CN1307654A - 生长低缺陷密度、自填隙为主的硅的拉晶设备 - Google Patents

Abstract

一种拉晶设备,用于根据直拉法生长单晶硅锭,所述单晶硅锭在相当部分的晶锭半径上没有聚集的本征点缺陷,所述拉晶设备包括一个外壳,该外壳确定一个具有下部生长室和上部提拉室的内部。所述提拉室比生长室的横向尺寸小。一个坩埚布置在外壳的生长室内,用于装熔融硅。提供一个提拉机构,用于从熔融硅中通过生长室和提拉室向上提拉生长的晶锭。一个电阻加热器,具有一个加热元件,该加热元件加工成一定尺寸和形状,至少部分布置在外壳的上部提拉室内,其与生长晶锭的外表面处于径向隔开关系,使得在晶锭在提拉室中相对于熔融硅向上提拉时,向晶锭辐射热量。加热元件具有上端和下端,当所述加热元件放置在所述外壳中时,布置加热元件的下端使其比上端明显更接近熔融硅。

Description

生长低缺陷密度、自填隙为主的硅的拉晶设备

本发明一般涉及制备用于制造电子元件的半导体级单晶硅的拉晶设备。更特别地，本发明涉及一种生产单晶硅锭和晶片的拉晶设备，其中，所述单晶硅锭和晶片是自填隙为主的并且在大部分晶锭半径上没有聚集的本征点缺陷。

单晶硅是大多数半导体电子元件制造过程的原料，它通常是用所谓的直拉(“Cz”)法制备。晶锭的生长最常见的是在拉晶炉中进行。在此方法中，将多晶硅(“聚硅”)装到坩埚中，并通过一包围坩埚侧壁外表面的加热器熔化。使籽晶与坩埚中熔化的硅发生接触，并通过用拉晶设备缓慢提起来生长单晶锭。在形成晶颈完成之后，通过降低提拉速率和/或熔化温度来增大晶锭的直径，直到达到所希望的或目标直径。然后通过控制提拉速率和熔化温度，同时补充坩埚中下降的熔体液面，来生长晶锭的圆柱形主体，该圆柱形主体具有一近似恒定的直径。在生长过程接近结束时，必须逐渐减小晶体的直径，以便形成一种尾部锥体。典型地，该尾部锥体是通过增加拉晶速率和加到坩埚上的热量来形成。当直径变得足够小时，则使所述晶锭与熔体分开。

用来熔化坩埚中的硅的加热器典型地是电阻加热器，其中电流流过用电阻性加热材料(比如，石墨)制成的加热元件。对电流流动的阻力产生热量，该热量从加热元件辐射到坩埚和装在其中的硅上。加热元件包括若干垂直取向的等长和等截面的加热分段，它们以并列关系配置并以蛇形构形相互连接。也就是说，各相邻的分段在该分段的顶部或底部处以交替的方式相互连接，以便整个加热元件形成一连续的电路。由加热元件所产生的加热功率(heating power)一般是随各分段的截面积而变。

近年来，已经认识到，单晶硅中的大量缺陷在晶锭固化之后冷却时于晶体生长室中形成。这些缺陷部分是由于晶格中存在过量(亦即，超过溶解度极限的浓度)的本征点缺陷而引起，这些本征点缺陷是空位和自填隙。从熔体中生长的硅晶锭典型地与过量的一种或其它类型的本征点缺陷一起生长，即晶格空位(“V”)或硅自填隙(“I”)。已经提出，在晶锭中的这些点缺陷的种类和初始浓度在固化时确定，如果这些浓度达到系统中的临界超饱和浓度并且点缺陷的迁移率足够高，可能发生反应或聚集。硅中的聚集点缺陷可能严重影响在复杂和高度集成的电路生产中材料的生产潜力。

空位型缺陷被认为是这种可观察到的晶体缺陷的来源，如D-缺陷、流动图形缺陷(FPDs)、门氧化物完整性(GOI)缺陷、晶体起源的颗粒(COP)缺陷、晶体起源的光点缺陷(LPDs)、以及通过红外光散射技术(如扫描红外显微镜和激光扫描断层照相法)观察的某些种类的体缺陷。在过量空位区域内同时存在的是作为环氧化诱导的堆叠层错(OISF)的核心的缺陷。据推测，这种特定缺陷是由存在的过量空位催化的高温成核的氧聚集体。

与自填隙相关的缺陷研究较少。它们一般被认为是低密度的填隙型位错环或网络。这种缺陷不产生GOI故障(一种重要的晶片性能判据)，但是，它们被广泛认为是通常与电流泄漏问题有关的其它类型的器件故障的原因。

在直拉硅中的这种空位和自填隙聚集的缺陷的密度通常在约1×10³/立方厘米-约1×10⁷/立方厘米。虽然这些值较低，但是，聚集的本征点缺陷对器件制造越来越重要，实际上，现在已经看成是器件制造过程的成品率限制因素。

到目前为止，一般存在三种方法处理聚集的本征点缺陷问题。第一种方法包括注意力集中于拉晶技术上的方法，以便减少在晶锭中的聚集本征点缺陷的数量密度。这种方法可以进一步分为具有导致形成空位为主的材料的拉晶条件的那些方法，具有导致形成自填隙为主的材料的拉晶条件的那些方法。例如，已经提出，通过(I)控制v/G₀来生长其中晶格空位是主要本征点缺陷的晶锭，和(ii)通过在硅锭从熔体表面向上提拉时改变(一般为降低)硅锭的冷却速度来影响聚集缺陷的成核速度，可以降低聚集缺陷的数量密度。

为此，美国专利No.5,248,378(Oda等人)提出了一种生产单晶硅的设备，其中，在坩埚之上在晶体提拉机内布置被动的隔热材料，来降低生长的晶锭在1150℃以上的冷却速度。然而，如Oda等人提出的隔热材料或热屏蔽一般不能足够地降低晶锭的冷却速度，来明显降低晶锭中的缺陷数量。

Oda等人还提出，所述隔热材料可以用加热器取代，用于加热生长的晶锭。加热器布置在拉晶设备生长室内，在坩埚顶部和拉晶设备外壳的过渡部分之间。加热器向晶锭辐射热量，来降低1150℃以上的冷却速度，然而，虽然Oda等人提出的设备能减少聚集缺陷的数量密度，但是，它不能防止其形成，因为冷却速度仍然太快，不能防止这种缺陷形成。由于器件制造商提出的要求越来越严格，这些缺陷的存在将越来越成为一个严重的问题。

此外，因为在传统拉晶设备的生长室内的空间有限，增大Oda等人提出的加热器的长度或尺寸来进一步降低生长晶锭的冷却速度是不实际的。增大加热器的长度会屏蔽通过拉晶设备外壳中的观察孔用直径控制装置观察晶锭。在传统拉晶设备的生长室内典型存在的颗粒喂料器部件、激光熔体液位装置和其它装置也会干扰增大加热器长度的能力。

其它人已经提出在晶体主体生长过程中，把提拉速度降低到小于约0.4毫米/分钟的值。然而，这个建议本身也不是令人满意的，因为这种提拉速度导致形成具有高浓度自填隙的单晶硅。这种高浓度又导致聚集自填隙缺陷的形成以及伴随这种缺陷产生的所有问题。

第二种处理聚集本征点缺陷的方法包括注意力集中于在其形成后聚集的本征点缺陷的溶解或湮灭方面的方法。一般来说，通过晶片形式的硅的高温热处理可以做到这一点。例如，Fusegawa等人在欧洲专利申请503,816 A1中提出，以超过0.8毫米/分钟的生长速度生长晶锭，在1150-1280℃范围内的温度下热处理从晶锭上切下来的晶片，来降低靠近晶片表面的薄区域内的缺陷密度。所需的特定处理将根据晶片中的聚集本征点缺陷的浓度和位置而变化。从不具有这种缺陷的均匀轴向浓度的晶体上切下的不同晶片可能需要不同的生长后处理条件。此外，这种晶片热处理是成本较高的，有可能把金属杂质引入到硅晶片中，并且不是对所有类型的晶体相关缺陷普遍有效的。

第三种处理聚集本征点缺陷的方法是在单晶硅晶片表面上外延沉积硅的薄晶体层。这种方法提供一种具有基本没有本征点缺陷的表面的单晶硅晶片。然而，外延沉积明显增大晶片的成本。

由于这些发展，仍然需要设计通过抑制产生聚集本征缺陷的聚集反应来阻止形成聚集本征缺陷的拉晶设备。除了简单地限制这种缺陷形成的速度或试图在其形成后消除一些缺陷以外，抑制聚集反应的拉晶设备会生产基本无聚集本征缺陷的硅衬底。这种拉晶设备还产生具有类似外延生长法(epi-like)的成品率潜力的单晶硅晶片，用每个晶片获得的集成电路数量来表示，而没有伴随外延法的高成本。

可以注意到，在本发明的若干目的和特征中，提供一种用于生产自填隙为主的且在很大部分的晶锭半径内没有聚集本征点缺陷的单晶硅锭和晶片的拉晶设备；提供这种拉晶设备，它明显降低在拉晶设备中生长的晶锭的冷却速度；提供这种拉晶设备，它明显增大生长晶锭的温度高于1050℃的时间；并提供用于这种拉晶设备的电阻加热器，它不会妨碍通过拉晶设备外壳中的观察孔观察生长晶锭。

一般来说，本发明的拉晶设备用于根据直拉法生长单晶硅锭，这种单晶硅锭在晶锭半径的相当大的部分范围内没有聚集的本征点缺陷，本发明的拉晶设备包括一个外壳，它确定了具有下部生长室和上部提拉室的内部。所述提拉室的横向尺寸比生长室的小。坩埚放在外壳的生长室内，用于装熔融硅。提供一个提拉机构，用于从熔融硅中向上提拉生长的晶锭通过生长室和提拉室。电阻加热器具有已形成一定尺寸和形状的加热元件，以便至少部分布置在所述外壳的上部提拉室内与生长中的晶锭外表面成径向隔开关系，用于当晶锭在提拉室中相对于熔融硅向上提拉时，向晶锭辐射热量。所述加热元件具有上端和下端。当加热元件位于所述外壳中时，设置加热元件的下端明显比上端更靠近熔融硅。

