通常利用所谓直拉(Czochralski，“Cz”)法制备单晶硅，单晶硅是 用于制造半导体电子元件的大多数工艺中的原材料。在此方法中，将多晶 体硅(“多晶硅”)装入坩埚中并将其熔化，使籽晶与熔化的硅相接触， 并通过缓慢抽出使单晶体生长。在一颈部形成之后，例如通过减小拉晶速 度和/或熔体温度来扩大晶体的直径，直到达到预期或目标直径。然后通过 控制拉晶速度和熔体温度来生长具有基本等(恒定)直径的晶体圆柱形主 体，同时补偿下降的熔体液面。在生长过程快结束时但在坩埚清空熔化的 硅之前，必须逐渐减小晶体直径以形成一端部锥体。通常，该端部锥体是 通过增大拉晶速度和供给坩埚的热量而形成的。当直径变得足够小时，则 晶体与该熔体分离。
现在认识到，随着晶锭从凝固温度冷却，在生长室中会形成大量位于 单晶硅中的缺陷。更具体地，随着晶锭的冷却，本征点缺陷例如晶格空位 或硅自间隙(自填隙，self-interstitials)仍可溶于硅晶格中，直到到达某 个阈值温度，在该阈值温度之下本征点缺陷的一定浓度会变成临界过饱和。 在冷却到低于此阈值温度时，会发生反应或附聚现象，从而形成附聚的本 征点缺陷。
如其它地方所报道的(参见例如US专利Nos.5919302；6254672； 6287380；6328795；和6312516)，当晶锭从凝固温度(即，大约1410℃) 冷却到大于大约1300℃(即，大约1325℃，1350℃或更大)时，硅中的这 些点缺陷的类型和初始浓度被确定；即，这些缺陷的类型和初始浓度由比 率v/G0控制，其中v是生长速度，G0是在此温度范围内的晶体中的平均 轴向温度梯度。具体地，参照图1，增加v/G0的值，在v/G0的一临界值 附近会发生从渐减的自间隙为主的生长到渐增的空位为主的生长的转变， 根据当前可用的信息该临界值大约为2.1×10-5cm2/sK，其中G0是在轴向 温度梯度在上文限定的温度范围内恒定的条件下确定的。因此，可控制工 艺条件例如生长速度(其影响v)以及热区配置(其影响G0)，以确定单 晶硅中的本征点缺陷主要为空位(v/G0通常大于临界值)还是自间隙(v/G0 通常小于临界值)。
附聚缺陷的形成通常有两个步骤：首先，发生缺陷“成核”，这是本 征点缺陷在一定温度下过饱和的结果。一旦达到“成核阈值”温度，本征 点缺陷就附聚。只要其中存在本征点缺陷的晶锭的部分的温度保持高于第 二阈值温度(即，“扩散率阈值”)，该本征点缺陷将继续扩散穿过硅晶 格，低于该第二阈值温度时在商业上可行的时间段内本征点缺陷不再移动。 当晶锭保持高于此温度时，空位或间隙本征点缺陷穿过晶格扩散到其中分 别已存在附聚的空位缺陷或间隙缺陷的位置，这使得一定的附聚缺陷在尺 寸上生长。生长是由于这些附聚缺陷位置实际作为“汇点(sinks)”而发 生的，同时由于附聚作用的更有利的能态而吸引和收集本征点缺陷。
因此，附聚缺陷的形成和大小取决于生长条件，该生长条件包括v/G0 (其影响点缺陷的初始浓度)，以及晶锭的主体在以“成核阈值”为上限 和“扩散率阈值”(其影响这些缺陷的大小和密度)为下限的温度范围内 的冷却速度或停留时间。如先前所报道的(见例如上文引用的美国专利)， 对冷却速度或停留时间的控制使得可在更大的v/G0的值的范围内抑制附 聚本征点缺陷的形成；即，控制冷却(controlled cooling)使得可以使用 合格的v/G0值的一大得多的“窗口”，同时还可生长基本上没有缺陷的硅。
但是，对于本征点缺陷的类型和初始浓度，认为在凝固时，拉晶速率 (从而基本上v)在特定轴向位置处沿半径基本恒定；即，在晶锭的各轴 向位置处v基本沿径向恒定。还认为，通常，由于晶锭的外表面或侧表面 处的热损失，本征点缺陷的浓度以及还可能类型沿半径不是恒定的，这从 而导致G0沿半径从晶锭的中心向外增加。通常，这是由于在热区设计上的 局限(即，不能充分限制在晶体表面的热损失)。随着G0的实际值的增大， 这种对G0(r)的不可控性变得更加明显。结果，提高基本上没有缺陷的 硅的产量变得更加困难(增大v通常需要增加G0，以便保持点缺陷的预期 的类型和初始浓度)。

因此，简言之，本发明针对一种用于根据直拉法拉制单晶硅晶锭的方 法，其中使籽晶与坩埚中容纳的硅熔体相接触，该坩埚与该籽晶同轴，然 后从该坩锅中拉出该籽晶以形成一紧邻该籽晶的颈部，一紧邻该颈部的籽 晶锥体，以及一紧邻该籽晶锥体的等直径部分，所述等直径部分的标称直 径至少为150mm，该等直径部分具有(i)长度L，该长度是从籽晶锥体 到该等直径部分的过渡点沿该晶锭的轴线测得的，(ii)沿该轴线分别与该 过渡点相距距离D(1→n)的第一组位置P(1→n)，该距离D(1→n)确定为L的一 部分(零点几L)，以及(iii)沿该轴线分别与该过渡点相距距离DD(1→n) 的第二组位置PP(1→n)，该距离DD(1→n)确定为L的一部分，其中第二组 位置及其各自的距离可与第一组的相同或不同。该方法包括(a)使该籽晶 和坩埚沿相反方向旋转；(b)随着该晶锭的等直径部分的轴向长度的增加 而减小平均坩埚转速CR，其中在位置P1处的平均坩埚转速大于在位置P2 处的平均坩埚转速，其中D2≥(D1+0.1L)；以及(c)通过坩埚转速调 制CRM控制等直径部分中的平均轴向氧含量基本恒定。
本发明还针对一种根据直拉法拉制单晶硅晶锭的方法，其中使籽晶与 坩埚中容纳的硅熔体相接触，该坩埚与该籽晶同轴，然后从该坩锅中拉出 该籽晶以形成一紧邻该籽晶的颈部，一紧邻该颈部的籽晶锥体，以及一紧 邻该籽晶锥体的等直径部分，所述等直径部分的从该轴线延伸到其侧面的 标称半径至少为75mm。该方法包括：(a)使籽晶和坩埚沿相反方向旋转； (b)在等直径部分生长期间，使坩埚以一个平均坩埚转速(CR)旋转， 该转速足以获得在该轴线附近具有一高度Za且在该半径的大约中点具有 一高度ZR/2的熔体-固体界面，该高度Za从该熔体表面测量为至少大约 5mm，该高度ZR/2是该界面在该熔体表面之上的高度，其至少为Za的大 约120％；以及(c)通过坩埚转速调制CRM控制等直径部分中的平均轴 向氧含量基本恒定。
本发明还涉及一种根据直拉法拉制单晶硅晶锭的方法，其中使籽晶与 坩埚中容纳的硅熔体相接触，该坩埚与该籽晶同轴，然后从该坩锅中抽出 该籽晶以形成一紧邻该籽晶的颈部，一紧邻该颈部的籽晶锥体，以及一紧 邻该籽晶锥体的等直径部分，所述等直径部分的标称直径至少为150mm。 该方法包括：(a)使籽晶和坩埚沿相反方向旋转；(b)控制该晶锭的等 直径部分的至少一个区段(segment)的比率v/G0，其中v是生长速度，G0 是从凝固温度到不小于大约1300℃的温度范围内的平均轴向温度梯度，对 所述比率的控制包括随着所述区段的生长而减小平均坩埚转速(CR)；(c) 通过坩埚转速调制(CRM)控制该区段中的平均轴向氧含量基本恒定；以 及(d)控制所述区段从凝固温度到大约1050℃或更低温度的冷却速度， 其中所述区段包括一个轴向对称区域，该区域基本没有(i)附聚空位缺陷 或(ii)A类附聚间隙缺陷。
