TW200817541A - Silicon disk, for use in electronic components, has a zone of rotational symmetry with a low bulk micro defect density - Google Patents

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200817541 九、發明說明： 【發明所屬之技術領域】 本發明係關於一種具有良好之内在吸收能力的單晶矽晶圓，其 中該矽晶圓在塊體内具有高塊體微缺陷（bulk micro-defect，BMD ) 密度，且其表面上具有一不含BMD之層。本發明亦關於透過熱處 理製造此類矽晶圓之方法。 【先前技術】 根據柴式掛禍拉晶（Czochralski crucible pulling，CZ)法製造 的石夕單晶通常具有一雜質及缺陷之區域。將單晶切割成晶圓，對 其進行多個加工步驟以獲得期望之表面品質，且最終通常用於製 造電子元件。若無特殊預防措施，則會在晶圓表面上發現缺陷， 其會對在該等晶圓上製造之電子元件的功能產生有害影響。 取決於製造矽單晶期間之條件，由於點缺陷存在，即晶格空位 或間隙（interstitial)原子（間隙矽原子亦稱為間隙原子），通常在 矽晶圓内產生以下缺陷類型： 取決於製備或檢測方法，晶格空位之附聚物稱為「流體圖案缺 陷（flow pattern defects ’ FPDs )」、「閘極氧化層完整性（纠化〇xide integrity，GOI )缺陷」或「晶體原生顆粒（町似丨〇Hginated particles，COPs)」。該等c〇P為完美結晶取向之八面體腔。其内 壁通常覆蓋有1至4奈米厚的氧化物膜，該膜具有⑽的熱穩定 化作用’因此經由破壞氧化物膜並隨後注人間隙原子來消除該缺 陷僅在約120(TC的溫度下、加工時間超過3〇分鐘才可能有效。 在鑛割石夕單晶並隨後钮刻及拋光表面時，c〇p被切割成直徑最 6 200817541 大約為200奈米的凹坑。該等凹坑會導致問題，例如稱為CM〇S 電晶體之閘極氧化層的短路，此乃因為在該位置上發生表面氧化 層之缺陷性生長。此外，經由異向性蝕刻製造的典型cM〇S記憶 胞部件之垂直溝渠會因位於其間的COP而發生短路，或損害該記 憶胞的保濩氧化層。例如 V. Voronkov，J. Crystal Gi*0\vth5 VoL 59, p, 625 ( 1982)中描述C0PS的形成與晶體拉伸參數的v/G比例（v 代表晶體拉伸速率，G代表在熔融體與生長的單晶間之界面上的 熱梯度G)之依賴性。 在溶融體與生長的單晶間之界面上，晶格空位及間隙原子以平 衡濃度合併。當晶體冷卻時，兩種點缺陷之再結合使間隙原子及 空位均不會產生咼於平衡濃度的濃度（過飽和）。這在間隙原子濃 度顯著時皆適用。接著，形成空位之過飽和。再結合後之空位濃 度實質上由參數 v/G 決定（如 J. Crystal Growth，Vol. 59，p. 625 (1982)中所述）。由習知技術所得之富含空位之晶體内，達到足 夠高的過飽和度之後，空位聚集成COPs。該COP聚集之最新模 擬顯示，在過飽和度小時COP密度升高。然而，若空位濃度於再 結合後係足夠地小，則在明顯低於1100°C的溫度下發生聚集。但 在低於1000°c的理論聚集溫度下，空位對氧的親合力大於該空位 對其他空位的親合力，這導致空位與間隙氧反應生成氧空位複合 物（〇2V)。高濃度〇2V可促進氧析出物種子的形成。如此所形成 之缺陷隨後經氧化處理由該單晶製造之矽晶圓而成為氧化誘發疊 層缺陷（oxidation induced stacking faults，OSF)。在氧化處理之 前已經存在且可被檢測為OSFs的缺陷，在下文中稱為「〇sf種 200817541 子」。 具有同么度OSF種子之晶圓包含以下關於降低元件產率的缺 ”、、占·（ 1)至屬k先與0SFs結合（「吸收」），導致因揮發性si〇成 核中〜的加強ffy成而使閘極氧化層降解；⑺⑽種子在特定組 ㈣熱加卫中形成大析出物，因其形成錯位環（disunion loops) 而嚴重減神基貝。此導財晶圓更易形變（麵曲），然後因再也 無法達到m之臨界最小值而干擾用於cmqs方法中的光餘

