具有良好的内在吸收能力的硅晶片及其制造方法

专利名称：具有良好的内在吸收能力的硅晶片及其制造方法
技术领域：
本发明涉及具有良好的内在吸收能力的单晶硅晶片，其中硅晶片在
块体内具有高BMD密度，而在其表面上具有不含BMD的层。本发明还 涉及用于通过热处理制造此类硅晶片的方法。
背景技术：
通常根据Czochralski坩埚拉伸法(CZ法)制造的硅单晶具有一系 列的杂剂及缺陷。单晶被切割成晶片，实施多个加工步骤以获得所期望 的表面品质，并最终通常用于制造电子元件。若没有特殊的预防措施， 则在晶片表面上也存在缺陷，它们会对在其上制造的电子元件的功能产 生有害影响。
取决于在制造硅单晶期间的条件，由于存在点缺陷，即晶格空位或 间隙原子(间隙硅原子也称作间隙原子)，通常在硅晶片内产生以下缺陷 类型
取决于制备方法或检测方法，晶格空位的附聚物称作"流体图案缺 陷"(FPD)、"栅极氧化物完整性(GOI)缺陷"或"晶体原生颗粒"(COP)。 这些COP是完美结晶取向的八面体空穴。其内壁通常覆盖有1至4 nm 厚的氧化物膜，该膜具有COP的热稳定化作用，因此通过破坏氧化物膜 并随后注入间隙原子来消除该缺陷仅在大约120(TC的温度下以超过30 分钟的加工时间才可能是有效的。
在锯硅单晶以及随后蚀刻及抛光表面时，COP被切割成直径最大约 为200 nm的凹坑。这些凹坑导致问题，例如所谓的CMOS晶体管的栅 极氧化物的短路，因为在该位置上发生该表面氧化物的缺陷性生长。此 外，通过各向异性蚀刻制造的作为典型CMOS存储单元的部件的垂直的
"沟槽"会通过位于其间的COP而发生短路，或者存储单元的保护氧化物 会损坏。例如V.Voronkov，J. Crystal Growth, Vol. 59, p. 625 (1982)中描 述了 COP的形成与晶体拉伸参数的比例v/G (v代表晶体拉伸速率，G 代表在熔融体与生长的单晶之间的界面上的热梯度G)的关系。
在熔融体与生长的单晶之间的界面上以平衡浓度引入晶格空位及间 隙原子。在晶体冷却时，两种点缺陷的再结合致使间隙原子和空位均不 会产生高于平衡浓度的浓度(过饱和)。在间隙原子的浓度显著时这都是 适用的。然后，形成空位的过饱和。于再结合之后空位的浓度基本上由 参数v/G确定(如J. Crystal Growth, Vol. 59， p. 625 (1982)中所述)。在 根据现有技术的富含空位的晶体内，在达到足够高的过饱和之后，空位 聚集成COP。该COP聚集的更新的模拟表明，在过饱和度小时COP密 度显著升高。但是若空位浓度于再结合之后足够小，则在明显低于110(TC 的温度下进行聚集。但是在小于100(TC的理论聚集温度下，空位对氧的 亲合力大于其对其他空位的亲合力，这导致空位与间隙氧反应生成氧-空 位复合物(02V)。高浓度02V明显促进氧析出物的种子的形成。如此形 成的缺陷随后可以通过对由单晶制造的硅晶片实施氧化处理而作为氧诱 发层错(OSF)变得可见。可以作为OSF检测的在氧化处理之前已经存 在的缺陷在下文中被称作"OSF种子"。
具有高密度OSF种子的晶片具有以下有关减少的组件产率的缺点 (1)金属优选与OSF结合("吸收")，这导致由于挥发性SiO的形核中 心的形成增强而发生栅极氧化物的分解；(2) OSF种子在组件特定的热 加工中生长成大的析出物，其由于形成位错环而严重减弱硅基材。这会 导致硅晶片变形(翘曲)的增强，然后因为无法达到临界的最小结构线 宽度而干扰用于CMOS方法中的光刻步骤；(3)由OSF种子产生的大的 氧析出物通常通过热加工也无法消除以形成不含BMD的区域，而是作 为缺陷留在组件活性区域内。如针对COP所述，这会导致沟槽电容器存 储单元内的短路，或者其容量的减小。
在硅单晶内，间隙原子的附聚物导致尺寸为几微米的位错环，其同 样对在此制造的元件的功能产生有害影响。
但是现有技术包括在晶体生长期间基本上避免产生该缺陷的途径。 已知在遵守精确定义的条件时在晶体拉伸期间不会形成晶格空位的附聚
物或间隙原子的附聚物。上述比例v/G具有特殊的意义。
在其整个表面上基本上不含晶格空位及间隙原子的附聚物的硅晶片 通常具有其中晶格空位是主要的点缺陷类型的径向区域以及其中主要是
间隙原子的其他径向区域,例如参见DE 100 47 345 Al或T. Miiller等人， "Precipitation enhancement of 'so called' defect-free Czochralski silicon material", Solid State Phenomena, Vols. 108-109 (Dec. 2005)， pp. 11-16)。