在前述方法的一个具体实施例中，控制v/G0以使得在该区段内形成一 基本没有附聚本征点缺陷的轴向对称区域，其中的主要本征点缺陷是硅自 间隙或硅晶格空位。
应进一步指出，在本方法的任何一个前述实施例中，可任选地利用坩 埚转速调制(CRM)来获得基本恒定的氧浓度，所述氧浓度基本落在通常 可通过直拉型生长工艺获得的范围内。
本发明的其它特征部分将是显而易见的，部分将在下文中指出。
附图说明
图1示出自间隙〔I〕以及空位〔V〕的初始浓度随比率v/G0的值的增 加而变化的示例，其中v是生长速度，G0是晶体中的平均轴向温度梯度(图 中的由“SS”指示的虚线表示临界过饱和的浓度阈值)。
图2示出根据本发明的方法制备的晶锭和根据其中CR随主体长度而 增加的已知方法制备的晶锭的随半径而变化的熔体-固体界面形状。
图3示出根据本发明的方法制备的晶锭和根据其中CR随主体长度而 增加的已知方法制备的晶锭的随半径而变化的轴向温度梯度G0。
图4A和4B是本文所述的晶体生长方法的示意性剖视图，其详细示出 晶体区段(Cs)、硅熔体(M)、熔体-固体界面(I)以及其中容纳熔体 的坩埚(Cu)，这两个附图用于大致说明本发明的理论(4A示出其中在 熔体的中心有较少的向下流动的一般方法，4B示出其中在熔体的中心有较 多向下流动的利用CR控制的方法)。
图5示出比率v/G0随半径变化的情况，该附图用于说明与其中CR随 主体长度而增加的已知方法相比，本发明的方法如何减小其变化。
图6A和6B示出两个晶锭的区段的轴向切面的图像的影印件，这两个 晶锭根据本文的示例中的大致说明进行制备，然后进行热退火以增加氧沉 淀、进行铜装饰(copper decoration)以及半衰期扫描(lifetime mapping) 以显露其中的界面形状，对此在示例中有进一步的说明。
图7是晶体生长方法的示意性剖视图，其详细示出等直径晶体区段 (Cs)、硅熔体(M)、熔体-固体界面(I)、熔体界面(Ms)、其中容 纳熔体的坩埚(Cu)，以及贯穿其中的中心轴线(A)，该附图用于进一 步示出在本发明的生长方法中获得的熔体-固体界面形状。
图8示出在一种已知生长方法中的坩埚转速以及对该坩埚转速的调 制，这在示例中有进一步说明。
图9示出在根据本发明的方法的一个实施例中的坩埚转速以及对坩埚 转速的调制，这在示例中有进一步说明。
图10A、10B和10C示出如示例中所述进行制备、然后进行铜装饰和 缺陷轮廓蚀刻的晶锭的区段的轴向切面的图像的影印件。
图11示出利用本发明的方法的一个实施例可以得到的单晶硅晶锭中 的氧浓度分布图。
图12示出对于本发明的一个实施例，随着晶锭的等直径部分的轴向长 度而变化的CRM幅度的分布图。

总的来说，根据本发明，分别如图2和3所示，已发现可以控制平均 坩埚转速(CR)来改变熔体-固体界面的形状和晶体中的平均轴向温度梯 度G0，该平均轴向温度梯度在从凝固温度到高于大约1300℃(例如，1325 ℃、1350℃或更高)的温度的范围内进行限定。具体地，本发明的方法利 用CR来增加生长晶体的中心轴线附近的平均轴向温度梯度同时对生长晶 体的侧面附近的梯度基本没有影响，甚至G0的值会大大高于传统方法的 值，结果，可有效地使v/G0沿半径更加均匀。
不局限于任何特定的理论，并参照图4A和4B(其仅用于图解说明)， 通常认为坩埚旋转可改变在单晶硅晶锭生长期间的熔体流动，以使熔体在 晶锭的中心轴线附近有更少湍流，从而使熔体有更多的向下流动或更少的 向上流动。这样的作用是在中心轴线附近使更多热量从熔体散布到晶体中， 从而增加生长晶锭在中心轴线附近的梯度。
已经很好地认识到，增加G0是所希望的，因为这样进而使得主要由拉 晶速度控制的v增加，同时仍获得相同的v/G0比率，从而增加相同类型和 品质的单晶硅的产量。用于控制或改变尤其位于或接近中心轴线处的G0 的本方法与利用热区设计来增加G0的其它方法是不同的。具体地，这些传 统方法通常导致G0在基本上晶锭的整个半径上增加，尤其是在径向边缘 处，而本方法在中心轴线附近获得更高的G0，而在径向边缘处即使G0有 任何变化也很小。此外，本方法与传统的直拉型方法是不同的，在该直拉 型方法中，平均坩埚转速恒定或者随晶体的等直径部分的长度而增加，以 便获得轴向均匀的氧浓度(见例如美国专利Nos.5593498；5766341； 5215620；4040895；4436577和5178720)，而本发明则在晶体的等直径部 分的轴向长度的一部分上，以及在某些实施例中基本全部的轴向长度上采 用减小的CR。
本方法利用坩埚转速调制(CRM)来补偿等直径部分中的氧浓度控制 或均匀性的减小。总的来说，已观察到，至少在一些实施例中，增加CRM 的幅度和/或周期可获得与现有的Cz方法相当的氧浓度；实际上，本发明 的方法基本上可获得与Cz型生长方法相同的任何氧浓度(即，每ASTM F-121-83大约10PPMA到大约18PPMA的范围内的浓度，包括例如大约 10PPMA、大约12PPMA、大约14PPMA、大约16PPMA或甚至大约 18PPMA的浓度)。
在本发明的一个尤其优选的实施例中，可以利用对平均坩埚转速的控 制连同拉晶速度和现有技术中已知的其它参数一起来控制比率v/G0，任选 地结合冷却速度(在下文有进一步说明)，以便限制并且更优选地防止在 单晶硅晶锭的等直径部分的一个区段或全部内形成附聚的本征点缺陷。如 文中进一步说明和示出的(见例如图5)，以这种方式生长基本无缺陷的 单晶硅是有利的，因为这可使v/G0(r)更均匀。这些条件被认为有利于 最大限度地增大产量，至少部分因为这些条件确保晶锭的等直径部分的各 个区段均匀地生长(即，暴露在基本相同的热条件和冷却速度下)。另外， 因为比率v/G0由G0而不是v控制，并更具体地由影响G0的一个或更多 参数控制，所以可将生长速度设定在能够使产量最大的最高速度。
I.界面形状
参照图4A和4B以及图6A和6B，应指出，根据本发明的方法，在单 晶硅晶锭的等直径部分或主体的生长期间对平均坩埚转速的控制，会得到 “M形”或“鸥翼形”熔体-固体界面。具体参照图7，在一些实施例中该 界面在中心轴线处或其附近的高度为Za，其在熔体液面之上至少大约 5mm、10mm、15mm或更高(即，在中心轴线处或其附近沿中心轴线测 量的坩埚中的熔体液面与熔体-固体界面之间的距离)。此外，从中心轴线 向外径向移动，界面在半径的大约中点或一半处的高度为ZR/2，其至少大 约为高度Za的120％，并且在一些实施例中可以是大约125％、130％、 135％、140％、145％、150％或更大。
这种界面是在晶锭主体的大约10％、20％、30％、40％、50％、60％、 70％、80％、90％或更多已经形成之后对平均转速进行控制而形成的。换 句话说，这种界面可在熔体的大约10％、20％、30％、40％、50％、60％、 70％、80％、90％已经消耗或凝固之后出现。
