专利名称：基本无生长缺陷的外延硅片的制作方法
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本发明的工艺一般涉及外延硅片的制备。本发明尤其涉及安放在一个硅片盒、硅片舟或其他载体上的一组外延硅片的制备，每片硅片都具有一个外延层，基本上不含由于外延层生长的衬底表面上存在聚集硅自—填隙缺陷而引起的生长缺陷。
可以由它得到单晶硅片的单晶硅通常采用所谓提拉“Czochralski”(“Cz”)方法制备。在这个方法中，将多晶体硅(“多晶硅”)装入一个坩埚并被熔化，用一根籽晶与熔融硅液接触，通过缓慢提拉籽晶而生长单晶体。当颈部形成后，通过降低拉制速度和/或熔融温度使晶体直径放大，直达到所需的目标直径。然后通过控制拉制速度和熔融温度而补偿熔融液面的降低，从而生长出直径近乎恒定的圆柱主体。接近生长过程终点、但在坩埚内熔融硅用尽之前，必须逐渐减少晶体直径以形成尾锥。一般通过加速晶体提拉和升高坩埚温度来形成尾锥。当晶体直径变得足够小时，则晶体与熔液分离。
近几年来，普遍认为单晶硅中的大量缺陷是在晶体凝固后的冷却过程中在晶体生长室内形成的。这些缺陷的产生，部分是由于过量(如浓度超过溶度限)的本征点缺陷的存在，称为空位和自-填隙原子。从熔融液生长的硅单晶通常是带有过量的一种或他种本征点缺陷而生长的，要么是晶格空位(“V”)，或者是自—填隙原子(“I”)。有人已经指出，硅中这些点缺陷的类型和初始浓度是在凝固时确定的，如果其浓度达到系统中的临界过饱和，且这些点缺陷的迁移率足够高，一种相互作用或聚集作用就可能发生。硅中的聚集本征点缺陷在复杂的、高集成化电路生产中会严重影响材料的产出能力。
空位型缺陷被认为是某些可观察的晶体缺陷的起源，如D-缺陷，流图缺陷(FPDs)，栅氧化物完整性(GOI)缺陷，晶体原发粒子(COP)缺陷，晶体原发光点缺陷(LPDs)，以及采用如红外扫描显微镜和激光扫描层析摄影等红外扫描技术所观察到的某些体缺陷。在过剩空位区中还存在作为包括堆垛层错的环氧核心(OISF)缺陷。据推测这种特殊缺陷是一种由于过剩空位的存在而催化的高温成核氧聚集。
对与自—填隙原子(“I”)相关的缺陷研究得很不够。一般将它们看作是低密度的填隙型位错环或网。这种缺陷并不是造成栅氧化物完整性(一个重要的硅片性能标准)破坏的原因，但一般认为它们是引起与漏电流问题有相关的其他类型器件故障的原因。
外延硅生长一般包括化学气相淀积过程，即在将衬底(如一单晶硅片)加热的同时，使气相硅化合物通遍晶片表面来影响高温分解或还原。当使用单晶硅片作衬底时，这种硅就以单晶硅结构继续生长的形式淀积。所以，在硅片表面出现的缺陷(例如聚集硅自-填隙原子缺陷)就可能直接影响生长的外延片质量。这种对质量的影响是由于在单晶硅结构继续生长的同时，衬底表面的缺陷也继续生长，导致在外延层中形成新的晶格缺陷，即生长缺陷。例如，可能形成象小堆、外延堆垛层错和小丘这类外延缺陷，其最大截面宽度从现今激光自动检测装置的探测极限约0.1微米到10微米。
迄今，对付外延生长缺陷的主要手段只是在外延淀积前对衬底表面进行检测。然而，这种方法很费时间；而且在检测淀积过程前还不一定能成功地鉴别和排除有问题的衬底。因此，仍然需要找到一种手段，使之能够可靠而一致地为外延淀积提供其表面基本不含聚集填隙缺陷的衬底，并由此而消除与之相关的生长缺陷。
简言之，本发明旨在提供一组外延硅片，每片外延片包含一片供淀积硅外延层的单晶硅衬底。该衬底具有一个中心轴，基本垂直于中心轴的一个正面和一个背面，一个园周边以及一个从中心轴延伸到园周边的半径。该衬底包含一个基本无聚集填隙缺陷的硅-自填隙原子为主材料的轴对称区，该轴对称区域从衬底园周边沿半径向内部延伸。淀积在衬底表面的外延层基本不含由于衬底表面存在聚集填隙原子缺陷所引起的生长缺陷。
图2表明对于一给定的自-填隙原子浓度[I]，形成聚集填隙原子缺陷所需自由能的改变量ΔGI随温度T的降低而增加的例子。
图3表明自—填隙原子[I]和空位[V]的初始浓度随比值v/G0的减小(由于G0值的增大)可能沿晶棒或晶片的半径方向发生变化的例子。应注意在V/I边界发生从空位为主材料向自—填隙原子为主材料的过渡。
图4是一个单晶硅棒或晶片的顶视图，展示出分别以空位V为主材料和自—填隙原子I为主材料的区域以及存在于它们之间的V/I边界。
图5是一个单晶硅棒的纵向剖面视图，详细展示了晶棒恒定直径部分的轴对称区。
图6是一个跟随一系列氧沉积热处理的200mm直径硅棒的轴向剖面的少子寿命扫描图，详细展示了一个空位为主材料的一般圆柱区，一个自—填隙原子为主材料的一般圆环轴对称区，两者之间的V/I边界以及一个聚集填隙原子缺陷区。
图7是一个拉制(即籽晶提升)速度与晶体长度的关系图，表明在一部分晶体长度范围内拉制速度线性减小。
图8是一个跟随一系列氧沉积热处理的硅棒轴向剖面的少子寿命扫描图，如例1所述。
图9是四根单晶硅棒的拉制速度与晶体长度的关系图，分别以1-4标记，用来给出一条曲线，标记v*(z)，如例1所述。
图10是熔液/固态界面上平均轴向温度梯度G0随径向位置的变化曲线，对应于例2中描述的两种不同情况。
图11是空位[V]和自—填隙原子[I]的初始浓度沿径向位置的变化曲线，对应于例2中描述的两种不同情况。
图12是温度沿轴向位置的变化曲线，表明在例3中所描述的两种不同情况下的硅棒轴向温度分布。
图13是从图12所示两种冷却条件下所产生的自—填隙原子的浓度，在例3中作更充分的描述。
图14是一个跟随一系列氧沉积热处理的整个硅棒轴向剖面的少子寿命扫描图，如例4所述。
图15是阐明V/I界面位置与单晶硅棒长度的关系图，如例5所述。
图16a是一个跟随一系列氧沉积热处理的一段距肩部100mm到250mm的硅棒轴向剖面的少子寿命扫描图，如例6所述。
图16b是一个跟随一系列氧沉积热处理的一段距肩部250mm到400mm的硅棒轴向剖面的少子寿命扫描图，如例6所述。
图17是一个硅棒不同半径位置处的轴向温度梯度G0图，如例7所述。
图18是一个硅棒不同轴向位置处的平均轴向温度梯度G0径向变化图，如例7所述。
图19是阐明轴对称区宽度与冷却速度的关系图，如例7所述。
图20是距肩部235mm到350mm的一段硅棒经铜染色或缺陷轮廓刻划后的轴向剖面照片，如例7所述。
图21是距肩部305mm到460mm的一段硅棒经铜染色或缺陷轮廓刻划后的轴向剖面照片，如例7所述。
图22是一段距肩部140mm到275mm的硅棒经铜染色或缺陷轮廓刻划后的轴向剖面照片，如例7所述。
图23是一段距肩部600mm到730mm的硅棒经铜染色或缺陷轮廓刻划后的轴向剖面照片，如例7所述。
图24说明从硅棒中心到约1/2硅棒半径处(通过对从固化温度到x-轴上的温度梯度求平均来确定)平均轴向温度梯度G0(r)的径向变化，这可能在不同结构的热区中发生。
图25是说明四种不同热区结构中硅棒的轴向温度分布图。
图26是一个表示12片提拉生长的P-型单晶硅衬底的光扫描缺陷分析结果的覆盖图(即堆叠图)，如例8所述。
图27是一个表示13片提拉生长的P-型单晶硅衬底的光扫描缺陷分析结果的覆盖图(即堆叠图)，如例8所述。
图28是一个表示12片外延片(对应于图26中的12片衬底)的光扫描缺陷分析的结果的覆盖图(即堆叠图)，如例8所述。