在后一种区域内，后续的热处理通常仅形成低浓度的氧析出物(也称作 BMD"块体微缺陷")。这一方面是值得期待的，因为晶片表面上的氧析出 物会导致功能损害或相关元件的故障。但另一方面氧析出物与制造电子 元件期间扩散进入硅晶片内的金属杂质相结合。该功效称作"内在吸收效 应"或短的"IG效应"。因此，硅晶片(块体)内部存在氧析出物通常是值 得期待的。具有其中主要是晶格空位的区域以及其中主要是间隙原子的 其他区域的硅晶片在这些区域内由于形成氧析出物的不同倾向而具有非 常不同的明显的吸收能力。氧析出物在由于吸收空位而具有过量空位的 区域内以无应变的方式生长，这在具有过量间隙原子的区域内是不可能 的。因此，可以在富含空位的区域内更迅速地生长，在晶片上具有过量 间隙原子的区域与具有过量空位的区域的混合物通常是非期望的。
然而，在热处理在其整个体积内晶格空位是主要的点缺陷类型并且 同时不含晶格空位的附聚物的硅晶片时产生其他的问题若选择间隙氧 浓度[Oi]足够高，以确保形成足够的BMD及足够的吸收能力，则在晶 体生长期间在冷却时形成干扰性的OSF种子。此外，因为在与析出物生 长相关的温度区域内的停留时间越长则相应地需要形成更多的OSF种 子，所以该功效还取决于晶体棒的冷却速率。然而若选择低的间隙氧浓
度[Oi]，以致于在晶体生长期间不形成OSF种子，则在根据现有技术进 行热处理期间不会导致BMD密度或导致不足以实现足够大的吸收效应 的过小的BMD密度(例如根据Sueoka等人，Electrochem. Soc. PV 2000-17， p. 164, 2000或H6lzl等人，Electrochem. Soc. PV 2002-02, p. 602, 2002借 助于BMD的尺寸与密度加以定义)。
因此，本发明的目的在于提供不具有所述缺点的硅晶片。

发明内容
该目的是通过在其整个体积内晶格空位是主要的点缺陷类型的硅晶 片实现的，硅晶片具有宽度至少为该硅晶片半径的80%的基于其轴旋转 对称的区域，该区域具有尺寸至少为30nm密度最大为6x 103011'3的晶 格空位的附聚物以及尺寸为10 nm至30 nm密度为1 x 105 cn^至3 x 107 cm—3的晶格空位的附聚物，该硅晶片具有密度为0至10 cm'2的OSF 种子以及在其内部的5 x 108 cnT3至5 x 109 cm—3的平均BMD密度，径向 上的BMD密度在该硅晶片的整个半径上最大改变10倍，而且该硅晶片 至少在该硅晶片的正面上具有不含BMD的层，其特征在于，在该硅晶 片的整个正面上第一 BMD位于至少为5 pm的深度，且该第一 BMD位 于平均至少8pm的深度。


下面，根据附图更详细地阐述本发明
图1:根据本发明的具有直径大于30nm的COP的中心形成的区域 的硅晶片的实例(根据US 5，980，720的测量方法)。
图2:直径分别大于及小于30nm的COP缺陷的径向分布，其同时 借助于M06 (上)及铜装饰技术(下)。
图3:径向COP密度分布的比较，利用M06(上)及铜装饰技术(下)测得。
图4:根据本发明的硅晶片，其不使用根据US 5,980,720的表面分 析技术的COP盘。
图5:来自根据本发明的硅晶片与根据DE 10047 345 Al的"W31" 的间隙为主及空位为主的区域的比较以及在使用(实线)及不使用(虚 线)环形加热器时v/G径向分布曲线的比较。
图6:通过铜装饰晶片测量的COP密度(下)，其包括根据SC1/SP1 可见的COP盘(上)。
图7:通过铜装饰晶片测量的COP密度(下)，不包括根据SC1/SP1 可见的COP盘(上)。
图8:用氧掺杂的(OFZ)及不用氧掺杂的FZ硅(FZ)上的铜装饰 缺陷的比较。
图9:用氧惨杂的(OFZ)及不用氧掺杂的FZ硅(FZ)上的铜装饰
缺陷的比较。
图10:具有不同间隙氧浓度的径向BMD密度。 图11:热处理时不同加热速率对第一硅单晶的BMD密度的影响。 图12:热处理时不同加热速率对第二硅单晶的BMD密度的影响。 图13:实施不同的根据本发明的热处理的硅晶片的BMD密度。 图14:直径小于30nm的COP缺陷的光学显微照片(铜装饰之后)，
其无法利用M06或根据US 5，980，720的测量方法进行检测。
图15:禾U用SIRM测得的4个根据本发明的硅晶片的BMD密度的
径向分布。
图16:通过断裂、蚀刻及光学显微测定的4个根据本发明的硅晶片 的BMD密度的径向分布。
图17: 4个根据本发明的硅晶片的不含BMD的层的深度的径向分布。
具体实施例方式
在本说明书内，以如下方式使用术语"COP盘"COP盘是硅晶片中 心内的区域，其具有尺寸最小为30nm密度大于6x 10、n^的晶格空位 的附聚物。COP密度的测量(图1)是借助于150 mm晶片A实施的， 其是由根据本发明制造的300mm晶片以如下方式切割的0%的点是原 始晶片边缘，100%的点是原始晶片中心。将US5，980，720中所述的用于 检测COP的方法应用于如此钻取的晶片。在所有根据本发明制造的晶片 上仅能够检测半径小于晶片半径20%的中心盘(COP盘)内的COP。