II.方法参数
A.坩埚转速(CR)
根据本发明的方法，一旦完成对硅熔体的制备并使籽晶与该熔体相接 触，就使用现有技术中已知的和/或本文进一步说明的装置，在从坩埚中拉 出籽晶以生长晶锭的等直径部分时，控制并尤其减小平均坩埚转速(坩埚 的旋转方向通常与同轴的籽晶的旋转方向相反)，以便与其中不利用坩埚 转速来控制G0(例如，其中坩埚转速保持基本恒定或随着该等直径部分的 长度而增加，以便控制氧含量)的标准(普通)或传统方法相比，控制位 于或接近该生长的等直径部分的中心轴线处的G0，尤其是增加G0，同时 使位于或接近该等直径部分的边缘或侧面处的G0基本保持不变，如图3 和9所示(还可参见美国专利Nos.5593498；5766341；5215620；4040895； 4436577和5178720，其中CR恒定或随轴向长度而增加)。此外，本方法 利用坩埚转速调制(CRM)来确保在晶锭的等直径部分中的氧含量沿其轴 向长度基本均匀或恒定(见例如图11)。
在这一方面应指出，这里所使用的“平均”坩埚转速是指在给定轴向 位置处在一个调制周期内基本平均地位于瞬时坩锅转速的最大值和最小值 之间的转速值；即，该平均值是坩埚转速最大值和最小值中间的值，作为 调制周期的一部分，该最大值和最小值即刻相互超前或滞后。此外，当使 用坩埚转速调制时，瞬时坩埚转速和平均坩埚转速基本相同。
在本发明的方法中，通过在晶锭的等直径部分的至少一部分生长出时 (例如，为等直径部分的总轴向长度的至少大约50％、60％、70％、80％、 90％、95％或甚至大约100％)减小平均坩埚转速(CR)，来制备标称直 径为大约150mm、200mm、300mm或更大的单晶硅晶锭。例如，根据本 发明方法的一个实施例，晶锭的等直径部分具有(i)长度L，该长度是沿 该晶锭的轴线从籽晶锥体到等直径部分的过渡点测量出的，(ii)沿该轴线 与该过渡点分别相距距离D(1→n)的第一组位置P(1→n)，这些距离D(1→n) 确定为L的一部分，以及(iii)沿该轴线与该过渡点分别相距距离 DD(1→n)的第二组位置PP(1→n)，这些距离DD(1→n)确定为L的一部分，其 中第二组位置及其各自的距离可与第一组的相同或不同。该方法部分地包 括随着晶锭的等直径部分的轴向长度的增加而减小平均坩埚转速(CR)， 其中在位置P1处的平均坩埚转速大于在位置P2处的平均坩埚转速，其中 D2≥(D1+0.1L)。
在这一方面，应指出，位置P1和PP1可独立地位于该过渡点，在该过 渡点晶锭的等直径部分开始生长(即，在0L处)，或者可位于沿该晶锭 的等直径部分的轴向长度的任何位置处(例如，在大约0.1L、0.2L、0.3L、 0.4L、0.5L、0.6L、0.7L、0.8L或0.9L处)。因此，在一些实施例中，D2 可以是大约0.9L、0.8L、0.7L、0.6L、0.5L、0.4L、0.3L、0.2L或更小， 同时D1相应地比D2小至少0.1L。例如：
-当D2是大约0.9L时，D1可以是大约0.8L或更小(例如，大约0.7L、 0.6L、0.5L、0.4L、0.3L、0.2L、0.1L或更小)；
-当D2是大约0.8L时，D1可以是大约0.7L或更小(例如，大约0.6L、 0.5L、0.4L、0.3L、0.2L、0.1L或更小)；
-当D2是大约0.6L时，D1可以是大约0.5L或更小(例如，大约0.4L、 0.3L、0.2L、0.1L或更小)；
-当D2是大约0.4L时，D1可以是大约0.3L或更小(例如，大约0.2L、 0.1L或更小)；
-当D2是大约0.2L时，D1可以是大约0.1L或更小。
在一些实施例中，在等直径部分开始生长时坩埚转速并没有开始减小。 相反，在一些实施例中，在与籽晶锥体相邻的等直径部分的大约最初的 5％(0.05L)、10％(0.1L)或甚至15％(0.15L)或20％(0.2L)生长 期间，坩埚转速可增加或保持恒定。另外，坩埚的转速并不是在所有实施 例中都一直减小直到端部锥体开始生长，或者更普遍地直到等直径部分结 束生长。相反，在一些情况下，在与该籽晶锥体相对的端部相邻的等直径 部分的大约最后的5％(0.05L)、10％(0.1L)或甚至15％(0.15L)或 20％(0.2L)生长期间，该转速可增加或者保持恒定。
在一些实施例中，CR可在晶体的指定部分或位置(例如在位置P1和 P2)之间基本成线性地减小，而在其它实施例中，CR可以一种基本非线 性的方式减小。不管转速减小的方式如何，在其中转速降低的给定区域内 (例如，在其中CR恒定或增加的最初和最后的区域之间，或者在位置P1 和P2之间)，CR可例如减小至少大约10％、20％、30％、40％、50％、 60％、70％、80％或甚至90％；即，P2处的坩埚转速的平均值比P1处的 坩埚转速的平均值小大约10％、20％、30％、40％、50％、60％、70％、 80％或甚至90％。在一个示例性实施例中(大致参照图9)，当晶锭的等 直径部分生长时，例如(i)当P1为大约0.1L而P2为大约0.4L时，CR减 小大约10％、15％或甚至20％；(ii)当P1为大约0.4L而P2为大约0.7L 时，CR减小大约10％、15％或甚至20％；以及(iii)当P1为大约0.7L 而P2为大约0.9L时，CR减小大约5％、10％或甚至15％。
应指出，坩埚转速的精确值可例如根据坩埚的尺寸、晶锭直径、热区 设计等(即，那些对熔体和/或晶体的热梯度有影响的参数)而改变。因此， CR通常可落在直拉型生长方法所采用的转速范围内。但是，通常，在该 主体或与该主体有关的部分生长期间，CR可在从大约1rpm到大约 20rpm、从大约5rpm到大约15rpm或从大约7rpm到大约12rpm的范围 内。更具体地，对于一些实施例，在该主体的大约最初的5％(0.05L)、 10％(0.1L)、20％(0.2L)、30％(0.3L)、40％(0.4L)、50％(0.5L) 或更大生长期间，CR可在从大约10rpm到15rpm的范围内；换句话说， 在从大约最初的5％到50％、大约10％到40％或大约最初的15％到大约 30％生长期间，CR可在从大约10到15rpm的范围内。此外，在相同的或 其它的实施例中，在该主体的基本上剩余部分(例如，大约最后的95％、 90％、80％、70％、60％、50％或更少)的生长期间，CR可在从大约5rpm 到大约10rpm，或从大约6rpm到大约8rpm的范围内。在一个优选实施 例中，当P1是在约0.1L和0.4L之间的轴向位置(即D1在大约0.1L和0.4L 之间)时，CR的值可在大约10rpm到大约15rpm、或11到13rpm的范 围内。此外，当P2是在约0.6L和0.9L之间的轴向位置(即D2在大约0.6L 和0.9L之间)时，CR的值可在大约5rpm到大约10rpm、或6到8rpm 的范围内。
B.坩埚转速调制(CRM)