图29是一个表示13片外延片(对应于图27中的13片衬底)的光扫描缺陷分析的结果的覆盖图(即堆叠图)，如例8所述。
图30是一个出现在外延层表面的生长缺陷的照片，采用显微镜高倍放大观察得到，如例8所述。
图31是表示一个经过铜染色或缺陷轮廓刻蚀后的一段硅棒1/4扇区的照片，如例8所述。
发明详细描述按本发明的工艺发现，采用具有基本无聚集硅自-填隙原子本征点缺陷的第一轴对称区的单晶硅片做衬底，可以生长出具有基本无生长缺陷的外延层的外延硅片。无需任何专门的理论证明，一般可以确信外延硅片的外延层中出现生长缺陷的一个重要起因是生长外延层的单晶硅衬底表面存在聚集填隙原子缺陷。这种可能以位错环或三角形出现的聚集填隙原子缺陷肯定是产生相应缺陷的位置，通常称其为在外延淀积后的外延层中的“小丘”。象这类生长缺陷的形成是缺陷通过外延层传播的结果。因此，可以确信采用无聚集填隙原子缺陷的单晶硅衬底可以制备出改善的外延层。衬底据迄今已有的实验数据，显然应当在切得这些硅片的硅棒从固化温度(即，约1410℃)冷却到1300℃以上(即，至少约1325℃，1350℃，或甚至至少约1375℃)时，就开始确定象单晶硅片中硅晶格空位或硅自-填隙原子这类本征点缺陷的类型和初始浓度；也就是说，这种缺陷的类型和初始浓度由比值v/G0控制，其中v是生长速度，G0是在这温度范围内的平均轴向温度梯度。
现参见图1，随着v/G0值的增大，从自-填隙原子为主生长递减到空位为主生长递增的转变发生在v/G0的某一临界值附近，据当前可获得的信息，这个临界值约为2.1×10-5cm2/sK，其中G0是在上述温度范围内轴向温度梯度恒定不变的条件下确定的。在这个临界值处，这种本征点缺陷浓度处于平衡状态。然而，当v/G0值超过这个临界值时，空位浓度增加。同样，当v/G0值降到临界值以下时，自-填隙原子浓度增大。如果这个浓度达到系统中的一个临界过饱和水平，且点缺陷的迁移率足够高，就可能发生一种相互作用，或一种聚集作用。
因此，如其他报道(参看PCT/US98/07365或PCT/US98/07304)所言，硅晶格中空位相互作用而产生聚集空位缺陷以及硅晶格中自-填隙原子相互作用而产生聚集填隙原子缺陷这样的过程是可以消除的。无需专门的理论证明可以确信，只要在晶棒生长和冷却期间空位和自填隙原子的浓度得到控制，使得系统自由能的变化(ΔG)不超过发生这类聚集作用的临界值，即可消除这类相互作用。换言之，可以认为当硅棒从固化温度冷却时，通过防止系统进入空位和自填隙原子的临界过饱和，即可避免空位和自填隙原子的聚集作用。
通过确立空位和自填隙原子的初始浓度(由v/G0(r)控制，这里v/G0(r)表示v/G0是径向位置的函数，下面将进一步讨论)可防止这种缺陷的形成。这个初始浓度值要足够低，使之永远达不到临界过饱和值。然而，实际上很难在整个晶体径向上达到这样的低浓度，因此，一般可通过抑制晶体结晶后的初始空位浓度或初始填隙原子浓度(即在根据v/G0(r)来确立初始浓度之后)来防止临界过饱和。
因自-填隙原子的迁移率相当高(一般约10-4cm2/秒)，而空位迁移率范围较低，由于自-填隙原子向晶体表面上的陷井或晶体内的空位为主区的径向扩散，有可能在相当长距离上(约5cm到10cm以上)影响对填隙原子或空位的抑制。只要有足够的时间允许本征点缺陷初始浓度进行这种径向扩散，就可以有效地利用径向扩散来抑制填隙原子或空位浓度。一般来说，扩散时间将取决于填隙原子或空位初始浓度的径向变化，较小的径向变化要求较短的扩散时间。
对于提拉生长的单晶硅而言，平均轴向温度梯度G0一般随半径的增大而增大。这意味着v/G0值沿硅棒的半径方向一般不是单一的。由于这种变化，本征点缺陷的类型和初始浓度不是常数。如果v/G0的临界值(在图3和4中标记为V/I边界2)在沿晶棒半径4的某点达到，材料将从以空位为主转换到以自-填隙原子为主。另外，晶棒将包含一个自-填隙原子为主材料的轴对称区域6(其中硅自-填隙原子的初始浓度随半径的增大而增大)，它包围着空位为主材料的一般圆柱区8(其中空位的初始浓度随半径的增大而减小)。
将包含V/I边界的晶棒从固化温度冷却时，由于自-填隙原子与空位的复合，填隙原子和空位的径向扩散引起V/I边界径向向内漂移。另外，当晶体冷却时，将发生自-填隙原子到晶体表面的径向扩散。随着晶体的冷却，晶体表面可能维持近乎平衡的点缺陷浓度。点缺陷的径向扩散将趋于减小V/I界面外的自-填隙原子浓度和V/I界面内的空位浓度。如果扩散时间足够长，各处空位和自-填隙原子浓度可能使ΔGV和ΔGI低于空位聚集作用和自-填隙原子聚集作用发生的临界值。
现参见图5，对晶体生长条件(包括生长速度V，平均轴向温度梯度G0以及冷却速度)进行完善的控制，以利按提拉生长法形成单晶硅棒10，包括一个中心轴12，一个籽晶锥14，一个尾晶锥16和籽晶锥与尾晶锥之间的恒定直径部分18。恒定直径部分有一个圆周边20和从中心轴12延伸到圆周边20的半径4。可以控制晶体生长条件，使之形成(i)基本无缺陷的填隙原子为主材料的轴对称区6和(ii)空位为主材料的一般圆柱型区8，它也可以包含一个基本无缺陷的轴对称区域9。可以改变轴对称区域6和9的宽度，如下面进一步详细讨论。
通常要对生长速度v和平均轴向温度梯度G0(如前面的定义)进行控制，使比值v/G0的变化范围从约0.5到2.5倍v/G0的临界值(即根据目前可获得的v/G0临界值数据，约为1×10-5cm2/sK到约5×10-5cm2/sK)。比值v/G0最好应为约0.6到1.5倍v/G0的临界值(即根据目前可获得的v/G0临界值数据，约为1.3×10-5cm2/sK到约3×10-5cm2/sK)。v/G0取值在约0.75到1.25倍v/G0的临界值(即根据目前可获得的v/G0临界值数据，约为1.6×10-5cm2/sK到约2.1×10-5cm2/sK)就更理想。在一个特殊的优选实例中，一般圆柱区域9内的v/G0值落在v/G0临界值和1.1倍v/G0临界值之间，而在另一个优选实例中，一般圆柱区域6内的v/G0值则在0.75倍v/G0临界值和v/G0临界值之间。
为使轴对称区域6和/或9的宽度最大，最好是硅棒从结晶温度冷却到约1050℃以上，时间为(i)对于150mm标称直径的硅单晶，至少是约5小时，再好是约10小时，最好是约15小时，(ii)对于200mm标称直径的硅单晶，至少是约5小时，再好是至少10小时，更好是至少约20小时，更好是至少约25小时，最好是至少约30小时，(iii)对于大于200mm标称直径的硅单晶，至少是约20小时，再好是至少40小时，更好是至少约60小时，最好是至少约75小时。冷却速率的控制可采用在将热传递减到最小的工艺中现已熟知的任何手段来实现，包括使用的热隔离器，加热器，热辐射屏蔽和磁场。
平均轴向温度梯度G0的控制可以通过拉晶机“热区”的设计(即制作加热器、隔热器、热辐射屏蔽等的石墨或其他材料)来实现。尽管这种设计细节可能随拉晶机的制造和型号在变化，但一般说来，采用在控制熔液/固体界面处热传递的工艺中现已熟知的任何手段可对G0进行控制，包括反射器，热辐射屏蔽、排气管、光导管和加热器。一般来说，在熔液/固体界面上方大约一个晶体直径之内安置这样一个装置可使G0的径向变化最小。通过调整该装置相对于熔液和晶体的位置可进一步控制G0。要做到这一点，或者调整该装置在热区内的位置，或者调整热区熔液表面的位置。另外，当采用一个加热器时，通过调整施加在加热器上的电源功率可以进一步控制G0。在拉制过程中熔体耗尽的批量提拉生长工艺中，这些方法的任何一种或全部都可采用。