心驟’（3)通^ ’印使經由熱加卫也無法消除由OSF種子引起 之大氧析出物以开y成不含BMD之區域，而是成為留在活性元件區 域内的缺陷。如前針街⑶p所述，此導致溝渠電容器記憶胞内的 短路，或降低其電容。 在石夕單晶内’間隙原子的附聚物導致尺寸為幾微米之錯位環， 其同樣對在此製造之元件的功能產生有害影響。 但習知技術包含在晶體生長期間實質上避免產生該缺陷之方 法。舉例言之’已知在晶體拉伸期間遵守精確定義的條件下，不 會形成晶格空位或間隙原子的附聚物。前述之v/G比例對此具有 特殊的意義。 在整個表面實質上不含晶袼空位及間隙原子的附聚物之矽晶 圓，通常具有晶格空位為主要點缺陷類型的徑向區域以及主要為 間隙原子的其他徑向區域，例如參見DE 100 47 345 A1或T. Miiller 等人所著之 Precipitation Enhancement of So Called Defect-Free Czochralski Silicon Material ? Solid State Phenomena ^ Vols. 108-109 ( 2005年12月），pp· 11-16。在後一種區域内，後續的熱處理通 8 200817541 常僅形成低濃度之氧析出物（亦稱為BMDs，「塊體微缺陷（bulk :; μ- micro-defects )」）。這是值得期待的，一方面即使晶圓表面上之氧 析出物會導致功能損害或相關元件的故障；但另一方面，氧析出 物與製造電子元件期間擴散進入矽晶圓内之金屬雜質相結合。該 效應稱為「内在吸收效應（intrinsic getter effect)」或簡稱「IG效 應」。因此，矽晶圓（塊體）内部存在之氧析出物通常是值得期待 的。具有以晶格空位為主之區域及以間隙原子為主之其他區域的 石夕晶圓，在這些區域内由於形成氧析出物的不同傾向而具有非常 明顯不同之吸收能力。例如，氧析出物於因吸收空位而具有過量 空位的區域内以無應力方式生長，這在具有過量間隙原子的區域 内是不可能的。因此，可能在富含空位區内更迅速地生長，在晶 圓上具有過量間隙原子的區域及具有過量空位的區域的混合區域 通常是非期望的。 然而，在其整個體積内以晶格空位為主要點缺陷類型且同時不 含晶格空位的附聚物之矽晶圓進行熱處理時，會發生其他問題： 若選擇足夠高之間隙氧濃度（interstitial oxygen concentration) [〇i]，以確保形成足夠的BMD及足夠的吸收能力，則在晶體生長 冷卻期間形成干擾性的OSF種子。再者，因在與析出物生長相關 的溫度區域内之滯留時間越長則相應地形成更多的OSF種子，故 該效應亦取決於晶體棒的冷卻速率。但若選擇低之間隙氧濃度 [〇i]，以致於在晶體生長期間不形成OSF種子，導致無BMD密度 或因BMD密度過小而無法達成足夠大的吸收效應（例如根據 Sueoka 等人所著之 PV 2000-17，ρ· 164，2000 或 9 200817541 P· 602, 2002 借助

Holzl等人所著之五⑹的以飢如pv細2必 定義BMD的尺寸與密度）。 因此，本發明之目的在於提供不具有前述缺點之石夕晶圓 【發明内容】 該目的是藉由在其整個體積内之晶格空位為主要的點缺陷類型 ^夕晶圓純實現，财晶圓具有—旋轉對稱於其軸且寬度為該 料圓半徑之至少8〇%的區域，㈣域具有尺核少為％奈米、 岔度最大為6 X H)V立方公分之晶格空位的附聚物及尺寸為1〇奈 求至3〇奈米、密度為！ x 1〇5/立方公分m7/立方公分之晶格 空位的附聚物，該石夕晶圓具有密度為0至1〇/平方公分之⑽曰種 =於其内部之平均獅密度為5 χ 1〇8/立方公分至5 χ⑽立方 公分’該BMD密度於該⑦晶圓的整個半徑徑向上最大改變量為 倍’且於該石夕晶圓之至少—正面上具有—不含bmd之層，直 特徵在於’在_晶圓之整個正面上所發簡第—個之深度 為至少5微米，且發現該第—個BMD之平均深度為至少8微米。 