作为制造半导体器件起始材料的单晶硅通过被称之为Czochralski(CZ) 技术(直拉技术)的晶体生长技术生长成圆柱锭。单晶硅锭通过诸如切片、 刻蚀、清洗、抛光等的一系列晶圆加工工艺而被加工成晶圆。根据CZ技术， 单晶硅的籽晶被浸入熔融硅中，并向上拉，于是熔融硅通过缓慢的提拉而 生长成单晶锭。熔融硅装在石英坩埚内，并被多种杂质污染，其中一种是 氧。在硅的熔融温度下，氧渗入晶格，直到其达到一预定浓度，该浓度一 般由硅熔融温度下硅中氧的溶解度和凝固硅中氧的实际偏析系数确定。晶 体生长过程中渗入硅锭中的氧的浓度大于半导体器件制造中所用的典型温 度下凝固硅中氧的溶解度。随着晶体从熔融硅中生长并冷却，其中的氧溶 解度迅速降低，籍此，氧在冷却的硅锭中饱和。
硅锭被切割成晶片。晶片中残留的间隙氧在后续热过程中生长成氧淀 析。器件有源区中氧淀析的出现可以降低栅极氧化物的完整性，并且/或者 导致不必要的衬底漏电流。然而，如果它们在器件有源区外(即体区)出 现，则它们可以吸除器件加工中出现的金属杂质。这个所需作用被称为吸 除作用。
图1是传统金属氧化物半导体(MOS)晶体管的剖视图。参照图1，当晶 片表面上的氧淀析存在于沟道区中时，用于将栅电极18与硅衬底10电绝 缘的栅极绝缘层16可能被击穿，该沟道区位于半导体器件的形成在硅衬底 10的表面附近的源极区12和漏极区14之间的有源区上。此外，使用 MOSFET的存储器件的刷新特性可能降低。
另外，形成在晶片体区10a中的氧淀析可以充当漏电源，并可作为内 部吸除位，氧淀析通过后续热处理产生，内部吸除位能在后续半导体器件 制造过程中俘获不利的金属污染物。于是，当硅锭中的氧浓度高时，充当 内部吸除位的氧淀析浓度能增加，使得吸除能力提高。然而，如果氧浓度 不足，则氧淀析可能不在体区中产生，使得吸除能力可能降低或可能根本 不存在。于是，需要适当控制分布在晶片体区中的氧淀析量。
在通过传统晶体生长和制片工艺获得的晶片中，氧淀析分布在整个晶 片中，从顶(前侧)表面到底(背侧)表面。通常，脊区(Denuded Zone)(DZ)10b 应当制备为从顶面到预定深度，该区没有D-缺陷(空位团)、位错、堆垛 层错和氧淀析。然而，通过传统方法制造的晶片可以在晶片表面附近产生 氧淀析，该氧淀析可以充当漏电流的源。
于是，为了形成晶片体区中的内部吸除位和晶片表面附近的足够DZ 区，具有高氧浓度的晶片可以通过在高和低水平之间改变温度而得以长时 间热处理，使得氧淀析可以在晶片的体区内产生，该浓度例如是每百万原 子(ppma)13份或更大的起始氧浓度。然而，难以获得足够的DZ，这是因为 DZ可以强烈地依赖于间隙氧的外扩散。在通过这种传统技术热处理的半导 体晶片中，在从晶片顶面到底面的整个晶片中的氧淀析浓度分布可以示于 图2。
具体地，长时间进行额外高温热处理的传统技术会降低器件的特性。 例如，在晶片中可能出现滑移或翘曲。此外，制造成本会增加。此外，在 此情形下，在体区中被氧淀析捕获的金属污染物，具体地是铁(Fe)，可以通 过后续工艺而释放到DZ内，使得释放的污染物可以作为漏电源。
图3是说明通过另一传统方法制造的晶片的重新绘制的氧淀析浓度分 布的曲线图，该曲线在美国专利第5,401,669号的图1A中得以公布。具体 地，图3是晶片的相对于晶片深度的氧淀析浓度分布，这来自氮气氛中对 晶片的快速热退火工艺，并使晶片经受后续的热处理。然而，如在图3中 可以看到的那样，晶片表面附近的DZ或体区中足够的氧淀析都不能通过此 传统方法获得。

本发明的实施例制备了一种硅晶片，该晶片具有可用作内吸除位的氧 淀析的受控垂直分布。具体地，从可以形成半导体器件的有源区的顶面到 硅晶片的底面的氧淀析浓度分布包括分别在距晶片的顶面和底面第一和第 二预定深度处的第一和第二峰。此外，脊区(DZ)包括在晶片的顶面和第一 峰之间以及晶片的底面和第二峰之间。氧淀析浓度分布还在第一和第二峰 之间具有凹陷区，该区对应于晶片的体区。
另外，在本发明的实施例中，晶片底面和第二峰之间的脊区在其中包 括至少一个滑移位错区，然而，晶片顶面和第一峰之间的脊区在其中没有 滑移位错区。在另外的实施例中，硅晶片还在脊区中包括多个浅槽隔离(STI) 区，该脊区在晶片顶面和第一峰之间，且不具有STI滑移。在再一些实施 例中，氧淀析浓度分布包括第一和第二峰、脊区和第一与第二峰之间的凹 陷区，如上所述。多个STI区包括在晶片顶面和邻近STI区的第一峰之间 的脊区中，与图2中的氧淀析远离STI区而出现的硅晶片中的相同STI区 相比，该STI区包括较少的STI滑移。
在本发明的一些实施例中，氧淀析浓度分布相对于硅晶片的中心面对 称，该中心面居中位于顶面和底面之间。于是，例如，第一和第二预定深 度时相同的。然而，在其它实施例中，该分布没有必要对称，使得例如对 第一和第二峰可以形成不同深度。此外，在本发明的一些实施例中，脊区 的深度在离硅晶片的每个表面约5μm至约40μm的范围内，使得半导体器 件的有源区形成至足够深度。在本发明的其它实施例中，第一和第二峰的 氧淀析浓度至少是约1×109cm-3，且第一和第二峰之间的体区内的氧淀析浓 度至少是约1×108cm-3。在其它实施例中，凹陷区内的最低氧淀析浓度至少 比第一和第二峰中的最高氧淀析浓度低一个数量级。
根据本发明其它实施例的硅晶片包括氧淀析形核中心的受控分布，例 如空位，该中心经过后续热处理能产生如上所述的氧淀析浓度分布。空位 浓度分布包括在分别距晶片顶面和底面第一和第二预定深度处的第一和第 二峰。此外，在晶片顶面和第一峰之间以及晶片底面和第二峰之间，空位 浓度保留在预定浓度，该预定浓度低于形成DZ的临界浓度。空位浓度分布 在第一和第二峰之间具有凹陷区。在一些实施例中，晶片底面和第二峰之 间的脊区在其中包括至少一个滑移区，但是在晶片顶面和第一峰之间的脊 区在其中不包含滑移位错。在其它实施例中，多个STI区包括在晶片顶面 和第一峰之间的脊区内，并且与不包括如上所述的氧淀析形核中心的硅晶 片中相同的STI区相比具有较少的STI滑移。可以获得对称的或非对称的 分布。
根据本发明的方法实施例，在气体混合物气氛中并在约1100℃和约 1200℃之间对硅晶片进行快速热退火(RTA)，以形成形核中心，该气体混合 物包括在硅晶片的顶面和底面上具有空位注入效应的气体和具有间隙硅注 入效应的气体，该形核中心在后续热处理过程中作为氧淀析生长位置，使 得从晶片顶面到底面的形核中心浓度分布分别在距晶片顶面和底面第一和 第二预定深度处包括第一和第二峰。此外，在晶片顶面和第一峰之间以及 晶片底面和第二峰之间，形核中心浓度保持预定浓度，此浓度低于形成DZ 的临界浓度。最后，形核中心分布在第一和第二峰之间具有凹陷区，该区 对应晶片的体区。可以获得对称或非对称分布。
在本发明的其它实施例中，在包括氨气(NH3)和氩气(Ar)的气体混合物 气氛中对硅晶片进行RTA，以产生在后续热处理过程中作为氧淀析生长位 置的形核中心，使得从晶片顶面到底面的形核中心浓度分布可以如上所述 的一样。在本发明的其它实施例中，RTA在约1100℃和1150℃之间进行。 在本发明的其它实施例中，RTA在约1120℃的温度进行。在其它实施例中， RTA进行至少约5秒。在其它实施例中，RTA通过以约每秒50℃的速度快 速加热包括氨气和氩气的气氛来进行。
根据本发明的再一些方法实施例，硅晶片通过在包括氩气和氨气的气 氛中并在约1100℃和约1200℃之间在具有顶面和底面的硅晶片上进行RTA 约5秒钟而制造。在其它实施例中，RTA在约1100℃和约1150℃之间进行。 在本发明的其它实施例中，RTA在约1120℃进行。在其它实施例中，在进 行RTA之前，氧气被从气氛中清除，且可以进行测量以确定气氛中存在低 于预定浓度的氧。此外，在其它实施例中，在进行RTA前，气氛的加热以 约每秒50℃的速度从例如约800℃升高到约1100℃与约1150℃之间。另外， 在进行了RTA之后，加热可以通过约每秒10℃和约每秒70℃之间的速度例 如降低至约800℃。在其它实施例中，在降低加热后，可以从气氛中除去氨 气。