根据本发明的硅晶片在其整个体积内具有晶格空位作为主要的点缺 陷类型。主要的点缺陷类型例如可以通过铂扩散及随后pPCD测量或通 过BMD测试确定
在前述方法中，在浸入氢氟酸(HF)中之后，将硅晶片针对性地在 含有200 ppm铂溶液的浸渍浴中污染，随后通常在730'C下铂向晶片内 部扩散40分钟。随后实施通常去除20nm的所谓的镜面蚀刻。随后采用 ^tPCD法(微波光电导腐蚀)，例如利用Semiab公司的WT-85型寿命扫 描仪，测定在富含空位及富含间隙的区域内明显不同的少数载流子寿命 (F, Quast, Dissertation: Untersuchung von Punktdefekten in Silicium mit Hilfe der Platindif!lision， Erlanger Berichte Mikroelektronik, Hrsg.: H. Ryssel， Bd 1/2001， Shaker Verlag)。因为钼优选通过为此需要空位的所谓 的Frank-Thumball原理进行扩散，所以在富含空位的区域内进行铂的富 集。提高的铂浓度再次导致减少的少数载流子寿命，这可以通过^PCD 检测。
在第二种方法中，BMD测试，区域结构是借助于热处理表征的。检 测是基于由于内在缺陷(=空位=晶格空位)的不同高度的过饱和度或欠 饱和度而在拉晶法中形成的不同尺寸的氧析出物种子。它们取决于在热 处理的范围内缓慢加热时的尺寸而生长或收縮。在径向晶片位置上的内 在缺陷的过饱和度越高，则生长的种子的密度越高，其可以借助于SIRM
作为BMD检测。以此方式，径向BMD分布曲线允许评述区域结构。为 此，以1 K/分钟的从900'C至IOO(TC的加热速率加热硅晶片，随后在 1000"C下保持2小时，然后迅速冷却至室温。在惰性气氛中实施热处理。 在热处理之后，利用SIRM检测从晶片中心直至边缘所有2 mm的50 (im 深度处的径向BMD密度。
由780。C下热处理3小时以及随后在IOOO'C下热处理16小时组成的 BMD测试满足通过用SIRM检测从晶片中心直至边缘所有2 mm的50 拜深度处的径向BMD密度而定性地使区域结构经过生长的种子尺寸变 得可见的目的。
与现有技术的教导相反，根据本发明的硅晶片并非不含聚集的晶格 空位。其具有宽度至少为其半径的80%的基于其轴基本上旋转对称的区 域，其中若利用M06或在US 5,980,720中所述的方法进行检测，则形成 尺寸至少为30nm密度最大为6x 103 cm'3的晶格空位的附聚物。在所测 的COP密度方面，这两种方法具有良好的相关性。例如可以达到位于7 x 101 cn^的实际检测极限以下的密度。
根据本发明，尺寸至少为30 nm的晶格空位的附聚物的密度根据 M06测量最大为6xl()3cm'3 (测量装置M06， Mitsui公司，日本)，根 据铜沉积/穿透测试优选为2.5 cm'2。
在该区域内，同时存在尺寸为10至30 nm高密度为1 x 105 cm'3至3 xlO、n^的晶格空位的附聚物。在制造电子元件时，这些特别小的晶格 空位附聚物实际上并不干扰最小的设计的线宽度(设计规则)。
这些小的附聚物以如下方式检测在硅晶片或硅晶片块的背面上从
含有HF (10毫升/升HF)的CuS04水溶液(20克/升CuSO4)电解沉积 铜，如G. Kissinger, G. Morgenstem, H. Richter， J. Mater. Res" Vol. 8， No. 8 (1993)， p. 1900所述。然后，硅晶片或晶片块在900至IOO(TC范围内的温 度下热处理5至20分钟。然后，对晶片或晶片块实施镜面蚀刻(HN03: HF-5:1) 10至30分钟，以去除表面层。随后，通过用Secco蚀刻溶 液处理30分钟而使晶片的缺陷变得可见。
所述旋转对称的区域优选开始于硅晶片的边缘，并经过其半径的至 少80%向内部延伸。特别优选旋转对称的区域覆盖硅晶片的整个表面。
根据本发明的硅晶片将特别低的OSF种子密度与高的BMD密度相 结合，这确保足够的吸收能力
根据本发明的硅晶片在正面的整个表面上的OSF密度平均为0至10 个每平方厘米，优选为0至2个每平方厘米，因此基本上不含OSF种子。 OSF是在1000'C下干燥氧化3小时随后在1150'C下干燥氧化100分钟并 通过Wright蚀刻制备之后通过光学显微镜进行检测的。在光学显微镜下， 对从硅晶片中心直至边缘所有5 mm评估0.1 cm2的测量面积。