如前文所述，可通过使用坩埚转速调制(CRM)来抵消或补偿由于利 用平均坩埚转速来改变G0(r)(即随着晶锭的等直径部分的半径而变化 的平均轴向温度梯度)而导致的控制氧含量的能力的任何降低；即，已经 发现，尽管CR可能对所生长的单晶硅的类型和品质有很大影响，但CRM 通常不会造成影响，因此可通过调制坩埚转速来控制等直径部分或其相关 片段的平均氧含量。这样，可在没有例如施加的磁场(见例如美国专利Nos. 5178720和6458204)的情况下控制晶锭的等直径部分或其片段的平均氧含 量。
例如，参照图11，可根据本发明控制晶锭或其相关区段的平均氧含量， 使其基本落在通过直拉型生长方法可获得的范围内的任何位置；即，平均 氧含量可大约为10PPMA、12PPMA、14PPMA、16PPMA或甚至大约 18PPMA(每ASTM F-121-83)。此外，可使用CRM控制该氧含量，以 使其基本沿轴向恒定；即，可利用CRM控制平均氧含量，以便该氧含量 随晶锭的等直径部分或其相关区段的轴向长度的变化小于大约10％、5％、 4％、3％、2％、1％或更小。
再次参照图9，尽管对坩埚转速的调制基本可在主体生长期间的任何 时刻启动，但是，通常不在等直径部分开始生长时启动，因为在所有其它 参数相同的情况下，氧含量在此时将最高。因此，至少在一些实施例中， 直到等直径部分的大约最初的5％(0.05L)、10％(0.1L)、15％(0.15L)、 20％(0.2L)或更多已生长之后才启动CRM。
在这一方面，应指出，不局限于任何特定的理论，通常认为由调制曲 线所引起的坩埚的加速度和速度的快速改变会使在坩埚壁附近的硅熔体中 的氧扩散边界层的厚度减小。这样通过在硅的熔体-固体界面处进行偏析， 可使硅熔体富含氧，并增加晶锭的生长的等直径部分中的氧浓度。因此， 在否则该等直径部分中的氧含量会较低的拉晶时段内，将调制曲线添加到 速度信号上。因为在等直径部分的初始区段中氧含量最高——这被认为至 少部分地是由于熔体和坩埚表面之间的高度接触——所以认为不需要增加 氧浓度，从而通常不将调制曲线添加到速度信号上。但是，在等直径部分 的最初区段生长之后，氧浓度由于熔体液位的降低而开始降低，因此缓慢 地逐步引入该调制曲线以增加氧浓度，并大大减小轴向氧梯度。
在这一方面，应指出，可使用现有技术中已知的装置(见例如美国专 利Nos.5766341和5593498)实现CR控制和调制。
至少在一些实施例中，调制的幅度随等直径部分的轴向长度而增加。 更具体地，如前文所述，晶锭的等直径部分具有(i)长度L，该长度是沿 该晶锭的轴线从籽晶锥体到该等直径部分的过渡点测量出的，(ii)沿该轴 线与该过渡点分别相距距离D(1→n)的第一组位置P(1→n)，这些距离D(1→n) 确定为L的一部分，以及(iii)沿该轴线与该过渡点分别相距距离 DD(1→n)的第二组位置PP(1→n)，这些距离DD(1→n)确定为L的一部分，其 中第二组中位置及其各自的距离可与第一组的相同或不同。因此，该方法 包括利用CRM控制晶锭的等直径部分中的平均轴向氧含量以使之基本恒 定，其中位置PP1处的CRM幅度小于位置PP2处的幅度，其中DD2≥DD1。
在本方法的一些实施例中，DD2≥(DD1+0.1L)。例如，DD2可以是 大约0.9L、0.8L、0.7L、0.6L、0.5L、0.4L、0.3L、0.2L或更少，同时DD1 相应地比DD2小至少0.1L。例如：
-当DD2是大约0.9L时，DD1可以是大约0.8L或更小(例如，大约 0.7L、0.6L、0.5L、0.4L、0.3L、0.2L、0.1L或更小)；
-当DD2是大约0.8L时，DD1可以是大约0.7L或更小(例如，大约 0.6L、0.5L、0.4L、0.3L、0.2L、0.1L或更小)；
-当DD2是大约0.6L时，DD1可以是大约0.5L或更小(例如，大约 0.4L、0.3L、0.2L、0.1L或更小)；
-当DD2是大约0.4L时，DD1可以是大约0.3L或更小(例如，大约 0.2L、0.1L或更小)；以及
-当DD2是大约0.2L时，DD1可以是大约0.1L或更小。
坩埚转速增大或减小的程度在任何给定的轴向位置基本相等。例如， 在晶锭的等直径部分内的给定轴向位置处，CRM幅度在平均坩埚转速以 上和以下的大约1％到大约50％或更大的范围内，或者在从大约5％到大 约40％、从大约10％到大约30％，或从大约15％到大约25％的范围内。 在一个优选实施例中，坩埚转速调制的形状为正弦波(坩埚的转速根据正 弦波的值增加和减小)。
参照图9和12，应指出，至少在一些实施例中，CRM不在等直径部 分开始生长时启动。相反，在一些情况下，在与籽晶锥体相邻的等直径部 分的大约最初的5％(0.05L)、10％(0.1L)或甚至15％(0.15L)或 20％(0.2L)已生成之后，启动坩埚转速调制。另外，应指出CRM的幅 度并不是在所有实施例中都一直增大直到端部锥体开始生长，或更通常地 直到等直径部分的生长结束。相反，在一些情况下，在与籽晶锥体相对的 端部相邻的等直径部分的大约最后的5％(0.05L)、10％(0.1L)或甚至 15％(0.15L)或20％(0.2L)生长期间，该幅度可减小或者保持不变。
在一些实施例中，CRM的幅度可在晶体的指定部分或位置之间(例 如在位置PP1和PP2之间)基本成线性地增加，而在其它实施例中，CRM 的幅度可以一种基本非线性的方式增加。不管幅度增加的方式如何，在给 定的幅度增加的范围内(例如，在其中CRM的幅度基本为0、恒定或减 小的最初的和最后的区域之间，或者在位置PP1和PP2之间)，CRM的幅 度可增加例如至少大约1.25X、1.5X、2X、3X、4X、5X、6X或更大；即， PP2处的CRM幅度是PP1处的CRM幅度的大约2倍、3倍、4倍、5倍、 6倍或更大。在一个示例性实施例中(通常参照图11)，随着晶锭的等直 径部分生长，CRM的幅度增加以控制其中的氧含量，例如(i)在pp1为 大约0.2L且PP2为大约0.4L时增加大约2X或3X；(ii)在PP1为大约 0.4L且PP2为大约0.6L时增加大约1.5X或2X；以及(iii)在PP1为大约 0.6L且PP2为大约0.9L时增加大约1.25X或1.5X。
CRM的幅度的实际值以及持续时间或周期通常可基本上落在直拉型 生长方法中所采用的调制速率的范围内的任何位置，以获得预期的氧含量。 但是，CRM的幅度通常在从大约0.1rpm到大约10rpm、从大约1rpm到 大约9rpm、从大约2rpm到大约8rpm，或从大约3rpm到大约5rpm的 范围内；即，平均坩埚转速增加和/或减小大约1rpm到大约10rpm、大约 2rpm到大约8rpm，或大约3rpm到大约5rpm。例如，在一个优选实施例 中，当PP1是大约0.1L和0.4L之间的轴向位置(即，DD1位于大约0.1L 和0.4L之间)时，CRM的幅度的值在大于大约0rpm(例如0.1rpm)到 大约2rpm或更小的范围内，或从大约0.5rpm到大约1.5rpm的范围内。 此外，当PP2是大约0.6L和0.9L之间的轴向位置(即，DD2是大约0.6L 和0.9L之间)时，CRM的幅度的值在大于大约2rpm到大约4rpm的范 围内，或2.5rpm到3.5rpm的范围内。