根据本发明的其它方法实施例，通过在包括氩气和氨气的气氛中并在 低于一温度下，在RTA室中在一系列硅晶片上连续进行RTA而制造多个硅 晶片，该温度导致二氧化硅自RTA室上的该系列硅晶片升华。RTA可以在 上述的任何条件下进行。在其它实施例中，可以在不清洁二氧化硅的RTA 室的情况下连续加工硅晶片达6个月或更久。
根据其它方法实施例，热处理可以在RTA之后进行，以产生从晶片顶 面到底面的氧淀析浓度分布，该曲线包括分别距晶片顶面和底面第一和第 二预定深度处的第一和第二峰、晶片顶面和第一峰之间以及晶片底面和第 二峰之间的DZ，以及第一和第二峰之间的凹陷区。可以获得对称或非对称 的分布曲线。
在本发明的其它实施例中，经历根据本发明实施例的RTA工艺的硅晶 片可以用硅锭制造，该硅锭根据硅锭提拉速率曲线从热区炉内的熔融硅中 拉出，其中，硅锭的提拉速率足够高，以便防止间隙团聚的形成，但又足 够低，以防止间隙团聚的形成，并防止空位团聚的形成。
在本发明的其它实施例中，经历根据本发明实施例的RTA工艺的硅晶 片可以用硅锭制造，该硅锭根据硅锭提拉速率曲线从热区炉中的熔融硅中 拉出，其中，硅锭的提拉速率足够高，使得在不形成间隙团聚的情况下在 硅锭的整个直径范围内形成空位团聚。
根据本发明的其它实施例，用于生长单晶硅锭的Czochralski拉晶设备 包括加热室壳、加热室壳内用于装盛熔融硅的坩埚、加热室壳内坩埚附近 用以夹持籽晶的籽晶夹具以及加热室壳内环绕坩埚的加热器。还在加热室 壳内设置环形的热屏蔽护套，该护套包括彼此分离的内和外热屏蔽护套壁， 以及连接内和外热屏蔽护套壁的热屏蔽护套顶和热屏蔽护套底，热屏蔽护 套顶从内热屏蔽护套壁到外热屏蔽护套壁向上倾斜，而热屏蔽护套底从内 热屏蔽护套壁到外热屏蔽护套壁向下倾斜。环形热屏蔽护套还在其中在外 屏蔽护套壁与热屏蔽护套底的相交处包括切口。在坩埚内，支撑元件支撑 热屏蔽护套。
根据其它实施例，热屏蔽护套底包括内热屏蔽护套壁附近的第一部分， 该部分从内热屏蔽护套壁向外热屏蔽护套壁向下倾斜。热屏蔽护套底还包 括外热屏蔽护套壁附近的第二部分，该部分从外热屏蔽护套壁向内热屏蔽 护套壁向下倾斜。
根据本发明实施例的Czochralski拉晶设备还将籽晶夹具从坩埚内拉 出，以将熔融硅生长成圆柱形单晶硅锭，该硅锭沿其中心轴并绕该轴生长 成圆柱形，并与熔融硅形成硅锭-熔融硅界面。热屏蔽护套的内和外热屏 蔽护套壁的长度、热屏蔽护套顶和第一及第二部分的倾斜角、硅锭与内热 屏蔽护套壁之间的距离、坩埚与外热屏蔽护套壁之间的距离、熔融硅与内 热屏蔽护套壁之间的距离，以及热屏蔽板的位置中的至少一个被选择，使 得被提拉的硅锭基于其中心的硅锭温度以至少1.4°K/min的速率从硅锭-熔 融硅界面的温度冷却到硅锭的预定温度。
附图说明
图1是剖视图，显示形成在硅晶片表面附近的传统金属氧化物半导体 (MOS)晶体管的结构；
图2是说明传统晶片的氧淀析浓度分布的曲线图；
图3是说明另一传统晶片的氧淀析浓度分布的曲线图；
图4显示了根据本发明的硅晶片的氧淀析浓度分布；
图5是根据本发明实施例的快速热退火(RTA)工艺的时序图；
图6显示在氮气(N2)气氛中进行图5所示的RTA工艺后，相对于晶片 深度的点缺陷浓度分布；
图7显示在氩气(Ar)气氛中进行图5所示的RTA工艺后，相对于晶片 深度的点缺陷浓度分布；
图8显示在氢气(H2)气氛中进行图5所示的RTA工艺后，相对于晶片 深度的点缺陷浓度分布；
图9显示了图5的RTA工艺后相对于包括N2气和Ar气的气体混合物 的各种混合比的空位浓度分布；
图10显示了在根据本发明实施例的RTA工艺后，通过后续热处理获 得的相对于在RTA过程中所用的气体种类的氧淀析浓度分布；
图11是说明硅晶片表面附近晶体起始淀析(COP)随图5的RTA在Ar 气氛内的进行而溶解的曲线图；
图12是显示晶片氧淀析分布的照片，该晶片在N2气气氛中进行根据 本发明实施例的RTA工艺后经历了后续热处理；
图13是显示晶片氧淀析分布的照片，该晶片在Ar气气氛中进行根据 本发明实施例的RTA工艺后经历了后续热处理；
图14是显示晶片氧淀析分布的照片，该晶片在H2气气氛中进行根据 本发明实施例的RTA工艺后经历了后续热处理；
图15是显示晶片氧淀析分布的照片，该晶片在N2和Ar气气氛中进行 根据本发明实施例的RTA工艺后经历了后续热处理；
图16是显示晶片氧淀析分布的照片，该晶片在N2和H2气气氛中进行 根据本发明实施例的RTA工艺后经历了后续热处理；
图17是显示形成在晶片表面附近的DZ的深度的照片，该晶片在N2 气气氛中进行根据本发明实施例的RTA工艺后经历了后续热处理；
图18是显示形成在晶片表面附近的DZ的深度的照片，该晶片在Ar 气气氛中进行根据本发明实施例的RTA工艺后经历了后续热处理；
图19是显示形成在晶片表面附近的DZ的深度的照片，该晶片在H2 气气氛中进行根据本发明实施例的RTA工艺后经历了后续热处理；
图20是显示形成在晶片表面附近的DZ的深度的照片，该晶片在N2 气和Ar气气氛中进行根据本发明实施例的RTA工艺后经历了后续热处理；
图21是显示形成在晶片表面附近的DZ的深度的照片，该晶片在N2 气和H2气气氛中进行根据本发明实施例的RTA工艺后经历了后续热处理；
图22A是显示原生状态的COP形状的照片，图22B显示了在N2气气 氛中进行根据本发明实施例的RTA工艺后已经改变的COP的形状；
图23A是显示原生状态的COP形状的照片，图23B显示了在N2气和 Ar气气氛中进行根据本发明实施例的RTA工艺后已经改变的COP的形状；
图24A是显示原生状态的COP形状的照片，图24B显示了在N2气和 H2气气氛中进行根据本发明实施例的RTA工艺后已经改变的COP的形状；
图25是说明根据本发明实施例的晶片制备的流程图；
图26是说明硅锭中相对点缺陷分布和V/G比(硅锭的拉速/温度梯度) 之间的关系的概念图；
图27是说明传统Czochralski(CZ)拉晶设备的示意图；
图28是根据专利申请第09/989,951号和第09/320,210号的另一种传统 CZ拉晶设备的示意图；
图29是说明根据本发明实施例的CZ拉晶设备的示意图；
图30是显示图29的CZ拉晶设备的主要部件的图；
图31是显示图5的RTA之后的峰处氧淀析浓度相对于N2和Ar混合气 体的流速变化而变化的曲线；
图32是显示图5的RTA之后的峰处氧淀析浓度相对于N2和Ar混合气 体的混合比变化而变化的曲线；
图33是显示图5的RTA之后的峰处氧淀析浓度相对于升温速率变化而 变化的曲线；
图34是显示图5的RTA之后的峰处氧淀析浓度相对于退火时间变化而 变化的曲线；
图35是显示图5的RTA之后的峰处氧淀析浓度相对于退火温度变化而 变化的曲线；
图36是显示图5的RTA之后的峰处氧淀析浓度相对于降温速率变化而 变化的曲线；
图37图解说明根据本发明实施例的快速热退火的时间-温度分布；
图38图解说明图37的根据本发明实施例的快速热退火的氧淀析的温 度依赖性；
图39图解说明根据本发明实施例的氧淀析的退火时间依赖性；
图40图解说明根据本发明实施例的快速热退火过程中氧淀析对氩气与 氨气的流速比的依赖性；
图41图解说明根据本发明实施例的氧淀析对降温速率的依赖性；
图42图解说明根据本发明实施例的作为起始氧浓度函数的峰体微缺陷 (BMD)密度；
图43图解说明根据本发明实施例的晶片底面上的滑移长度与快速热退 火的温度之间的关系；
图44图解说明根据本发明实施例的滑移长度与氩气对氨气比的关系；
图45图解说明根据本发明实施例的作为降温速率的函数的滑移长度；
图46A和46B是根据本发明实施例的晶片底部的X-射线形貌照片；