相对于现有技术，根据本发明的硅晶片的特征在于，对于后续制造 的电子元件具有5 x 1080^3至5 x 1(^ciT^的最佳BMD密度。此外，BMD 密度在硅晶片的整个半径上都非常均匀。BMD密度在硅晶片的整个半径 上径向改变最大10倍，优选最大3倍(即最大与最小BMD密度之比最 大为IO，优选最大为3)。但是，最大约2倍或更小的BMD密度的更小 的改变也是可以达到的。由此在整个硅晶片上实现足够高的稳定且均匀 的吸收能力。根据本发明的硅晶片满足所谓吸收测试的标准，并表现出 具有在通常用于元件制造的范围内的热加工中无法消除的足够尺寸的 BMD的稳定的BMD密度。
例如通过裂开、部分蚀刻裂开的表面并利用光学显微镜计数通过蚀 刻进攻而放大的缺陷以测定BMD密度。在此，典型的蚀刻剂是Wright 蚀刻溶液、Secco蚀刻溶液及Yang蚀刻溶液，典型的蚀刻去除量在1 |im 的范围内。用于测定BMD密度的典型的评估计数是记录沿着半径的5 个等距点。为了在径向获得高分辨率的BMD密度，补充使用Semilab 公司的基于SIRM的自动BMD计数仪。为此，通常聚焦于距离晶片表 面50 prn的深度处的激光束从晶片中心移至边缘，被BMD散射的光线
在共焦的排列上利用光电二极管加以测定。通过沿着晶片半径均以2 mm 的距离扫描通常为lOOx 100nm2的区域，以足够高的横向分辨率测定径 向BMD密度。因为两种方法具有BMD尺寸约为70 nm的检测极限，所 以采用所以热生长步骤(通常1000°C16小时)，以提高BMD尺寸分布 许多倍而超过该方法的检测极限。本申请中给出的所有BMD密度是在 实施该生长步骤之后测定的BMD密度。
硅晶片正面上的不含BMD的层的深度超过5 pm，这使其通常覆盖 其中后续结构化电子元件的层的整个厚度。不含BMD的层则是通过分 析断裂边缘利用光学显微镜以及在测定BMD密度的相同加工步骤中来 研究的。熟练的操作员可以1 pm的垂直分辨率测定不含BMD的层。给 定位置上的不含BMD的层是通过由首次测量的BMD直至在长度为4 mm的横向分析窗内的任意位置的距离确定的。对于这些试验通常沿着 晶片直径的所有20 mm测定不含BMD的层的厚度。统计评估硅晶片的 不含BMD的层的厚度的重要的尺寸是平均厚度(对硅晶片的所有测量 结果取平均)以及硅晶片的所有测量结果的最小厚度。根据本发明，硅 晶片的整个正面上的第一BMD位于至少5 pm的深度处，即不含BMD 的层的最小厚度至少为5 |om。根据本发明，不含BMD的层的平均厚度 至少为8 ^m。但是也可以达到不含BMD的层的更大的厚度。不含BMD 的层的平均厚度可以达到12 或更高。
硅晶片优选不用氮掺杂，因为用氮掺杂通过在氮空位复合物(N2V) 内缓冲空位并在单晶的更低的温度下释放而激发氧析出，而且由此还抑 制COP的形成。此外，氧析出的增加导致更多的OSF形成以及OSF环
的变宽。
硅晶片内存在的滑移的总长度优选为最大3 cm。 根据本发明的硅晶片可以利用包括以下步骤的方法制造 -制备间隙氧浓度[Oi]在4.5 xlO17 cm'3至5.8xl017 cm-3的范围内的 硅晶片，在其整个体积内晶格空位是主要的点缺陷类型，该硅晶片具有
宽度至少为该硅晶片半径的至少80%的基于其轴旋转对称的区域，该区 域具有尺寸至少为30 nm密度最大为6 x 103 cm'3的晶格空位的附聚物以 及尺寸为10nm至30nm密度为1 x 105^11'3至3 x 107 cm-3的晶格空位的 附聚物，及
-在惰性或还原性气氛中热处理该硅晶片，该硅晶片从350'C至750'C 的装载温度开始以0.5 K/分钟至8 K/分钟的加热速率加热至IOOO'C的温 度，并以0.1 K/分钟至4 K/分钟的加热速率继续加热，直至达到在1025°C 至1175。C的范围内的保持温度，随后在该保持温度下保持1至4小时的 时间，然后以预定的冷却速率冷却至卸载温度。
为了制造根据本发明的硅晶片，首先制备具有确定特性的硅晶片， 然后实施热处理。
—个基本参数是间隙氧浓度[Oj]，其位于4.5 x 1017 cn^至5.8 x 10"cm-3的范围内，优选最高5.5xlO"cm一3。(在本申请内，所有间隙氧 浓度的数据均是基于"新ASTM")。硅晶片优选不用氮掺杂。硅晶片优 选具有1 Qcm至100 Qcm范围内的电阻率的低掺杂剂浓度。
硅晶片在其整个体积内具有晶格空位作为主要的点缺陷类型。因此， 在后续的热处理期间避免氧析出不均匀的前述问题。
晶格空位的附聚物的浓度及尺寸分布在后续热处理期间几乎不改 变。在热处理之前及之后均采用相同的方法以测定浓度及尺寸。
与现有技术的教导不同，该硅晶片并非不含聚集的晶格空位。其具 有宽度至少为该硅晶片半径的80%的基于其轴旋转对称的区域，其中形 成尺寸至少为30 nm密度最大为6 x 103 cm'3的晶格空位的附聚物。因此， 该比较大的附聚物仅以小的浓度形成。在此，采用最敏感的测量模式， 即采用红光谱范围内的激光束，这导致5 Kim的穿透深度，并在所谓的 "LOW通过量模式"下实施数据的采集。检测极限取决于被检验的晶片 表面。
