CN102031557A - 外延晶片及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的目的是在其中加入氢的情况下，抑制并防止由硅基底晶片的空隙产生的外延层缺陷。上述问题通过包括以下步骤的制备外延晶片的方法解决：通过切克劳斯基方法生长硅晶体的步骤，包括加入氢和氮到硅熔体中，并且从硅熔体生长氮浓度为3×1013cm-3-3×1014cm-3的硅晶体的步骤；机械加工所述硅晶体制备硅基底的步骤；以及在硅基底表面上形成外延层的步骤。

Description

外延晶片及其制备方法
技术领域
本发明涉及外延晶片及其制备方法。更具体地，本发明涉及用于制备外延晶片的方法，该方法包括其中将氢和氮加入硅熔体中的通过切克劳斯基方法生长硅晶体的步骤，通过机械加工所述硅晶体以制备硅基底的步骤，以及在硅基底表面上形成外延层的步骤。
背景技术
近年来随着半导体器件的发展，要求对硅晶片的晶体质量有更严格的控制。尤其是，器件特性，特别是栅氧化层完整性(Gate Oxide Integrity)会因为经切克劳斯基方法生长后通过切割硅晶体制得的硅晶片中存在的原生缺陷而受缺陷的损伤。这些原生缺陷为氧沉淀物及其在器件制备过程中引起位错、空隙(void)或层积缺陷。然而，另一方面，这些上述缺陷可作为重金属的吸除位点而被加以利用。随着所述吸除位点浓度的降低，牺牲了硅晶片的纯度，重金属杂质的浓度会超过1×1010原子/cm2的水平，这是最高级的器件生产所要求的水平。因此，由于有必要尽可能减少存在于硅晶片上的重金属杂质，控制这些缺陷成为极重要的任务。
作为用于避免器件因硅晶片表面上的空隙所引起的特性下降的技术之一，使用外延晶片的方法已众所周知，其中所述方法包括通过CVD方法在从单晶硅切割得到的硅基底晶片的表面上沉积外延层，以及然后对切割出的晶体进行镜面加工。因为该外延层中没有空隙，所以可以获得具有优良的栅氧化层完整性的半导体晶片。然而，进行外延层沉积时，硅晶片在器件方法中要进行热处理，所以由氧沉积物产生的氧沉淀物(体微缺陷：BMD)不会在外延晶片的内部形成。如果没有BMD产生，就不能吸除被认为在器件方法的过程中会污染晶片的重金属。因此，会导致器件特性下降的问题。
相应地为了解决这类问题，例如T.Abe和H.Takeno在Mat.Res.Soc.Symp.Proc.Vol.262，3，1992中报告，通过对单晶硅掺杂氮，可抑制硅中晶格空位(vacancy)的聚集，并且可降低晶体缺陷密度。已知的是jP2000-109396与上述报告所描述的技术有关。JP 2000-109396提出了一种方法，为了即使在外延层沉积之后也能充分产生BMD，该方法包括在由加入氮的晶体中切割出而得到的硅基底晶片上沉积外延层。在该方法中，由于氮变为形成BMD的核，并且即使在外延层沉积之后也能产生BMD，因此可以获得能够在器件方法的热处理中具有优越吸除性能的外延晶片。
此外，JP 2008-150283提出了用于减少缺陷数量的方法，该方法包括加入硼、以及通过切克劳斯基方法优化具有预定电阻率的单晶硅的拉制和生长的热历史。该方法可以减少所得晶片中外延缺陷的数量。同样，也可以实现面内氧沉淀物密度更高的均匀性以及更高的吸除性能。
然而，最近的研究说明，由于氮掺杂产生的热稳定的氧沉淀物易于在外延层中引起缺陷，所以会产生问题，而所述热稳定的氧沉淀物即使通过高温热处理也难以消除。而且，当硅掺杂硼时，对于重金属杂质的吸除性能会变得下降，除非使用高浓度的硼。
因此，为了解决上述问题，例如JP 3589119公开了一种技术，所述技术通过控制熔体表面和热屏蔽材料下端之间的间隙L，可根据拉晶速率控制OSF环产生的位置，以便将OSF环的位置调整为适应拉晶速率。尤其提出了一种方法，该方法通过将拉晶速率设定在等于或大于1.2mm/分钟的数值，将OSF区推出晶体。已有报告称在该方法中，外延层的缺陷密度可以减少到等于或低于0.1cm-2(每平方厘米的缺陷)的水平，所以能充分抑制外延层缺陷的产生。