在这一方面，应指出，文中所用的“幅度”是指在一个调制周期内的 瞬时坩埚转速的最大值或最小值。
对于调制频率，优选地足够高以防止熔体液面处的波动和机械波动， 该波动会对生长的籽晶或晶体造成不利影响。因此，调制周期通常在从大 约10秒到大约120秒、从大约30秒到大约90秒，或从大约45秒到大约 75秒的范围内。
对于氧含量控制，应指出，通常当采用较大的幅度调制曲线时可获得 较高的氧含量，而采用较小的幅度调制曲线时可获得较低的氧含量。
还应指出，在不偏离本发明的范围的情况下，CR的调制方式和程度 可与这里所述的不同。(参见例如美国专利Nos.5766341和5593498)。 例如，在可选择的实施例中，可根据脉冲方波或三角波来调制坩埚转速。 (参见例如美国专利No.5215620)。
还应指出，与其中仅仅为保持晶锭的氧含量而控制CR以及任选地 CRM的传统方法相比，根据本发明的方法，对CR和CRM的控制能够提 高大直径单晶硅晶锭的产量。不局限于特定的理论，至少部分地认为，产 量的增加是以下方法的结果：其中位于或接近晶锭的等直径部分的中心轴 线处的G0增加(例如在一些实施例中，其值至少为大约2℃/mm、2.25℃ /cm、2.5℃/mm或更大)，而位于或接近该等直径部分的侧面或径向边缘 处的G0基本不变(例如在一些实施例中，其值为4℃/mm、4.25℃/mm、 4.5℃/mm或更大)。
III.基本无缺陷的生长
A.无缺陷硅
在前文中已说明，可在根据直拉法制备的单晶硅晶锭的生长期间控制 工艺条件，以便晶锭的等直径部分包含一基本没有附聚本征点缺陷的区域 或区段。(见例如美国专利Nos.5919302；6254672；6287380；6328795 以及6312516)。如其中所公开的，控制生长条件包括生长速度v，在凝固 温度和大于大约1300℃(即，至少大约1325℃、至少大约1350℃或甚至 至少大约1375℃)之间的平均轴向温度梯度G0，以及任选地从凝固温度 到一个温度(例如，小于大约1100℃、1050℃、1000℃、900℃或甚至800 ℃)的冷却速度，在该温度下在商业上可行的一段时间内硅自间隙或空位 本征点缺陷基本不再活动，以便形成(i)间隙为主的轴向对称区域，该区 域从晶锭的等直径部分的圆周边缘或侧向边缘沿径向向内延伸，和/或(ii) 空位为主的轴向对称区域，该区域的宽度至少为大约15mm或者包括晶锭 的中心轴线，该区域基本上没有附聚本征点缺陷。
如上述参考文献中公开的以及文中进一步说明和示出的(见例如图 10A、10B和10C以及文中的相关说明)，在一些情况下，可以控制生长 条件以使这些轴向对称区域之一的体积相对于晶锭的等直径部分的体积最 大(例如，其径向宽度大约等于该晶锭的等直径部分的半径的相关特定区 域)。但是，可选择地，这些轴向对称区域的宽度可小于或大约等于该晶 锭的等直径部分的半径。例如，当间隙为主时，轴向对称区域的宽度小于 或大约等于晶锭的等直径部分的半径，该区域的从侧边朝中心轴线测量出 的径向宽度等于晶锭半径的大约10％或20％，同时该宽度也可为(该晶锭 半径的)大约30％、40％、60％、80％、90％或甚至大约95％。此外，该 轴向对称区域可在该晶锭的等直径部分的至少大约10％或20％的长度上 延伸，该长度还可为(该等直径部分的)至少大约30％、40％、60％、80 ％、90％、95％或甚至大约100％。
类似地，当空位为主的轴向对称区域的宽度小于或大约等于晶锭的等 直径部分的宽度时，在一些实施例中，此区域的从空位-间隙边界朝中心轴 线测量出的径向宽度等于晶锭半径的大约10％或20％，该径向宽度还可为 (该晶锭半径的)大约30％、40％、60％、80％、90％或甚至大约95％。 此外，该轴向对称区域可在该晶锭的等直径部分的至少大约10％或20％的 长度上延伸，该长度还可为(该等直径部分的)至少大约30％、40％、 60％、80％、90％、95％或甚至大约100％。
在这一方面，应指出，当基本无缺陷的空位为主的区域没有延伸到晶 锭的中心或不包括晶锭的中心时，会存在一包含附聚缺陷的空位为主的核 心区域。还应指出，在其中间隙为主的区域的宽度小于或等于晶锭半径的 一些实施例中，从间隙为主的区域沿径向向内可能存在一空位为主的包含 附聚缺陷或无缺陷的区域；即，在一些实施例中，间隙为主的轴向对称区 域可围绕一包含或不包含附聚空位缺陷的空位为主的区域。
另外，在可选择的实施例中，空位为主和间隙为主的区域都存在，该 空位为主的区域通常位于从该间隙为主的区域径向向内的位置；即，当两 个区域都存在时，空位为主的区域将从间隙为主的区域朝晶锭的中心轴线 沿径向向内延伸。因此，当间隙为主的区域的径向宽度增加时，空位为主 的区域的径向宽度减小，反之亦然。在一些实施例中，这两个区域的宽度 之和基本等于晶锭的等直径部分的宽度；即，在一些实施例中，不存在包 含附聚的空位缺陷的空位为主的核心区域。在所有情况中，该组合的、无 缺陷区域的长度如上所述(例如，该长度大约为晶锭的等直径部分的长度 的10％、20％、30％、40％、60％、80％、90％、95％或甚至100％)。
B.对v/G0和冷却速度的控制
如前文给出的参考文献(即上述章节A中的参考文献)中所述以及文 中将进一步说明的，通常认为，这种轴向对称区域的形成是抑制以下反应 的结果：在该反应中硅自间隙(或在一些情况下为晶格空位)本征点缺陷 发生反应以生成附聚的本征点缺陷。通过在晶锭的生长以及任选地冷却期 间控制该轴向对称区域中的这些本征点缺陷的浓度以确保该区域决不会临 界过饱和，从而实现这种抑制。通过建立足够低的初始浓度(由v/G0(r) 控制，其中G0是半径的函数)以便决不会达到临界过饱和，可以防止本征 点缺陷临界过饱和或附聚。但是，这种方法受到限制，因为它要求v/G0的 实际值保持在非常接近v/G0的临界值的很窄的目标范围内。
幸运地是，因为自间隙的活动性较大(通常为大约10-4cm2/秒)，所 以通过使自间隙径向扩散到位于晶体表面的汇点或位于晶体内的空位为主 区域内，可在较大距离(例如大约3cm、5cm、8cm到大约10cm或更大 的距离)上有效地抑制本征点缺陷的浓度。只要本征点缺陷的初始浓度有 充足的时间进行径向扩散，则径向扩散可有效地用于抑制自间隙(在一些 情况下为空位)的浓度。通常，扩散时间取决于本征点缺陷的初始浓度的 径向变化，较小的径向变化需要较短的扩散时间。