在该范围内同时存在尺寸为10至30nm高密度为1 x 105 cm^至3 x 10、n^的晶格空位的附聚物。在制造电子元件时，这些特别小的晶格空 位附聚物实际上并不干扰最小的设计的线宽度(设计规则)。同时，其存 在具有本发明所采用的明显积极的作用在拉晶期间，其显著降低自由 晶格空位的浓度。由此，在拉晶过程中冷却期间，氧析出温度显著降低。 这限制了冷却时产生的氧析出物的尺寸，连同所选的相对较低的间隙氧 浓度[Oi]，这在冷却期间基本上避免了OSF种子的形成。
所述旋转对称的区域优选开始于硅晶片的边缘，并经过其半径的至 少80%向内部延伸。旋转对称的区域特别优选覆盖硅晶片的整个表面。
实施后续的热处理的所述硅晶片可以通过根据Czochralski的适当拉 晶法获得。图5所示为不同区域的顺序作为径向位置R的函数，即单晶 旋转轴1的距离与拉伸速率v的关系。以小的拉伸速率，占据特征在于 产生聚集的间隙原子的区域IV。间隙原子的附聚物也称作LPIT。若提高
拉伸速率，则过渡至其中间隙原子仍是主要的点缺陷类型的区域m，但
是不形成附聚物。进一步提高拉伸速率v时，首先过渡至其中空位是主 要的点缺陷类型的区域II，仅形成密度为6 x 103 cm_3的尺寸为30 nm或 更大的空位附聚物，然后过渡至空位附聚物增加的区域I，尺寸为30nm 或更大的空位附聚物的密度超过6 x 103 cm'3的值。
实施后续的热处理的所述硅晶片是由例如根据DE 103 39 792 Al依 照Czochralski拉晶而制造的对应的单晶获得的，其中特别的条件优选为 坩埚转速、晶体转速、磁场及环形加热器。通过以相同的方式旋转(同 速旋转)坩埚及晶体，连同相对于晶体旋转轴1的旋转对称的磁场(CUSP 场)，其是由反极性相对放置的线圈产生的，可以影响熔融体的对流，从 而朝着生长前沿的中心产生热流。由此改变径向WG曲线，因为轴向热 梯度G在生长前沿的中心处变大。在该区域内v/G减小。磁场的轴向分 量取零值的中线优选位于熔融体表面上方。坩埚及晶体优选以2.5至4 rpm或6至12rpm的速率同速旋转。通过在生长的晶体的边缘附近使用
环形加热器，轴向热梯度在生长前沿的边缘范围内减小，因此v/G在该 范围内变大。坩埚与晶体的同速旋转连同使用从外部输入辐射热量的环 形加热器，得到在生长前沿的中心仅略高于生长前沿的边缘处的v/G曲 线。在图5中，不同区域的边界处的实线代表该改变的拉晶法的v/G曲 线。虚线边界代表根据现有技术的曲线。环形加热器的功率优选为8至 12 kW，特别优选为8至10 kW。
控制内在氧浓度的轴向分布曲线，由此在整个棒上将该浓度保持在 5.8 x 1017 cnf3，优选5.5 x 1017 cm—3的形成OSF种子的临界值以下。超过 该临界值，则在上述OSF测试之后OSF密度上升至100/cn^或更高。为 了由单晶通过根据本发明的热加工获得具有高BMD密度及径向均匀分 布的晶片的尽可能高的产率，调节拉晶法从而使尽可能多的晶片具有至 少为4.5xl0"cn^的内在氧浓度(参见图IO)。通过控制拉伸系统内的 压力在5至20 mbar，优选10至15 mbar的范围内，并通过控制经过拉 伸系统的氩的流通量在2000至4500 1/h，优选2800至3200 1/h的范围内， 从而将氧浓度保持在给定的范围内。
使同速旋转适应于硅熔融体内的中心热流，从而使v/G的径向分布 曲线在中心区域内具有最大的空位过饱和度，并因此导致COP区域的 COP直径大于围绕的边缘区域内的COP直径。如图5所示，该措施导致 完全位于富含空位的区域II内的S2型晶片的产率明显更高。
根据现有技术将单晶切割成晶片，优选根据现有技术实施更多的平 面化及光滑化处理步骤，例如研磨或磨光、蚀刻及抛光。
以此方式获得的具有所述特性的硅晶片现在于惰性或还原性气氛内 实施根据本发明的热处理。
优选同时对许多以此方式获得的具有所述特性的硅晶片在批式炉内 于惰性或还原性气氛内实施热处理。
批式炉是其中许多硅晶片以确定的距离相互平行放置并且同时进行 热处理的装置。存在水平炉及垂直炉，其中在本发明的范畴内优选使用
垂直炉。硅晶片在垂直炉内安装在支撑装置内，即所谓的"舟皿"，其中 各个硅晶片各自位于支撑物上，即基材支架。在热处理期间，舟皿位于 从外套表面加热的通常是圆柱形的加工室内。
在惰性或还原性气氛中实施热处理。优选的还原性气氛含有氢气。 还原性气氛除了一种或更多种还原性气体以外还可以含有惰性组成份。
惰性气氛仅含有在热处理条件下，即在最大120(TC的温度下，不与硅晶 片的表面反应的组成份。例如可以使用惰性的气体，如氮气或稀有气体， 优选为稀有气体，特别优选为氩气。
硅晶片在35(TC至75(TC的装载温度下装入批式炉内，随后以0.5 K/ 分钟至8 K/分钟的加热速率，优选以0,5 K/分钟至5 K/分钟的加热速率 加热至100(TC的温度。发现虽然硅晶片的氧含量低，但是该加热速率导 致足够高密度的稳定的氧析出物。