本发明的其它目的和特点一部分将是显而易见的，而一部分将在后面指出。

图1是表示自填隙初始浓度[I]、和空位初始浓度[V]如何随比值v/G₀的增大而变化的实例的图，这里，v是生长速度，G₀是平均轴向温度梯度。

图2是表示对于给定的自填隙初始浓度[I]，形成聚集的填隙缺陷所需的自由能变化ΔG_I如何随温度T降低而增大的实例的图。

图3是表示形成聚集的填隙缺陷所需的自由能变化ΔG_I如何由于通过径向扩散途径抑制自填隙的浓度[I]而降低(随着温度T降低)的实例的图。实线表示没有径向扩散的情况，而虚线包括扩散的作用。

图4是表示如何由于通过径向扩散途径抑制自填隙的浓度[I]而充分降低(随着温度T降低)形成聚集的自填隙缺陷所需的自由能变化ΔG_I，从而防止聚集反应的实例的图。实线表示没有径向扩散的情况，而虚线包括扩散的作用。

图5是表示由于G₀值的增大，自填隙的初始浓度[I]和空位的初始浓度[I]随着v/G₀值的减小沿着晶锭或晶片的半径如何变化的实例的图。注意，在V/I边界上，发生从空位为主的材料向自填隙为主的材料的过渡。

图6是分别表示空位为主和自填隙I为主的材料区域，以及在它们之间存在的V/I边界的单晶硅锭或晶片的俯视图。

图7a是表示由于自填隙的径向扩散，空位或自填隙的初始浓度如何作为径向位置的函数而变化的实例的图。同时表示的是这种扩散如何引起V/I边界的位置移动更靠近晶锭的中心(由于空位和自填隙的复合)，以及自填隙的浓度[I]如何被抑制。

图7b是ΔG_I作为径向位置的函数的图，它表示自填隙浓度[I]的抑制如何足以保持各处的ΔG_I为小于发生硅自填隙反应的临界值的一个实例。

图7c是表示由于自填隙的径向扩散，空位或自填隙的初始浓度如何作为径向位置的函数而变化的另一个实例的图。注意，与图7a对比，这种扩散引起V/I边界位置更靠近晶锭的中心(由于空位和自填隙的复合)，导致在V/I边界之外的区域内填隙浓度的增大。

图7d是表示ΔG_I作为径向位置的函数的图，它表示自填隙浓度[I]的抑制(如图7c所示)如何不足以保持各处ΔG_I小于发生硅自填隙反应的临界值的一个实例。

图7e是表示由于自填隙的径向扩散，空位或自填隙的初始浓度如何作为径向位置的函数而变化的另一个实例的图。注意，与图7a对比，扩散增大导致更大程度抑制自填隙浓度。

图7f是ΔG_I作为径向位置的函数的图，它表示与图7b比较，自填隙浓度[I]的更大抑制(如图7e所示)如何导致ΔG_I的更大程度的抑制的一个实例。

图7g是表示由于自填隙的径向扩散，空位或自填隙的初始浓度如何作为径向位置的函数而变化的另一个实例的图。注意，与图7c对比，增大的扩散导致自填隙浓度的更大抑制。

图7h是ΔG_I作为径向位置的函数的图，它表示，与图7b比较，自填隙浓度[I]的更大抑制(如图7g所示)如何导致ΔG_I的更大程度的抑制的一个实例。

图7i是表示由于自填隙的径向扩散，空位或自填隙的初始浓度如何作为径向位置的函数而变化的另一个实例的图。注意，在本实例中，足够量的自填隙与空位复合，使得不再有空位为主的区域。

图7j是ΔG_I作为径向位置的函数的图，它表示自填隙的径向扩散(如图7i所示)如何足以保持在沿晶体半径的各处使聚集填隙缺陷得以抑制的一个实例。

图8是单晶硅锭的纵向截面图，详细地表示晶锭的恒定直径部分的轴向对称区域。

图9是单晶硅锭的一段恒定直径部分的纵向截面图，详细表示轴向对称区域宽度的轴向变化。

图10是其轴向对称区域宽度小于晶锭半径的单晶硅锭的一段恒定直径部分的纵向截面图，详细表示该区域还含有空位为主材料的一般圆柱形区域。

图11是图10表示的轴向对称区域的横向截面图。

图12是其轴向对称区域宽度等于晶锭半径的单晶硅锭的一段恒定直径部分的纵向截面图，详细表示该区域是基本没有聚集的本征点缺陷的自填隙为主的材料的一般圆柱形区域。

图13是在一系列氧沉淀热处理后，通过扫描晶锭的轴向截面的少子寿命产生的图像，详细表示为空位为主材料的一般圆柱形区域，为自填隙为主材料的大致环形轴向对称区域，V/I边界存在于它们之间，以及一个存在聚集自填隙缺陷的区域。

图14是提拉速度(即籽晶升起)作为晶体长度的函数的图，表示提拉速度如何在一部分晶体长度上线性降低。

图15是在一系列氧沉淀热处理后，扫描晶锭的轴向截面的少子寿命产生的图像，如实施例1所示。

图16是表示对于四个单晶硅锭(分别表示为1-4)的每一个，其提拉速度作为晶体长度的函数的图，用于产生一条曲线，表示为v^*(Z)，如实施例1所示。

图17是对于实施例2所述的两种不同情况，在熔体/固体界面处平均轴向温度梯度G₀作为轴向位置的函数的图。

图18是对于实施例2所述的两种不同情况，空位初始浓度[V]或自填隙初始浓度[I]作为径向位置的函数的图。

图19是温度作为轴向位置的函数的图，表示在实施例3中所述的两种不同情况的晶锭中的轴向温度分布。

图20是由图19所示且在实施例3更详细描述的两种冷却条件产生的自填隙浓度的图。

图21是在一系列氧沉淀热处理后，扫描整个晶锭的轴向截面的少子寿命产生的图像，如实施例4所示。

图22是表示V/I边界位置作为单晶硅锭长度的函数的图，如实施例5所述。

图23a是在一系列氧沉淀热处理后，扫描一段晶锭(范围为距晶锭肩部约100毫米到约250毫米)的轴向截面的少子寿命产生的图像，如实施例6所示。

图23a是在一系列氧沉淀热处理后，通过扫描一段晶锭(范围为距晶锭肩部约250毫米到约400毫米)的轴向截面的少子寿命产生的图像，如实施例6所示。

图24是表示对于在四种不同热区结构中的晶锭的轴向温度分布的图。

图25是在晶锭各个轴向位置上的轴向温度梯度G₀的图，如实施例7所述。

图26是在晶锭各个轴向位置上的平均轴向温度梯度G₀的径向变化图，如实施例7所述。

图27是表示轴向对称区域宽度与冷却速度之间的关系图，如实施例7所述。

图28是在铜装饰和缺陷边界腐蚀后，一段晶锭的轴向截面的照片，范围为距晶锭肩部约235毫米到约350毫米，如实施例7所述。

图29是在铜装饰和缺陷边界腐蚀后，一段晶锭的轴向截面的照片，范围为距晶锭肩部约305毫米到约460毫米，如实施例7所述。

图30是在铜装饰和缺陷边界腐蚀后，一段晶锭的轴向截面的照片，范围为距晶锭肩部约140毫米到约275毫米，如实施例7所述。

图31是在铜装饰和缺陷边界腐蚀后，一段晶锭的轴向截面的照片，范围为距晶锭肩部约600毫米到约730毫米，如实施例7所述。

图32是本发明拉晶设备的示意性的局部垂直截面图，表示在单晶硅锭生长过程中其所处位置的第一个实施方案的电阻加热器；

图33是图1的电阻加热器的透视图；

图34是在图1的拉晶设备中使用的电阻加热器的第二个实施方案的透视图；

图35是在图1的拉晶设备中使用的电阻加热器的第三个实施方案的透视图；

图36是没有图1的电阻加热器的拉晶设备的示意性垂直截面图，使用有限元分析表示在拉晶设备中生长的晶锭的等温线；

图37是包括图1的电阻加热器的本发明的拉晶设备的示意性垂直截面图，使用有限元分析表示在拉晶设备中生长的晶锭的等温线；

图38是类似于图37所示的拉晶设备但是包括比图37的加热器更长的电阻加热器的示意性垂直截面图，使用有限元分析表示在拉晶设备中生长的晶锭的等温线；

图39是来自图36、37和38的晶锭等温线数据图，其中比较了晶锭轴向温度与晶锭距熔融源材料的距离的关系。

在附图的几个视图中，相应的标号表示相应的部件。

基于到目前为止的实验证据，看来本征点缺陷的种类和初始浓度是在晶锭从固化温度(即约1410℃)冷却到高于1300℃的温度(即至少约1325℃，至少约1350℃或甚至至少约1375℃)时最初确定的。即，这些缺陷的种类和初始浓度由比例v/G₀控制，这里，v是生长速度，G₀是在该温度范围内的平均轴向温度梯度。

参考图1，为了增大v/G₀值，从降低的自填隙为主生长到增大的空位为主生长的过渡发生在接近v/G₀的临界值处，基于目前可得到的信息，该临界值似乎是约2.1×10^-5cm²/sK，这里，G₀在其中轴向温度梯度在上述温度范围内是恒定的条件下测定。在该临界值处这些本征点缺陷的浓度处于平衡状态。

当v/G₀值超过临界值时，空位浓度增大。类似地，当v/G₀值在临界值以下时，自填隙浓度增大。如果这些浓度达到系统中的临界过饱和浓度，并且如果点缺陷的迁移率足够高，可能发生反应或聚集作用。在硅中的聚集本征点缺陷可能严重影响在复杂和高度集成的电路的生产中的材料的生产潜力。