对于这种制备无缺陷衬底硅片的某些工艺实例，一般希望平均轴向温度梯度G0随硅棒直径的变化是相对恒定的。然而，应该注意的是当热区设计的改进允许G0的变化最小时，与维持恒定生长速度相关的机械问题成为非常重要的因素。这是因为生长过程变得对拉制速率的任何变化都更敏感，这也直接影响生长速度v。就工艺控制而言，这意味着沿晶棒半径的G0取值不同是有利的。然而，G0值的显著差别可能引起高浓度的自-填隙原子向硅片边缘方向增大，从而使避免形成聚集本征点缺陷的难度增大。
从上述分析看来，G0的控制涉及使G0径向变化最小和维持良好工艺控制条件之间的平衡。因此，一般来说，在大约一个直径的晶体长度后的提制速度是0.2mm/分到0.8mm/分的范围。再好一点是0.25mm/分到0.6mm/分的范围，更好一点是0.3mm/分到0.5mm/分的范围。应当注意，提制速度与晶体直径和拉晶机的设计这二者有关。所指范围是200mm直径晶体的典型值。一般来说，提制速度将随着晶体直径的增大而减小。然而，拉晶机可设计成允许拉制速度超过此处所指的范围。所以，根据本发明，最好将拉晶机设计成使其提制速度尽可能快，而仍可形成一个轴向对称区。
为工业实用起见，自-填隙原子扩散量的控制可通过控制硅棒从固化温度(约1410℃)冷却到硅中自-填隙原子不再迁移的温度时的冷却速度来实现。硅自-填隙原子在硅的固化温度(即1410℃)附近显得特别活动。然而，这种可动性随单晶硅棒温度的降低而减小。一般来说，自-填隙原子的扩散速度很慢，以致在商业实用周期内低于约700℃的温度下，或许高于800℃，900℃，1000℃或1050℃的温度下它们基本上是不动的。
在这一方面必须指出，尽管从理论上讲自-填隙原子聚集相互作用发生的温度可以在较宽的温度范围内变化，但在实际情况下，对于常规提拉生长硅来说这个范围显得相当窄。这是在按提拉法生长的硅中通常得到的初始自-填隙原子浓度范围相当窄所致。一般说来，自--填隙原子聚集相互作用可能(如果有的话)在约1100℃到约800℃的温度范围内，且典型温度是1050℃。
因此，在自填隙原子可移动的温度范围内(决定于热区温度)，冷却速度将处于约0.1℃/分到约3℃/分的典型范围，再好一点是约0.1℃/分到约1.5℃/分的范围；更好一点是约0.1℃/分到约1℃/分；冷却速度最好是0.1℃/分到约0.5℃/分的范围。
通过控制在自—填隙原子呈现可动性的温度范围内硅棒的冷却速度，可以给自—填隙原子更多的时间向位于晶体表面的陷井或空位为主区扩散，在那里它们可能会湮灭。这种填隙原子浓度可以因此而得到抑制，从而避免聚集作用的发生。通过控制冷却速度，利用填隙原子的扩散来缓解对v/G0值可能提出的过于严格的要求，以便得到基本无聚集缺陷的轴对称区。换句话说，由于可以控制冷却速度而允许填隙原子有更多的时间扩散，为获得基本无聚集缺陷的轴对称区，比临界值更大范围的v/G0值是可以接受的。
为了在晶体恒定直径部分的适当长度上达到这样的冷却速度，还必须考虑硅棒尾锥的生长工艺，以及硅棒尾锥生长一旦结束后硅棒的处理。一般地说，一旦硅棒恒定直径部分生长完毕时，就要增大拉制速度，开始作必要的调整来形成尾锥。然而，这种拉制速度的增加将使恒定直径部分的下部在如上所述填隙原子足够活动的温度范围内更快地冷却。因此，这些填隙原子可能没有足够的时间扩散到陷井而被湮灭；这就是说，这下部中的浓度不可能抑制到满意的程度，可能引起填隙原子缺陷的聚集。
为了防止在硅棒下部产生这种形式的缺陷，要使硅棒恒定直径部分有一个与提拉生长法相适应的均匀加热过程。这种均匀加热过程可以通过不仅在恒定直径生长期间、而且在尾锥晶体生长或接着尾锥生长期间以相当恒定的速度从硅熔液拉制硅棒来实现。更具体地说，最好是当尾锥开始生长时就确定尾锥的拉制速度，确保处于超过1050℃温度的硅棒恒定直径部分的任何区段，会经历与已经冷却到1050℃以下而包含无聚集本征点缺陷轴对称区的硅棒恒定直径部分的其他区段相同的热处理过程。相当稳定的速度可以通过以下手段得到，例如，(i)使尾锥生长期间坩埚和晶体的转速低于晶体恒定直径部分生长期间坩埚和晶体的转速，和/或(ii)使尾锥生长期间馈送给加热器用来加热硅熔液的电源功率高于尾锥生长期间常规馈送的功率。这种工艺变量的附加调整可以单个进行，也可以组合进行。
正如前面所指出的，存在一个可能抑制聚集填隙原子缺陷的空位为主区的最小半径。该最小半径值取决于v/G0(r)和冷却速度。当拉晶机和热区设计改变时，前面所讲的v/G0(r)、拉制速度和冷却速度的范围也将发生变化。同样，这些条件在沿晶体生长的长度上也会改变。还象前面所讲的，最好使无聚集填隙原子缺陷的填隙原子为主区的宽度达到最大。于是，希望这个区域的宽度维持在尽可能接近(但不超过)晶体半径与在给定拉晶机中沿生长晶体长度上的空位为主区最小半径之差。
对于给定的拉晶机设计，为使轴对称区域6(也可能是9)宽度最大所需的晶体拉制速度分布可根据经验来确定。一般来说，这种经验方法包括先得到容易获取的有关在特定拉晶机中生长的硅棒轴向温度分布的数据，以及在同一拉晶机中生长的硅棒平均轴向温度梯度径向变化的数据。利用这些数据来拉制一根或多根单晶硅棒，然后分析其聚集填隙原子缺陷的存在。这样，即可确定一个最佳拉制速度分布。
除了由于G0沿整个硅棒半径的增大而引起v/G0的径向变化外，由于v的变化或因提拉过程中G0的自然变化，v/G0也可能沿轴向变化。对于标准的提拉过程，v随提制速度在整个生长周期内的调整而变化，以保持晶棒直径恒定。提制速度的这种调整或变化又要引起V/G0沿硅棒恒定直径部分长度的变化。因此，希望能控制提制速度以便使硅棒轴对称区6和/或9的宽度最大。然而，硅棒的半径可能发生变化。为确保所生长的硅棒具有恒定直径，硅棒生长的直径最好大于希望值。然后硅棒经标准工艺处理以去除表面多余部分，从而确保得到具有恒定直径的硅棒。
再参见图5，本发明中的衬底片是从一根包含基本无缺陷的填隙原子为主材料6的单晶硅棒10切成的，这个填隙原子为主材料区可能又包围一个空位为主材料的一般圆柱区8(该区的一部分或全部可能是基本无缺陷区)。另外，区域6可能从中心延伸到边缘，或区域9可能从中心延伸到边缘；这就是说，基本无缺陷区6或9的宽度约等于硅棒的宽度。
轴对称区域6一般有一定宽度，它是从园环边20沿半径向内到中心轴12来测量，在某些实例中，它至少是硅棒恒定半径的约5％，10％，20％甚至约30％，而在其他实例中，它至少是硅棒半径的约40％，60％，最好约80％。另外，轴对称区域9(当出现时)一般也有一定宽度，是沿半径从v/I边界2延伸到轴12来测量的，该宽度至少约15mm，或至少约为硅棒恒定直径部分半径的7.5％，约15％更好一点，再好一点至少约25％，最好是至少约50％。在一个具体优选实例中，轴对称区域9包含硅棒的轴12，即轴对称区域9和一般圆柱区8重合。
轴对称区6和9扩展的长度一般至少约为硅棒恒定直径部分长度的20％。然而，这些区域的长度为硅棒恒定直径部分长度的至少约40％比较好，约60％更好些，最好是80％左右。