利用所谓的变速退火(Rampraten-Anneal)，对于所述材料研究生长 的BMD种子的尺寸/密度谱。为此，在垂直炉内在不同的装载温度及固 定的最终温度的情况下实施1 K/分钟的加热速率(图ll、 12，两种不同 的硅单晶)500至IOOO'C ("RAMP500")、 600至1000。C ("RAMP600")、 700至1000。C("RAMP700")、800至1000。C("RAMP800")、900至IOOO'C ("RAMP900")。因此，分别使在各自的装载温度下仍然稳定并且其尺 寸超过临界尺寸的BMD种子生长，低于该临界尺寸则BMD种子被消除。
通过分析这些图表可以确定，加热速率的实际曲线必须设定在热处理范 围内，从而使充分形成的BMD种子生长，因此形成不含BMD的层所需 的1050至IIOO'C的相对较高的加工温度不会消除过多的BMD种子，从 而在热处理之后提供足够的BMD浓度。
以O.l K/分钟至4 K/分钟的加热速率继续加热硅晶片，直至达到在 1025°。至1175°〇的范围内，优选在1025。C至1125'C的范围内，特别优选 在1050'C至1100。C的范围内的保持温度。
随后在该保持温度下保持1至4小时，优选2至3小时的时间。
1100'C的保持温度及2小时的时间通常导致不含BMD的层的深度 超过10 pm。 1050。C至1075。C的保持温度及2至3小时的保持时间通常 导致不含BMD的层的深度超过5 jam。与此相反，块体内的BMD密度 并不随着保持温度或保持时间的高度明显改变。因此，根据本发明的方 法对于来自不同的棒位置或加工方案的晶片是稳健的。图13所示为对于 来自单晶的开始、中心及末端的晶片的不同的保持温度及对应时间的 BMD密度d(BMD)。称为"BMD测试"的三个右侧的测量值涉及在BMD 测试之前没有实施热处理的非本发明的硅晶片。在栏中彼此上下排列的 测量点给出在硅晶片的不同径向位置处的BMD密度，因此给出BMD密 度的径向改变。
然后，以预定的冷却速率将硅晶片冷却至优选450至650'C的卸载 温度，并从炉中取出。冷却速率优选对应于不同温度范围所给定的加热 速率。
由于根据本发明的氧含量低及优选掺杂剂含量低，实施热处理的硅 晶片非常软，并且在热处理期间容易产生滑移。因为例如金属杂质优选 在这些晶体缺陷处积累，所以滑移减少制造电子元件时的产率。因此， 优选实施根据本发明的热处理，从而使经处理的硅晶片中存在的滑移的 总长度不超过1 cm。利用与各个滑移或滑移区域相关的弹性应力场的弹 性应力场测量仪(SIRD，制造商例如是Jenawave公司，Jena，德国)检 测滑移。为了避免产生滑移，优选将由硅或碳化硅制成的晶片支架用于 在垂直炉内安装硅晶片，如DE 10 2005 013 831中所述。
除了前述热处理以外，根据本发明的硅晶片优选不实施其他热处理, 然后用于制造电子元件。因此，所述方法能够相对成本低廉地制造根据 本发明的硅晶片。
COP尺寸M06测量及铜装饰测量的比较
图2所示为非本发明的300 mm硅晶片，其具有根据M06测量的半 径大于晶片半径的20%的COP盘。对第二半硅晶片实施铜装饰测量。测量表明在与COP盘相邻的圆形区域内的缺陷密度明显更高。在此，COP 的直径小，以致于通过M06测量或利用US 5，980，720中所述的方法无法 检测到。
在图3的上图中所示为相关的径向扫描，表明经检测的COP密度 d(M06)持续下降至零(径向位置R 距离晶片中心90mm)。另一方面， 根据铜装饰测量的径向扫描表明，相对恒定的密度d(Cu-Def.)为106至 107 cm'3。这表明COP尺寸连续地径向减小，但是密度仍保持高。小于 MO6检测极限的COP尺寸约为30nm，无法由该方法检测出。在后续的 距离中心最大约130mm的区域内，产生更高密度的铜装饰缺陷(约3 x 107 cm。，其是COP尺寸小于M06的分辨极限的区域。边缘处降低至 更小的缺陷密度是因为改变的热流的影响，边缘处的空位过饱和度升高， 因此该区域内的COP直径变大。形成类似于80至卯mm的径向区域的 COP密度。(M06由于测量技术的边缘排除区域为5mm)。
根据现有技术的所谓"Pv"晶片与不含COP盘的根据利用环形加热器 的拉伸法制造的晶片的比较