图47图解说明填隙膜致密后，槽内的应力；
图48A是可以在根据本发明实施例的硅晶片中制造的场效应晶体管器 件的横截面视图；
图48B图解说明图48A的根据本发明实施例的晶片中氧淀析的分布；
图49示意性说明根据本发明实施例的浅槽隔离器件内滑移的运动，这 是槽的位错钉扎的结果；
图50图解说明根据本发明实施例的累积故障率与不具有M形氧淀析 浓度分布的晶片和具有M形氧淀析浓度分布的晶片的恢复时间之间的关 系；
图51是传统快速热退火系统的横截面视图；
图52是根据本发明实施例的改进的CZ拉晶设备的示意图；以及
图53示出了图52的CZ拉晶设备的改进部件的细节。

以下将参照附图详细说明本发明，其中示出了本发明的优选实施例。 然而，本发明可以以许多不同的形式实现，且不应当受限于此处提及的实 施例；更确切地，这些实施例被提供来使本公开完整且全面，并向本领域 技术人员充分地传达本发明的范围。在附图中，层的厚度和区域为了清晰 起见而加以夸大。在整个公开中，相似的附图标记指代相似的元件。应当 理解的是，当诸如层、区或衬底的元件被称作在另一元件“上”时，它可 以直接在该另一元件上，或者可以有间隔元件。相反地，当一个元件被称 作“直接”在另一元件之上时，没有间隔元件存在。另外，此处所述和所 说明的每个实施例还包括其互补导电类型实施例。
图4示意性显示了根据本发明实施例的硅晶片的氧淀析浓度分布。将 此分布与图2和3所示的通过传统技术生产的硅晶片氧淀析浓度分布相比， 在距离晶片的顶面和底面一预定深度范围内存在脊区(DZ)，且氧淀析浓度 在每个DZ与体区之间的边界上形成双峰。此外，在双峰之间的体区中，出 现大量氧淀析，该氧淀析足以产生对金属污染的吸除效应。
更具体地，对于传统氧淀析分布，被位于晶片中心区的单峰吸除的金 属污染物可以通过后续热处理工艺释放。与传统分布相反，在氧淀析浓度 分布中包括双峰结构的本发明实施例中，金属污染物可以在晶片的表面和 体区这两个方向上释放，使得释放到表面的金属污染物的量可以减少。
图5是根据本发明实施例的快速热退火(RTA)工艺的时序图。可以使用 商业提供的RTA炉。在RTA工艺中，首先，根据本发明的硅晶片被装入 RTA炉内以进行准备期(I)，该炉子的温度例如设置为约700℃。然后，RTA 炉内的温度以例如约50℃/sec的速率快速升高到约1250℃的温度(II)。然后， 温度维持在1250℃一预定时期，例如约10秒钟(III)，且RTA炉的温度以约 33℃/sec的速率快速降低到准备期温度(IV)。最后，晶片从RTA炉内取出(V)。 通过图5所示的RTA工艺实施例，氧淀析形核中心的分布可以得以控制， 且出现在晶片表面附近的晶体起始淀析(COP)的空位可以被溶解，这将在以 后参照图11说明。
图5的工艺温度范围仅是说明性的。然而，在根据本发明实施例的RTA 中，环境气体的种类、环境气体的流速、环境气体的混合比率、升温速率、 退火温度、退火时间和/或降温速率(即冷却速率)全都对获得相应于图4 的分布起作用，这将在以下说明。RTA在至少约1150℃进行至少约5秒。 例如，RTA在1150℃进行至少30秒，或在1250℃进行至少5至10秒。另 外，晶片以约至少30℃/sec的速率快速冷却。
包括对晶片表面提供空位注入效应的气体和提供间隙硅注入效应的气 体的气体混合物用作根据本发明实施例的RTA的气体。在一些实施例中， 氮(N2)气用作具有空位注入效应的气体，而氩(Ar)气和/或氢(H2)气用作具 有间隙硅注入效应的气体。
图6至8说明了在图5所示的RTA分别在N2、Ar和H2气氛中进行后， 空位缺陷和间隙硅缺陷相对于晶片深度的点缺陷浓度分布。在图6至8中， 点(a)代表了在惰性气体气氛中进行了RTA后空位点缺陷的浓度分布，点(b) 和(c)分别代表了在相应气体环境中进行了RTA后空位和间隙点缺陷的浓度 分布。
如图6至8的实施例所示，在惰性气体气氛中进行了RTA之后的空位 点缺陷浓度((a)代表的凸曲线)在晶片的顶面和底面上低，而在晶片体区 内高。当RTA炉的温度在惰性气体气氛中快速升高到图5的点(a)处的温度 时，以点缺陷形式存在于晶片内的空位的平衡浓度增加。因为晶片体区内 空位的迁移能力低，所以在体区中，空位浓度保持比平衡浓度低。然而， 空位的运动在晶片表面附近活跃，使得晶片表面附近的空位浓度快速达到 平衡浓度。另一方面，随着RTA炉的温度迅速提高，以及空位浓度的增加， 间隙硅的平衡浓度例如通过空位和间隙硅之间的富兰克尔复合而降低。此 外，因为晶片体区中出现的间隙的迁移能力低，类似其中的空位，所以体 区中的间隙浓度仍然高于平衡浓度。然而，晶片附近的间隙浓度达到平衡 浓度，晶片表面的空位浓度也这样。
当晶片保持在高温一直到图5的点(b)的时期，扩散发生，使得空位和 间隙均达到平衡浓度。在晶片快速冷却到图5的点(c)的温度后，具有大扩 散系数的间隙点缺陷在降低的温度下达到新平衡浓度。然而，具有小扩散 系数的空位点缺陷在晶片中变成过饱和。具体地，空位过饱和的程度在晶 片体区内较高。然而，因为晶片表面附近空位的迁移能力强，所以空位点 缺陷的浓度在下降的温度下立即达到新的平衡浓度。
于是，在惰性气氛内进行RTA后的空位浓度分布具有如图6至8所示 的凸形状。
此外，如图6所示，在图5的RTA在N2气气氛中进行的情况下，渗入 到晶片体区内的N2气与空位硅结合，形成更小尺寸的氮化硅(Si3N4)，使得 体区内空位浓度降低。同时，晶片表面附近空位浓度因N2气的空位注入效 应而增加。结果，N2气氛中的空位浓度分布具有与惰性气氛中制造的晶片 的相反的形状(“b”表示的曲线)。
此外，当图5的RTA工艺分别在Ar和H2气气氛中进行时，如图7和 8所示，空位浓度因间隙硅注入效应而在整个晶片中降低。具体地，因为空 位硅和间隙硅的复合因所用气体的间隙硅注入效应而在晶片表面附近迅速 发生，所以空位浓度可以维持在一临界浓度，该浓度是特定温度下的平衡 浓度。
在本发明实施例中，图5的RTA在例如N2和Ar气或N2和H2气的气 体混合物气氛中进行，于是气体混合物气氛中的空位浓度分布可以通过将 图6和7的，以及图6和8的分布结合而获得。如图9所示，在气体混合 物气氛中制造的晶片的空位浓度分布在距离硅晶片的顶面和底面预定深度 的位置上呈现出第一和第二峰。此外，可以注意到，从顶面和底面到第一 和第二峰的空位浓度低于特定温度下的平衡浓度。此外，在第一和第二峰 之间的体区内，空位浓度分布具有凹形。
图9的空位浓度分布可根据本发明的实施例获得，因为图5的RTA工 艺在包括提供空位和间隙硅注入效应的气体混合物气氛中进行。使用对数 刻度，将在N2气气氛中由空位硅注入效应获得的空位硅浓度分布与在Ar 或H2气气氛中由间隙硅注入效应获得的间隙硅浓度分布相比，在从晶片顶 面和底面到预定深度的范围内，空位硅浓度的分布没有间隙硅浓度的分布 那么陡。然而，从预定深度到体区，空位硅浓度分布变得比间隙硅浓度分 布陡。于是，在晶片顶面和底面附近的脊区内，空位硅浓度通过与间隙硅 复合而保持在临界值，或低于临界值，即小于或等于特定温度的平衡浓度 值。在脊区以外，空位硅浓度迅速增加到等于或高于平衡浓度值。然后， 在晶片的一深度处，空位和间隙硅浓度值之间的差在该处达到最大值，即 空位硅浓度分布在该处变得比间隙硅浓度更陡，形成峰(第一和第二峰)。 峰以外到体区，空位硅浓度降低，使得在第一和第二峰之间获得凹陷空位 浓度分布。
根据本发明的另一实施例，晶片的空位点缺陷通过后续半导体器件制 造的热工艺循环产生氧淀析。也即，空位点缺陷变成通过后续热工艺循环 形成的氧淀析的形核中心。空位浓度越高，氧淀析浓度越高。于是，氧淀 析浓度分布可以从晶片的空位浓度分布推得。
空位浓度和氧淀析浓度具有以下关系：
Si(硅衬底)+xOi+yVsi＝SiO2(氧淀析)+SiI(间隙硅)+σ 此关系表达式说明，空位硅浓度(Vsi)和间隙氧浓度(Oi)增加，反应向右边进 行，使得氧淀析浓度增加。在以上关系表达式中，σ是常数。