应该注意的是，轴对称区6和9的宽度可能沿中心轴12的长度发生变化。因此，对于给定长度的轴对称区6，其宽度通过测量从硅棒10的园环边20沿径向到离中心轴最远点的距离来确定。同样，轴对称区9的宽度通过测量从V/I边界2沿径向到离中心轴最远点的距离来确定。换言之，测量每一区域宽度就要确定在轴对称区6或9给定长度中的最短距离。
对于具有V/I边界的硅棒，即一个含有空位为主的材料的硅棒，一般希望是低氧含量材料，即氧含量少于13PPMA(每百万个原子中的氧原子含量，ASTM标准F-121-83)，单晶硅中含氧量少于12PPMA更好一点，再好一点是少于11PPMA，最好是少于10PPMA。之所以希望氧含量低是因为在中、高氧含量(如14PPMA到18PPMA)的硅片中，更容易在V/I边界内形成含氧堆垛层错和增强氧聚集带，它对外延层也可能是有害的。
可采取多种方法来进一步减小增强氧聚集效应，这些方法或单独使用，或组合使用。例如，氧沉积成核中心一般是在350℃到750℃的温度范围退火的硅中形成。因此，对某些应用来说，可能希望晶体是“短”晶体，即按提拉工艺生长直到籽晶尾端已经从硅的熔融点(约1410℃)冷却到约750℃后硅棒迅速冷却的单晶。按此方法，在成核中心形成的临界温度范围耗费的时间最短，因而在拉晶机中来不及形成氧沉积成核中心。
然而，最好通过将单晶硅退火的办法将单晶生长期间形成的氧沉积成核中心分解掉。只要这些氧沉积成核中心还未经稳定的热处理，就有可能通过将硅迅速加热到875℃以上而将它们清除掉，最好是连续加温到至少1000℃，1100℃或更高。在硅达到1000℃时，所有这些缺陷(如＞99％)基本上都会被清除掉。重要的是硅片要迅速地加热到这个温度，即温升速度至少是每分钟10℃，最好每分钟约50℃。否则，部分或全部氧沉积成核中心可能因这样的热处理而固定下来。似乎在相当短的时间内达到平衡状态，即60秒左右或更短。因此，单晶硅内的氧沉积成核中心可在875℃以上的温度下经退火处理来清除，约950℃以上更好，最好是约1100℃以上，时间至少约5秒，最好10分钟以上。
这种分解可以在普通炉子中或在快速热退火(RTA)系统中进行。硅的快速热退火处理可在采用高功率灯组对硅片单个加热的任何商品快速热退火(RTA)炉中进行。RTA退火炉能快速加热硅片，例如，可在几秒钟内将硅片从室温加热到1200℃。一种这样的商业RTA炉(型号610)可从AG联合公司(Mountain View，CA)获得。此外，这种分解处理可以对硅棒或硅片进行，最好是对硅片进行。外延层采用熟知的工艺方法可在上述衬底的表面淀积或生长外延层。(参见美国专利No.5,789,309.)外延层的生长通常采用化学气相淀积来实现，因为这是一种在半导体材料上生长外延层的最灵活的、低成本的方法。一般说来，化学气相淀积涉及将挥发性反应物(如SiCl4，SiHCl3，SiH2Cl2或SiH4)与携载气体(通常是氢气)引入外延炉。虽然工艺条件可以改变，在单晶层淀积情况下，其温度一般处于1080℃和1150℃之间。此外，产生淀积的环境要非常干净(即无粉尘污染)，且含氧量低于1PPMA。
根据本发明以及下述例8(下面)进一步所描述的，迄今为止的经验表明，要求选用基本无聚集原子缺陷的单晶硅衬底。之所以需要这样的衬底是因为淀积期间淀积到硅片表面的硅材料在这些聚集缺陷处的累积比在其周围平坦表面上的累积更快。硅材料在这种聚集缺陷处的淀积和积累导致外延层中生长缺陷(即小丘和堆垛层错)的形成。最关心的是其直径大于或等于约10微米的大面积生长缺陷，采用工艺中通用的激光束表面扫描设备测得(见加州Moutain View Tencor公司生产的Tencor6200系列激光扫描仪，如6220型)。
无需任何特殊理论说明，一般可以相信外延层内缺陷的产生可有多种不同的原因。例如，存在于衬底表面的尘埃和其他有机污染物与聚集填隙原子缺陷一道在淀积期间可以可能成为硅材料积累的场所。因此，可利用本发明结合其他手段(例如，改进的衬底清洗和处理方法)结合使用来完全消除外延层内的缺陷。然而，若单独使用，本发明也能有效地消除外延层缺陷的主要诱因，从而减小这类缺陷的总浓度。
如上所述，本发明的衬底可以包含一个基本上无聚集填隙原子缺陷的填隙原子型材料轴对称区，其宽度可以改变。所以，应当注意的是，迄今为止的经验表明，一旦外延层淀积完成，这个基本无聚集填隙原子缺陷的衬底表面区在外延层中将产生一个基本不含有由这种聚集缺陷引起的生长缺陷的相应区域。然而，还应注意的是，外延层的这个区域不仅相应于基本无缺陷的填隙原子为主材料区，而且也对应于衬底中的空位为主材料区。换句话说，一种改进的外延层可以通过在填隙原子为主且基本无缺陷的硅片表面上淀积得到，也可通过在从中心到边空位为主的硅片上淀积得到，或通过在芯区周围基本无缺陷的填隙原子为主区的硅片上淀积得到。
无需任何特殊理论说明，可以相信衬底表面聚集空位缺陷(也称为空位)的存在对生产基本无生长缺陷的外延层并不那么严格。相反，可以相信当硅材料沉积到衬底表面上时，这些空位会有效地被覆盖或“填满所以，聚集空位缺陷不会在外延层中传播。然而，为确保空位或“陷阱”不会在外延层表面出现，外延层一般要有足够的厚度以覆盖衬底表面上存在的聚集空位缺陷，这个厚度随这种缺陷的大小和深度的增加而增加。这层厚度一般在约1微米到15微米或更厚。希望外延层的厚度从约1微米到10微米，从约1微米到8微米更好，从约1微米到5微米更好，最好是从约1微米到4微米。在这方面应指出的是，只要聚集空位缺陷被有效地覆盖，较薄的外延层是有利的，因为降低生产外延片的成本。
因此，本发明能提供一组外延硅片，其中每片的外延层基本上不含由于沉积外延层的衬底表面上存在聚集填隙原子缺陷而引起的生长缺陷。更具体地说，本发明能提供一组外延硅片，其中每个硅片的衬底具有如上所述基本无聚集缺陷的填隙原子型材料的第一轴对称区，该区从晶片的园周边沿径向延伸。当该轴对称区域宽度小于等于衬底的半径时，衬底还包含一个其宽度和位置如上所述的空位型材料的第二轴对称区，该区可能含有也可能不含聚集空位缺陷。不管衬底的轴对称区宽度如何，由于利用这种衬底，外延淀积后生成的外延层在差不多整个硅片半径上基本没有这种生长类型的缺陷；即外延层在外延片表面积的40％，60％，80％，90％或更大的区域内基本上不含生长缺陷。
值得指出的是，本发明的优点在于，使用从单一硅棒切得的系列衬底，按现有工艺有可能制备一组外延片。换句话说，本发明之所以先进是因为此项工艺的一致性和可靠性。这组外延片可以由基本上从单根晶棒连续切得的一组衬底制备和组装而成。因此，在外延淀积之前无需通过费时的检测手段来鉴别衬底是否合适(即衬底基本无聚集填隙原子缺陷)。同样，由于所用衬底的高质量，不需要采用费时的检测手段对基本上不含有这种生长缺陷的外延片做鉴别，从而判断其是否合适包括在这样一组衬底中。
例如，这组外延片可以装在通常储存和运输外延片的硅片盒中，或通常用来加热硅片的舟中，或类似的硅片载体中。可将5片，10片，20片，25片，50片或更多硅片装成一组。然而，通常将直径200mm以上的硅片装成25片一盒，300mm或更大直径的硅片装成13片一盒。