此外，作为避免上述问题的另一种技术方法，例如，JP 2008-100906提出了用于掺杂硼、氮、和氢的方法。据该方法中的公开，不用外延晶片上增加外延层缺陷，通过使用氢就可以实现吸除性能和低密度的外延层缺陷，因为所述氢能够弱化氮的促进形成氧引起的层积缺陷的作用。
此外，JP 2000-281491提出了一种用于生长单晶硅的方法，该方法包括引入氢气，并且在硅熔体中以1×1016-1.5×1019cm-3(原子/立方厘米)的含量结合氮。通过该方法，可以抑制产生八面体状的空位缺陷，减小空位缺陷的尺寸，并降低单晶中氧沉淀物的密度。
本发明要解决的问题
然而，如在JP 2000-109396中，当含有加入氮的硅基底晶片被用作外延晶片的基底时，氮会在外延层中产生缺陷。此外，已知外延层中这些氮引起的缺陷出现在称为氮掺杂基底的OSF区的缺陷区域内。一个原因是在紧跟晶体生长之后的阶段中已经存在于OSF区中的特定的氧沉淀物在外延层中会形成新的缺陷。应当指出，本说明书中所使用的术语“OSF区”是指因为晶格空位和隙间硅原子由于径向扩散而重组，晶格空位的浓度从而极度降低的区域。此外，其也是硅晶片的氧化热处理产生氧化引起的层积缺陷的区域。
如JP 2008-150283或JP 2008-100906中，用高浓度硼掺杂硅晶片时会造成一个问题，也就是基底中的硼杂质会在外延层的沉积过程中向外扩散到蒸汽相中，并且再次结合到外延层中。这一现象被称为自掺杂。另一方面，与使用氧沉淀物的松弛型吸除相比，掺杂低浓度硼的单晶硅晶片不能在偏析型吸除中通过硼原子来解决对重金属杂质吸除性能下降的问题。
此外，如JP 3589119所描述的，当晶体尺寸变成等于或大于300mm时，难以以等于或大于1.2mm/分钟的拉晶速率稳定地生长晶体。此外已清楚地注意到，如果在如JP 2000-281491所述的这类条件下在制得硅基底晶片后再沉积外延层时，即使使用没有OSF区的基底，外延层也会产生缺陷。已经清楚的是，这类外延层缺陷从基底表面上的空隙产生(图1)。如图1所示，已经证实用氮和氢掺杂硅晶体时，可在硅晶体中产生空隙。位于基底表面附近的那些空隙在沉积外延层之前可能会在外延层中引起位错。该位错以空隙为始发点，并形成于基底表面的外延层中。
相应地，本发明的目的是在对硅晶体掺杂氮和氢时，抑制并且防止在硅基底晶片中发生从空隙产生外延层缺陷。
解决问题的方法
作为本发明人深入研究上述问题的结果，本发明提供了一种用于制备外延晶片的方法，其包括：
通过切克劳斯基方法生长硅晶体的步骤，该步骤包括加入氢和氮到硅熔体中，并且从硅熔体生长氮浓度为3×1013cm-3-3×1014cm-3的硅晶体，
通过机械加工所述硅晶体以制备硅基底的步骤，以及
在所述硅基底表面上形成外延层的步骤。
发明效果
通过本发明的制备方法，可以抑制并防止由于加入氢而引起的由氢缺陷(空隙)产生的外延层缺陷。
根据本发明的制备方法，可以控制气泡状空隙聚集体的数量，这些空隙聚集体是由于加入氢而引起的缺陷的一种形式。此外，还可以抑制并防止气泡状的空隙聚集体引起的外延层缺陷。
附图说明
图1所示为加入氢引起的外延层缺陷外貌的照片。
图2所示为通过切克劳斯基方法生长的硅锭中缺陷区域和氮浓度之间的关系图。(a)所示为外延沉积前基底中缺陷区域和氮浓度间关系图。(b)所示为拉制过程中硅晶体锭块中缺陷区域和氮浓度分布的示意图。
图3所示为缺陷区域和是否存在外延层缺陷的示意图。
图4所示为透射电镜照片，显示了与本发明相关的硅晶片中气泡状的空隙聚集体。
图5所示为透射电子显微镜照片，显示了与本发明相关的硅晶片中的空隙。