【實施方式】 於本文中，術語「C0P盤」使用如下·· c〇p盤是石夕晶圓的中心 區域’其具有尺寸至少30奈米、密度大於6 χ 1〇3/立方公分之晶 :空位的附聚物。C0P密度的測量（第1圖）是借一種150毫米 曰曰圓A而進行，其係切割自稂據本發明所製造的3⑻毫米晶圓， “不為0%的點是原始晶圓邊緣，標示為的點是原始晶圓中 〜。將US 5,980,720中所述之用於檢測c〇p的方法應用於如此鑽 取的曰日圓。在所有根據本發明製造的晶圓上僅可能檢測半徑小於 10 200817541 20%晶圓半徑的中心盤（COP盤）内之c〇P。 本發明矽晶圓於其整個體積内具有晶格空位作為主要的點缺陷 類型。主要的點缺陷類型例如可藉由鉑擴散及隨後以微波光電導

腐蝕（microwave photoconductivity decay，pPCD )測定或通過 BMD 測試加以確定： 在前述方法中，在浸入氫氟酸（HF)中後，謹慎地將矽晶圓在 含有200 ppm鉑溶液的浸浴中污染，隨後通常在730°C下使鉑向晶 圓内部擴散40分鐘。之後進行所謂的鏡面|虫刻（mirror etch )，通 常腐蝕20微米。接著用pPCD法測定與在富含空位及富含間隙的 區域内明顯不同之少數載流子壽命（F· Quast，Dissertation: Untersuchung von Punktdefekten in Silicium mit Hilfe der Platindiffusion (在矽内藉由鉑擴散之點缺陷的研究），Erlanger Berichte Mikroelektronik, Hrlg.: H. Ryssel, Bd 1/2001, Shaker Verlag )，例如利用Semilab公司的WT-85型壽命掃描器。因鉑藉 由需要空位之所謂Frank-Thurnball原理進行擴散為較佳，所以在 富含空位區内進行鉑的富集。提高的鉑濃度接著導致少數載流子 的壽命減短，其可經pPCD加以檢測。 在第二種方法中，BMD測試，區域結構是藉由熱處理予以表徵。 該檢測是基於内在缺陷（=空位=：晶格空位）之相異的高度過飽和 及次飽和（subsaturation)，而在拉晶製程中形成不同的大氧析出 物種子。該等種子取決於熱處理範圍内緩慢加熱時的尺寸而生長 或收縮。在晶圓徑向位置上的内在缺陷之過飽和度越高，則生長 的種子密度越高，其可藉由紅外掃描儀（scanning infrared 200817541 microscope，SIRM)檢測為BMDs。以此方式，徑向BMD分佈曲 線允許陳述區域結構。為此，以1 K/分鐘之加熱速率將矽晶圓從 900°C加熱至lOOOt，接著保持在1000°C下歷時2小時，然後迅 速冷卻至室溫。在惰性氣體氛圍中進行熱處理。在熱處理後，利 用SIRM測定從晶圓中心至其邊緣以每2毫米之間隔距離在50微 米深度處之徑向BMD密度。 BMD測試包含在780°C下熱處理3小時及隨後在1000°C下熱處 理16小時，以滿足經由定性地使區域結構經過生長的種子尺寸變 得可見之目的，其係利用SIRM檢測從晶圓中心直至邊緣以每2 毫米之間隔距離在50微米深度處的徑向BMD密度。 與習知技術的教導相反’本發明發晶圓並非不含晶格空位。其 具有一旋轉對稱於其軸且寬度為其半徑之至少80%的區域，其中 利用M06或US 5,980,720所述方法進行研究後，發現其具有尺寸 至少為30奈米、密度最大為6 X 103/立方公分之晶格空位的附聚 物。在所測的COP密度方面，這兩種方法具有良好的相關性。例 如，實際檢測可達到低於現今7 X 101/平方公分以下之密度。 根據本發明，尺寸至少為30奈米之晶格空位的附聚物的密度根 據M06測量（測量裝置M06來自Mitsui公司，曰本）最大為6 X 103/立方公分，銅沉積/穿透測試較佳為2.5/平方公分。 