作为本发明的实施方案而得以实现。此外，其可以描述单独加以保护的有利的实施方案。
在以下实施例中，利用根据本发明的方法生长直径为约300mm的晶体。对这些晶体或由其制成的锭材或硅晶片测定径向氧变化。
附图说明
图1所示为在不同的磁通密度的情况下的径向氧变化走向。
图2所示为在不同的磁通密度的情况下的径向氧变化走向。
图3所示为在不同的磁通密度的情况下的径向氧变化走向。
图4所示为在不同的晶体转速的情况下的径向氧变化走向。
具体实施方式
图1所示为在不同的磁通密度(3000gs、2800gs、2720gs、2420gs、2350gs)的情况下借助ftir测得的径向氧变化走向。
晶体转速为10rpm，坩埚转速为0.3rpm。晶体和坩埚以相同方向旋转。
磁通密度越低，则边缘减小的程度也越小。
在磁通密度为2350gs的情况下，径向氧变化为2.3％。
在进一步的测量中发现，在磁通密度为2150至2350gs的情况下，径向氧变化通常甚至小于2％。
图2所示为图1在边缘区域(r＝140-150mm)中的径向氧变化走向。
超出约144mm的径向位置，在磁通密度大于2700gs的情况下，氧浓度显著减小。
图3所示为在磁通密度为2150gs和3000gs的情况下借助ftir测得的径向氧变化走向。晶体转速为10rpm，坩埚转速为0.3rpm。晶体和坩埚以相同方向旋转。
若考虑整个半径，径向氧变化在2150gs的情况下为3.1％，在3000gs的情况下为19.2％。
然而，若不考虑10mm的边缘区域，即仅测定由r＝0至r＝140mm的径向氧变化，则在2150gs的情况下为2.5％，在3000gs的情况下为5.4％。
这表明，在过高的磁场的情况下，在边缘(r＝140-150mm)处氧浓度显著减小。
图4所示为借助ftir在不同的晶体转速的情况下测得的径向氧变化走向。坩埚转速为0.3rpm。改变晶体转速：4、6、8和10rpm。磁通密度为2300gs。
发现随着晶体转速的减小，氧浓度显著减小。在径向距离为约80mm处已经开始减小。
在晶体转速为10rpm的情况下，产生1.5％的径向氧变化。
示例性实施方案的以上描述应当理解为举例说明。由此公开的内容一方面使本领域技术人员能够理解本发明及与其相关的优点，另一方面还包括在本领域技术人员的理解范围内所述的结构和方法的明显的变化和修改。所有这些变化和修改以及等价物因此应当被权利要求的保护范围覆盖。