图6所示为氮浓度及V/G和外延层缺陷之间的关系图，其中所述外延层缺陷使用含通过本发明方法加入的氢和氮的基底在外延晶片中引起。
图7所示为就加入的氮和氢的量而言外延层缺陷的产生条件图。
具体实施方式
本发明的第一方面是提供了用于制备半导体晶片的方法，该方法包括以下步骤：通过切克劳斯基方法加入氢和氮到硅熔体中、以生长氮浓度为3×1013原子/cm3-3×1014原子/cm3(原子/立方厘米)的硅晶体的步骤(步骤1)，机械加工所述硅晶体制备硅基底的步骤(步骤2)，以及在所述硅基底表面上形成外延层的步骤(步骤3)。
通过该方法，当外延层在这类基底上沉积时，可以抑制并防止由加入氢的基底表面上的空隙所产生的外延层缺陷。
通常，晶体缺陷的状态根据有关条件而变化，如是否存在氮或氢的掺杂、拉晶速率或V/G参数值。这些条件对产生晶体缺陷的影响将参考附图2进行说明。
图2所示为通过切克劳斯基(CZ)方法生长的硅锭块中缺陷区域和氮浓度之间的关系图。(a)是显示外延沉积以前基底中缺陷区域和氮浓度之间关系的图。(b)是显示晶体生长过程中硅晶体锭块中V/G和氮浓度分布的示意图。
如已熟知，在CZ方法中，单晶硅锭块在缓慢向上拉制硅熔体时生长。在从该锭块切出的基底中，如图2(a)所示存在三种缺陷区域(V区、OSF区、和I区)。
首先，V区为晶体生长过程中从固-液界面引入过量晶格空位时的区域。存在由晶格空位的聚集而产生的空隙。这些空隙也称为COP(晶体原生粒子)。
OSF区为单晶硅晶片经过氧化热处理时产生OSF的区域。应当指出，本说明书中所指的OSF为直径约几微米的碟状的层积缺陷，其中在中心存在氧沉淀物(OSF核)。OSF可以通过隙间硅原子的聚集形成，所述硅原子的聚集从OSF核周围的氧化薄膜和硅基底之间的界面产生。OSF核是特别的氧沉淀物，其具有集中隙间硅原子的性能，并且被认为在紧跟晶体生长之后的阶段中已经存在于基底中。由于OSF核有较小的尺寸(认为等于或小于10nm)，所以通过诸如粒子计数器或红外断层扫描仪(tomograph)的现有评测方法不能进行检测。因此，可以首先通过进行氧化热处理证实OSF存在。
I区为晶体生长过程中从固-液界面引入过量隙间硅原子的区域。存在由隙间硅原子的聚集而产生的位错环。
例如，根据传统的知识，如发表于V.V.Voronkov，K.Crystal Growth，59(1982)625或M.I ida，W.Kusaki，M.Tamatsuka，E.I ino，M.Kimura和S.Muraoka，Defects in Silicon.T.Abe，W.M.Bullisetal(ECS.，Pennington N.J.，1999)499)，已经知道基底的缺陷区域由氮浓度和晶体生长条件V/G决定(其中V为拉晶速率[mm/分钟]；G为晶体生长轴线方向从熔点降至1350℃的平均温度梯度[℃/mm])。
如果基底是从没有加入氮的单晶硅切出的，当V/G变为大于特定值时，过量引入的晶格空位可在硅基底中形成V区。相反，当V/G变为小于特定的值时，过量引入的隙间硅原子可在硅基底中形成I区。另一方面，氮影响从固-液界面引入的晶格空位和隙间硅原子的数量。因此，从具有加入氮的单晶硅切出的硅基底的缺陷区域可以用氮浓度和V/G作为两个轴的二维缺陷区域图来表示，如图2(a)所示。
此外，如图2(a)所示，具有加入氮的一块晶体锭块具有一定的氮浓度和V/G的宽度，其在氮浓度-V/G图中用矩形区域(称为生长条件区域)表示。这是因为如图2(b)所示，具有加入氮的晶体锭块在下部具有更高的氮浓度，并且与中心部分相比在晶体周边具有更低的V/G值。