DE 100 47 345 Al描述了一种完全位于富含空位的区域内的晶片 (W31)。为了进行比较，图5中示出了根据本发明拉伸的单晶的各种不 同的空位为主及间隙为主的区域(实线)及其对应部分，根据DE 100 47 345 Al的晶片"W31"(虚线)来自该文献的图16在具有升高的拉伸速 率v的图表中。虚线1代表单晶的纵轴。大于50%的半径以外产生差别， 因为使用环形加热器代替v/G边界，这导致中性区域的弯曲(空位及间 隙点缺陷的浓度在各自的径向位置上相等)。在DE 100 47 345 Al所述的 v/G图表中，晶片W31在中心具有比晶片边缘明显更高的空位过饱和度， 因为晶片边缘位于中性区域附近(图16)。晶片中心具有明显更高的空 位浓度，因为其与OSF带直接相邻。为了在晶片W31上检测可能的COP， 选择最敏感的可使用的COP测量方法对利用含有氨的清洗溶液(所谓
的SC1溶液)蚀刻的晶片使用颗粒计数仪(例如LKA-Tencor公司的SP1 ， 美国)在由经蚀刻的COP导致的蚀刻坑上进行研究。
根据本发明的拉伸法制造的硅晶片(图6)表现出利用该方法仍非 常小的COP盘，因此接近于在DE 100 47 345 Al的图16的棒中心至所 谓不含COP的"P/'区域的过渡。利用铜装饰技术测量的COP密度为 105至106(^1'3，并且在硅晶片上径向均匀分布。与此相比，接近于富含 间隙及富含空位的区域之间的边界进行拉伸的不含可测量的COP盘的 晶片(图7)具有利用铜装饰测得的106至10、111-3的更高但基本上均匀 的COP密度。这在DE 100 47 345 Al的图16中对应于具有类似于晶片 边缘的空位浓度的区域。
与此相反，根据DE 100 47 345 Al的硅晶片"W31"利用铜装饰检 测的COP密度在径向上在2个量级的范围内明显改变，从晶片中心处的 约5 x 105 cm'3达到晶片边缘处的5 x 107 cm—3。
铜装饰缺陷作为COP的分类
所谓的FZ硅(利用"浮区"法制造的单晶硅)与CZ硅的区别在于， 氧浓度减少至少2个量级。因此，在FZ硅中根本不发生BMD或OSF 的形成。在此所用的FZ材料与传统的FZ材料的区别在于，缺少氮的共 掺杂。COP的形成发生于富含空位的区域内，而在富含间隙的区域内形 成LPIT同样是已知的。
在图9中，研究(通过平行于晶体轴切割单晶而制造的)来自FZ 晶体的直径为150 mm的所谓的板，其被拉伸，从而沿着半径在中心区 域内利用FPD确定COP，在边缘区域内确定LPIT。此外，在拉伸过程 中，禾拥施加的石英环现实10"cn^范围内的氧掺杂。与熔融的硅区域 相接触的石英环表面溶解，并用氧掺杂生长的FZ单晶棒(图9: OFZ)。 这可以在该板的下部在V/I边界的不同径向曲线上看出。
在FZ晶体的不含氧的区域内，可以区分两种缺陷类型，两者可以利 用铜装饰检测，因为COP是唯一可检测的类型。在接近于至LPIT区域
的过渡的高度对比度的区域内，仅产生具有小的装饰对比度的缺陷类型。
在具有更大直径的COP的内部区域内，不产生小的铜装饰缺陷，而是仅 产生更大的铜装饰缺陷。这些缺陷类型对应于已经利用FPD方法预先确 定的COP缺陷。在用氧掺杂的区域内(OFZ)，可以定性地看出相同的 曲线。
图8示出了不同缺陷的密度d(Def.)与半径R的关系。带有方块的实 线代表大缺陷的密度，带有方块的虚线代表小缺陷的密度，分别在FZ 晶体的用氧掺杂的部分内。带有三角的实线代表大缺陷的密度，带有三 角的虚线代表小缺陷的密度，分别在FZ晶体的未用氧掺杂的部分内。
这表明，接近于V/I边界以高浓度产生的缺陷既不是BMD种子，也 不是所谓的"P带"，例如在R. Falster等人，Phys. Status Solidi B， Bd. 222, 2000， p. 219中所述。因为用氧掺杂的FZ硅的氧浓度对应于CZ硅，并 因为在两种晶体内均产生相同的富含空位及富含间隙的区域，所以对于 CZ硅可以得出相同的结论。
实施例
根据本发明利用cz法拉伸硅单晶，并根据现有技术切割成晶片。 根据本发明对位于棒的不同位置上的4个晶片实施热处理。这些晶片在 利用M06测量时表现出所述的COP盘，或者不含COP，并根据铜装饰 技术在整个晶片上或至少在半径的80%的区域内表现出缺陷，从晶片边 缘进行测量(图14)。以如下方式选择热处理的加热速率500至700'C: 5 K/分钟；700至900。C: 4 K/分钟；卯0至1000。C: 3.5 K/分钟；1000 至105(TC: 2K/分钟；1050至1100'C: 1K/分钟。冷却速率对应于各自 的温度范围所给定的加热速率。
图15所示为利用SIRM的径向BMD测量的结果。(图例左侧值 代表热处理之前硅晶片内的间隙氧浓度[Oi]，根据新ASTM以1017个原 子/咖3给出。右侧值代表硅棒内硅晶片的位置，从棒的开始以毫米测得。) BMD密度d(BMD)在径向上的改变小于10倍。SIRM测量表明，由于更小的BMD尺寸敏感性，BMD密度d(BMD)小于利用断裂、蚀刻及光学 显微测得的BMD密度d(BMD, C&E)。两种方法的相关性由下式确定
d(BMD)/cm-3 = 1717 x d(BMD， C&E)/cm-2 + 104。