这种径向扩散可通过控制冷却实现。结果，可利用控制冷却来增加晶 锭的给定区段在本征点缺陷活动的温度范围内的停留时间，以便点缺陷有 更多的时间扩散到它们可被湮灭的位置。例如美国专利No.6312516中进 一步说明的，可利用控制冷却来大大扩展v/G0的可使用的值的范围，同时 仍可避免形成附聚缺陷。如其中所指出的，可使用控制冷却以使v/G0在晶 锭的长度上改变或“漂移(wander)”至少大约5％、10％、15％、20％ 或更多。
但是，可选择地，应指出，还可使用快速冷却来防止形成附聚的本征 点缺陷。在此情况下，可使该晶锭的等直径部分的一给定区段“骤冷”或 快速冷却通过其中主要本征点缺陷将附聚以形成缺陷的温度范围。通过限 制允许该点缺陷扩散并与其它点缺陷附聚的时间量，可防止形成附聚的空 位或自间隙缺陷。
根据本发明的一个实施例，通常控制生长速度v和平均轴向温度梯度 G0，以便比率v/G0的值在v/G0的临界值的大约0.5倍到大约2.5倍的范围 内(即，根据v/G0的临界值的当前可用信息，为大约1×10-5cm2/sK到大 约5×10-5cm2/sK)。但是，在一些实施例中，比率v/G0的值在v/G0的临 界值的大约0.6倍到大约1.5倍的范围内(即，根据v/G0的临界值的当前 可用信息，为大约1.3×10-5cm2/sK到大约3×10-5cm2/sK)。在一个尤其 优选的实施例中，其中间隙为主的区域从晶锭的边缘延伸到中心轴线，比 率v/G0在v/G0的临界值的大约0.75倍到大约1倍的范围内(即，根据v/G0 的临界值的当前可用信息，为大约1.6×10-5cm2/sK到大约2.1× 10-5cmu2/sK)。在第二个尤其优选的实施例中，其中空位为主的区域从晶 锭的边缘延伸到中心轴线，比率v/G0的值在v/G0的临界值的大约1倍到 大约1.1倍的范围内(即，根据v/G0的临界值的当前可用信息从大约2.1 ×10-5cm2/sK到大约2.3×10-5cm2/sK)。如文中进一步说明的，这些比率 可通过相对于生长速度v控制平均轴向温度梯度G0来实现。
通常，控制平均轴向温度梯度G0可通过例如拉晶机的“热区”的设计 (即，尤其制成加热器、绝缘体、热和辐射的屏蔽或反射器的石墨或其它 材料)来实现。尽管设计细节可根据拉晶机的构造和样式而改变，但是通 常，可使用当前现有技术中已知的任何可用于控制在熔体-固体界面处的传 热的装置来控制G0，该装置包括反射器、绝缘环、辐射屏蔽、排气管、光 管和加热器。通常，通过将该装置放置在熔体-固体界面上方大约一个晶体 直径内，可使G0的径向变化最小。另外，还可通过调节该装置相对于熔体 的位置(通常表示为距离Hr)和/或相对于晶体的位置(在晶体生长之前 和/或期间)来进一步控制G0。这可通过调节该装置在热区中的位置(例 如相对于熔体的表面)和/或通过调节熔体表面在热区内的位置(例如相对 于用于控制传热的装置)来实现，该调节利用现有技术中已知的装置，包 括例如使用：(i)一种视觉系统和方法，其用于测量在晶锭生长期间在拉 晶装置内的熔体相对于例如位于熔体上方的反射器的液面/位置，如R. Fuerhoff等在美国专利No.6171391中所述；(ii)一种用于升高/降低传热 控制装置的提升或驱动机构(见例如美国专利No.5853480)；和/或(iii) 一种用于在例如反射器位于熔体表面上方的固定位置处的情况下升高/降 低容纳熔体的坩埚的提升或驱动机构。但是，根据本发明，可如上文所述， 通过调节平均坩埚转速(CR)来控制或附加控制G0。
在凝固之后，优选地通过允许本征点缺陷扩散，并且在适当程度上使 点缺陷相互湮灭，来减小晶体内的本征点缺陷的浓度。通常，如果该晶锭 从其中心到侧面是以空位为主或间隙为主，则主要本征点缺陷扩散到晶体 侧面将是用于减小(浓度)的主要方法。但是，如果晶锭包含一被轴向对 称的间隙为主的区域围绕的空位为主的核心，该(浓度的)减小将主要是 间隙向外扩散到表面和间隙向内扩散到空位为主的区域(在该区域间隙将 湮灭)两者相结合造成的。因此，可抑制这些本征点缺陷的浓度以防止发 生附聚作用。
当单晶体从凝固温度冷却到成核温度时，允许本征点缺陷扩散到硅表 面或允许本征点缺陷湮灭(即间隙与空位相结合)的时间量，部分取决于 本征点缺陷的初始浓度，并且部分取决于通过附聚缺陷的成核温度的冷却 速度。可以此方式使用多种方法来防止形成缺陷(见例如美国专利Nos. 6328795；6312516；6287380；6254672和5919302)。
例如，在没有快速冷却步骤时，如果在以下一段时间内将晶锭从凝固 温度冷却到成核温度的大约50℃、25℃、15℃或甚至10℃之内的温度，则 通常可避免产生附聚缺陷，该段时间(i)对于标称直径为150mm的硅晶 体，至少为大约5小时，优选地至少为大约10小时，并且更优选地为至少 大约15小时，(ii)对于标称直径为200mm的硅晶体，至少为大约5小 时，优选地至少为大约10小时，更优选地为至少大约20小时，还更优选 地为至少大约25小时，最优选地为至少大约30小时，(iii)对于标称直 径为300mm或更大的硅晶体，至少为大约20小时，优选地至少为大约40 小时，更优选地为至少大约60小时，并且最优选地为至少大约75小时。 除了上述“停留时间”之外，可以附加地或可选择地考虑对给定的晶锭区 段进行冷却的冷却速度。因此，在一些实施例中，在其中自间隙活动的温 度范围内的冷却速度通常在从大约0.1℃/分钟到大约1.5℃/分钟、从大约 0.2℃/分钟到大约1℃/分钟、或从大约0.4℃/分钟到大约0.8℃/分钟的范围 内。
应指出，在一些实施例中，晶体可在这样的条件下生长：该条件确保 至少该晶体的等直径部分中没有区段冷却到在晶体生长期间等直径部分中 的本征点缺陷会发生附聚的温度以下的温度，以便确保该晶体基本没有附 聚本征点缺陷(参见例如美国专利No.6328795以了解其它的细节)。
但是，应指出，还可通过快速冷却或“骤冷”方法来防止缺陷附聚。 更具体地，作为通过慢速冷却(以便允许本征点缺陷扩散并从而抑制本征 点缺陷的浓度)来防止形成附聚的缺陷的替代方法，可使用以下骤冷方法， 其中使晶锭区段快速冷却通过以下温度范围(例如，大约1200-1000℃)： 在该温度范围内附聚缺陷以例如至少大约5℃/分钟、10℃/分钟、20℃/分钟、 30℃/分钟、40℃/分钟、50℃/分钟或更大的速度成核。结果，可防止附聚 的缺陷成核(和从而形成附聚缺陷)。
因此，对于那些将被快速冷却的晶锭的区段，其允许的扩散时间通常 是上述时间的一部分，该部分时间随着冷却速度的提高而减小，而那些不 被快速冷却的区段的扩散时间将如上所述。在一些实施例中，被快速冷却 的区段构成没有附聚缺陷的晶锭的等直径部分的至少大约25％、50％、 75％、90％或甚至更大。
不管采用何种方法，除了快速冷却区段之外，该晶锭可任选地包含至 少一个以下部分(从侧边到某个径向位置)：在该部分中仅通过控制本征 点缺陷的初始浓度，以及任选地允许在达到成核温度(如这里所述)之前 有足够的扩散时间，来避免附聚反应。
IV.热区