使用具有加入氮的熔体可以实现将氮加入到CZ单晶硅中。然而，已经知道在固化过程中从熔体结合到晶体中的氮浓度比率(偏析系数)非常小。因此，熔体中的大部分氮留在熔体中，并且熔体中的氮浓度随着晶体生长的进行而增加。结果是，氮浓度在晶体的下部变得更高。此外，晶体生长轴线方向从熔点降至1350℃的平均温度梯度G[℃/mm]取决于晶体的冷却能力。然而，由于一般来说晶体周边容易冷却，因此在晶体周边G较大。结果，晶体周边的V/G变得更低。
将加入氮的整块晶锭的生长条件的范围叠加在用氮浓度和V/G作为两个轴的二维缺陷区域图上，可以描述晶体的缺陷区域。例如，在如图2所示的生长条件范围内的晶体中，V区可以在晶体中心发现，而OSF区则可在晶体周边发现。当氮浓度范围固定时，随着V/G的增加，V区扩展到整个基底表面。当V/G下降时，V区在基底中心变为收缩，I区扩展到整个基底表面。此外，在V/G固定下当氮浓度增加时，将从周边产生OSF区，并铺展到整个基底表面。
作为对外延层缺陷、氮浓度和V/G之间关系的详细研究结果，已发现外延沉积之后的缺陷区域看起来如图3所示，所述外延层缺陷使用具有这类缺陷区域的氮掺杂基底在外延晶片中产生。
首先，使用加入氮但没有氢的基底时，在对应于基底的OSF区的地方产生了外延层缺陷(该缺陷称为N引起的缺陷)。该缺陷被认为是由外延层中形成的新缺陷产生的，由于在紧跟晶体生长之后的阶段已在OSF区中存在特定的氧沉淀物，从而造成了所述的新缺陷。
然后，当使用加入氢和氮的硅基底时，在对应于加入氮的基底的OSF区的区域不会产生OSF。也不会产生氮引起的缺陷。据推测，这是因为氢使得OSF区中存在的特定的氧沉淀物变得无害。另一方面，在使用加入氢的硅基底的情况下，已经证实在对应于所述基底的V区的区域中产生了不同于氮引起的缺陷的新外延层缺陷(该缺陷称为H引起的缺陷)。因此，使用加入氢和氮的硅基底制备外延晶片时，需要采取对策以防止产生H引起的缺陷。
相应地，在后面说明的实施例将可证实，在根据本发明的硅晶片及其制备方法中，通过加入氮和氢以及通过将氢分压设定在合适的范围内，可以抑制并防止因加入氢而引起的外延层缺陷。
在根据本发明制备的硅晶片中，本发明人已经证实，通过在加入氢和氮的预定条件下生长硅晶体，V区中的空隙形状可改变。即，空隙的形式可从八面体变成气泡状的空隙聚集体(见图4)。此外，据认为所述气泡状的空隙聚集体可造成在外延层中产生H引起的缺陷。
即，作为深入研究的结果，通过使用透射电子显微镜(TEM，JEM-2010JEOL Ltd.制造)，本发明人能够观察到与本发明有关的硅晶体。观察方向为110方向。衍射条件设定为220反射激发的双波条件。当偏离Bragg条件的量S设定为大于1g时，可发现上述气泡状的空隙聚集体。并且，当外延层在具有气泡状的空隙聚集体的硅晶片上形成时，发现气泡状的空隙聚集体对外延层有影响。以下将对比传统的空隙与气泡状空隙聚集体来进行解释。
如已经明确指出的，存在于传统硅晶体的V区中的空隙形状是如图5所示具有{111}表面的八面体。在切克劳斯基方法制得的晶体直径等于或大于200mm的单晶硅中，八面体空隙的大小约100-300nm。外延层沉积时，存在这类八面体状空隙的V区中不会产生外延层缺陷。
另一方面，图4所示为透射电镜照片，其显示了本发明的硅晶体中存在的气泡状空隙的聚集体。术语“气泡状”是指多个不规则形状的空隙的聚集体，其既没有八面体的形状，也没有{111}表面，如图4所示。因此，在根据本发明的硅晶片(硅晶体)中具体看见的空隙聚集体被称作“气泡状空隙聚集体”。本发明人发现，当外延层被沉积在含许多这类气泡状空隙聚集体的基底上时，会在外延层中大量产生H引起的缺陷。如图4所示的气泡状空隙聚集体引起产生如图1所示的H引起缺陷的原因现阶段尚不清楚。然而，据估计有小的空隙溶解在长成的硅晶体中，从而留下了相对较大的空隙。结果出现了空位。空位团聚并形成空位型的位错环。然后，这类位错环转录到外延层上，因此认为在外延层中形成了两片位错(H引起的缺陷)。