已经发现，可以抑制硅自填隙原子反应产生聚集填隙缺陷。不受任何特定理论限制，认为在晶锭的生长和冷却过程中控制自填隙的浓度，使得系统的自由能变化绝不超过聚集反应自发发生产生聚集填隙缺陷的临界值。

一般来说，驱动由单晶硅中的硅自填隙形成聚集填隙缺陷的反应发生的系统自由能变化由方程(I)控制： ${\text{\ΔG}}_I=\mathrm{kT}\ln \left(\frac{\left[I\right]}{{\left[I\right]}^{\mathrm{eq}}}\right)---\left(I\right)$ 其中：ΔG_I是自由能变化，k是玻尔兹曼常数，

T是温度，用K表示，

[I]是在单晶硅中的空间某点和某时间点的自填隙浓度，和

[I]^eq是在与产生[I]的空间和时间的相同点处且在温度T下的自填隙

平衡浓度。

根据该方程，对于给定的自填隙浓度[I]，由于[I]^eq随温度急剧降低，温度T的降低一般导致ΔG_I的增大。

图2示意地表示，对于从固化温度冷却的、但没有同时使用某些抑制硅自填隙浓度的措施的晶锭，ΔG_I和硅自填隙浓度的变化。随着晶锭冷却，由于[I]的过饱和度增大，根据方程(I)，ΔG_I增大，并且接近聚集填隙缺陷的形成能垒。在冷却继续时，最后超过该能垒，此时发生反应。该反应导致聚集填隙缺陷的形成，随着过饱和系统发生驰豫，即[I]的浓度降低，伴随着ΔG_I的减小。

在晶锭从固化温度冷却时，通过保持硅自填隙系统的自由能小于发生聚集反应的自由能值，可以避免自填隙的聚集。换言之，可以控制系统不要变成临界过饱和。通过建立足够低的自填隙初始浓度(如下文所定义的，由v/G₀(R)控制)，使得绝不达到临界过饱和，可以达到这个目的。然而，在实践中，这样的浓度难以在整个晶体半径上获得，所以，一般来说，通过在晶体固化后，即建立由v/G₀(r)确定的初始浓度之后，抑制初始的硅自填隙浓度，可以避免临界过饱和。

图3和4示意地表示在图2的晶锭从固化温度冷却时，抑制[I]对ΔG_I增大的两种可能的作用。在图3中，[I]的抑制导致ΔG_I增大速度降低，但是，在这种情况下，所述抑制作用不足以保持各处的ΔG_I值小于发生反应的临界值；因此，所述抑制作用只能用于降低反应发生的温度。在图4中，[I]的抑制作用增大，足以保持各处的ΔG_I值小于反应发生的临界值；所以，所述抑制作用阻止了缺陷的形成。

已经令人惊讶地发现，由于自填隙的迁移率较大，一般约为10^-4平方厘米/秒，有可能通过自填隙向位于晶体表面或位于晶体内的空位为主区域的吸收点(sink)的径向扩散，实现较大距离的抑制，即约5-10厘米或更大的距离。可以有效地使用径向扩散抑制自填隙的浓度，可以提供足够的时间进行本征点缺陷初始浓度的径向扩散。一般来说，扩散时间取决于自填隙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。

典型地，对于根据直拉法生长的单晶硅，平均轴向温度梯度G₀随着其半径增大而增大。这意味着v/G₀在晶锭半径上一般不是单值的。由于这种变化，本征点缺陷的种类和初始浓度不是恒定的。如果沿着晶锭半径4在某点处达到v/G₀的临界值，在图5和6表示为V/I边界2，材料将从空位为主型转变为自填隙为主型。此外，晶锭将含有自填隙为主材料6的轴向对称的区域(其中，硅自填隙原子的初始浓度随半径增大而增大)，包围一个空位为主材料8的一般为圆柱形的区域(其中，空位的初始浓度随半径增大而减小)。

图7a和7b示意地表示当晶锭从固化温度冷却时，抑制[I]对ΔG_I增大的作用。在根据直拉法提拉晶锭时，晶锭含有轴向对称的填隙为主材料的区域，该区域从晶锭边缘沿半径向形成V/I边界的位置延伸，空位为主材料的一般圆柱形区域从晶锭中心沿半径向形成V/I边界的位置延伸。当晶锭从固化温度冷却时，由于自填隙与空位的复合，填隙原子的径向扩散引起V/I边界径向向内位移和在V/I边界以外的自填隙浓度的明显抑制。此外，在晶体冷却时，将发生自填隙向晶体表面的径向扩散。在晶体冷却时，晶体表面能保持接近平衡的点缺陷浓度。因此，[I]的抑制足以保持各处的ΔG_I值小于硅自填隙反应发生的临界值。

现在参考图8和9，在一个抑制缺陷聚集的一般优选的方法中，根据直拉法生长单晶硅锭10。该硅锭包括中心轴12、籽晶锥体14、尾部锥体16和在籽晶锥体和尾部锥体之间的恒定直径部分18。恒定直径部分具有外边缘20和从中心轴到外边缘延伸的半径4。该方法包括控制生长条件，包括生长速度v，平均轴向温度梯度G₀，和冷却速度，导致轴向对称区域6的形成，该区域在晶锭从固化温度冷却时，基本不含聚集的本征点缺陷。

在该方法的一种实施方案中，控制生长条件，以便使V/I边界2保持在使轴向对称区域6的体积相对于晶锭10的恒定直径部分18的体积最大化的位置。所以，一般来说，在该实施方案中，优选的是，轴向对称区域具有分别等于晶锭的恒定直径部分的半径4和长度26的宽度22(从外边缘径向朝向晶锭中心轴来测量)和长度24(沿晶锭中心轴测量)。然而，事实上，操作条件和拉晶设备结构的限制可能支配着轴向对称区域占据晶锭的恒定直径部分的较小部分。所以，一般来说，在该实施方案中的轴向对称区域的宽度优选的为晶锭的恒定直径部分半径的至少约30％，更优选的是至少约40％，仍然更优选的是至少约60％，最优选的是至少约80％。此外，该轴向对称区域延伸的长度为晶锭的恒定直径部分长度的至少约20％，优选的是至少约40％，更优选的是至少约60％，仍然更优选的是至少约80％延伸。

参考图9，轴向对称区域6的宽度22沿着中心轴12的长度可以有某些变化。所以，对于给定长度的轴向对称区域，通过测量晶锭10的外边缘20径向向内到离中心轴最远的一点处的距离，测定所述宽度。换句话说，测量宽度22从而测定轴向对称区域6的给定长度24内的最小距离。

现在参考图10和11，当晶锭10的恒定直径部分18的轴向对称区域6具有小于恒定直径部分的半径4的宽度22时，该区域一般为环形。一个一般为圆柱形的空位为主材料8的区域，以中心轴12为中心，位于所述一般为环形的区段径向向内的位置。参考图12，将会理解，当轴向对称区域6的宽度22等于恒定直径部分18的半径4时，所述区域不含这种空位为主的区域；而轴向对称区域本身一般为圆柱形，并含有基本无聚集的本征点缺陷的自填隙为主的材料。

虽然一般优选的是控制晶体生长条件，使填隙为主的区域最大化，但是，对于给定的拉晶设备热区设计，可能有一个极限。当V/I边界移动更靠近中心晶轴时，假定冷却条件和G₀(r)不变，这里G₀(r)是G₀的径向变化，所要求的径向扩散的最小量增大。在这些情况下，可能会有最小半径的空位为主区域，要求其通过径向扩散抑制聚集填隙缺陷的形成。

图7c和7d示意地表示一个实施例，其中，超过了空位为主区域的最小半径。在该实施例中，冷却条件和G₀(r)与图7a和7b的晶体所用的相同，在图7a和7b的晶体中，对于所示的V/I边界位置，有足够的向外扩散，来避免聚集的填隙缺陷。在图7c和7d中，V/I边界的位置移动更靠近中心轴(相对于图7a和7b)，导致在V/I边界之外的区域内填隙浓度增大。因此，需要更多的径向扩散来充分抑制填隙浓度。如果不能获得充分的向外扩散，系统的ΔG_I将增大达到临界值以上，将发生产生聚集填隙缺陷的反应，在V/I边界和晶体边缘之间的环形区域内产生一个含这些缺陷的区域。对于给定的热区，发生这种情况的V/I边界的半径是所述最小半径。如果可以进行更多的填隙径向扩散，该最小半径减小。

图7e、7f、7g和7h说明对于具有与图7a、7b、7c和7d中举例的晶体相同原始空位和填隙浓度生长的晶体，增大径向向外扩散对填隙浓度分布和系统ΔG_I升高的影响。增大填隙的径向扩散导致填隙浓度的更大抑制作用，因此抑制系统ΔG_I的升高到比图7a、7b、7c和7d中更大的程度。在这种情况下，对于V/I边界的较小半径，系统ΔG_I不会过大。

图7I和7j表示一个实施例，其中，可以进行充分的径向扩散，使得通过保证充分径向扩散，从而抑制了沿晶体半径各处的聚集填隙缺陷，使所述最小半径减小为0。

在本方法的一个实施方案中，在晶锭的轴向对称的、自填隙为主的区域中控制硅自填隙原子的初始浓度。再次参考图1，一般来说，通过控制晶体生长速度v和平均轴向温度梯度G₀，使得v/G₀的比值比较靠近该比值的临界值(在此处产生V/I边界)，来控制硅自填隙原子的初始浓度。此外，可以建立平均轴向温度梯度G₀，使得还能控制作为晶锭半径的函数的G₀的变化，即G₀(r)(以及v/G(r))。