在本发明实施例中，氧淀析浓度分布在对晶片的后续热处理后获得， 该晶片经历了图5的RTA工艺。后续热处理的条件通过考虑半导体器件制 造中热工艺循环的条件而确定，氧淀析在半导体器件制造过程中形成。为 了进行图5的RTA工艺后的晶片之间的比较，后续加工在N2气气氛中在约 800℃进行约4小时，并在约1600℃进行约16小时。
另外，为了研究本发明中使用的气体混合物的效应，在图5的RTA工 艺过程中使用的气体混合物的流速和混合比被改变。图9示出了进行图5 的RTA后相对于包括N2气和Ar气的气体混合物的混合比的变化的空位浓 度分布。图31是显示峰处相对于Ar/N2混合气体的流速的变化的氧淀析浓 度的变化的曲线图。
在图9中，(a)代表N2和Ar的混合比为70:30时的空位浓度分布，(b) 代表N2和Ar的混合比为50:50时的空位浓度分布，(c)代表N2和Ar的混 合比为30:70时的空位浓度分布。应当注意，随着N2浓度增加，峰向晶片 表面偏移，且峰的空位浓度增加。即，随着N2浓度的增加，DZ的深度迅 速降低，在该DZ内，氧淀析因后续加工而没有形成。
在图5的RTA完成之后的在约800℃持续约4小时，然后在约1600℃ 持续约16小时的进一步热处理之后，测量图31的峰处的氧淀析浓度。此 处，RTA通过在约50℃/sec的升温速率、约1250℃的退火温度、约10秒的 退火时间和约33℃/sec的降温速率的条件下流动Ar/N2气体混合物来进行。 Ar/N2混合物中Ar/N2气体的流速被改变为1/1、2/2、3/3、4/4和5/5升/min。 图31的结果表明，氧淀析浓度随混合气体流速的增加而增加。
图32的峰处的氧淀析浓度在RTA以与用于图31的数据的条件相同的 条件进行后测量，不同之处在于，气体混合物中的Ar/N2气以3/1、2.5/1.5、 2/2、1.5/2.5、1/3升/min的流速和不同的混合比供给。在图5的RTA之后， 进一步的热处理在N2气氛中在800℃进行约4小时，然后在1600℃进行16 小时。图32的结果表明，在4升/min的恒定气体混合物质量流条件下，氧 淀析浓度随气体混合物中的N2比率的增加而增加。
包括气体混合物的混合比和流速、升温速率、退火温度和时间、降温 速率等的RTA的工艺条件可以在不同程度上改变，以改变空位浓度分布中 峰的位置、峰处空位浓度值、体区的空位浓度值、脊区的尺寸和/或类似值。
图33显示了图5的RTA之后峰处相对于升温速率变化的氧淀析浓度的 变化。为了比较，RTA的其它工艺条件保持恒定，即N2和Ar气的混合比 设为50:50，退火温度设为1250℃、退火时间设为10秒，降温速率设为33 ℃/min。后续热处理在N2气氛中在800℃4小时然后在1600℃16小时的 条件下对所有晶片进行，这与前述测量中的相同。结果示于表1。
表1
  升温速率(℃/sec) 峰处的氧淀析浓度(ea/cm3) 10 2.0×1010 30 2.5×1010 50 2.1×1010 70 2.0×1010 90 2.0×1010
图33和表1表明，峰处氧淀析浓度没有很大地受到升温速率的影响。
图34显示了图5的RTA之后峰处相对于退火时间变化的氧淀析浓度的 变化。为了准确比较，RTA的其它工艺条件保持恒定，即N2和Ar气的混 合比设为50:50，升温速率设为50℃/sec，退火温度设为1250℃，降温速率 设为33℃/sec。后续热处理在N2气氛中在800℃4小时然后在1600℃16 小时的条件下对所有晶片进行，这与前述测量中的相同。结果示于表2。
表2
  退火时间 峰处的氧淀析浓度(ea/cm3) 1 1.0×108 5 5.0×109 10 2.0×1010 30 2.5×1010 60 3.0×1010
图34和表2说明，峰处的氧淀析浓度受退火时间的影响，且为了峰处 至少109/cm3或更大的氧淀析浓度应当将退火持续至少5秒或更久。
图35显示了图5的RTA之后峰处相对于退火温度变化的氧淀析浓度的 变化。为了比较，RTA的其它工艺条件保持恒定，即N2和Ar气的混合比 设为50:50，升温速率设为50℃/sec，退火时间设为10秒，降温速率设为 33℃/sec。后续热处理在N2气氛中在800℃4小时然后在1600℃16小时 的条件下对所有晶片进行，这与前述测量中的相同。结果示于表3。
表3
  退火温度 峰处的氧淀析浓度(ea/cm3) 1250 2.0×1010 1200 5.0×108 1150 1.0×108 1100 7.0×107 1000 7.0×107
图35和表3表明，峰处的氧淀析浓度受退火温度的影响，且为了峰处 至少109/cm3或更大的氧淀析浓度退火温度应当高(至少约1250℃或更高)。 退火温度和时间与氧淀析浓度紧密相关。考虑到图34的结果，可以注意到， 对于某个氧淀析浓度，退火时间在更高的退火温度时可以降低，而为了某 个浓度，退火时间在更低的退火温度下可以延长。
图36显示了图5的RTA之后峰处相对于降温速率变化的氧淀析浓度的 变化。为了比较，RTA的其它工艺条件保持恒定，即N2和Ar气的混合比 设为50:50，升温速率设为50℃/sec，退火温度设为1250℃，退火时间设为 10秒。后续热处理在N2气氛中在800℃4小时然后在1600℃16小时的条 件下对所有晶片进行，这与前述测量中的相同。结果示于表4。
表4
  降温速率(℃/sec) 峰处的氧淀析浓度(ea/cm3) 10 8.0×109 30 2.0×1010 50 2.2×1010 70 3.0×1010 90 3.5×1010
图36和表4表明，峰处的氧淀析浓度未受到降温速率的大影响。然而， 氧淀析浓度略微随升温速率的增加而增加。
图10显示了相对于RTA过程中所用的气体种类的氧淀析浓度分布， 该分布通过根据本发明实施例的RTA工艺后的后续热处理获得。图10中， (a)代表N2气气氛中制造的晶片的氧淀析浓度分布，(b)代表N2气和Ar气气 氛中制造的晶片的氧淀析浓度分布，(c)代表N2气和H2气气氛中制造的晶 片的氧淀析浓度分布，(d)代表Ar气气氛中制造的晶片的氧淀析浓度分布， (e)代表H2气气氛中制造的晶片的氧淀析浓度分布。
为了比较，RTA和后续热处理在相同的工艺条件下对所有晶片进行。 即，RTA在1250℃进行10秒，后续热处理如上所述在800℃4小时和1600 ℃16小时的条件下执行两次。结果示于表5。
表5
           所用气体 峰值氧淀析            浓度(cm-3) 体区氧淀析            浓度(cm-3)             DZ深度(μm) COP                溶解能力 Ar 8×109 8×109 50 中 H2 6×109 6×109 60 高
     N2        3×109 ≈1×105              (测量极限)   0    无 N2+Ar 2×1010 5×109 10 中 N2+H2 1×1010 5×109 15 高
图11是说明当图5的RTA在Ar气氛中进行时，硅晶片表面附近的COP 溶解的图。通常，在由CZ技术生长硅锭的过程中形成的COP具有破损的 八面体空隙形状，且氧化硅层22形成在空隙20a的内侧。此外，当RTA工 艺在Ar或H2气气氛中进行时，晶片表面附近出现的COP溶解，其中，气 体对晶片表面提供间隙硅注入效应。
详细描述COP的溶解机制。其中在晶体生长过程中氧气以起始浓度 Oi结合的硅锭冷却时，硅锭的氧浓度在冷却温度变成过饱和。于是，由硅 锭形成的晶片的起始氧浓度也过饱和而超过氧的预定溶解度(图11中用“S” 表示)。然而，晶片表面附近的起始氧浓度因氧经过晶片表面的向外扩散而 等于或小于预定溶解度“S”。同时，在晶片体区内，过饱和氧被供给到空 隙20a内，并被用于在空隙20a内侧形成氧化硅层22。此外，因为晶片表 面附近(即，图11的表面和虚线“T”之间的区域)的起始氧浓度低于氧 的预定溶解度“S”，所以氧从形成在空隙20b内的氧化硅层(未示出)析 出，同时硅因为在RTA工艺过程中提供的气体的间隙硅注入效应而在空隙 20b的内侧出现。结果，空隙20b的尺寸减小，空隙22b最终消失。