至于外延层缺陷数量所允许的量，如果这类缺陷的数量低于具有最小数量的这类缺陷的实施方案(0.04cm-2[每平方厘米的缺陷]的，也即对于300mm的晶片而言为28个缺陷/晶片)，例如JP 3589119中所描述的，就器件特性而言这就不是问题。根据本发明人的知识已经证实，通过将气泡状空隙聚集体的比率保持在等于或小于0.4，外延层的缺陷就可以保持在上述水平下。应当指出，根据本发明的“气泡状空隙聚集体的比率”是指气泡状空隙聚集体与设定为1的空隙总数的比率。“空隙总数”是指包含在气泡状空隙聚集体中及没有包含在所述聚集体中的其它空隙的空隙总数。
因此，对于从根据本发明的硅晶体得到的硅基底中所存在的空隙，聚集了多个不规则空隙的气泡状空隙聚集体的数量相对于空隙总数优选为低于0.4。更优选相对于空隙总数为低于0.3。这样，就可以控制气泡状空隙聚集体的数量，这些空隙聚集体是加入氢引起的氢缺陷的一种。此外，就可以抑制并防止气泡状空隙聚集体所引起的外延层缺陷。
此外已证实，在仅向硅熔体加入氮而生长的硅晶体中，没有形成气泡状的空隙聚集体。加入氮和氢时，气泡状空隙聚集体的比率与加入氢的浓度成比例增加。此外已经证实，对于通过向硅熔体加入氮和氢而生长的硅晶体来说，尽管氮的浓度增加，气泡状空隙聚集体的比率也增加。此外，硅晶体生长过程中冷却速率的增加降低了气泡状空隙聚集体的比率。进而，人们认为通过硅晶体中的氢与过量存在的空位或隙间硅原子的反应，可以形成空位-氢复合物或隙间硅-氢复合物。因此，空位或隙间硅原子的数量降低时，将使得能够生长具有数量较少的COP或位错环、或生长具有小尺寸缺陷的硅晶体。相应地认为如果加入到硅熔体中的氢浓度降低，则过量存在于硅晶体中的空位或隙间硅原子的量也会表现为同样无害地降低。所以，将不能抑制硅晶体中的缺陷密度。
因此，举例来说，如在上述所引的JP-2000-281491的“0048”段中的实施方案1或第“0055”段的实施方案2中，单晶硅生长过程的气氛中氢体积比降低到50ppm(5×10-3％)或0.1ppm(1×10-5％)，而同时保持高达1016-1019左右的高氮浓度的气氛，在这样的条件下，由于上述原因，将不会抑制产生诸如OSF的晶体缺陷。因此，在其发生沉积后，缺陷仍留在外延层中。此外应当理解，在如所述文献“0056”段中所描述气氛的高氮浓度下，将单晶硅生长过程的气氛中的氢体积比增加到高达4％时，气泡状空隙聚集体的比率将会。这样，将不能抑制和防止外延层缺陷。
因此，我们认为通过将诸如这类条件如单晶硅中的氮浓度、生长晶体中的氢分压、冷却速率和拉晶速率控制在特定的范围内，就可以控制气泡状空隙聚集体的数量。
图6所示为外延晶片中产生的外延层缺陷和氮浓度及V/G之间关系的示意图，其中上述外延晶片使用含加入的氢和氮的基底，并且通过本发明的制备方法制备。V区中H引起的缺陷和对应于只加入氮的基底的OSF区的区域中N引起的缺陷均可得到抑制。在本发明的制备方法中，因为没有必要通过控制V/G来控制基底的缺陷区域以避免外延层缺陷，所以有利的是可以拓宽晶体生产条件的允许范围。
图7所示为本发明人得到的部分试验结果。如图7(a)中所示可以证实，在加入氮生长的硅晶体中形成了由于加入氮而引起的OSF环，如从图3(a)可以了解的。通过在这类条件下掺杂氢，发生了如图3(b)所示的变化。可以证实，源自氮的OSF环没有出现(见图7(b))。
因此已经证实，尽管通过氢掺杂可以控制由于加入氮作为产生外延层缺陷原因之一所导致的氧沉淀物等，但是通过加入氮和氢，会产生如图7(b)所示的源自氢的缺陷。然而，可以理解的是，通过加入在预定范围内的氮和氢，并且通过设定预定条件(冷却速率等)，如在本发明的制备方法中，将可以控制本发明人发现的气泡状空隙聚集体。还有，也可以抑制并防止由气泡状空隙聚集体产生的外延层缺陷(H引起的缺陷)，如图7(c)所示。此外，可认为本发明人发现的气泡状空隙聚集体并不是由氢聚集而形成的巨大空腔，而是由因添加氢产生的晶格空位聚集所形成的空隙缺陷形貌变化而成的物体。