与按高速生长硅棒来形成全部是空位为主材料的常规快速拉晶方法相比，本发明的工艺特别适用于单晶硅棒直径增大的情况。无需任何特殊的理论说明，一般可以肯定，对直径相当大(如至少300mm以上)的硅棒来说，不可能维持足够高的生长速度来确保全部硅材料完全以空位为主。换句话说，随着硅棒直径的增大，很可能硅棒恒定直径部分会包含以填隙原子为主材料的区段。于是，为了防止在这个区段内形成填隙原子缺陷，必须适当控制生长条件。
聚集原子缺陷的直观检测聚集原子缺陷可通过多种不同的技术检测。例如，流图缺陷或D-缺陷的检测，一般可将单晶硅样品在Secco腐蚀溶液中腐蚀30秒，然后将样品进行显微观察(参看H.Yamagishi等，Semicond，Sci.Technol.7，A135(1992))。虽然这种方法是以聚集空位缺陷的探测为标准，但也可用来检测聚集填隙原子缺陷。当采用这个技术时，如有缺陷存在，这种缺陷显现成样品表面的大深坑。
聚集原子缺陷也可以采用激光扫描技术检测，例如激光扫描X断层摄影技术，这种方法的低密度检测限一般比其他腐蚀技术要低。
另外，采用能在加热时快速扩散到单晶硅格点的金属将这类缺陷染色也可直观检测聚集本征点缺陷。具体地说，象园片、棒、片这样的单晶硅样品，可先在样品表面涂敷一层含有能使这类缺陷染色的化合物(浓硝酸铜溶液)，然后将涂敷的样品加热到900℃到1000℃持续5到15分钟以使金属快速扩散到样品中，再将热处理的样品冷却到室温，于是使金属变成严重过饱和，并沉积在样品存在缺陷的格点处，即可进行直观检测。
冷却之后，将样品在光照腐蚀溶液中处理8到12分钟，先对样品进行非缺陷处理腐蚀，以便除去表面剩余物和沉积物。一种典型的光照腐蚀溶液成分为约55％硝酸(重量浓度70％)，约20％氢氟酸(重量浓度49％)，约25％的盐酸(浓溶液)。
然后，用去离子水漂洗样品，并，用将样品在Secco或Wright腐蚀液中浸泡35到55分钟进行第二步腐蚀。一般使用由0.15M的重铬酸钾和氢氟酸(重量浓度49％)按1∶2比例配成的Secco腐蚀溶对样品进行腐蚀。这一腐蚀步骤起重显或描绘可能存在的聚集原子缺陷的作用。
一般说来，通过上述铜染色技术可以将无聚集缺陷的填隙原子和空位为主的材料区与含有聚集原子缺陷的材料互相区别开来。无缺陷的填隙原子为主材料区不会有由腐蚀而显现的染色特性，而无缺陷的空位为主材料区(在进行如上所述的高温氧核分解处理之前)会含有由于氧核的染铜色而形成的小腐蚀坑。定义正如文中所使用的，“基本无生长缺陷”一词的意思是，当采用工艺中常用的生长缺陷检测限约0.1微米的自检测设备(如Tencor 6220激光检测仪)来检测时，本发明的外延层不包含由淀积外延层的衬底表面上存在聚集填隙原子缺陷所引起的生长缺陷(也称为小丘或堆垛层错)； “堆垛位错图形”指的是这样一种技术，即用激光检测装置对一系列样品外延片或衬底进行分析，将系列中每一外延片的分析结果重叠或“堆积”在一张图上来表明该系列硅片或衬底中缺陷的径向位置。
另外，如文中所使用的，下面的其他词或术语将具有给定的含义“聚集本征点缺陷”是指由下述效应产生的缺陷(i)空位聚集产生D-缺陷，流图缺陷，栅氧化层完整性缺陷，晶体原发微粒缺陷，晶体原发光点缺陷以及其他与空位相关的相互作用，(ii)自填隙原子聚集产生沉积环和网以及其他与自-填隙原子相关缺陷的相互作用；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产生的聚集本征点缺陷；“聚集空位缺陷”指的是由晶格空位聚集相互作用产生的聚集空位点缺陷；“半径”是指从中心轴到硅棒或硅片圆周边测得的距离；“基本无聚集本征点缺陷”系指聚集缺陷浓度小于这种缺陷的检测极限，通常约为103个/cm3；“V/I边界”是指沿硅棒或硅片半径材料从空位为主变成自-填隙原子为主的位置；“空位为主”与“自-填隙原子为主”是指本征点缺陷分别是空位为主或自-填隙原子为主的材料。
实施例例1到例7说明一种适合用本发明使用的衬底硅片的制备；即这些例子表明，单晶硅棒的制备是当硅棒按提拉法从固化温度点冷却时，避免在硅棒恒定直径部分的轴对称区聚集本征点缺陷，用于本发明的衬底片即可从这种硅棒切出。例8表示本发明外延片的特性。
按照例1到例7，应当注意这些例子提出了可用来达到所需结果的一组条件。对于给定的拉晶机，还有不同的方法来确定最佳提制速度分布。例如，可以沿晶体长度增加或降低提制速度来生长一根单晶，而不以不同的提制速度生长一批硅棒；按此方法，在单晶生长期间，聚集自-填隙原子缺陷可能出现和消失多次。最佳提制速度则针对多个不同晶体位置来确定。
介绍的所有例子仅用来说明本发明的目的，因而不应作有限定含义的理解。衬底例1
一种具有预置热区设计拉晶机的优化过程第一根200mm单晶硅棒是在整个晶体长度上的提制速度从约0.75mm/分钟线性下降到约0.35mm/分钟的条件下生长的。图7表示提制速度随晶体长度的变化。考虑到在拉晶机中生长200mm硅棒而预置的轴向温度分布以及预置的平均温度梯度G0的径向变化(即熔液/固态界面处的轴向温度梯度)，选择这些提制速度以保证硅棒的一端从中心到周边是空位为主材料，而从中心到另一端的周边是填隙原子为主的材料。将生长的硅棒纵向切片，并分析确定何处开始形成聚集填隙原子缺陷。
图8是该硅棒距硅棒肩部635mm到760mm区段轴向剖面的少数载流子寿命扫描图像，是跟随一系列揭示缺陷分布图的氧沉积热处理所得的。在约680mm的晶体处，可以看到一个聚集填隙原子缺陷带28。这个位置相应于临界提制速度V*(680mm)＝0.33mm/分。在这一点，轴对称区域6(一个填隙原子为主的材料区，但没有聚集填隙原子缺陷)的宽度达到最大值；空位为主区8的宽度RV*(680)约35mm，轴对称区宽度RI*(680)约65mm。
接着以稳定的提制速度生长一组四根硅单晶硅棒，其提制速度比得到第一根200mm硅棒最大轴对称区宽度的提制速度稍高或稍低。图9给出每根单晶提制速度随晶体长度的变化，分别标记为1-4。然后，对这四根单晶进行分析，以确定聚集填隙原子缺陷首先出现或消失的轴向位置(及对应的提制速度)。图9给出这四个经验确定的点(用“*”标记)。由这些点之间的内插值和从这些点的外推值给出一条曲线，图9中标注为V*(Z)。这条曲线代表(作为一级近似)轴对称区宽度最大处200mm单晶的提制速度与在拉晶机中晶体长度的关系。
以其他提制速度生长的晶体和对这些晶体的分析将使V*(Z)的经验确定更为完善。
例2G0(r)径向变化的减小图10和11阐明通过减小熔融液/固态界面处轴向温度梯度G0(r)的径向变化可改善晶体质量。取不同G0(r)值的两种情况来计算空位和填隙原子的初始浓度(距熔融液/固态界面处约1cm)(1)G0(r)＝2.65+5×10-4r2(K/mm)，(2)G0(r)＝2.65+5×10-5r2(K/mm)。对于每种情况，将提制速度调整到使富-空位的硅和富-填隙原子的硅之间的界面在半径为3cm处。情况1或2中所用的提制速度分别为0.4mm/分和0.35mm/分。从图11清楚可见，晶体中富填隙原子区填隙原子的初始浓度随初始轴向温度梯度径向变化的减小而急剧减小。这就导致材料质量的改进，因为很容易避免由填隙原子过饱和形成填隙原子缺陷的聚集。