因为COP的溶解效应，根据本发明实施例的RTA工艺可以推广至多种 晶片。如表5所示，使用H2气比使用Ar气更使这种COP溶解效应得到强 化。
图12至16是显示晶片的氧淀析分布的照片，该晶片在RTA后经历了 后续热处理，并具有图10的氧淀析浓度分布。具体地，图12对应使用N2 气的情况，图13对应使用Ar气的情况，图14对应使用H2气的情况，图 15对应使用N2和Ar的情况，而图16对应使用N2和H2气的情况。此外， 每个图的左边表示晶片的顶面，其右边表示晶片的底面。
图17至21是显示在晶片表面附近形成的DZ的深度的照片，其中不存 在氧淀析，该晶片在RTA后经历了后续热处理并具有图10的氧淀析浓度分 布。具体地，图17代表使用N2气的情况，图18代表使用Ar气的情况， 图19代表使用H2气的情况，图20代表使用N2和Ar气的情况，图21代表 使用N2和H2的情况。如从表5可以看出的那样，DZ仅在N2气氛中形成。
图22A至24B是显示原生COP的形状和在图5的RTA后被改变的COP 的形状的照片。具体地，图22A和22B代表RTA在N2气氛内进行的情况， 图23A和23B代表RTA在N2和Ar气氛中进行的情况，图24A和24B代 表N2和H2气氛的情况。如表5所示，在N2气氛中，COP未充分溶解。此 外，在N2气与Ar或H2气混合的气体混合物气氛中，COP的溶解是平缓的， 特别地，在H2气氛中，COP能完全溶解。由此结果可以推断出，原生状态 的COP尺寸的减小可以有助于图5的RTA工艺过程中溶解COP。
通过对硅晶片执行图5的RTA工艺，本发明实施例可以控制经后续热 工艺循环形成的氧淀析的分布，这些热工艺循环通常在半导体器件生产中 进行。现在将说明其中进行根据本发明的RTA工艺的整个晶片制备的实施 例，以及对实施RTA有效的晶片制备。
图25是一流程图，说明根据本发明实施例的晶片制备，具体地，说明 晶体生长(S10)之后的常规制片工艺。常规制片技术的概述见1986年的S. Wolf和R.N.Tauber的教科书“VLSI时代的硅加工，卷1，加工技术”的第 1章第1-35页，该书的公开内容在此处参考引用。参见图25，常规的制片 工艺包括：使用CZ拉晶设备生长硅锭的晶体生长步骤(S10)；将硅锭切成 晶片的切片步骤(S12)，圆化每个切片边沿或侵蚀切片表面的侵蚀步骤(S14)。 然后，在清洗切片表面的第一清洗步骤(S16)后，进行施主消除步骤(S18)， 并抛光形成半导体器件的晶片顶面(S20)，在第二清洗步骤(S22)中清洗抛光 的晶片。然后，封装所得晶片(S24)。
图5的根据本发明实施例的RTA在施主消除步骤(S18)中进行。根据本 发明其它实施例的RTA可以在一单独的步骤中进行。然而，考虑到成本。 优选的是在施主消除步骤(S18)中进行RTA。通常，施主消除指一种工艺， 该工艺在制片工艺过程中通过热处理将硅锭中包含的氧成分转变成氧沉 淀，以减少作为施主的可能性，该氧成分在后续半导体器件制造过程中以 离子的形式出现并充当注入杂质离子的电子施主。此热处理在RTA炉内在 约700℃进行约30秒或更久。
图27是传统CZ拉晶设备的示意性视图，其中进行晶体生长(S10)。如 图27所示，CZ拉晶设备100包括炉子、晶体提拉机构、气氛控制器和计 算机控制系统。CZ炉通常称作热区炉。该热区炉包括加热器104、可由石 英制造的坩埚106、可由石墨制造的下容器(succeptor)108，以及在图示第一 方向112绕轴旋转的旋转轴110。
冷却套或口132被诸如水冷的外部冷却机构冷却。热屏114可以提供 额外的热分布。热包(heat pack)102用吸热材料116填充以提供额外的热分 布。
晶体提拉机构包括晶体提拉轴120，它可以在与第一方向112相反的图 示的第二方向122上绕轴旋转。晶体提拉轴120包括其端部的籽晶夹具 120a。籽晶夹具120a夹持籽晶124，该籽晶从坩埚106的熔融硅126拉出 以形成硅锭128。
气氛控制系统可以包括加热室外壳130、冷却套132和未显示的其它气 流控制器和真空抽气系统。计算机控制系统可以用于控制加热元件、提拉 器以及其它电和机械元件。
为了生长单晶硅锭，籽晶124与熔融硅126接触，并在轴向(向上) 上逐渐提起。熔融硅126冷却和凝固成单晶硅发生在硅锭128和熔融硅126 的界面131上。如图27所示，界面131相对于熔融硅126是凹陷的。
通过根据本发明的RTA实施例，图4所示的受控氧淀析浓度分布可以 从至少三种类型的硅晶片获得。具体地，根据本发明实施例的RTA可用于 “完美”晶片，其中不存在诸如间隙团和空位团的缺陷；“半完美”晶片， 其中仅在空位富集区出现空位团，而在空位富集区外没有空位团和间隙团， 该空位富集区在离晶片中心一预定半径的范围内；以及在整个晶片中仅包 含空位团而没有间隙团的晶片。然而，本发明不限于以上晶片，并包括可 以应用本发明原理的所有类型的晶片。如上所述，本发明的实施例致力于 图4所示的受控氧淀析浓度分布，该分布可以通过对应用了本发明的硅晶 片执行图5的RTA工艺和后续热处理而获得。此外，至于COP，本发明实 施例提供了一种晶片，在该晶片中，COP仅在晶片体区中出现，而不在DZ 内出现。
为了防止硅晶片的缺陷，已经有许多实际研究集中在高纯度硅锭的晶 体生长工艺上。例如，众所周知，籽晶的提拉速率和热区结构的温度梯度 应当控制。对硅锭提拉速率(V)和硅锭-熔融硅界面的温度梯度(G)的控制详 细描述于1982年《晶体生长学报》第59卷第625至643页的Voronkov的 “硅中螺位错形成原理”内。此外，Voronkov原理的应用可以在1996年11 月25至29日的《硅材料先进科学与技术第二届国际研讨会会议录》第519 页的本发明人等的题名为“晶体缺陷对器件特性的影响”的出版物中找到。 此出版物公开了在V对G的比率(被称为V/G比)低于临界比(V/G)*时， 间隙富集区形成，而在V/G比高于临界比(V/G)*时，空位富集区形成。
具体地，图26是说明硅锭中相对点缺陷分布和V/G比之间的关系的示 意性视图。如图26所示，在硅锭生长中，对于V/G比高于临界V/G比(V/G)*， 空位富集区形成。此外，对于空位浓度高于临界空位浓度Cv *的V/G比，空 位团形成，而对于间隙浓度高于临界间隙浓度Ci *的V/G比，间隙团形成。 另外，在图26中，从(V/G)I *到(V/G)B *的宽度代表B-带，这是间隙相关缺陷 (小尺寸位错)，而从(V/G)V *到(V/G)P *的宽度代表P-带，这时O.S.F环(大 尺寸氧淀析)。
本发明实施例可用于：无缺陷的完美晶片，该晶片在硅锭生长过程中 具有介于B-带和P-带之间的V/G比；半完美晶片，该晶片具有包括P-带的 V/G比；以及一种晶片，其中，空位团在整个晶片中形成，这是因为对应 于临界空位浓度Cv *的临界V/G比(V/G)v *以上的V/G比。
可用于本发明的完美晶片和半完美晶片在美国专利申请第08/989,591 号及其延续部分，美国专利申请第09/320,210号和第09/320,102号中得以 详细描述，这些申请在此处参考引用。于是，其详细描述将略去。
图28是延续部分的申请中公开的改进的CZ拉晶设备的示意性视图， 其中，热屏214相比于图27所示的CZ拉晶设备有所改进。简单地，如图 28所示，改进的CZ拉晶设备200包括炉子、晶体提拉机构、气氛控制器 和计算机控制系统。热区炉包括加热器204、坩埚206、下容器208和在图 示第一方向212上绕轴旋转的旋转轴210。冷却套232和热屏214可以提供 额外的热分布，热包202包括吸热材料216以提供额外的热分布。