以下，对根据本发明的外延晶片的制备方法进行逐步说明。
步骤1
根据本发明的外延晶片的制备方法包括加入氢和氮到硅熔体中，然后通过切克劳斯基方法生长氮浓度为3×1013cm-3-3×1014cm-3的硅晶体的步骤。
根据本发明将氮加入到硅熔体中的方法没有具体限制，可以使用任何已知的方法。例如，可以在硅原料的熔融过程中引入氮气，或在熔融硅原料之前添加通过CVD方法等在其上沉积了氮化物的硅基底。
根据本发明的硅晶体中的氮浓度优选为3×1013cm-3-3×1014cm-3，更优选5×1013cm-3-2×1014cm-3。
如果晶体中的氮浓度低于3×1013cm-3，BMD密度会变成低于2×108cm-3。结果不能实现足够的吸除性能。另一方面，如果氮浓度超过3×1014cm-3，则气泡状空隙聚集体的比率会变成大于0.4。结果会产生由于添加氢而引起的外延层缺陷。
根据本发明，在硅晶体生长方法中向硅熔体加入氢的方法优选包括在氢分压为0.1mbar-0.4mbar的气氛下拉制单晶硅的步骤，或更优选氢分压为0.2mbar-0.35mbar。
如果氢的分压低于0.1mbar，就不能抑制氮引起的外延层缺陷。如果氢的分压超过0.4mbar，气泡状空隙聚集体的比率会变成大于0.4。结果会产生由于加入氢而引起的外延层缺陷。
在根据本发明的制备方法中，引入到晶体生长炉的氢的量应确定为使其体积比(待引入的氢的体积/混合气体的总体积)为0.3％-1.0％，或者更优选0.5％-0.9％。
炉气氛中的氢的体积比超过1.0％不可取，因为有爆炸的危险。另一方面，体积比低于0.3％时，难以在单晶硅中结合氢。
待引入到根据本发明的制备方法的晶体生长炉中的氢可以是氢与惰性气体等的混合物。对于惰性气体，优选成本不高的Ar气，但也可以单独地使用诸如He、Ne、Kr或Xe的各种稀有气体，或者替代地使用其混合气体。
根据本发明，将硼加入到硅熔体中的方法没有具体限制，可以使用任何已知的方法。例如，可以在硅原料熔融过程中引入硼，添加通过CVD方法等在硅原料熔融过程中在其上沉积了含硼化合物等的硅基底，或者向硅熔体注入元素的硼。
本发明的方法对拉晶速率V[mm/分钟]没有具体限制。然而，考虑到生产率，优选拉晶速率等于或大于0.8[mm/分钟]。
在根据本发明的硅晶体的生长步骤中，单晶硅在1100-1200℃时的冷却速率优选设定为等于或大于3.5℃/分钟。更优选，单晶硅在1100-1150℃时的冷却速率设定为等于或大于3.5℃/分钟。
如果晶体生长过程中1200-1100℃时的冷却速率低于3.5℃/分钟，气泡状空隙聚集体的比率会变成超过0.4。结果会产生由于添加氢而引起的外延层缺陷。因为冷却速率的上限根据待生长的单晶硅的直径而变化，所以对其没有具体限制。然而，特别地，冷却速率等于或大于4.5℃/分钟时，难以获得等于或大于300mm的大的晶体直径。
此外，因为在晶体冷却时，不会发生超过1200℃时晶格空位的聚集所导致的空隙形成，因此对气泡状空隙聚集体的比率没有影响，即使将冷却速率调节到此温度范围内。
进而，因为空隙的形成反应已完成，因此在晶体冷却时，对低于1100℃时气泡状空隙聚集体的比率没有影响，即使将冷却速率调节到此温度范围。
如上所述，在本发明中，为了在硅晶体生长过程中将冷却速率设定在预定的范围内，在使用切克劳斯基方法的晶体生长中可以使用晶体加热装置和晶体冷却装置。可以用于根据本发明的制备方法的制备硅晶体的装置没有具体限制。然而，为了在1100-1200℃时提高晶体生长过程中的晶体冷却速率，可能有必要进行特别处理，如提高围绕晶体而安装的热屏蔽板的冷却能力，例如JP 2004-224642中所描述的。