应指出，至少在一些实施例中，本发明的方法可用于标准的直拉型拉 晶装置。更具体地，本方法可使用例如美国专利Nos.5593498和5766341 中所述的拉晶装置来制备不同类型和品质的单晶硅。
但是，如前文所述，本发明的方法可用于制备基本无缺陷的单晶硅。 在这些实施例中，本方法可选择地用于具有“封闭的”或“缓慢冷却”的 热区的拉晶机。更具体地，如上文更详细地说明的，本方法可用于这样的 拉晶机：该拉晶机包括用于控制生长过程的热条件，以及在给定温度范围 内的冷却速度或停留时间的结构元件，以便防止形成附聚的本征点缺陷。 (例如，美国专利Nos.5919302、6254672、6287380、6328795和6312516 中更详细地说明了用于生长基本无附聚缺陷的单晶硅的细节)。
V.附加的材料特征/限制：
A.氧含量
对于根据本发明的方法的一些实施例制备的、并且具有V/I边界或更 具体地具有空位为主的区域的晶锭，经验表明，氧含量较低的材料是优选 的，即，该氧含量小于大约13.5PPMA(百万分之一原子，ASTM标准 F-121-83)并通常在大约13PPMA到大约11PPMA的范围内。氧含量较低 的材料是优选的，这是因为在氧含量为中到高(即大约14PPMA到大约 18PPMA)的晶片中，就在V/I边界内形成的氧诱生堆垛层错和增加的氧 簇带可能变得更显著。这些都是特定的集成电路制造工艺中潜在的问题来 源。但是，应指出，当间隙为主的轴向对称区域的宽度大约等于晶锭的半 径时，可除去氧含量限制，因为如果存在无空位类型的材料，则将不会形 成空位增强的氧簇。
但是，应指出在一些情况下，在进一步处理之前(例如在对晶片进行 氧化处理之前，在该处理中会形成氧化诱生堆垛层错)可能对晶片进行热 退火，以便溶解或改变存在的核，该核会导致形成氧化诱生堆垛层错。换 句话说，本发明的方法可附加地包括在晶锭区段已生成并从中获得晶片之 后、且在进行氧化处理之前的热退火，以便限制或防止形成氧化诱生堆垛 层错。
可使用许多不同的装置来执行热退火或快速热退火(参见例如美国专 利Nos.5919302；5994761；6190631；6254672；6287380；6328795以及 6312516)。但是，一般来说，这种处理包括：根据采用的温度以及将被溶 解的核的大小和/或数量，将晶片加热到至少大约950℃、1000℃、1100℃、 1200℃或更高(例如从大约1250℃到大约1270℃)的温度几秒(例如2、 4、6、8秒)、几十秒(例如10、20、30、40秒)或甚至几分钟。
B.碳含量
当作为单晶硅中的杂质存在时，置换式碳能够催化形成氧沉淀成核中 心。因此，出于此原因以及其它原因，优选地至少在一些实施例中，单晶 硅晶锭中的碳浓度较低；即，在一些实施例中，单晶硅中的碳浓度优选地 小于大约5×1016原子/cm3，更优选地小于1.5×1016原子/cm3，还更优选 地小于1×1016原子/cm3，并且最优选地小于3×1015原子/cm3，这是利用 现有技术中标准的方法(例如室内温度FTIR)确定的，
C.电阻率
本领域的技术人员通常已知，硅熔体中存在掺杂剂会影响V/I边界(当 存在时)在单晶硅晶锭中的相对位置。不局限于任何特定的理论，通常认 为这是由高掺杂剂浓度导致G0产生变化(此变化源于例如硼-空位-氧相互 作用)的结果。因此，至少在一些实施例中，优选地硅熔体以及由此形成 的单晶硅晶锭的掺杂剂含量应使得，所得的单晶硅的电阻率应大于大约0.1 欧姆-厘米(例如，从大于大约1欧姆-厘米到小于大约300欧姆-厘米，或 从大约1欧姆-厘米到大约100欧姆-厘米)。
VI.应用
应指出，从根据本发明生长的晶锭切片所得的晶片主要适于用作用于 器件制造的抛光晶片，但是也可用作其上可沉积外延层的衬底。外延淀积 可通过现有技术中通用的方法实现。
此外，应指出，从根据本发明生长的晶锭切片所得的晶片还适于用作 绝缘体上半导体结构的衬底。该绝缘体上半导体复合物可如lyer等人的美 国专利No.5494849(结合在此处作为参考)中所述地那样形成。可选择地， 可使用单晶片，其中分子氧的离子(O2 +)或原子氧的离子(O+)注入到 晶片的表面之下以形成氧化层(该方法通常被称为SIMOX，即，通过注 入氧进行分离)。(见例如美国专利No.5436175)。
最后，还应指出，根据本发明制备的晶片适于结合氢或氩退火处理(例 如欧洲专利申请No.503816 A1中所述的处理)来使用。可选择地，可对 晶片进行这样的热处理：该热处理会导致形成非均匀的晶格空位分布，使 得在任何任意的电子器件制造工艺的热处理周期内，该晶片可形成氧沉淀 物的理想的、非均匀的深度分布(见美国专利Nos.5994761和6180220)。
VII.A类和B类间隙缺陷
在本发明的一个实施例中，所得的晶锭可包含一基本上没有A缺陷但 包含B缺陷的轴向对称区域，B缺陷是在间隙为主的材料中形成的。尽管 不知道形成B缺陷的确切本质和机理，但是通常认为，B类缺陷是并非位 错环的硅自间隙的附聚。B缺陷小于A缺陷(附聚间隙缺陷)并且通常被 认为不是位错环，而是三维附聚，它既没有生长成足够大也没有达到形成 位错环所需要的足够的激活能。
在这一点上，仍不清楚当存在于有源电子器件区域中时B缺陷是否会 对该器件的性能造成负面影响。在任何情况下，先前已经发现，如果B缺 陷以前没有被稳定，则通过将晶锭切成晶片并对该晶片进行热处理可容易 地溶解B缺陷(见例如美国专利No.6391662)。
因此，应指出，本发明的方法部分是针对防止在晶体表面处或附近存 在附聚缺陷，已知该附聚缺陷会影响硅材料在制造复杂的和高度集成电路 时的产量潜能，该附聚缺陷包括附聚空位缺陷(例如D缺陷)和A缺陷， A缺陷不能通过用于溶解B缺陷的一类热处理而在整个硅晶片内被容易地 溶解。因为B缺陷容易溶解并且在任何情况下都无害，所以在一个实施例 中，本发明的方法包括制备具有包含B缺陷但是基本没有附聚缺陷的轴向 对称区域的单晶硅。在此情况下，B缺陷可被视为好像它们不是附聚内在 缺陷。但是，在希望单晶硅基本上没有所有的附聚缺陷包括B缺陷时，该 方法包括对从包含B缺陷的晶锭切下的晶片进行退火以消除B缺陷的附加 的步骤。
VIII.附聚缺陷的检测
可使用许多不同的技术来检测附聚缺陷。(例如美国专利Nos. 5919302；5994761；6190631；6254672；6287380；6328795和6312516所 指出的方法)。例如，通常通过优先在Secco蚀刻溶液中将单晶硅样品蚀 刻大约30分钟，然后对该样品进行微观检验来检测流型缺陷或D缺陷。 (见例如H.Yamagishi等的Semicond.Sci.Technol.7，A135(1992))。 尽管该方法一般用于检测附聚空位缺陷，但是该方法也可用于检测A缺陷。 当使用此技术时，这些缺陷当存在时表现为样品表面上的大的凹坑。