晶体提拉机构包括晶体提拉轴220，它可以在图示的与第一方向212 相反的第二方向222上绕轴旋转。晶体提拉轴220包括其端部的籽晶夹具 220a。籽晶夹具220a夹持籽晶224，该籽晶从坩埚206中的熔融硅拉出以 形成硅锭228。
环境控制系统可以包括加热室外壳230、冷却套232和未示出的其它气 流控制器和真空抽气系统。计算机控制系统可用于控制加热元件、提拉器 或其它电和机械的元件。
为了生长单晶硅锭，籽晶224与熔融硅226接触，并在轴向(向上) 上逐渐提起。熔融硅226冷却和凝固成单晶硅发生在硅锭228和熔融硅226 的界面231上。与图27的CZ拉晶设备相反，图28的CZ拉晶设备200还 在热屏214内包括热屏护套234，该护套允许更精确地控制V/G比。
图29是根据本发明实施例的改进的CZ拉晶设备的示意性视图，图30 说明图29的CZ拉晶设备的改进部分的细节。图29和30中，图28中的相 似附图标记用于指代相似元件，并且，仅与图28的CZ拉晶设备的区别将 被描述。如图29和30所示，对图28的CZ拉晶设备的改变包括热屏护套 300的形状和热屏板360的额外安装。具有类似环的90°旋转梯形形状的热 屏蔽护套300包括优选地为垂直的内热屏护套壁310和外热屏护套壁330， 以及与内和外热屏护套壁310和330连接的热屏护套顶340和热屏护套底 320。此处，热屏护套顶340以相对于水平面的β角从内热屏护套壁310到 外热屏护套壁330向上倾斜，而热屏护套底320以相对于水平面的α角从内 热屏护套壁310到外热屏护套壁330向下倾斜，形成图示的梯形。
环形热屏护套300可以用吸热材料填充(未示出)，并且可以用碳铁素 体(carbon ferrite)形成。
另外，热屏护套300通过支撑部件350固定在热包202顶部。热屏板 360设置在热屏护套300的热屏护套顶340的和冷却套232之间，它环绕被 提拉的硅锭。
图29和30所示的CZ拉晶设备的结构可以允许硅锭的冷却速率增加。 出现在被拉硅锭内的空隙尺寸通常正比于硅锭-熔融硅界面上的起始空位 浓度的平方根，但却反比于硅锭冷却速率的平方根。如参照图11所述，一 旦在晶体生长过程中形成的硅锭中出现的空隙尺寸小于预定尺寸，虽然被 拉的晶锭包含空隙，但是该空隙可以通过根据本发明实施例的RTA工艺而 自DZ溶解。
于是，为了减少硅锭中空隙的尺寸(根据本发明实施例，这是所需要 的)，硅锭的冷却速率可以提高。随着硅锭冷却速率提高，硅锭中心的温度 梯度Gc可以增大。于是，如果V/G比率对于预定缺陷分布为常数，则硅锭 (V)的提拉速率应当增加。
根据本发明实施例，为了在其中心硅锭温度的基础上提高硅锭的冷却 速率至至少1.4°K/min或更高，以将硅锭从硅锭-熔融硅界面上的温度冷却 到硅锭的预定温度，内热屏护套壁310的长度a、外热屏护套壁330的长度 c、热屏护套顶340的角度β、热屏护套底320的角度α、硅锭228与内热屏 护套壁310之间的距离d、坩埚206与外热屏护套壁330之间的距离f、内 和外热屏护套壁310和330之间的距离e、内热屏护套壁310和熔融硅226 之间的距离b，以及热屏板360的位置中的至少一个可变。
在图29的CZ拉晶设备中，硅锭的提拉速率因被拉硅锭的高冷却速率 而可以在例如0.50至1.00mm/min的范围内增加，使得硅锭的产率可以增 加。此外，通过图28的CZ拉晶设备制造的完美晶片或半完美晶片的加工 极限可以为硅锭的生长而规定。
以上描述的本发明实施例可以制造非常适于在其中制造高密度和/或高 性能集成电路的晶片。然而，已经发现，在批量生产条件下，根据以上所 述的实施例制造的硅晶片可能在其器件区内具有不需要的大量滑移。器件 区中的滑移可通过快速热退火过程中其支撑脚和/或支撑环上的晶片的自重 导致的应力引发，或通过STI致密化导致的应力引发。这些滑移可以影响 由该晶片制造的集成电路器件的可靠性和/或产率。
此外，还发现，如上所述制造的硅晶片会在RTA加热室上形成不需要 的二氧化硅升华物。更具体地，原生氧化物或其它来自晶片的二氧化硅(SiO2) 可以在RTA工艺过程中蒸发，并沉积到石英RTA加热室上。RTA加热室上 的SiO2升华物可以降低RTA工艺的效率、可靠性和/或再现性，并且会使 RTA加热室的频繁清洗和/或更换成为必要。
本发明实施例起因于一种认识，即用于制造包括第一和第二峰、脊区 以及第一与第二峰之间的凹陷区的氧淀析浓度分布的RTA工艺可以在包括 氨(NH3)气和氩(Ar)气的气体混合物气氛中进行，而不是如上所述的氮(N2) 气和氩(Ar)气的气体混合物。与在此以前使用氮和氩气氛的诸如1220℃的 更高温度相反，通过将氨气用作空位注入气体，而不是氢气，RTA工艺可 以在更低的温度下发生，例如在约1100℃与约1200℃之间，或约1100℃与 约1150℃之间，或约1100℃与约1120℃之间，或约1120℃。通过使更低温 度的RTA工艺可用，滑移的量和/或二氧化硅升华物的量可以显著减少。相 应地，由该晶片制造的集成电路的产率和可靠性可以增加和/或制造晶片的 批量生产成本可以减少。
更具体地，根据本发明实施例，具有氧淀析浓度分布的硅晶片可以如 上所述那样制造，该分布包括第一和第二峰、晶片顶面与第一峰之间以及 晶片底面与第二峰之间的脊区、以及第一与第二峰之间的凹陷区。然而， 根据本发明实施例，晶片底面与第二峰之间的脊区可以在其中包括至少一 个滑移区，然而，在晶片顶面与第一峰之间的脊区在其中没有滑移位错。 更具体地，可以生产具有离晶片顶面约5μm或约40μm之间的厚度的无滑 移区，使得器件可以在其中以提高的产率、性能和/或可靠性制造。另外， 在晶片顶面和第一峰之间的脊区内可以形成多个浅槽隔离(STI)区，并且与 硅晶片内相同的STI区相比，具有减少的STI滑移，在该晶片中，氧淀析 远离STI区出现。优选地，STI区无STI滑移。
另外，本发明实施例允许RTA在约1100℃与约1200℃之间，或约1100 ℃与约1150℃之间，或约1100℃与1120℃之间，或约1120℃进行，以产生 如上所述的形核中心浓度分布。然而，因为可以使用更低的温度，所以滑 移可以如上所述那样减少，且二氧化硅升华物可以减少或消除。
具体地，本发明实施例在包括氩气和氨气的气氛中，在约1100℃与约 1200℃之间，或约1100℃与约1150℃之间，或约1100℃与1120℃之间，或 约1120℃，在具有顶面和底面的硅晶片上执行RTA工艺至少约5秒钟。在 一些实施例中，在进行RTA之前，将氧从氩气氛去除，以减少或防止氧与 氨气之间的反应。可以用传感器来监测气氛中存在低于预定氧浓度的氧。 另外，温度可以在例如约800℃的预定温度保持例如约10秒钟的时间，以 使氧气能去除。在执行RTA之后，还可以将氨气从气氛中去除。
根据本发明实施例的RTA工艺可以在低于某一温度时在RTA加热室内 在一系列硅晶片上顺序进行，该温度导致二氧化硅从该系列硅晶片到RTA 加热室上的升华。可以使用低于约1200℃、或低于约1150℃、或者1120℃ 或其以下的温度。于是，能减少并可以消除清洗和/或替换加热室的需要。 在一具体实施例中，当在高于约1200℃的温度进行使用氢气和氨气的RTA 时，发现RTA加热室每6个月后就需要清洁和/或更换。明显不同地，本发 明实施例在长达6个月或更久的时间里无需清洁或更换RTA加热室，此实 施例利用氨气和氩气在诸如低于1150℃的温度的较低温度执行RTA。
图37图示了根据本发明实施例的RTA的时间/温度曲线。应当理解的 是，如图37所示的RTA工艺可以制造图4所示晶片的相同的M-形分布， 但是允许减小滑动应力和/或降低二氧化硅升华。此外，如图37所述的本发 明实施例与以上参照图5所述的RTA工艺的实施例形成对照。