典型地控制生长速度v和平均轴向温度梯度G₀(如前面定义的)，使得v/G₀的比值范围约为v/G₀的临界值的约0.5-约2.5倍(即约1×10^-5平方厘米/sK-5约×10^-5平方厘米/sK，基于对于v/G₀的临界值目前可以获得的信息)。优选的是，v/G₀的比值范围约为v/G₀的临界值的约0.6-约1.5倍(即约1.3×10^-5平方厘米/sK-约3×10^-5平方厘米/sK，基于对于v/G₀的临界值目前可以获得的信息)。最优选的是，v/G₀的比值范围约为v/G₀的临界值的约0.75-约1倍(即约1.6×10^-5平方厘米/sK-约2.1×10^-5平方厘米/sK，基于对于v/G₀的临界值目前可以获得的信息)。通过单独控制生长速度v和平均轴向温度梯度G₀可以获得这些比例。

一般来说，在其它事项之中，主要通过拉晶设备”热区“的设计，即制造加热器的石墨(或其它材料)、隔热材料、热和辐射屏蔽，可以获得平均轴向温度梯度G₀的控制。虽然设计细节可以根据拉晶设备的制造和型式而变化，但是，一般来说，使用在该技术中目前已知的用于控制在熔体/固体界面处的传热的措施可以控制G₀，包括反射器、辐射屏蔽、清洗管、光导管和加热器。一般来说，通过在熔体/固体界面上方约一个晶体直径范围内布置这样的装置，使G₀的径向变化最小化。通过调节所述装置相对于熔体和晶体的位置，可以进一步控制G₀。通过调节热区内所述装置的位置，或者通过调节热区内熔体表面的位置，可以完成这种调节。此外，在使用加热器时，通过调节供给到加热器的功率，可以进一步控制G₀。在间歇式直拉法(其中，在所述方法中耗尽熔体量)中可以使用任何或所有的这些方法。

对于本发明的某些实施方案，一般优选的是作为晶锭直径的函数的平均轴向温度梯度G₀相对恒定。然而，应该注意，由于热区设计的改进使得G₀的变化可最小化，所以，伴随保持恒定增长速度的机械问题日益成为一个重要因素。这是因为生长过程变得对提拉速度的任何变化更加敏感，这又直接影响拉晶速度v。在工艺控制方面，这意味着在晶锭的半径内具有不同的G₀值是有利的。然而，G₀值的明显不同可能导致大浓度的自填隙，一般朝着晶片边缘增大，从而增大了避免形成聚集本征点缺陷的难度。

由于上述原因，G₀的控制涉及在使G₀的径向变化最小与保持有利的工艺控制条件之间的平衡。所以，典型地，在约一个直径的晶体长度后的提拉速度范围约为0.2-0.8毫米/分钟。优选的是，提拉速度范围约为0.25-0.6毫米/分钟，更优选的是，约0.3-0.5毫米/分钟。应该注意，提拉速度依赖于晶体直径和拉晶设备的设计。所述范围一般是针对200毫米直径的晶体。一般来说，提拉速度将随晶体直径增大而降低。然而，可以设计拉晶设备使得提拉速度超过这里所述的数值。因此，最优选的是，设计拉晶设备使得提拉速度能够尽可能地快，并且仍然可以形成根据本发明的轴向对称区域。

在第二个且优选的实施方案中，为了工业实用的目的，通过控制晶锭从固化温度(约1410℃)冷却到硅自填隙变得不能移动的温度时的冷却速度，控制自填隙扩散的量。硅自填隙在接近硅的固化温度(即1410℃)的温度似乎是极其易活动的。然而，这种可移动性随着单晶硅锭的温度降低而降低。一般来说，自填隙的扩散速度在低于约700℃的温度，可能在高到800℃、900℃、1000℃或者甚至1050℃的温度下，减慢到相当大的程度，使得它们对于工业上实用的时间内基本是不动的。

应该注意，在这方面，虽然在理论上自填隙聚集反应发生的温度可以在较宽的温度范围内变化，但是，实际上，该范围对于常规的直拉法生长的硅似乎相当窄。这是根据直拉法生长的硅中典型获得的初始自填隙浓度范围相当窄的结果。所以，一般来说，(如果最终发生的话)在约1100-800℃范围内的温度下，典型的是在约1050℃的温度下，自填隙聚集反应可以发生。

在自填隙呈现可移动的温度范围内，并且取决于热区内的温度，冷却速度典型的范围约为0.1-3℃/分钟，优选的是，冷却速度范围为约0.1-1.5℃/分钟，更优选的是约为0.1-1℃/分钟，仍然更优选的是约为0.1-0.5℃/分钟。换言之，为了使轴向对称区域的宽度最大，一般优选的是，硅在超过约1050℃的温度驻留时间为(i)对于150毫米标称直径的硅晶体是至少约5小时，优选的是至少约10小时，更优选的是至少约15小时，(ii)对于200毫米标称直径的硅晶体至少约5小时，优选的是至少约10小时，更优选的是至少20小时，仍然更优选的是至少约25小时，最优选的是至少约30小时，(iii)对于标称直径大于200毫米的硅晶体至少约20小时，优选的是至少约40小时，更优选的是至少约60小时，最优选的是至少约75小时。参考图24，对于用于控制晶锭的冷却速度的不同热区构形，轴向温度分布可以变化。

通过控制在自填隙呈现可移动的温度范围内晶锭的冷却速度，可以为自填隙原子提供更多的时间，使其扩散到位于晶体表面的吸收点或者到空位为主的区域，在这里它们被湮灭。所以，可以抑制这种自填隙的浓度，其作用是防止聚集反应发生。通过控制冷却速度，利用填隙的扩散能力放宽否则将是严格的v/G₀要求，这种要求可能是为了获得没有聚集缺陷的轴向对称区域所要求的。换言之，由于为了使填隙有更多的时间扩散，可以控制冷却速度的事实，使得为了获得无聚集缺陷的轴向对称区域，相对于临界值，大范围的v/G₀值是可以接受的。

为了获得在晶体的恒定直径部分的可观的长度上的这种冷却速度，还必须考虑晶锭尾部锥体的生长过程，以及在完成尾部锥体生长时对晶锭的处理。典型地，在完成晶锭的恒定直径部分的生长时，为了开始形成尾部锥体所必需的逐渐变细过程，将增大提拉速度。然而，提拉速度的这种增大将导致恒定直径部分的下部在填隙可以充分移动的温度范围内发生更快冷却，如上所述。因此，这些填隙可能没有足够的时间扩散到其被湮灭的吸收点；即在该下部中的所述浓度不能被抑制到足够的程度，并且可能产生填隙缺陷的聚集。

为了防止在晶锭的下部发生这种缺陷的形成，所以，优选的是根据直拉法的晶锭的恒定直径部分具有均匀的热历史。不仅在恒定直径部分的生长过程中，而且在晶体的尾部锥体的生长过程中以及可能在尾部锥体生长之后，通过以比较恒定的速度从硅熔体中提拉晶锭，可以获得均匀的热历史。例如，通过(i)相对于在晶体的恒定直径部分的生长过程中的坩埚和晶体转速，降低在尾部锥体生长过程中的坩埚和晶体转速，和/或(ii)相对于尾部锥体生长过程中通常提供的功率，增大在尾部锥体生长过程中向用于加热硅熔体的加热器提供的功率，可以获得比较恒定的速度。工艺参数的这些附加调节可以单独进行或者结合进行。

在尾部锥体的生长开始时，建立尾部锥体的提拉速度，使得保持在超过约1050℃的温度下的晶锭的恒定直径部分的任何区段，与含有已经冷却到小于约1050℃的温度的、没有聚集本征点缺陷的轴向对称区域的晶锭的恒定直径部分的其它片段经历相同的热历史。

如前所述，存在空位为主区域的最小半径，对于该区域，可以获得对聚集填隙缺陷的抑制。最小半径的值取决于v/G₀(r)和冷却速度。由于拉晶设备和热区设计可改变，对于v/G₀(r)、提拉速度和冷却速度的上述范围也将改变。类似地，这些条件可以沿生长晶体的长度而变化。同样如上所述，优选的是使没有聚集填隙缺陷的填隙为主区域的宽度最大化。因此，希望的是，在给定的拉晶设备中，保持该区域的宽度值尽可能接近(而不超过)晶体半径与沿生长中的晶体的长度上的空位为主区域的最小半径之间的差值。

对于给定拉晶设备热区设计，可以通过实验确定轴向对称区域的最佳宽度和所要求的最佳晶体提拉速度分布。一般来说，该实验方法包括，对于在特定的拉晶设备中生长的晶锭，首先获得容易获得的有关轴向温度分布的数据，以及对于在相同拉晶设备中生长的晶锭的平均轴向温度梯度的径向变化。该数据全体用来提拉一个或多个单晶硅锭，然后分析聚集填隙缺陷的存在。用这种方法，可以确定最佳提拉速度分布。

图13是通过在一系列氧沉淀热处理之后对一段200毫米直径晶锭的轴向截面的少数载流子寿命扫描产生的图像，它显示缺陷分布图案。它表示一个实施例，其中，对于给定的拉晶设备热区设计，使用接近最佳的提拉速度分布。在该实施例中，发生从超过填隙为主区域最大宽度(导致形成聚集填隙缺陷区域28)的v/G₀(r)到轴向对称区域具有最大宽度的最佳v/G₀(r)的过渡。

除了由于G₀在晶锭半径上的增大产生的v/G₀的径向变化之外，由于v的变化，或者由于直拉法产生的G₀的自然变化，v/G₀也可能产生轴向变化。对于标准的直拉法，在为了保持晶锭直径恒定，随着在整个生长周期调节提拉速度，v被改变。在提拉速度方面的这些调节或变化又引起v/G₀在晶锭的恒定直径部分的长度上发生变化。所以，根据优选的方法，为了使晶锭的轴向对称区域的宽度最大化，控制该提拉速度。然而，作为结果，可能发生晶锭半径的变化。为了保证所得晶锭具有恒定的直径，所以，优选的是使晶锭生长到大于希望的直径。然后，使晶锭经过本领域中的标准加工，从表面上除去多余的材料，因此，保证获得具有恒定直径部分的晶锭。