Secco处理之后的径向BMD密度d(BMD， C&E)在图16中示出，测 定为5 x 1()4至7x 105cm々。(图例的含义与图15相同)。
不含BMD的层的最小厚度toz (图17)如上所述地进行测量，并对 于所有晶片均位于5至18 pm的范围内。通过引入在2 x 1012 cm'2范围 内的镍杂质测得典型的吸收能力约为94%。(图例的含义与图15相同)。
权利要求
1、硅晶片，在其整个体积内晶格空位是主要的点缺陷类型，该硅晶片具有宽度至少为该硅晶片半径的80％的基于其轴旋转对称的区域，该区域具有尺寸至少为30nm密度最大为6×103cm-3的晶格空位的附聚物以及尺寸为10nm至30nm密度为1×105cm-3至3×107cm-3的晶格空位的附聚物，该硅晶片具有密度为0至10cm-2的OSF种子以及在其内部的5×108cm-3至5×109cm-3的平均BMD密度，该BMD密度在该硅晶片的整个半径中在径向上最大改变10倍，而且该硅晶片至少在该硅晶片的正面上具有不含BMD的层，其特征在于，在该硅晶片的整个正面上第一BMD位于至少为5μm的深度，且该第一BMD位于平均至少8μm的深度。
2、 根据权利要求l所述的硅晶片，其特征在于，所述硅晶片不用氮 掺杂。
3、 根据权利要求1或2所述的硅晶片，其特征在于，所述硅晶片中 存在的滑移的总长度不超过1 cm。
4、 根据权利要求1至3之一所述的硅晶片，其特征在于，所述旋转 对称的区域包括所述硅晶片的整个表面。
5、 用于制造根据权利要求1所述的硅晶片的方法，其包括以下步骤: -制备间隙氧浓度[OJ在4.5 x 10"cm'3至5.8x 1017(^3的范围内的硅晶片，在其整个体积内晶格空位是主要的点缺陷类型，该硅晶片具有 宽度至少为该硅晶片半径的至少80%的基于其轴旋转对称的区域，该区 域具有尺寸至少为30 nm密度最大为6 x 103 cm.3的晶格空位的附聚物以 及尺寸为10nm至30nm密度为1 x 1050^3至3 x 107 cm'3的晶格空位的 附聚物，及-在惰性或还原性气氛中热处理该硅晶片，该硅晶片从35(TC至750'C 的装载温度开始以0.5 K/分钟至8 K/分钟的加热速率加热至IOOO'C的温 度，并以0.1 K/分钟至4K/分钟的加热速率继续加热，直至达到在1025°C 至1175-C的范围内的保持温度，随后在该保持温度下保持1至4小时的 时间，然后以预定的冷却速率冷却至卸载温度。
6、 根据权利要求5所述的方法，其特征在于，所述硅晶片不用氮掺杂。
7、 根据权利要求5或6所述的方法，其特征在于，所述硅晶片在热 处理之前的间隙氧浓度[Oi]在4.5 x io17 cm-3至5.5 x io17 cm'3的范围 内。
8、 根据权利要求5至7之一所述的方法，其特征在于，在至最高 1000°C的温度范围内的加热速率为0.5 K/分钟至5 K/分钟。
9、 根据权利要求5至8之一所述的方法，其特征在于，所述保持温 度在1025""C至1125'C的范围内。
10、 根据权利要求9所述的方法，其特征在于，所述保持温度在 1050。C至1100。C的范围内。
11、 根据权利要求5至10之一所述的方法，其特征在于，所述硅晶 片在所述保持温度下保持2至3小时的时间。
12、 根据权利要求5至11之一所述的方法，其特征在于，除了所述 的热处理以外，不实施其他的热处理。
13、 根据权利要求5至12之一所述的方法，其特征在于，许多硅晶 片同时在批式炉内实施所述热处理。
14、 根据权利要求1至4之一所述的硅晶片，其特征在于，OSF种 子的密度为0至2cm一2。
15、 根据权利要求1至4及14之一所述的硅晶片，其特征在于，间 隙氧浓度[Oj]在4.2 x 1017 cm'3至5.5 x 1017 cm—3的范围内。
16、 根据权利要求15所述的硅晶片，其特征在于，间隙氧浓度[Oi] 在4.2 x 1017 cm'3至5.2 x 1017 cm-3的范围内。
全文摘要
本发明涉及具有良好的内在吸收能力的硅晶片及其制造方法，所述硅晶片在其整个体积内晶格空位是主要的点缺陷类型，该硅晶片具有宽度至少为该硅晶片半径的80％的基于其轴旋转对称的区域、密度为0至10cm^-2的OSF种子以及在其内部的5×10⁸cm^-3至5×10⁹cm^-3的平均BMD密度，该BMD密度在该硅晶片的整个半径中在径向上最大改变10倍，而且该硅晶片至少在该硅晶片的正面上具有不含BMD的层，其特征在于，在该硅晶片的整个正面上第一BMD位于至少为5μm的深度，且该第一BMD位于平均至少8μm的深度。
文档编号C30B29/06GK101187059SQ20071015379
公开日2008年5月28日 申请日期2007年9月25日 优先权日2006年10月4日
发明者G·基辛格, M·韦伯, T·米勒 申请人:硅电子股份公司