例3延长填隙原子的外扩散时间图12和13阐明通过延长填隙原子的外扩散时间可提高晶体质量。取晶体中不同轴向温度分布(dT/dZ)的两种情况下来计算填隙原子的浓度。两种情况下熔融液/固态界面的轴向温度梯度是相同的，因而两种情况下填隙原子的初始浓度(距熔融液/固态界面约1cm)是一样的。在这个例子中，将提制速度调整到使整个晶体都是富-填隙原子。两种情况下的提制速度相同，0.32mm/分。第2种情况下的填隙原子外扩散时间较长使填隙原子浓度总体上降低。这导致材料质量的改善，因为很容易避免因填隙原子过饱和而形成填隙原子缺陷的聚集。
例4以变化的提制速度生长一根700mm长、150mm直径的晶体。提制速度从肩部处约1.2mm/分近乎线性降到距肩部约430mm处的0.4mm/分，然后又近乎线性地返回到距肩部700mm处的约0.65mm/分。在这特定拉晶机的这些条件下，在距晶体肩部320mm到525mm的长度范围内，整个直径都是在富-填隙原子条件下生长的。参见图14，在约525mm的轴向位置处和0.47mm/分的提制速度下，晶体在整个直径范围内都无聚集本征点缺陷聚集。换句话说，有一小段晶体其轴对称区宽度(即基本无聚集填隙原子缺陷区)等于硅棒的半径。
例5如例1所述，以变化的提制速度生长一组单晶硅棒，然后对它们进行分析，以确定聚集填隙原子缺陷首先出现或消失的轴向位置(及相应的提制速度)。将这些点之间的内插值和从这些点的外推值画出提制速度与轴向位置的图上，便给出一条曲线，它代表(一级近似)在轴对称区的最大宽度处200mm晶体提制速度与在拉晶机中晶体长度的关系。接着又以其他提制速度生长另外的晶体，利用对这些晶体的进一步分析使经验确定的最佳提制速度分布更为精确。
利用这些数据和下面的最佳提制速度分布，生长出一根1000mm长和200mm直径的单晶。然后，采用标准工艺的氧淀积方法对从该生成晶体不同轴向位置得到的切片进行分析，以便(i)确定是否形成聚集填隙原子缺陷，(ii)确定V/I界面位置与切片半径的关系。按这一方法，即可确定轴对称区的存在、以及这个区的宽度与晶体长度或位置的关系。
在图15中给出从距硅棒肩部约200mm到950mm范围内轴向位置的结果。这些结果表明，可以确定生长单晶硅棒的提制速度分布使得硅棒的恒定直径部分可以包含一个具有一定宽度的轴对称区，从硅棒的园周边向中心轴测量，它至少是恒定直径部分半径的40％。另外，这些结果表明该轴对称区具有一定的长度，沿硅棒的中心轴来测量，约为硅棒恒定直径部分长度的75％。
例6采用递降的提制速度生长一根长约1100mm，直径约150mm的单晶硅棒。硅棒恒定直径部分肩部的提制速度约1mm/分。提制速度指数降到在距硅棒肩部约200mm的轴向位置处的约0.4mm/分。然后，在靠近硅棒恒定直径部分尾端处提制速度线性降到约0.3mm/分。
在这特定热区结构的这些工艺条件下，生成的硅棒包括一个其轴对称区宽度约等于硅棒半径的区域。现参看图16a和16b，这是部分硅棒轴向剖面的少数载流子寿命扫描图像，是跟踪一系列氧沉积热处理得到的，展示出硅棒轴向位置从约100mm到250mm和从约250mm到400mm的连续段。从这些图可以看出，在硅棒中从距肩部约170mm到约290mm存在一个其整个直径上均无聚集本征点缺陷的区域。换言之，在硅棒中有一个区域其轴对称区(即基本无聚集填隙原子缺陷的区域)宽度约等于硅棒的半径。
此外，在轴向位置从约125mm到170mm以及从约290mm到400mm的区域中有一个基本无聚集本征点缺陷的填隙原子为主材料的轴对称区，包围一个也基本无聚集本征点缺陷的空位为主材料的一般圆柱芯。
最后，在轴向位置从约100mm到约125mm范围内有一个基本无聚集本征点缺陷的填隙原子为主材料的轴对称区，包围一个空位为主材料的一般圆柱形芯。在空位为主材料中，有一个基本无聚集缺陷的轴对称区包围着一个含聚集空位缺陷芯区。
例7冷却速度和V/I界面的位置按提拉法生长一组单晶硅棒(标称直径150mm到200mm)，采用工艺中的常用手段设计的不同热区结构，它影响硅在1050℃以上温度的停留时间。每根硅棒的提制速度都沿硅棒长度变化，以图建立一个从聚集空位点缺陷区到聚集填隙原子点缺陷区的转变。
一旦硅棒生长成后，将其沿平行于生长方向的中心轴纵向切割，然后，再切割成厚约2mm的小段。然后，利用前述的铜染色技术将一组这样的纵向切片加热并故意用铜染色，加热条件要适合于高浓度镀铜填隙原子的溶解。在这种热处理之后，使样品迅速冷却，在这段时间里，铜杂质或者外扩散，或者沉积在氧集结或聚集填隙原子缺陷出现的位置上。经标准的缺陷描绘腐蚀后，对样品中沉积杂质的存在进行直观检测；那些没有这种沉积杂质存在的区域就相应于无聚集填隙原子缺陷的区域。
对另外一组纵向切片进行一系列氧沉积热处理，以便在载流子寿命扫描之前形成新聚氧团的成核和生长。利用寿命扫描图中的对比带来确定和测量每根硅棒中不同轴向位置瞬时熔融液/固体界面的形状。有关熔融液/固体界面形状的信息则用来估算平均轴向温度梯度G0的绝对值及其径向变化，这将在下面讨论。这种信息结合提制速度还可用来估计v/G0的径向变化。
为了更严格考察生长条件对生成单晶硅棒质量的影响，据迄今可获得的实验数据，所曾作了好几个假设并确认是正确的。第一，为依据冷却到填隙原子缺陷发生聚集的时间来简化加热过程的处理，假定1050℃是自-填隙原子发生聚集温度的合理近似。这个温度显然与采用不同冷却速度的实验中观察到的聚集填隙原子缺陷密度的变化相符。如上所述，聚集现象是否发生也是填隙原子集中的一个因素，可以认为在1050℃以上的温度时将不会发生聚集，因为给定对提拉生长工艺典型的填隙原子浓度范围之后，有理由假定在这个温度以上系统不会变成填隙原子的临界过饱和。换句话说，对于提拉生长工艺为典型值的填隙原子浓度，假定系统在约1050℃以上的温度时不会变成临界超饱和、因而不会发生聚集作用是合理的。
为将生长条件对单晶硅质量的影响参量化所作的第二个假定是硅自-填隙原子扩散率温度关系可以忽略。换言之，假定自-填隙原子在约1400℃到1050℃之间的所有温度下以同样的速度扩散。在理解考虑1050℃左右是聚集温度的合理近似时，这一假设的主要之点在于从熔融点起的冷却曲线细节是无关紧要的。扩散距离仅决定于从熔融点起冷却到1050℃所需的总时间。
利用每种热区设计的轴向温度分布数据和特定硅棒的实际提制速度，可以计算从1400℃到1050℃的总冷却时间。应该注意的是，对每种热区的温度变化速度都是比较均匀的。这种均匀性意味着对形成聚集填隙缺陷的成核温度选择的任何误差(即1050℃左右)将无可辩驳地只会导致计算冷却时间的误差按比例增大。
为了确定硅棒空位为主区的半径范围(RVACANCY)或轴对称区的宽度，进一步假定空位为主的芯区半径(如寿命图所确定的)等价于在v/G0＝v/G0临界处的固化点。换言之，一般假定轴对称区的宽度是以冷却到室温后的V/I边界位置为基准。指出这一点是因为(如上所述)随着硅棒的冷却可能发生空位和硅自填隙原子的复合。当复合发生时，V/I边界的实际位置朝内向硅棒中心轴移动。这里所讨论的正是这个最终位置。
为简化G0的计算，假定固化时晶体的平均轴向温度梯度，熔融液/固态界面形状是熔点等温线。利用有限元素模拟(FEM)技术和热区设计的数据对晶体表面温度进行计算。晶体内的整个温度场和G0通过在合理的边界条件下，即沿熔融液/固态界面的熔点和沿晶体轴表面温度的FEA结果，求解Laplace’s方程得到。图17给出从所制备的一根硅棒不同轴向位置得到的结果和计算结果。