对于根据上述方法制备的，并具有V/I边界的晶锭，即含有空位为主的材料的晶锭，经验表明低氧浓度材料，即小于约13PPMA(百万分之一个原子，ASTM标准F-121-83)是优选的。更优选的是，所述单晶硅含有小于约12PPMA的氧，仍然更优选的是小于约11PPMA的氧，最优选的是小于约10PPMA的氧。这是因为，在中等到高氧含量的晶片中，即14-18PPMA，刚好在V/I边界之内的增强的氧群集(clustering)带和氧诱导堆叠层错的形成变得更显著。这些的每一种都是在给定的集成电路制造过程中的问题的潜在来源。然而，应该注意，当轴向对称区域的宽度约等于晶锭的半径时，氧含量的限制被取消；这是因为，假定没有空位型材料存在，这种层错和群集将不会发生。

通过一些方法(单一地或结合使用)可以进一步降低增强的氧群集的作用。例如，在约350-750℃范围内的温度下退火的硅中，典型地形成氧沉淀成核中心。所以，对于某些应用，所述晶体是“短”晶体可能是优选的，即该晶体是在直拉法中生长直到籽晶端已经从硅的熔点(约1410℃)冷却到约750℃，然后快速冷却晶锭而形成的。用这种方法，对于成核中心形成重要的温度范围内经历的时间保持在最小，在拉晶设备中氧沉淀成核中心没有足够的时间形成。

然而，优选的是，通过退火单晶硅溶解在单晶生长过程中形成的氧沉淀成核中心。假定它们没有经过稳定化热处理，通过把硅快速加热到至少约875℃，优选的是继续提高温度到至少1000℃，至少1100℃或更高，可以经退火使氧沉淀成核中心从硅中排出。到硅达到1000℃时，基本所有(例如＞99％)的这些缺陷已经退火排出。重要的是，所述晶片应快速加热到这些温度，即升温速度至少约10℃/分钟，更优选的是至少约50℃/分钟。否则，某些或全部氧沉淀成核中心可能被热处理而稳定化。在较短的时间内，即约60秒或更少的数量级上，似乎已经达到平衡。因此，通过在至少约875℃，优选的是至少约950℃，更优选的是至少约1100℃的温度下使其退火至少约5秒，优选的是至少约10分钟的时间，可以溶解单晶硅中的氧沉淀成核中心。

可以在常规的炉中或者在快速热退火(RTA)系统中进行该溶解。可以在各种市售快速热退火(“RTA”)炉的任一种中进行硅的快速热退火，在所述快速热退火炉中，通过高功率灯组单个地加热晶片。RTA炉能够快速加热硅晶片，例如，它们能在几秒内把晶片从室温加热到1200℃。一种这样的市售RTA炉是可以从AG Associates(Mountain View，CA)获得的610型炉。此外，可以在硅锭上或者在硅晶片上进行所述溶解，优选的是晶片。

注意，根据上述方法制备的晶片适用于作为在其上沉积外延层的衬底。可以通过在该领域中已知的装置进行外延沉积。

此外，还要注意，这种晶片适合于与氢或氩退火结合使用，例如在欧洲专利申请No.503,816 A1中所述的处理。

聚集缺陷的检测

通过一些不同的技术可以检测聚集的缺陷。例如，一般是通过在Secco腐蚀液中把单晶硅样品选择性腐蚀约30分钟，然后使试样经过显微检查，检测流动图形缺陷、或D缺陷(例如，见H.Yamagishi等人，半导体科学与技术(Semicond.Sci.Technol.)，7，A135(1992))。虽然是用于聚集的空位缺陷的检测标准方法，但是，这种方法也可以用来检测聚集的填隙缺陷。在使用这种技术时，这些缺陷存在时，在试样表面上呈现为大的凹坑。

使用激光散射技术也可以检测聚集的缺陷，例如激光散射X射线断层照相技术，它一般比其它腐蚀技术有更低的缺陷密度检测极限。

此外，用在加热时能扩散进入单晶硅基体中的金属装饰这些缺陷，可以目测聚集的填隙点缺陷。具体地，首先用含有能装饰这些缺陷的金属的组合物(如硝酸铜的浓溶液)涂敷试样表面，可以目视检测单晶硅试样，如晶片、毛坯或厚板，来检测这些缺陷的存在。然后，为了把金属扩散到试样中，把涂敷的试样加热到约900-1000℃之间的温度，约5-15分钟。然后，把热处理的试样冷却到室温，从而使金属变成临界过饱和且在试样基体内存在缺陷的位置上沉淀出来。

冷却后，为了去除表面残渣和沉淀物，用光亮腐蚀液处理试样约8-12分钟，使试样首先经过非缺陷边界(delineating)腐蚀。一种典型的光亮腐蚀液包括约55％的硝酸(70重量％溶液)、约20重量％的氢氟酸(49重量％的溶液)、和约25％的盐酸(浓溶液)。

然后用去离子水漂洗试样，并把试样浸在Secco或Wright腐蚀液中(或用其处理该试样)约35-55分钟进行第二个腐蚀步骤。典型地，使用含有约1∶2的0.15M重铬酸钾和氢氟酸(49重量％的溶液)的Secco腐蚀液腐蚀所述试样。该腐蚀步骤用于显示或描绘可能存在的聚集的缺陷。

定义

如本文所用的，下列短语或术语将具有给出的意义：“聚集本征点缺陷”是指(i)通过其中空位聚集产生D缺陷、流动图形缺陷、门氧化物完整性缺陷、晶体起源的颗粒缺陷、晶体起源的光点缺陷、以及其它这种与空位相关的缺陷的反应，或者(ii)通过其中自填隙聚集产生位错环和网络、以及其它这种与自填隙相关缺陷的反应，产生的缺陷；“聚集的填隙缺陷”是指通过其中硅自填隙原子聚集的反应产生的聚集本征点缺陷；“聚集空位缺陷”是指通过其中晶格空位聚集的反应产生的聚集空位点缺陷；“半径”是指从中心轴到晶片或晶锭外边缘测量的距离；“基本不含聚集本征点缺陷”是指聚集缺陷的浓度低于这些缺陷的检测极限，目前约为10³个缺陷/立方厘米；“V/I边界”是指沿着晶锭或晶片的半径，材料从空位为主变化为自填隙为主的位置；“空位为主”和“自填隙为主”是指其中本征点缺陷分别主要为空位或自填隙的材料。

实施例

下列实施例说明制备单晶硅锭的上述方法，其中，根据直拉法，在晶锭从固化温度冷却时，在晶锭的恒定直径部分的轴向对称区域(从该区域可切下晶片)中防止了本征点缺陷的聚集。

下列实施例提出了一组可以用来获得希望的结果的条件。对于给定的拉晶设备，存在确定最佳提拉速度分布的其它方法。例如，除了以各种提拉速度生长一系列晶锭以外，可以以沿晶体长度方向增大和减小的提拉速度生长单晶；用这种方法，在单晶生长过程中，可以使聚集的自填隙缺陷出现和消失多次。然后对于一些不同的晶体位置，可以确定最佳提拉速度。因此，不应该以限制性的意义解释下列实施例。

                     实施例1

对于具有预先存在的热区设计的拉晶设备的最佳工序在晶体长度上提拉速度线性地从约0.75毫米/分钟降低到0.35毫米每分钟的条件下，生长第一个200毫米的单晶硅锭。图14表示提拉速度作为晶体长度的函数。考虑在拉晶设备中生长200毫米晶锭的预先建立的轴向温度分布和预先建立的平均轴向温度梯度G₀的径向变化，即在熔体/固体界面处的轴向温度梯度，选择这些提拉速度来保证晶锭从中心到晶锭一端的边缘是空位为主的材料，且晶锭从中心到晶锭另一端的边缘是填隙为主的材料。把生长的晶锭纵向切片并分析，确定聚集填隙缺陷开始形成的位置。

图15是在一系列显示缺陷分布图案的氧沉淀热处理之后，在距离晶锭肩部约635-760毫米范围内的一段晶锭轴向截面的少数载流子寿命进行扫描产生的图像。在约680毫米的晶体位置上，可以看见聚集填隙缺陷28的带。该位置对应于临界提拉速度v^*(680毫米)＝0.33毫米/分钟。在该点上，轴向对称区域6的宽度(是填隙为主材料的区域但是没有聚集的填隙缺陷)在其最大值处；空位为主区域8的宽度，R_v ^*(680)约为35毫米，轴向对称区域的宽度R_I ^*(680)约为65毫米。

然后以稳定的提拉速度生长一系列的四个单晶硅锭，所述提拉速度略大于和略小于获得第一个200毫米晶锭的轴向对称区域的最大宽度时的提拉速度。图16表示对于四个晶体的每一个，提拉速度作为晶体长度的函数，分别表示为1-4。然后分析这四个晶体，确定聚集填隙缺陷第一次出现或消失的轴向位置(和对应的提拉速度)。这四个试验确定的点(标为“*”)表示于图16中。在这些点之间的插值和从这些点的外延产生一个曲线，在图16中标为v^*(Z)。对于一级近似，该曲线表示200毫米的晶体的提拉速度作为在拉晶设备中长度的函数，这时，轴向对称区域处于其最大宽度。

以其它提拉速度生长另外的晶体，并且进一步分析这些晶体将进一步改进v^*(Z)的实验精确度。

                        实施例2

                  G₀(r)径向变化的减小

图17和18表明通过减小熔体/固体界面处的轴向温度梯度G₀(r)的径向变化可以获得的质量的改善。对于两种具有不同G₀(r)的情况计算空位和填隙的初始浓度(距离熔体/固体界面约1厘米)：(1)G₀(r)＝2.65+5×10^-4r²(K/mm)和G₀(r)＝2.65+5×10^-5r²(K/mm)。对于每种情况，调节提拉速度，使得在空位富集的硅和填隙富集的硅之间的边界在半径为3厘米处。用于情况1和2的提拉速度分别为0.4和0.35毫米/分钟。从图18可以清楚看出，在晶体的填隙富集部分中的填隙初始浓度随着初始轴向温度梯度的径向变化减小而剧烈降低。这导致材料质量的改善，因为可以更容易地避免由于填隙的过饱和产生填隙缺陷簇的形成。