另外，通过使用例如上文引用的美国专利和专利申请中所述的方法， 利用在施加热量时能够扩散到单晶硅基体中的金属来装饰附聚的本征点缺 陷，可以目测地检测这些缺陷。在此“缺陷装饰”方法的另一实施例中， 可在使用包含金属的复合物之前对单晶硅样品进行热退火，以便检测B类 缺陷。
通常，利用上文所述的铜装饰技术，可以互相区分出没有附聚缺陷的 间隙和空位为主的材料的区域，并且与包含附聚缺陷的材料相区分。无缺 陷的间隙为主的材料的区域不包含通过蚀刻而显现的装饰特征，而无缺陷 的空位为主的材料的区域(在上述的高温氧核溶解处理之前)包含由于对 氧核铜装饰而形成的小的蚀刻坑。
IX.定义
文中所使用的以下语句或术语具有特定含义：“附聚的本征点缺陷” 或简言之“附聚缺陷”是指由以下反应造成的缺陷：(i)空位附聚以生成 D缺陷、流型缺陷、栅氧化层完整性缺陷、晶体原生颗粒缺陷、晶体原生 光点缺陷，以及其它与空位有关的缺陷，或(ii)自间隙附聚以生成A缺 陷、位错环和位错网，以及其它与自间隙有关的缺陷；“附聚的间隙缺陷” 是指由硅自间隙原子附聚(例如，在变得过饱和之后，以降低它们的总能 量)的反应造成的附聚的本征点缺陷；“附聚的空位缺陷”是指由硅晶格 空位附聚(例如在变得过饱和之后，以降低它们的总能量)的反应造成的 附聚的空位点缺陷；“半径”是指从晶片或晶锭的中心轴线到圆周边缘或 侧向边缘所测得的距离；“基本没有附聚的本征点缺陷”是指附聚缺陷的 浓度(或尺寸)小于这些缺陷的检测极限，该检测极限目前为大约103缺 陷/cm3；“V/I边界”是指材料从空位为主转变成自间隙为主的沿晶锭或晶 片的半径(或轴线)的在位置；“空位为主”以及“自间隙为主”是指其 中本征点缺陷主要为空位或自间隙的材料；以及“主体”通常是指晶锭的 等直径部分。
另外，应指出与晶格空位的附聚有关的缺陷或空位本征点缺陷包括可 观测到的晶体缺陷，例如D缺陷、流型缺陷(FPDs)、栅氧化层完整性(GOI) 缺陷、晶体原生颗粒(COP)缺陷、晶体原生光点缺陷(LPDs)，以及通 过红外线散射技术(例如例如扫描红外显微术和激光扫描层析x射线摄影 术)所观测到的特定级别的体缺陷。
同样，在空位过剩的区域中，或存在一定浓度的自由空位但是没有发 生附聚的区域中，存在作为用于形成氧化诱生堆垛层错(OISF)的核的缺 陷。据推测，这种通常紧邻间隙为主的材料和空位为主的材料之间的边界 形成的特定缺陷，是由过剩的空位本征点缺陷的存在而催化的高温成核氧 沉淀物；即，据推测此缺陷源于在接近V/I边界的区域内氧和“自由”空 位之间的反应。
最后，应指出，还没有对与自间隙有关的缺陷进行很好的研究。它们 通常被认为是低密度的间隙类位错环或位错网。这些缺陷不会导致栅氧化 层完整性故障，该故障是重要的晶片性能评判标准，但是这些缺陷被广泛 认为是引起通常与电流泄漏问题有关的其它类型的器件故障的原因。
直拉硅中的这些空位和自间隙附聚缺陷的密度通常在大约1×103/cm3 到大约1×107/cm3的范围内。尽管这些值较低，但是附聚本征点缺陷对器 件制造的重要性日益增大，并且实际上目前被看作是器件制造工艺中的限 制产量的因素。
                            示例
为了说明本发明的方法，尤其是CR和CRM控制的影响，在同一热 区内采用相同或基本类似的拉晶速度曲线制备了两个单晶硅晶锭。(标称 直径为200mm的晶体，Ferrofludic CZ150拉晶机具有一“封闭”的热区， 或者一设计成实现文中所述的足以形成具有一定径向宽度的轴向对称的无 缺陷区段的工艺条件的热区，该工艺条件包括比率v/G0和冷却速度。)每 个晶体均生长以获得在大约11PPMA到大约13PPMA的范围内的平均氧 含量。
使用与图8中所示的曲线类似的CR和CRM曲线制备第一晶体，即 晶体A(参照图10A)。如从图10A看到的，这会得到一个具有间隙为主 的材料构成的轴向对称无缺陷区域的晶体区段，该区域围绕一其中具有附 聚的空位缺陷的核心。(该区段在从大约0L到大约0.3L的等直径部分的 轴向长度上延伸)。
以一种与晶体A基本仅在CR和CRM曲线方面不同的方式(未示出) 制备第二晶体，即晶体B(参照图10B)。从图10B中的晶体区段可见， CR曲线变化的作用是，该间隙为主的无缺陷区域的径向宽度延伸通过晶 锭的整个半径，并且该区域轴向延伸。(该区段在基本相同的轴向长度上 延伸，即从大约0L到大约0.3L)。
鉴于上文，制备第三晶体，即晶体C(参照图10C)，其中进一步改 变CR(如图9中的曲线所示)以便更进一步增加间隙为主的无缺陷区段 的轴向长度。(该区段也在基本相同的轴向长度上延伸，即从大约0L到 大约0.3L)。
不局限于特定的理论，并参照图10A、10B和10C，通常认为，随着 CR的改变，熔体-固体界面形状也改变，并且位于或接近晶锭的中心轴线 处的G0减小。结果，生长晶体的中心内的空位的浓度减小和/或v/G0的临 界值的径向位置(即，当产生主要本征点缺陷时，从自间隙到空位的转变 发生的位置，或者反之亦然)沿径向向内移动。最终，间隙的浓度相对于 空位的浓度足够高，并且晶体区段在其中自间隙活动的温度范围内的停留 时间足够长，以允许自间隙沿径向向内扩散以便与空位相结合并使空位湮 灭。结果，可抑制附聚的空位缺陷的形成。
在此方面，图6A和6B还进一步示出界面形状的改变。图6A和6B 中给出的图像是分别从晶体A和C或类似晶体得到的晶体区段在进行处理 以显现其界面形状之后所得到的图像。更具体地，在沿轴向切开晶体区段 之后：
1.对晶体区段进行热退火以增加其中的氧沉淀物，其中在大约500℃ 到大约1000℃的范围内的一个或多个温度下将该晶体区段加热大约20小 时到大约30小时，以便稳定氧沉淀物核，然后使这些核生长成氧沉淀物；
2.然后，使用现有技术中已知的方法对该晶体区段进行铜装饰处理， 其中(i)将例如硝酸铜涂覆在该表面上，(ii)然后将该带涂层的样品加 热到大约850℃和1000℃之间的温度大约5分钟到大约15分钟，以使金属 扩散到样品中，(iii)然后冷却并蚀刻(例如Secco蚀刻)该被热处理的 样品，以显现装饰结果；
3.最后，使用现有技术中已知的装置，对该被装饰/蚀刻的样品进行 半实验室(semilab)的半衰期扫描(该扫描用较高分辨率显示被铜装饰的 界面形状)。
(其它细节可参见例如上文所引用的标题为“Detection of Agglomerated Defects.”的美国专利)
鉴于上文，可以看到，通过以一种在此之前尚未实现的方式控制坩埚 转速，可在单晶硅晶锭生长期间改变G0，同时利用坩埚转速调制确保氧含 量均匀。另外，利用坩埚转速控制G0，通过控制比率v/G0，以及任选地 晶锭在其中本征点缺陷活动的温度范围内的冷却速度或停留时间，可选地 可以抑制在单晶硅晶锭的重要部分上形成附聚的本征点缺陷。
由于可在上述方法中进行多种改变而不会偏离本发明的范围，所以在 上述说明和示例中所包含的所有内容都应解释为是说明性的而非限制性 的。