为估计G0的径向变化对初始填隙原子浓度的影响，假定一个径向位置R’(即V/I界面和晶体表面之间的位置)是硅自-填隙原子可能距硅棒中一个陷井的最远点，不管那个陷井是在空位为主区还是在晶体表面。利用上述硅棒的生长速度和G0的数据，在位置R’处计算的v/G0与V/I界面处的v/G0(临界v/G0)之差可说明初始填隙原子浓度的径向变化及其对过剩填隙原子到达晶体表面或空位为主区中陷井的能力的影响。
对于这特定数据组，似乎并不存在晶体质量对v/G0径向变化的系统依赖关系。正如在图18中可看到的，硅棒的轴向依赖性在这个例子中是最小的。在这一系列实验中所涉及的生长条件说明G0径向变化的范围非常窄。所以，这组数据对求解晶体质量(即存在或不存在聚集本征点缺陷带)与G0径向变化的可辨别的依赖关系显得太窄。
如上所述，对制备的每根硅棒样品在不同轴向位置存在或不存在聚集填隙原子缺陷作了估计。对于每个检测的轴向位置，可以在样品质量和轴对称区宽度之间建立一种关系。现参看图19，可以画出一个图，将给定样品的质量与允许样品在该特定轴向位置从固化点冷却到1050℃所需的时间进行比较。不出所料，这个图说明轴对称区宽度(即Rcrystal-Rvacancy)对样品在这特定温度范围的冷却过程有强烈的依赖关系。按轴对称区域宽度增大的顺序，其倾向说明更长的扩散时间和更慢的冷却速度是必要的。
根据这个图中出现的数据，可计算出一条最好的拟合线，它一般表明硅的质量从“好”(即无缺陷)到“坏”(即包含缺陷)的转变与允许给定硅棒直径在这特定的温度范围内冷却的时间的关系。轴对称区宽度与冷却速度之间的一般关系可用下述等式表示(Rcrystal-Rtransition)2＝Deff*t1050℃其中Rcrystal是该硅棒的半径Rtransition是在样品某轴向位置处轴对称区的半径，在该处填隙原子为主材料区内发生从无缺陷到有缺陷的转变，反之亦然。
Deff是一个常数，约为9.3*10-4厘米2/秒，它代表填隙原子扩散率的平均时间和温度，t1050℃是样品给定轴向位置处从固化点冷却到约1050℃所需的时间。
再参见图19，不难看出，可对于给定硅棒直径估算出一个冷却时间，从而得到所需直径的一个轴向轴对称区。例如，对于直径约150mm的硅棒，如果允许硅棒的特定区段在约1410℃和1050℃的温度范围之间冷却10到15小时，则可得到其宽度约等于硅棒半径的轴对称区。同样，对于直径约为200mm的硅棒，如果允许硅棒的特定区段在约1410℃和1050℃的温度范围之间冷却25到35小时，则可得到其宽度约等于硅棒半径的轴对称区。如将这条线进一步外推，对于直径约为300mm的硅棒，要想得到其宽度等于硅棒半径的轴对称区，可能需要冷却约65到75小时。在这一方面应当指出，随着硅棒直径的增大，由于填隙原子为达到晶棒表面上或空位芯区中陷井所必须扩散的距离增大而需要额外的冷却时间。
现参看图20，21，22和23，可以观察到不同硅棒增加冷却时间的影响。每个图都画出了标称直径200mm硅棒的一部分，从固化温度到1050℃的冷却时间从图20到图23在逐渐增加。
现参看图20，给出一段其轴向位置从距肩部约235mm到350mm的硅棒。在约255mm的轴向位置处，无聚集填隙原子缺陷的轴对称区域的宽度获得最大值，约为硅棒直径的45％。在此区段之外，发生从不存在这种缺陷区到存在这种缺陷区的转变。
现参看图21，给出一段其轴向位置从距肩部305mm到460mm的硅棒。在约360mm的轴向位置处，无聚集填隙原子缺陷的轴对称区宽度为最大值，约为硅棒直径的65％。在此区段之外，开始形成缺陷。
现参看图22，给出一段其轴向位置从距肩部约140mm到275mm的硅棒。在约210mm的轴向位置处，轴对称区宽度约等于硅棒半径；即在这个范围内的小段硅棒无聚集本征点缺陷。
现参看图23，给出一段其轴向位置从距肩部约600mm到约730mm的硅棒。在约640mm到665mm的轴向位置处，轴对称区宽度约等于硅棒半径。另外，轴对称区宽度约等于硅棒半径的硅棒段长度大于在图22中硅棒观察到的长度。
因此，综上所述，图20，21，22，23证明冷却到1050℃的时间对无缺陷轴对称区的宽度和长度的影响。一般来说，含无聚集填隙原子缺陷的区域是连续减小晶体拉制速度的结果，导致初始填隙原子浓度太高，在给定晶棒区段冷却时间情况下难以降低。较长的轴对称区意味着可获得较大的提制速度范围(即初始填隙原子浓度)来生长这种无缺陷材料。增加冷却时间允许更高的填隙原子初始浓度，因为可以有足够长的径向扩散时间而将浓度抑制到填隙原子缺陷聚集所需的临界浓度以下。换句话说，对于较长的冷却时间而言，稍低的提制速度(以及因而更高的初始填隙原子浓度)仍将导致一个最大的轴对称区6。因此，相对于为使轴对称区直径最大和缓解对过程控制的限制所要求的条件而言，较长的冷却时间导致可允许的提制速度变化增大。这样，使在较大的硅棒长度上形成轴对称区的工艺变得比较容易。
再来看图23，在从距晶体肩部约665mm到730mm的整个轴向位置上，有一个无聚集缺陷的空位为主材料区，该区宽度等于硅棒半径。
正如从以上数据可看到的，借助控制冷却速度的方法，通过允许填隙原子有更长时间扩散到它们可能被淬灭的区域，可抑制自-填隙原子浓度。这样，在单晶硅棒的主要区域得以避免聚集填隙原子缺陷的形成。外延硅片例8根据现有工艺，提拉生长了直径(标称值)约200mm的两种P-型单晶硅棒。硅棒A按上述方法制备，以便获得一个其轴对称区为基本无聚集缺陷的填隙原子为主材料的区段。相反地，硅棒B采用普通工艺制备。生长结束后，用包括切片、磨片、腐蚀、抛光等常规工艺手段将每根硅棒进一步加工成园片。例如，这些技术披露在F.Shimura，“半导体硅晶体工艺”Semiconductor Silicon Crystal Technology，Academic Pree，1989，和“硅化学腐蚀”Silicon Chemical Etching，(J.Grabmaier ed.)Springer-Verlag，New York，1982(在这里引作参考)对从硅棒A得到的12块硅片和从硅棒B得到的13块硅片进行分析(Tencor激光扫描)，以检验其聚集填隙原子和空隙缺陷的存在。然后，将对每组的每片硅片得到的结果与组中其它硅片的结果画成“散点图”，产生如图26和27所示结果(分别对应硅棒A和B所得的硅片)。参看图26，此结果表明由硅棒A得到的硅片有一个基本无填隙原子缺陷的填隙原子型材料的轴对称区域，其宽度约等于半径的60％，还有一个含聚集空位缺陷的空位为主材料的中心芯区。相反，图27的结果表明，由硅棒B得到的硅片含有聚集填隙原子缺陷，这些硅片具有这种缺陷带，其宽度大致等于硅棒的半径，从硅棒周边附近向内延伸到半径的80％左右。
完成初始Tencor分析后，用这些硅片作外延淀积，淀积外延层约4微米厚。然后，再通过Tencor分析对生成的外延硅片进行评估，并将结果画成散点图。现在参见图28和29(它们分别代表硅棒A和硅棒B的硅片结果)，分析结果表明，就生长缺陷浓度来说，从硅棒A获得的外延硅片(图28)比硅棒B的外延硅片(图29)有更优越的质量。仔细观察图29可看到，衬底中聚集填隙原子缺陷的存在导致外延硅片生长缺陷带的形成。相反，参见图28，因不存在这种聚集原子缺陷而形成基本无生长缺陷的外延层。而且，从图28和29可看到，聚集空位缺陷芯区的存在对生成的外延层质量并无严重影响。更确切地说，聚集空位缺陷芯区的存在一般不会使外延层形成缺陷。