步骤2
根据本发明的生产外延晶片方法包括通过机械加工所述硅晶体而制备硅基底的步骤。
硅基底晶片通常由上述制备方法制备的硅晶锭制得，其包括以下这类步骤：如使用线锯或内径锯切片硅晶体，并使切割的晶片经过倒角、平面化(包括例如研磨或精研)、蚀刻、以及抛光(包括材料去除和镜面抛光)。然而，不应具体限定为这些。
步骤3
根据本发明的生产外延晶片方法包括在该硅基底的表面上形成外延层的步骤。
在步骤3中，使用CVD装置(例如Applied Materials Co.，Ltd.或ASM Co.，Ltd.制造的外延生长装置)，使单晶硅经过外延生长到硅基底晶片前表面部分的表面上。这样，可以形成可用于所需半导体器件的具有所要求薄膜厚度的外延层，以及可以获得根据本发明的硅基底晶片。
本发明的第二方面是提供具有形成在硅基底晶片表面上的外延层的外延晶片，所述硅基底晶片的氮浓度为3×1013cm-3-3×1014cm-3。还有，具有聚集的多个不规则空隙的气泡状空隙聚集体的数量相对于所述硅基底中存在的空隙总数为低于0.4。
据认为本发明的制备方法可将诸如单晶硅中的氮浓度、晶体生长过程中的氢分压、冷却速率和拉晶速率的这类条件全部控制在特定范围内。因此，本制备方法得到的外延晶片可产生较少的外延层缺陷，所述缺陷由氢添加引起的氢缺陷(空隙)产生。
此外，根据本发明的制备方法，由于发现包括单晶硅中的氮浓度、晶体生长过程中的氢分压、冷却速率、和拉晶速率的条件均控制在特定的范围内时，通过本制备方法得到的外延晶片可生成数量有限的气泡状空隙聚集体。还有，气泡状空隙聚集体作为一种由于加入氢而引起的氢缺陷，其相对于空隙总数的数量保持低于0.4。因此，就可以减少气泡状空隙聚集体所引起的外延层缺陷。
实施例
以下参考实施例和比较例说明本发明。应当理解，本发明不限于上述实施方案和以下实施例。它们仅为示范性的。只要任何东西与见述于本发明权利要求的技术概念具有基本上相同的结构，或任何东西具有类似的功能效果，它们就被认为是在本发明的技术范围内。
1.硅基底晶片的制备
在本文每个实施例和比较例中，使用通过切克劳斯基方法用于单晶硅生产的装置。使用第一拉晶机和第二拉晶机，第一拉晶机具有一般的冷却速率，第二拉晶机中热屏蔽板通过特殊方法将冷却提高1100-1200℃时的冷却速率。应当指出，在实施本发明时，拉晶机没有具体限制，只要其能实施本发明的生长条件即可。
加入氮的方法包括将含氮化物薄膜的晶片放入硅熔体中，这样可将单晶硅中的氮浓度设定在1.8×1014cm-3。此外，加入氢的方法包括将含氢的混合气体引入到每个拉晶机中。应当注意，拉晶机中的氢分压(mbar)设定为以下表1所述的条件。
第一拉晶机中晶体生长过程中1100-1200℃时的晶体冷却速率设定为2.5℃/分钟，第二拉晶机中冷却速率设定为3.8℃/分钟。每个实施例和每个比较例中的温度冷却速率在以下表1中说明。
利用该装置生长的硅晶体具有p型的导电类型，并且晶体大小(直径)为300mm(12英寸)。单晶硅的电阻率为10-15Ωcm。在任何情况下拉晶速率均低于1.2mm/分钟。
实施例和比较例中所用的氮浓度、冷却速率、和氢分压在以下表1中具体说明。
2.硅基底晶片中氮浓度的测量
使用次级离子质谱法(SIMS)测量切割上述方法生长的晶体得到的硅基底晶片中的氮浓度。然而，因为氮浓度等于或低于5×1014cm-3的晶片不能使用SIMS测量，故使用通过以下公式得出的氮浓度。以下对该公式进行详细说明。
通过以下公式1，可以计算本发明制备方法中使用的硅熔体中结合到晶体中的氮浓度：
晶片中的氮浓度＝k×(1-固化率)(k-1)×(熔体中的氮浓度)
应当指出，熔体中的氮浓度也可以称为初始熔体的氮浓度。在此，可以通过公式2得出硅晶体的固化率(g)：