                        实施例3

                增大填隙向外扩散的时间

图19和20表示通过增大填隙向外扩散的时间可以获得质量的改善。对于晶体中具有不同的轴向温度分布dT/dz的两种情况，计算填隙的浓度。对于这两种情况，熔体/固体界面处的轴向温度梯度是相同的，因此，对于这两种情况，填隙的初始浓度(距离熔体/固体界面约1厘米)是相同的。在该实施例中，调节提拉速度，使得整个晶体是填隙富集的。对于这两种情况，提拉速度是相同的，0.32毫米/分钟。情况2中的填隙向外扩散的更长时间导致填隙浓度的总体降低。这导致材料质量的改善，因为可以更容易地避免由于填隙的过饱和产生填隙缺陷簇的形成。

                          实施例4

用变化的提拉速度生长700毫米长、150毫米直径的晶体。提拉速度近似线性地从肩部的约1.2毫米/分钟到约在距离肩部430毫米处的约0.4毫米/分钟，然后近似线性地在距肩部700毫米处变回到0.65毫米/分钟。在这种特定拉晶设备中的这些条件下，在距离晶体肩部约320毫米到约525毫米范围内的晶体长度上在填隙富集的条件下生长整个半径的晶体。现在参考图21，在约525毫米的轴向位置上和约0.47毫米/分钟的提拉速度，晶体在整个直径上不含聚集的本征点缺陷簇。用另一种方式说明，有一小段晶体，其中轴向对称区域的宽度，即基本没有聚集缺陷的区域的宽度，等于晶锭的半径。

                          实施例5

如实施例1所述，以变化的提拉速度生长一系列单晶硅锭，然后分析确定聚集填隙缺陷第一次出现或消失的轴向位置(和相应的提拉速度)。在其之间的插值和从这些点的外推，在提拉速度对轴向位置的图上画出，产生一个曲线，对于一级近似，它表示200毫米晶体的提拉速度作为拉晶设备中的长度的函数，此处，轴向对称区域处于其最大宽度。然后以其它的提拉速度生长另外的晶体，并且这些晶体的进一步分析用来改进该实验确定的最佳提拉速度分布。

使用该数据和根据该最佳提拉速度分布，生长约1000毫米长、直径约200毫米的晶体。然后使用在本领域中标准的氧沉淀方法分析从各个轴向部分获得的所生长晶体的切片，以便(i)确定是否形成聚集的填隙缺陷，和(ii)确定V/I边界的位置作为切片半径的函数。用这种方法，确定轴向对称区域的存在，以及作为晶体长度或位置的函数的该区域的宽度。

图22中给出了距离晶锭肩部约200毫米-950毫米范围内的轴向位置获得的结果。这些结果表示对于单晶硅锭的生长，可以确定提拉速度分布，使得晶锭的恒定直径部分可以含有一个轴向对称区域，从晶锭的外边缘径向朝向晶锭的中心轴测量，该区域的宽度至少约为恒定直径部分的半径长度的40％。此外，这些结果表明该轴向对称区域沿晶锭的中心轴测量时，其长度约为晶锭恒定直径部分长度的75％。

                          实施例6

用减小的提拉速度生长长度约1100毫米，直径约150毫米的单晶硅锭。晶锭的恒定直径部分肩部处的提拉速度约为1毫米/分钟。提拉速度按指数降低到约0.4毫米/分钟，这相当于距离肩部约200毫米的轴向位置。然后，提拉速度线性降低直到在靠近晶锭的恒定直径部分末端到达约0.3毫米/分钟的速度。

在这种特定热区构形的这些工艺条件下，所得的晶锭含有一个其中轴向对称区域宽度约等于晶锭半径的区域。现在参考图23a和23b，它们是在一系列氧沉淀热处理之后，一部分晶锭的轴向截面的少数载流子寿命的扫描产生的图像，给出了从约100毫米-250毫米的轴向位置范围内和约250毫米-400毫米的轴向位置范围内的晶锭的连续区段。从这些图中可以看出，在晶锭内存在一个区域，范围是轴向位置距离肩部约170--290毫米，该区域在整个直径上不含聚集的本征点缺陷。换言之，在晶锭中存在一个区域，其中，轴向对称区域，即基本不含聚集填隙缺陷的区域的宽度约等于晶锭的半径。

此外，在从约125毫米-170毫米和从约290毫米-大于400毫米的轴向位置范围内的区域内，存在轴向对称的填隙为主的材料区域，基本不含聚集本征点缺陷，该区域包围一个大体为圆柱形的空位为主材料的内核，它也不含聚集的本征点缺陷。

最后，在约100-125毫米的轴向位置的区域内，存在一个轴向对称的填隙为主材料的区域，不含聚集的缺陷，该区域包围一个大体为圆柱形的空位为主材料的内核。在空位为主的材料中，有一个不含聚集缺陷的轴向对称区域，它包围一个含有聚集空位缺陷的内核。

                          实施例7

                 冷却速度和V/I边界的位置

根据直拉法，使用不同的热区构形(它影响硅在超过约1050℃的温度下的驻留时间)生长一系列单晶硅锭(150毫米和200毫米的标称直径)。每个晶锭的提拉速度分布沿晶锭长度变化，以便产生一个从聚集空位点缺陷的区域向聚集填隙点缺陷的区域的过渡。

一旦生长完成，沿中心轴平行于生长方向纵向切开晶锭，然后进一步分成每块厚度约2毫米的节段。使用前面所述的铜装饰技术，然后加热一组这样的纵向节段，并且有意用铜污染，加热条件适合于高浓度铜填隙原子的溶解。在该热处理之后，把试样快速冷却，在该过程中，铜杂质或者向外扩散，或者沉积在存在氧化物簇团或聚集填隙缺陷的位置上。在标准的缺陷边界腐蚀之后，目测试样，检测沉淀杂质的存在；不含这种沉积杂质的那些区域对应于不含聚集填隙缺陷的区域。

使另一组纵向节段经过一系列氧沉淀热处理，以便在对载流子寿命制图之前使新氧簇团成核和生长。使用寿命绘图中的对比带以便确定和测量在每个晶锭中各个轴向位置上的瞬间熔体/固体界面的形状。然后，如下面进一步讨论的，使用在熔体/固体界面形状上的信息，估计平均轴向温度梯度G₀的绝对值和径向变化。还是用该信息与提拉速度结合，用于估计v/G₀的径向变化。

为了更密切地研究生长条件对单晶硅锭质量的影响，基于目前可得的实验证据，已经进行了被认为是合理的若干假定。首先，为了简化用冷却到发生填隙缺陷聚集的温度所用时间表示的热历史的处理，假定约1050℃是对发生硅自填隙聚集的温度的合理近似。该温度似乎与在使用不同冷却速度的试验中观察到的聚集填隙缺陷密度的变化一致。如上所述，虽然聚集反应是否发生也是填隙浓度的一个因素，但是认为在约1050℃以上的温度不会发生聚集，因为如果给定直拉型生长方法的典型填隙浓度范围，假定在该温度以上系统不会变成填隙临界过饱和是合理的。换言之，对于直拉型生长方法典型的填隙浓度，假定系统在约1050℃以上的温度不会变成临界过饱和是合理的，因此不会发生聚集反应。

作了第二个假设，以便用参数表示生长条件对单晶硅质量的影响，第二个假设是温度对硅自填隙扩散性的影响是可以忽略的。换言之，假设在约1400℃和约1050℃之间的所有温度，自填隙原子以相同的速度扩散。理解到约1050℃被认为是聚集温度的合理近似，该假设的基本点是从熔点开始的冷却曲线的细节不重要。扩散距离仅取决于从熔点冷却到约1050℃所用的总时间。

使用每个热区设计的轴向温度分布数据和特定晶锭的实际提拉速度分布，可以计算从约1400℃到约1050℃的总冷却时间。应该注意，对于每个热区，温度变化的速度是相当均匀的。这种均匀性意味着在聚集填隙缺陷成核温度(即约1050℃)选择上的任何误差将可争辩地只导致计算的冷却时间上的按比例的误差。

为了确定晶锭的空位为主区域的径向尺寸(R_空位)，或者轴向对称区域的宽度，进一步假定空位为主内核(通过寿命图确定)的半径相当于在v/G₀＝v/G₀(临界值)发生凝固的点。换言之，一般假定轴向对称区域的宽度以冷却到室温后V/I边界的位置为基础。指出这一点是因为如上所述，在晶锭冷却时，可以发生空位和硅自填隙的复合。当复合确实发生时，V/I边界的实际位置向内朝着晶锭中心轴位移。这里谈论的正是这一最后位置。

为了简化G₀的计算，假定在固化时晶体内的平均轴向温度梯度、熔体/固体界面形状是熔点等温线。使用有限元模拟(FEA)技术和热区设计的详细资料计算晶体表面温度。所以，通过用合适的边界条件解拉普拉斯方程推出在晶体内的整个温度场和G₀，所述边界条件即为沿熔体/固体界面的熔点和沿晶体轴的表面温度的FEA结果。从所制备并评价的晶锭之一在各个轴向位置获得的结果表示于图25。

为了估计G₀的径向变化对初始填隙浓度的影响，假定径向位置R’(即在V/I边界和晶体表面之间的一半的位置)是晶锭中硅填隙距离吸收点的最远点，无论吸收点是在空位为主的区域中，还是在晶体表面上。通过使用上述晶锭的生长速度和G₀数据，在位置R’处计算的v/G₀与在V/I边界处v/G₀(即v/G₀临界值)之间的差值提供了初始填隙浓度径向变化的表示，及其对过量填隙到达晶体表面上或在空位为主区域内的吸收点的能力的影响。