应当指出的是，按照图28所示结果，在外延层的表面似乎出现其他缺陷。无需任何专门理论证明可以相信，这些缺陷并非因衬底表面存在的聚集填隙原子和空位缺陷所致。例如，在图28和29中都存在大于10微米大小的缺陷图形。从所观测的图形看，一般可确认这些缺陷是不同于聚集填隙原子缺陷的其他因素所引起的，而且从硅棒A制备的硅片本身也基本上不含有这种聚集缺陷(根据为产生这种结果而先前确定的给定拉晶机中的生长条件)。还可以肯定的是，由Tencor分析法检测到的其他缺陷起因于外延淀积前在衬底表面上的微粒或有机污染物，或仅仅是外延层表面存在的灰尘或其他颗粒。
可以采用不同的方法将外延层中与衬底表面存在聚集填隙原子缺陷相关的生长缺陷与其他类型的缺陷区别开来，包括在显微镜下观测外延层。例如，一般可确认，当用显微镜观察时，这种生长缺陷将有不同的结晶取向；就是说，小丘或层错一般沿[110]晶面形成。例如，图30给出从硅棒B所得外延硅片表面检测的缺陷的光学显微图像。大小约0.12微米的缺陷显然是非常低的小丘，长约10微米，宽约2～3微米。这种缺陷与6点钟左右的标志线大致成45度取向相反，淀积材料在衬底表面的微粒或其他污染物处积累产生的缺陷肯定不会有结晶取向。有时称这类缺陷为大面积缺陷，即LADs。因此，应当指出的是，通过对衬底作初始分析来鉴别聚集空位和填隙原子的区域，在外延淀积后再对这些同类区域进行分析以确定在外延片表面出现的缺陷(如果有的话)是什么的类型，以此可证明本发明的有效性。
如上所述，通过化学腐蚀染色也可以对聚集填隙原子和空位缺陷进行检测。为了进一步证明硅棒B的外延硅片形成的生长缺陷区对应于衬底的聚集填隙原子缺陷区，从最接近硅片取样段的轴向位置切取硅棒B的四分之一扇区，按前面详细描述的方法进行铜染色处理。由图31可见，经铜染色处理后，该四分之一扇区包含以聚集空位缺陷为主(接近硅片中心，标记成“空位”)和以聚集填隙原子缺陷(位于空位区的径向朝外，标记成“I-缺陷”)为主的不同区域。另外，还可看到聚集填隙原子缺陷区始于距中心轴约30mm处，止于距中心轴约90mm处。再从图29可看到，外延层中的生长缺陷聚集带始于距中心轴约30mm处，而止于距中心轴约90mm处。
综上所述，本发明的几个目标均已达到。因为对上述内容和方法可能作各种改变而并不脱离本发明的范围，以上叙述中所包含的全部材料仅试图作为例证来说明，而并不局限于此。
权利要求
1.一组安装在圆片盒、舟或其他圆片载体中的外延硅片，每一片所述硅片包括一片具有中心轴的单晶硅衬底，基本垂直于中心轴的一个正面和一个背面，一个圆周边，以及一个从中心轴延伸到圆周边的半径，该衬底包含一个以硅自-填隙原子为主要本征点缺陷且基本无聚集填隙原子缺陷的第一轴对称区，该轴对称区从衬底圆周边沿半径向内延伸；以及，一个淀积在衬底表面的外延层，外延层基本无生长缺陷。
2.一组如权利要求1所提出的外延硅片，其中每个衬底的第一轴对称区有一个从圆周边沿半径向中心轴测量的宽度，约为衬底半径长度的20％。
3.一组如权利要求1所提出的外延硅片，其中每个衬底的第一轴对称区有一个从圆周边沿半径向中心轴测量的宽度，约为衬底半径长度的40％。
4.一组如权利要求1所提出的外延硅片，其中每个衬底的第一轴对称区有一个从圆周边沿半径向中心轴测量的宽度，约为衬底半径长度的80％。
5.一组如权利要求1所提出的外延硅片，其中每个衬底的第一轴对称区有一个从圆周边沿半径向中心轴测量的宽度，约等于衬底半径长度。
6.一组如权利要求1所提出的外延硅片，该组至少包含10个硅片。
7.一组如权利要求1所提出的外延硅片，该至少包含25个硅片。
8.一组如权利要求1所提出的外延硅片，其中每个硅片的外延层厚度约1微米到10微米。
9.一组如权利要求1所提出的外延硅片，其中每个衬底还另外包含一个以空位为主要本征点缺陷且基本无聚集空位缺陷的第二轴对称区，该第二轴对称区域包含中心轴，或其宽度至少约15mm。
10.一组如权利要求9所提出的外延硅片，其衬底第二轴对称区的宽度至少为半径的约15％。
11.一组如权利要求9所提出的外延硅片，其衬底第二轴对称区的宽度至少为半径的约25％。
12.一组如权利要求9所提出的外延硅片，其衬底的第二轴对称区域有一个中心轴。
13.一组如权利要求9所提出的外延硅片，其衬底第二轴对称区宽度至少约15mm。
14.一组如权利要求1所提出的外延硅片，该组中每片硅片的氧含量低于10PPMA。
15.一组如权利要求1所提出的外延硅片，其中每片硅片的标称直径至少约150mm。
16.一组如权利要求1所提出的外延硅片，其中每片硅片的标称直径至少约200mm。
17.一组安装在硅片盒、舟或其他硅片载体内的外延硅片，每一所述硅片包括从提拉生长法制备的标称直径至少约150mm的单晶体硅棒得到的一块单晶体硅衬底片，该衬底有一个中心轴，基本垂直于中心轴的一个正面和一个背面，一个圆周边，以及一个从中心轴延伸到圆周边的半径，该衬底的特征在于它有以硅自-填隙原子为主要本征点缺陷且基本上无聚集填隙原子缺陷的第一轴对称区，该轴对称区从衬底圆周边沿半径向内延伸；以及一个淀积在该衬底表面的外延层，该外延层基本上不存在由于淀积外延层的衬底表面存在聚集填隙原子缺陷而引起的生长缺陷。
18.一组如权利要求17所提出的外延硅片，其中每个衬底的第一轴对称区有一个从圆周边沿半径向中心轴测量的宽度，约为衬底半径长度的40％。
19.一组如权利要求17所提出的外延硅片，其中每个衬底的第一轴对称区有一个从圆周边沿半径向中心轴测量的宽度，约为衬底半径长度的80％。
20.一组如权利要求17所提出的外延硅片，其中每个衬底的第一轴对称区有一个从圆周边沿半径向中心轴测量的宽度，约等于衬底半径的长度。
21.一组如权利要求17所提出的外延硅片，其中每个硅片的标称直径至少约为200mm。
22.一组如权利要求21所提出的外延硅片，该组包括约25片硅片。
23.一组如权利要求17所提出的外延硅片，其中每个硅片的标称直径至少约为300mm。
24.一组如权利要求23所提出的外延硅片，该组包括约13片硅片。
25.一组如权利要求17所提出的外延硅片，其中每个硅片的外延层厚度至少约1微米到10微米。
26.一组如权利要求17所提出的外延硅片，其中每个衬底还另外包含一个以空位为主要本征点缺陷且基本无聚集空位缺陷的第二轴对称区，该第二轴对称区包括中心轴，或其宽度至少约为15mm。
27.一组如权利要求17所提出的外延硅片，该组内每片硅片的氧含量低于12PPMA。
全文摘要
本发明的目的与一组安装在硅片盒、硅片舟或其他硅片载体内的外延硅片有关。每个硅片包括一片单晶硅衬底,该衬底含有一个以硅自－填隙原子为主要本征点缺陷、且基本无聚集填隙原子缺陷的轴对称区;还包含一层外延层,该外延层淀积于该衬底表面、且基本不含有因生长外延层的衬底表面存在聚集硅自－填隙原子缺陷而形成的生长缺陷。
文档编号C30B15/20GK1307653SQ99806946
公开日2001年8月8日 申请日期1999年10月13日 优先权日1998年10月14日
发明者L·穆勒斯塔格诺, L·菲, J·C·霍尔泽, H·W·科博, R·J·法尔斯特 申请人:Memc电子材料有限公司