硅晶体的固化率(g)＝(结晶的硅的重量)/(初始熔体的重量)
此外已经知道的是，在氮的情况下偏析系数k为7×10-4，所述偏析系数k为硅熔体固化之后结合到晶体中的杂质与熔体中的浓度的比率(W.Zulehner and D.Huber，Crystal Growth，Properties and Applications，p.28，Springer-Verlag，New York，1982)。氮浓度(每立方厘米的原子数)的测量值如以下表中所示。
3.硅基底晶片的OSF评价
通过以下方法对切割通过上述方法生长的晶体所得到的基底进行OSF评价。首先，硅基底晶片在1100℃下在含蒸汽的氧气氛围中氧化1小时。然后，用氢氟酸去除氧化薄膜，然后用Wright蚀刻溶液刻蚀厚度为1.5μm的外延层。然后用光学显微镜观察表面上产生的椭圆状、半月状或棒状的OSF凹陷。使用视区直径为2.5mm的光学显微镜，在晶片直径方向扫描晶片，通过计数OSF凹陷的数量，以每观察面积的OSF凹陷数量计算并确定OSF表面密度(每平方厘米的缺陷)。OSF表面密度等于或大于100cm-2的面积被定义为OSF区。以下表1描述了用这种方法测定的OSF区的内径和外径[cm]。
至于气泡状空隙聚集体的数量相对于基底中空隙总数的比率，通过上述方法确定的值在下表进行描述。
4.外延晶片的生产及其评价
制备外延晶片，通过切割上述方法生长的硅晶体，镜面制作该基底晶片，以及通过外延法在基底晶片上沉积单晶硅层(外延层)。
5.外延晶片的BMD测定
外延晶片的BMD通过以下方法测定。首先，将通过上述方法制备的外延晶片在1000℃下进行16小时的热处理，然后用Raytex Corp.制造的BMD分析仪(MO-4)测定BMD密度。
6.外延晶片的外延层缺陷的测定
外延晶片的外延层缺陷通过以下方法测量。首先，用KLA-Tencor Corp.制造的颗粒计数器SP-1测量外延晶片，确定等于或大于0.09μm的LPD(光点缺陷)的位置。此后，用AFM测量LPD位置，确定作为不同于附着到表面上的外来物的外延层缺陷的LPD。在确认的外延层缺陷中，对应于基底OSF区的位置上产生的外延层缺陷定义为N引起的缺陷，而从OSF区内部产生的外延层缺陷定义为H引起的缺陷。表1描述了用这种方法确定的H引起的缺陷和N引起的缺陷的数量。
表1
Figure BSA00000308124800151
应当指出，在表1所述的所有外延晶片中，BMD密度都等于或大于2×108cm-3。在所有实施例中，与比较例相比，改善了H引起的缺陷产生，并且没有产生N引起的缺陷。

Claims (5)

1.用于制备外延晶片的方法，其包括：
通过切克劳斯基方法生长硅晶体的步骤，该步骤包括加入氢和氮到硅熔体中，并且从硅熔体生长氮浓度为3×1013cm-3-3×1014cm-3的硅晶体，
通过机械加工所述硅晶体制备硅基底的步骤，以及
在所述硅基底表面上形成外延层的步骤。
2.权利要求1的方法，其中在生长所述硅晶体的步骤中，向硅熔体中加入氢的步骤包括在氢分压为0.1mbar-0.4mbar的气氛下生长硅单晶。
3.权利要求1或2的方法，其中含聚集的多个不规则空隙的气泡状空隙聚集体的数量相对于所述硅基底中存在的空隙总数为低于0.4。
4.权利要求1-3之一的制备外延晶片的方法，其中在生长所述硅晶体的步骤中，所述硅晶体在1100-1200℃下的冷却速率设定为等于或高于3.5℃/分钟。
5.含形成在硅基底晶片表面上的外延层的外延晶片，所述硅基底晶片的氮浓度为3×1013cm-3-3×1014cm-3，其中含聚集的多个不规则空隙的气泡状空隙聚集体的数量相对于所述硅基底中存在的空隙总数为低于0.4。
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