对于这一组特定数据，似乎晶体质量对v/G₀的径向变化没有系统的依赖性。在图26中可以看出，在该试样中，晶锭中的轴向依赖性是最小的。在该系列实验中涉及的生长条件提供G₀的径向变化的相当窄的范围。因此，该数据组太窄，不能给出质量(即聚集本征点缺陷带的存在与否)对G₀的径向变化的明确依赖性。

如上所述，在各个轴向位置上评估了所制备的每个晶锭的试样以确定其存在或没有聚集的填隙缺陷。对于所研究的每个轴向位置，可以作出试样质量与轴向对称区域宽度之间的相关性。现在参考图27，可以做出一个图，它把给定试样的质量与所述试样在特定的轴向位置可从固化温度冷却到约1050℃的时间相比较。正如所预计的，该图表示轴向对称区域的宽度(即，R_晶体-R_空位)对试样在该特定温度范围内的冷却历史有强烈的依赖性。为了使轴向对称区域的宽度增大，该趋势表明需要更长的扩散时间或更慢的冷却速度。

基于该图给出的数据，可以计算出最好的拟合线，它一般表示硅的质量从“好”(即无缺陷)到“坏”(即含有缺陷)的过渡，是在该特定温度范围内给定晶锭直径可以进行的冷却时间的函数。这个在轴向对称区域的宽度与冷却速度之间的一般关系可以用下列方程表示：

(R_晶体-R_过渡)2＝D_有效×t_1050℃

其中

R_晶体是晶锭半径，

R_过渡是试样中轴向位置上的轴向对称区域的半径，此处发生在填隙为主材料中从无缺陷到含有缺陷的过渡，或者反之。

D_有效是常数，约9.3×10^-4平方厘米/秒，它表示填隙扩散性的平均时间和温度，以及

t_1050℃是试样给定的轴向位置从固化温度冷却到约1050℃所需的时间。

再次参考图27，可以看出，对于给定的晶锭直径，为了获得希望直径的轴向对称区域，可以估计冷却时间。例如，对于直径约150毫米的晶锭，如果在约1410℃和约1050℃的温度范围之间，使该特定部分的晶锭可以冷却约10-15小时，可以获得其宽度约等于晶锭半径的轴向对称区域。类似地，对于直径约200毫米的晶锭，如果在该温度范围之间，该特定部分的晶锭可以冷却约25-35小时，可以获得其宽度约等于晶锭半径的轴向对称区域。如果进一步外延这条线，为了获得宽度约等于直径约300毫米的晶锭半径的轴向对称区域，可能需要约65-75小时的冷却时间。在这方面注意，当晶锭直径增大时，由于填隙为了到达在晶锭表面或空位内核处的吸收点必须扩散的距离增大，要求额外的冷却时间。

现在参考图28、29、30和31，可以观察到对于各个晶锭，延长冷却时间的作用。这些图中的每一个表示标称直径为200毫米的晶锭的一部分，从图28-图31，从固化温度到1050℃的冷却时间逐步增大。

参考图28，表示距离肩部约235-350毫米的轴向位置范围内的一部分晶锭。在约255毫米的轴向位置，无聚集填隙缺陷的轴向对称区域的宽度最大，约为晶锭半径的45％。在该位置以外，发生从没有这种缺陷的区域到存在这种缺陷的区域的过渡。

现在参考图29，表示距离肩部约305毫米-约460毫米的轴向位置范围内的一部分晶锭。在约360毫米的轴向位置，没有聚集填隙缺陷的轴向对称区域的宽度最大，约为晶锭半径的65％，在该位置以外，开始缺陷的形成。

现在参考图30，表示距离肩部约140毫米-约275毫米的轴向位置范围内的一部分晶锭。在约210毫米的轴向位置，轴向对称区域的宽度约等于晶锭的半径；即在该范围内，一小部分晶锭没有聚集本征点缺陷。

现在参考图31，表示距离肩部约600毫米-约730毫米的轴向位置范围内的一部分晶锭。在从约640毫米到约665毫米的轴向位置范围内，轴向对称区域宽度约等于晶锭的半径。此外，其中轴向对称宽度约等于晶锭半径的晶锭部分的长度大于与图30的晶锭中所观察到的长度。

所以，在联合下图观察时，图28、29、30和31表明到1050℃的冷却时间对无缺陷的轴向对称区域的宽度和长度的影响。一般来说，由于晶体提拉速度的连续减小导致初始填隙浓度太大，相对于该部分晶体的冷却时间不能充分降低，因而产生含有聚集填隙缺陷的区域。轴向对称区域的更大长度意味着对于生长这种无缺陷材料，可以获得更大范围的提拉速度(即初始填隙浓度)。增加冷却时间使得可以允许有更高初始浓度的填隙，因为可以获得径向扩散足够的时间，来抑制该浓度，使其低于填隙缺陷聚集所要求的临界浓度。换言之，对于更长的冷却时间，略低的提拉速度(因此，更高的初始填隙浓度)仍然产生最大的轴向对称区域6。所以，更长的冷却时间导致在最大轴向对称区域直径所要求的条件中，可以允许的提拉速度变化增大，并且放宽了工艺控制的限制。因此，在大长度晶锭上获得轴向对称区域的工艺变得更容易。

再次参考图31，在距离晶体肩部约665毫米到大于730毫米的轴向位置范围内，存在无聚集缺陷的空位为主材料的区域，其中，该区域的宽度等于晶锭的半径。本发明的拉晶设备

现在参考图32，根据上述方法生产单晶硅锭和晶片(在可观部分晶锭半径上没有聚集的本征点缺陷)的本发明的拉晶设备一般表示于121。拉晶设备121优选为用于根据直拉法生长单晶硅锭(例如图32的晶锭I)的类型。拉晶设备121包括一个外壳(一般表示为125)，该外壳包括一个大体为圆筒形的生长室127、一个在生长室壁上方的大体为圆筒形的提拉室129，和一个连接生长室和提拉室的钟形(流线形)过渡部分132。提拉室129的横向尺寸小于生长室127。安装在生长室127中的石英坩埚131装有熔融的半导体源材料M(例如硅)，由这种源材料生长单晶硅锭I。坩埚131包括圆筒形侧壁133并安装在可旋转的转台135上，用于绕垂直的轴旋转。坩埚131还能够在生长室127中升高，以便在生长晶锭I并从熔体中排出源材料时，保持熔融源材料M的表面在相同的水平上。

坩埚加热器，一般表示为137，用于熔化在坩埚131中的原材料M，它包括一个大体垂直取向的加热元件139，以与坩埚侧壁33径向隔开的关系包围坩埚。加热元件139把坩埚131加热到高于源材料M的熔点的温度。布置隔热材料141，以便把热量限制在外壳125的内部。此外，在外壳125中有通道，包括在上部提拉室129处，使得可以进行冷却水的循环。这些通道中的一些在图32中用参考数字143表示。

提拉机构包括一个提拉轴145，提拉轴145从提拉室129上方的一个机构向下延伸(未示出)，该提拉机构能提升、下降和旋转提拉轴。拉晶设备121可以具有提拉线(未示出)而不是提拉轴145，这取决于拉晶设备的类型。提拉轴145收尾在籽晶卡盘147中，该卡盘147夹持用来生长单晶锭I的籽晶149。为了清楚地示出籽晶卡盘147和锭I的升起位置，提拉轴145在图32中已经部分地断开。在外壳125的流线型过渡部分132中的观察口148用于通过常规晶锭直径控制装置(例如照相控制装置(未示出))观察在晶锭I与熔融源材料M的熔体表面之间的液体/固体界面。视线L从观察口到晶锭I的液体/固体界面的线在图32中用虚线表示。拉晶设备121的一般结构和操作，包括晶锭直径控制装置，为本领域的普通技术人员所熟知，并且除了下面在一定程度上更全面解释之外，将不再进一步说明。

用于本发明的拉晶设备121的电阻加热器123包括一个一般为环形(管状)的加热元件151，它安装在外壳125的上部提拉室129内。加热元件151的中心开口153使得生长晶锭I在通过拉晶设备121的外壳125向上提拉时，可以在中心通过该加热元件。在所说明的实施方案中，加热元件151优选的是向下延伸一小段距离进入晶体生长室127，明显在装有熔融源材料M的坩埚131上方结束。更特别地，加热元件151的底部在熔体表面上方有足够的间隔，使得加热元件不阻碍晶锭直径控制装置通过观察口148的视线L。作为一个实施例，在用于生长直径为200毫米的晶锭I的拉晶设备中，加热器的加热元件151优选的是在熔体表面上方约300毫米处结束。可以理解，加热元件151根本不需要向下延伸进入生长室127中，因此，整个加热元件布置在提拉室129内，而不会背离本发明的范围。

基于希望的向生长晶锭I辐射的热量和向其辐射热量的晶锭的轴向部分，加热元件151的长度使其在提拉室129内向上延伸到预定的高度。一般来说，随着加热元件151的长度增大，晶锭在1050℃以上的驻留时间也增大。作为一个实例，加热元件的长度优选的是大于约300毫米。然而，期望可以确定加热元件151的尺寸，使其延伸在提拉室129的基本整个高度上，使得在提拉室内延伸的完全长成晶锭I的整个长度，在其整个生长周期内可以在温度高于1050℃的保留在提拉室内。