现在参照图37，在时刻(a)之前，将晶片装入诸如传统石英RTA炉的 RTA加热室或炉内持续一诸如约10秒的待用期I，该RTA加热室或炉的温 度设定为例如约800℃。此时，在RTA加热室中通入氩气流。另外，在此 时间段I内，在时刻(a)和(b)之间，氧的清除可以发生，以清除可能从晶片 向外扩散并且/或者在RTA气氛中出现的氧。通过将RTA温度在待用温度 维持诸如10秒的预定时间段I，和/或通过在RTA加热室内设置传感器，氧 的清除可以发生，该传感器能检测加热室内的氧浓度已经减少至低于预定 量，例如小于1ppma。
继续图37的描述，在氧清除期I的最后，RTA炉内的温度在时间间隔 II内以例如约50℃每秒的速率快速升高。在升温的同时，氨(NH3)流经加热 室。将要理解的是，氨气流的开始可以在升温开始之间、在时刻(b)之前、 在时刻(b)和(c)之间的升温过程中的任何阶段，或者一旦RTA温度已经在时 刻(c)之后达到时发生。如图37所示，NH3气流可以与时刻(b)时升温的开始 同步。
仍然继续图37的描述，RTA在时间点(c)和(d)之间的时间间隔III中维 持约5秒至约30秒。如图37所示，时间间隔III中的RTA优选地在约1100 ℃和约1200℃之间，或者在1100℃和1150℃之间。在其他实施例中，RTA 维持在约1100℃和约1120℃之间。在再一实施例中，RTA在1120℃进行。 这些RTA工艺与以上的在约1250℃进行RTA工艺的图5，以及诸如上述的 美国专利第6,204,152号和第5,994,761号中所述的其它传统RTA工艺形成 对照。
仍然参照图37，在时间间隔IV内，RTA炉内的温度例如以约10℃/sec 和约70℃/sec之间的速率，优选地以约33℃/sec的速率迅速减小(降温) 至待用期V的温度。优选地，氨气流维持至降温过程IV的最后，时刻(e)。 然而，氨气流可以在降温过程IV中或在RTA过程III中终止。在待用期V 中，氨气的清除优选地例如在时刻(e)开始发生。然而，氨的清除可以早一 点发生，或者根本不发生。优选地，一旦氨已经清除，则晶片可以在时刻(f) 从RTA炉取出。
根据本发明实施例还发现，图37的RTA曲线可用于制造相同的所需 的图4的M-形氧淀析浓度曲线，同时使滑移和/或氧升华能明显减少和/或 消除。
图37的工艺温度范围仅是说明性的。另外，在根据本发明实施例的 RTA中，环境气体的流速、环境气体的混合比、升温速率、退火温度、退 火时间和/或降温速率可以对获得如图4的分布曲线起作用，这将在以下描 述。
图38图示说明了根据本发明实施例的图37的快速热退火工艺的氧淀 析对于不同快速退火温度(图37的间隔III)的温度依赖性。在所有例子中， 采用10秒的间隔III的退火时间，以及间隔IV中33.3℃每秒的降温速率和 相等的氩气与氨气流量。图38图示了图4所示的第一和第二峰处的体积微 缺陷(Bulk Micro-Defect)(BMD)密度(即空位缺陷和间隙缺陷)(峰BMD)， 以及第一和第二峰之间凹陷体区内最低部分处的体积微缺陷密度(体区 BMD)。与每个BMD测量值相关的平方表示了图4的脊区的深度。BMD 缺陷用密度(cm-2)表示，且可以通过乘以104而转换成体积(cm-3)。
参照图38，可以看出，最右边的一对竖条显示了氩气和氮气气氛中1220 ℃温度下具有约23μm深度的DZ区、约1.4×106的峰BMD和约1.2×105 的体区BMD。如图38所示，相似的特征可以在约1120℃在氩气和氨气的 气氛中获得。因而，形似的BMD分布可以在1120℃获得，此温度比与氩 气和氮气气氛一起使用的温度低100℃。图38还说明，DZ的深度、体区 BMD和峰BMD作为温度的函数可以得以控制。在约1100℃和约1150℃之 间的范围可以控制DZ的深度，同时维持体区BMD和峰BMD相对恒定。 例如，在约1120℃和约1170℃之间，DZ的深度、峰BMD和体区BMD表 现为相对地不受温度的影响，而在约1100℃和约1120℃之间，DZ的深度 随着升高温度而降低，BMD峰浓度和BMD体区浓度随温度增加而增加。
图39图示说明了根据本发明实施例的氧淀析的退火时间依赖性。如图 39所示，在使用等流量氩气和氨气的1120℃退火温度下，BMD峰、BMD 体区或DZ深度均未显示出对10秒至30秒之间的退火时间的强烈依赖。因 而，为了提高生产量，可以优选10秒钟的退火时间。
图40图示说明了根据本发明实施例的氧淀析对氩气与氨气流速之比的 依赖性。如图所示，DZ深度、峰BMD和体区BMD在大比率范围内未显 示出对氩气与氨气之比高度依赖。
图41图示说明了氧淀析对图37的间隔IV的降温速率的依赖性。如图 所示，在从约10℃至约70℃每秒的宽速率范围内，显示出DZ深度、峰BMD 或体区BMD对降温速率的非常小的依赖性。因而，由于以下将要详细说明 的原因而可以使用33.3℃/sec。
图42图示说明了根据本发明实施例的作为原生硅锭和晶片中起始氧浓 度的函数的峰BMD和体区BMD。上部(实)线表示峰BMD密度，而下 部(虚)线表示体区BMD密度。如图所示，虽然在晶体生长中峰BMD显 得相对独立于起始氧浓度，但是体区BMD显得强烈依赖于起始氧浓度。因 而，起始氧浓度可用于控制峰对体区BMD的比率，该比率从与约13ppma 的起始氧浓度时的约5一样小到约9ppma时的约10。具体地，可以将起始 氧浓度选定为例如约9ppma，以提供峰BMD和体区BMD之间的至少一个 数量级(约10倍)的差。
总之，图38-42表明，使用包括氨气和氩气的气氛，可以在小于1200 ℃、小于1150℃、在1100℃和1120℃之间、以及/或者在约1120℃的温度 获得图4的M-形氧淀析浓度分布，此分布与可以在氩气和氮气中在高于约 1200℃的温度，例如1220℃下获得的氧淀析浓度分布是对等的。现在将说 明滑移的产生和SiO2的升华是如何通过利用本发明的实施例，包括上述温 度范围而减少并且优选地被消除的。
在描述根据本发明实施例的滑移产生的减少之前，将提供对滑移起源 的讨论。如本领域技术人员所熟知的那样，在RTA过程中，晶片在RTA炉 内可以用三个支撑腿或一个棱环支撑。通过将晶片仅部分支撑在支撑腿或 棱边上，晶片的自重将在晶片中导致应力，该应力自身可以导致滑移。滑 移通常起源于晶片的被支撑腿或环支撑的底面，并向上延伸至形成器件的 晶片顶面。为了减小并优选地消除滑移对有源器件的影响，需要在第一峰 和第一(顶部)表面之间的DZ区内提供无滑移区。换句话说，需要提供自 晶片顶面约40μm深的无滑移区。于是，自底面的滑移将不进入器件区。不 幸地，利用传统RTA工艺难以制备40μm的无滑移区。
图43图示说明了晶片底面上相对于使用氩气和氨气气氛的本发明的 RTA实施例的温度的滑移长度。图43中，滑移长度在上左角所示的晶片上 的三个点处测量。这些位置对应于RTA炉内晶片支撑腿的位置。第一支撑 腿1毗邻RTA炉的气体入口，而其它的位置2和3远离该气体入口。图43 的右侧还显示了氩气和氮气气氛下的滑移长度测量值。
参照图43，在1220℃下，在氩气和氮气气氛中，可以在晶片的位置1 上产生3.5mm的滑移长度，这是不可接受的。形成明显对照的是，在1120 ℃的低温度下，使用根据本发明实施例的氩气和氨气气氛可以制得小于 1.5mm的滑移长度。晶片底面上的小于1.5mm的滑移长度可以在晶片顶部 产生40μm深的无滑移区。因而，可以制得晶片的无滑移有源区。
图44图示了根据本发明实施例的相对于氩气对氨气比率的滑移长度。 如图所示，可以在较宽的气体比率范围内制备小于1.5mm的可接受的滑移。
图45图示了根据本发明实施例的作为降温速率的函数的滑移长度。如 同可以看出的那样，降温速率可以影响滑移长度。为了提供小于约1.5mm 的滑移长度，应当维持至少约30℃每秒的降温速率。