如图2所示，加热元件151包括垂直取向的加热分段155，它们以并列的关系布置，并且相互连接形成电路。更特别地，相邻加热分段155的顶部和底部(分别指定为157和159)交替相互连接，以一连续的蛇形(serpentine)构形形成闭合的几何形状；在所说明的实施方案中为圆筒形。对接的支架161连接到与加热分段155成电连接的加热元件151的顶部，并从该加热元件向上延伸，用于在提拉室129中的外壳125上安装加热器123。外壳125中的的开口(未示出)使得安装支架161可以通过常规电极(未示出)与电流源(未示出)电连接，所述电极通过所述开口用于与安装支架连接，以通过加热元件151传导电流。环形热屏蔽163，优选的是用石墨构成，一般布置在加热元件151和上提拉室129的壁之间，阻止加热元件被外壳125冷却。

加热元件151用不污染的电阻性加热材料制造，这种电阻性加热材料提供电流流经它的电阻；由加热元件所产生的功率输出随材料的电阻而增加。一种特别优选的电阻性加热材料是高纯挤压石墨。然而，不脱离本发明的范围，加热元件151可以用碳化硅涂敷的石墨、等压模压(isomolded)石墨、碳纤维复合物、钨、金属或其它合适的材料制造。也可以考虑，加热元件151可以用在石英管上缠绕丝，如钨或钼丝，形成加热线圈(未示出)来制造。可以变化线圈之间的间距，来形成加热元件151的功率输出分布。加热元件151优选的是能在1000-1100℃的温度辐射热量。然而，可以理解，可以使用能产生更高温度的加热元件而仍然在本发明的范围内。

图34和35表示加热器123的备选实施方案，其中，加热元件151的加热分段155具有变化的长度，所述加热分段的上端部157在加热元件顶部与加热元件外圆周是共面的，加热分段的下端部159相互之间是垂直交错的，因为各分段长度是变化的。最长的分段165的下端部159确定加热元件151的底部。以这种方式改变加热分段的长度沿着加热元件151的高度提供了一种加热功率输出分布；为了获得更好的生长晶锭I的冷却速度分布，加热功率输出从加热元件的底部到顶部增大。

在加热元件151构造的一个优选的方法中，在管件上切出垂直延伸的槽(未示出)，该管件用电阻性加热材料制造，以形成蛇形外形。更特别地，向下延伸的槽169从加热元件151的顶部向下延伸，并且末端离加热分段155的底部159不远，使相邻的分段在下端相互连接。向上延伸的槽171从加热分段155的下端159向上延伸，并且收尾于离加热元件151的顶部不远，使相邻的分段在这些分段的上端157处相互连接。在加热元件151的周边交替向上和向下延伸的槽169、171形成加热元件的蛇形外形。在加热分段155的长度不均匀时，例如在图34和35的实施方案中，在切割管件中的垂直延伸的槽169、171之前，部分管件(未示出)被切除，一般形成加热分段155的下端159的台阶式构形。

在操作时，将多晶硅(“聚硅”)放入坩埚131中，并通过坩埚加热器137辐射的热量熔化。使籽晶149和熔化的硅M接触，并通过提拉机构缓慢提起来生长单晶锭I。在生长的晶锭I从熔体中向上提拉时，立即开始冷却，当晶锭I向上提拉通过下部晶体生长室127时，发生连续冷却。当晶锭I的部分在径向接近加热元件151底部时，通过加热元件向晶锭的这些部分辐射热量来降低进一步冷却的速度。

通过在至少1000℃-1100℃向晶锭I辐射热量，晶锭在固化温度(例如高于1400℃)和1050℃之间的冷却速度明显降低，从而增大了晶锭在1050℃以上的温度的驻留时间。由于晶锭的部分在1050℃以上的温度保持较长时间，所以，发生自填隙的径向扩散，把其浓度抑制在低于填隙缺陷聚集所要求的临界浓度。因此，生产了其可观径向部分是自填隙为主的并且没有聚集的本征点缺陷的晶锭。如上所述，晶锭温度在1050℃以上保持时间更长，没有聚集本征点缺陷的晶锭的径向部分增大。

作为一个例子，进行有限元分析，来模拟在上述类型拉晶设备121中，按照直拉法生产三种单晶硅锭I，每个晶锭的直径为200毫米。每个晶锭以0.3毫米/分钟的提拉速度生长。在拉晶设备外壳125的上提拉室129中没有加热器123，来模拟第一种晶锭I的生长。建立如上所述的电阻加热器123的模型，来模拟第二种晶锭I的生长。加热器的长度约350毫米，向下延伸进入生长室127到熔体表面之上493毫米的高度上。在包括明显更长的加热器123的拉晶设备121中生长第三种晶锭I；该加热器123长度约500毫米，向下延伸进入生长室127到熔体表面之上493毫米的高度。

参考图36、37和38，记录晶锭的温度和在外壳中的各种结构，并画出表示晶锭冷却模式的等温线。在每个图中，给出的温度为°K。没有一个等温线直接转变到1050℃。然而，为了对比，1050℃等温线的近似位置位于图标数字10和11表示的等温线之间，在每个图中用虚线表示。

在图36中(对应于在上提拉室中没有另外的加热器)，代表1050℃的等温线在熔体表面上方间隔约250毫米，表明晶锭的快速冷却。对于0.3毫米/分钟的提拉速度，这表示在1050℃以上的驻留时间约为14小时。

在第二种生长模拟中使用加热器121时，如图37所示，表示1050℃的等温线在熔体表面上方间隔大于600毫米。在0.3毫米/分钟的提拉速度时，生长晶锭的温度在1050℃以上驻留大于33小时的时间。如上关于实施例7所述，该时间周期处在用于生产沿晶锭的基本整个半径没有聚集本征点缺陷的晶锭所希望的范围内。如图38所示，增大加热器的长度进一步增大了在熔体表面上方1050℃等温线的高度，达到约900毫米，导致晶锭在1050℃以上的驻留时间约为50小时。图39是比较用有限元分析产生的三种晶锭的轴向温度分布的图。

由上述可以观察到，本文所述的拉晶设备满足了本发明的各种目的并获得了其它有利的结果。充分地确定安装有加热元件151并在上提拉室内延伸的加热器123的尺寸，沿着生长晶锭的足够大的轴向部分辐射热量，以便明显降低晶锭的冷却速度并增大晶锭温度在1050℃以上的驻留时间。更特别地，可以确定加热元件151的尺寸，使得晶锭保留在1050℃以上的时间足够长，从而所述晶锭沿着基本上晶锭的整个半径都没有聚集的本征点缺陷。增大加热元件151的长度还可以使晶体的提拉速度提高(但是仍然保持在生长填隙为主的硅的速度范围内)，以便改善生产能力。

重要的是，通过在外壳125的上部提拉室129内安装并延伸加热器123，可以确定加热元件151到其希望的长度而没有占据下部生长室127中的可观的空间。这使得加热器123可以安装在常规拉晶设备中，而不需要在生长室127内的额外空间，并且不会阻碍从观察口148到液/固界面的视线。因此克服了因在外壳的生长室内缺少空间造成的尺寸限制。

因为不脱离本发明的范围能在上述构造中进行各种改变，所以意图是将上述说明中所包含的或附图中所示的所有情况都理解成示例性的并且没有限制的意思。

Claims (10)

1.一种拉晶设备，用于根据直拉法生长单晶硅锭，所述单晶硅锭在晶锭半径的相当一部分上没有聚集的本征点缺陷，所述拉晶设备包括：一个外壳，确定一个具有下部生长室和上部提拉室的内部，所述提拉室的横向尺寸比生长室的小；一个坩埚，在外壳的生长室内，用于装熔融硅；一个提拉机构，用于从熔融硅中经生长室和提拉室向上提拉生长晶锭；和一个电阻加热器，包括一个加热元件，该加热元件加工成一定尺寸和形状，以便至少部分布置在外壳的上部提拉室内，其与生长晶锭的外表面处于径向隔开关系，使得在晶锭在提拉室中相对于熔融硅向上提拉时，向晶锭辐射热量，该加热元件具有上端和下端，当所述加热元件放置在所述外壳中时，布置加热元件的下端使其比上端明显更接近熔融硅。

2.一种根据权利要求1的拉晶设备，其中，所述加热元件向下延伸进入外壳的下部生长室。

3.一种根据权利要求2的拉晶设备，还包括在外壳中的开口，用于当从熔融硅中向上提拉晶锭时，从外壳外面观察生长的晶锭，所述加热元件的下端在熔融硅上方的某一高度上，使得通过外壳上的所述开口对在生长室内部的生长晶锭进行的观察基本不会被加热元件阻碍。

4.一种根据权利要求1的拉晶设备，其中，所述外壳包括确定上部提拉室的提拉室侧壁，所述加热元件安装在位于外壳的上部提拉室内的上部提拉室壁上。

5.一种根据权利要求4的拉晶设备，其中，所述加热元件包括第一和第二垂直取向的加热分段，它们一般并排布置并且电连接在一起，以及第一和第二安装支架，电连接到各个加热分段上，所述安装支架适于在外壳的上提拉室内将加热元件安装在外壳上，并与电流源电连接。

6.一种根据权利要求5的拉晶设备，其中，构造所述加热元件，使得由所述加热元件产生的加热功率输出从加热元件的下端到上端逐渐增大。

7.一种根据权利要求6的拉晶设备，其中，第一和第二分段的每一个都具有上端和下端，第二分段的长度明显大于第一分段，并且相对于第一分段布置，使得在加热元件放置于外壳中时，第二分段的下端比第一分段的下端更靠近坩埚中的熔融硅。

8.一种根据权利要求1的拉晶设备，适用于生长直径约200毫米的硅锭，确定所述加热元件的尺寸，向生长的晶锭辐射足够的热量，从而使得晶锭温度在1050℃以上的驻留时间超过25小时。

9.一种根据权利要求8的拉晶设备，其中，确定所述加热元件的尺寸，向生长的晶锭辐射足够的热量，从而使得晶锭温度在1050℃以上的驻留时间超过35小时。

10.一种根据权利要求9的拉晶设备，其中，确定所述加热元件的尺寸，向生长的晶锭辐射足够的热量，从而使得晶锭温度在1050℃以上的驻留时间等于或超过约50小时。

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