图46A和46B是晶片底面的X射线形貌(XRT)照片，它们示出了滑移， 并且分别对应于氩气和氮气气氛中1250℃下持续10秒的RTA，以及氩气和 氨气气氛中1120℃下持续10秒的RTA。如图46A所示，在晶片的第一位 置可以看到明显的滑移，该位置对应于图43-45的位置#1并显示在图46A 的顶部。相反地，在图46B内，在晶片上的三个支撑腿位置上缺陷仅为支 撑腿印记自身。因而，可以制得具有无滑移有源区的晶片。
根据本发明实施例的滑移减少的另一方面现在将得以说明。具体地， 通过在DZ下方，向M形氧淀析浓度分布提供足够高的氧淀析密度，浅槽 隔离(Shallow Trench Isolation)(STI)中的滑移也可以被减少，并且优选地可以 被消除。如本领域技术人员所熟知的那样，STI可用于将诸如晶体管的器件 与集成电路基板有源区内的其它器件隔开。如本领域技术人员所熟知的那 样，在STI中，沟槽在半导体衬底的面上形成，然后用诸如未掺杂的硅酸 盐玻璃(USG)的绝缘材料和/或高密度等离子体(HDP)填充。沟槽还可以用不 同的绝缘体，如氮化硅衬垫。由于硅晶片和沟槽内绝缘材料之间的热膨胀 差异，压和/或张应力会在沟槽和衬垫之间的界面上产生。
沟槽绝缘区内的应力大小可以是沟槽长径比和/或其它工艺条件的函 数。例如，表6说明了三个晶片D21、D19和D17的沟槽内应力的分布， 其中，长径比从晶片D21到晶片D19至D17增加。如表6所示，晶片D21 中应力最高，晶片D17中应力最小。
表6

图47针对表6的晶片图示说明了间隙填充膜致密化后沟槽内的应力。 图47中，线的长度与应力的大小成比例。
在不希望被任何操作理论束缚的情况下，理论上STI器件内的滑移可 以利用根据本发明实施例的氧淀析浓度分布减少，这是因为会发生氧的钉 扎现象。具体地，除了能在邻近有源区的晶片体区内提供非常高的氧淀析 浓度外，根据本发明实施例的氧淀析浓度分布可以提供无氧淀析的器件有 源区。此外，氧淀析之间的间隔可以非常小。理论上，这些特征可以在体 区内产生高的线张力，该线张力进而导致沟槽内位错的移动，于是位错被 移离器件有源区并被钉扎在氧淀析上。
图48A是场效应晶体管器件的横截面视图，该晶体管可以在根据本发 明实施例的硅晶片内制造，且在800℃退火4小时，并在1000℃持续16小 时，以使氧淀析形成。如图所示，除了在对应于M形分布的第一峰的邻近 器件的体区内发现高浓度的氧淀析外，对应于顶部DZ的器件有源区一般无 氧淀析。图48B图示了根据本发明实施例的图48A的晶片内的M形氧淀析 分布。
图49示意性示出了根据本发明实施例的STI器件内作为沟槽位错钉扎 结果的滑移的潜在移动。在不希望被任何操作理论束缚的情况下，图49中， FA是工艺诱导应力，它可以例如在沟槽内的间隙填充材料致密化后产生。 FA可以在沟槽的角落处最大，如图47A-47C的拟合结果所示。此外，在图 49中，Fint是沟槽位错和氧淀析之间的互作用力，且可以由下式给出：
$E_{\mathrm{int}}=\frac{1}{2}{\int \sigma }_D·{ϵ}_{O/P}\mathrm{dv}+\frac{1}{2}\int {\sigma }_{O/P}·{ϵ}_D\mathrm{dv},$ $\frac{{\partial E}_{\mathrm{int}}}{\partial x}=F_{\mathrm{int}},$
其中数量在图49中示出，其中εO和εD表示应变，且其中v表示体积。如 图49所示，位错移动可以由下式得出：
$F_{\mathrm{LT}}=\frac{{\mathrm{Gb}}^2}{2R},$ $F_{\mathrm{LT}\max }=\frac{\mathrm{Gb}}{L},$
其中FLT是线张力矢量，并且是材料常数G、布拉格矢量b和位错中心之间 长度L的函数。于是，当氧淀析之间的距离减少时，线张力FLT的大小增加。 这能导致FA≤FLT+Fint的位错钉扎条件下位错的移动，于是在平衡条件下， $F_{\mathrm{LT}\max }=\frac{\mathrm{Gb}}{L}.$ 因而，当L减小时，FLTmax增加。总之，在不希望被任何操作 理论束缚的情况下，明确的是，较小氧淀析的高密度导致L减小，FLT增加， 于是，FA≤FLT+Fint，从而导致位错钉扎。
可能难于直接观察到位错的钉扎。然而，位错钉扎可以通过比较例如 具有STI结构的128MB动态随机存取存储器(DRAM)的器件而确定，该器 件被制造得具有图4的分布。图50图示了两种晶片的相对于刷新时间的故 障位元的数目，一种晶片具有根据本发明实施例的M形氧淀析浓度分布(图 50的下部曲线)，一种晶片具有恒定的氧淀析浓度分布(图50的上部曲线)。 如图50所示，对于给定的刷新时间，与具有恒定氧淀析浓度分布(图50 的上部曲线)的晶片相比，使用具有根据本发明实施例的M形氧淀析分布 的晶片(图50的下部曲线)，故障位元的数目更少。在不希望被任何操作 理论束缚的情况下，理论上，根据本发明实施例的M形分布在有源器件区 内提供了位错钉扎。如本领域技术人员所熟知的那样，有源器件区内的位 错可以捕获其中的电子，该电子减少了器件的刷新时间，并且/或者在给定 的刷新时间导致更多位元故障。于是，图50明显提供了利用根据本发明实 施例的M形氧淀析浓度分布而形成位错钉扎的证据。
如上所述，根据本发明实施例制造的硅晶片可以减少并优选地消除 RTA加热室上的SiO2升华。图51是包括石英加热室512和RTA加热源阵 列514的传统RTA系统510的横截面视图。晶片516示于加热室512内， 并由支撑腿518支撑。晶片通常在其上包括天然氧化层520。
可以发现，当在高于约1200℃的温度进行RTA时，存在的天然氧化物 和/或其它二氧化硅可以从晶片上蒸发，并沉积到石英加热室512上。这种 现象被称作“SiO2升华”。当SiO2沉积到加热室壁上时，它会降低加热室的 效率和/或工艺的可靠性，这会降低晶片的产量和/或性能。
形成鲜明对照的是，根据本发明实施例，当RTA退火在低于约1200 ℃时、在低于约1150℃时、在约1100℃和约1120℃之间时，或在约1120 ℃时，很少或无SiO2升华发生。事实上，发现，晶片可以在无需清洁或更 换加热室512的情况下在RTA系统512内进行长达6个月或更久。
图52是根据本发明实施例的改进的CZ拉晶设备的示意图，图53示出 了图52的CZ拉晶设备的改进部件的细节。图52和53中，图28-30中使 用的相似附图标记表示相似的元件，以下仅说明与图28-30的CZ拉晶设备 的区别。
如图52和53所示，热屏护套底包括邻近内热屏护套壁310的第一部 分320a，该部分从内热屏护套壁310朝外热屏护套壁330向下倾斜。第二 部分320b也包括在外热屏护套壁330附近，该部分从外热屏护套壁330朝 内热屏护套壁320例如以图53所示的γ角向下倾斜。在不同角度上，热屏护 套底的第二部分320b可以被考虑为一切口，该切口在热屏护套内，在外热 屏护套壁330和热屏护套底320之间的交叉点上。
根据本发明实施例的图52和53的CZ拉晶设备可以提供一个或多个以 下优点。首先，硅锭表面228与内热屏护套壁310之间的距离d可以减小， 以允许硅锭内更均匀的热分布。此外，切口320b区域的氩气速度可以降低， 这可以增加硅锭228表面的温度均匀性。最后，该切口可以减小氩气中的 湍流。一个或多个这些和/或其它因素的结果是，可以获得提高的硅锭质量。
在附图和说明书中，已经公开了本发明的典型优选实施例，虽然采用 了具体的术语，但是它们仅在一般的和叙述性的意义上得以使用，并不用 于限制的目的，本发明的范围在所附权利要求中得以阐明。
本申请是申请日为2002年3月7日、申请号为02106772.4、发明名称 为“快速热退火、由其制造的硅晶片以及直拉法拉晶设备”的专利申请的 分案申请。