在該區域内，同時具有尺寸為10至30奈米、密度高達lx 105/ 立方公分至3 X 107/立方公分之晶格空位的附聚物。在製造電子元 件時，該等極小之晶格空位附聚物實際上並不干擾最小的設計線 寬（設計規則）。 ， 12 200817541 該等小附聚物由以下方法檢測：在矽晶圓或矽晶圓塊的背面上 自含有HF( 10毫升/升之HF)之CuS04水溶液（20克/升之CuS04) 電解沉積銅，如 G· Kissinger，G· Morgenstern，Η· Richter，/. Makr· Vol. 8, No. 8 (1993)，p. 1900所述。接著，將該矽晶圓或該晶 圓塊在溫度為900至1000°C的範圍内熱處理5至20分鐘。然後， 對該晶圓或該晶圓塊進行鏡面蝕刻（HN03 : HF = 5 : 1 ) 10至30 分鐘，以腐#表面層。隨後，經由射哥（Secco ) #刻溶液處理30 分鐘而使該晶圓的缺陷變得可見。 較佳地，該旋轉對稱的區域係開始於該矽晶圓之邊緣，且向内 部延伸其半徑之至少80%。更佳地，該旋轉對稱的區域係涵蓋該 矽晶圓之整個表面。 本發明矽晶圓兼具極低之OSF種子密度及高BMD密度，確保 足夠的吸收能力： 本發明矽晶圓具有在整個正面表面上之OSF密度平均係每平方 公分為0至10個，較佳係每平方公分為〇至2個，因此實質上不 含OSF種子。OSFs是在1000°C下乾燥氧化3小時，隨後在1150°C 下乾燥氧化1〇〇分鐘並經由賴特（Wright)蝕刻製備之後，藉由光 學顯微鏡進行檢測。在光學顯微鏡下，對從矽晶圓中心直至邊緣 每5毫米之間隔距離評估0.1/平方公分之測量面積。 本發明矽晶圓特徵對於後續製造的電子元件具有5 X 10δ/立方公 分至5 X 109/立方公分之理想BMD密度。再者，該BMD密度在 該矽晶圓的整個半徑上都相當均勻。該BMD密度在該矽晶圓的整 個半徑徑向上最大改變量為10倍，較佳係最大改變量為3倍（即 13 200817541 最大與最小BMD密度之比最大為10，較佳係最大為3)。然而， 最大約2倍或更小的BMD密度之改變量亦可有可能達到。因此， 在整個矽晶圓上可實現足夠高、穩定且均勻的吸收能力。本發明 矽晶圓因此可滿足所謂吸收測試之標準，且展示出具有足夠尺寸 的BMDs之穩定BMD密度，藉由通常於元件製造範圍所用之熱加 工亦無法將其消除。 例如通過裂開、部分蝕刻裂開的表面及用光學顯微鏡計數經由 蝕刻侵害而放大的缺陷加以測定BMD密度。典型的蝕刻劑為賴特 (Wright)蝕刻溶液、射哥（Secco)蝕刻溶液及揚（Yang)蝕刻 溶液，I虫刻腐餘量通常在1微米之範圍内。一種用於測定BMD密 度的典型評估計數係記錄沿著半徑之5個等距點。為了在徑向上 獲得高解析度的BMD密度，補充使用Semilab公司的一種以SIRM 為主之自動BMD計數儀。為此，通常聚焦於距離晶圓表面50微 米深度處之雷射光束係自晶圓中心移至邊緣，經BMDs散射的光 線可利用光電二極體以共焦排列加以測定。藉由掃描沿著晶圓半 徑以2毫米的間隔距離、通常為100 X 100平方微米之區域，以足 夠高之橫向解析度測定徑向BMD密度。因兩種方法皆具有BMD 尺寸約為70奈米的檢測極限，故用一種熱生長步驟（通常為 1000°C下16小時），以提高超過該方法之檢測極限數倍之BMD尺 寸分佈。本文及申請專利範圍中給出的所有BMD密度皆是在進行 該生長步驟後所測定的。 矽晶圓正面上的不含BMD之層深度超過5微米，這使其通常涵 蓋隨後製造於此之電子元件的整個層之厚度。不含BMD之層則是 14 200817541 經由用光學顯微鏡分析斷裂邊緣及特別是測定bmd密度的相同 加工步驟進行研九。鱗的操作員可以1微米的垂直解析度測定 不含BMD之層。特定位置上的不含bmd之層是經由第一個測量 到之BMD至長度為4宅米的橫向分析窗内的任意位置之距離而確 疋=些研九中，不含BMD之層的厚度通常是沿著晶圓直徑每隔 20笔米加以測定。統計評估石夕晶圓之不含bmd之層厚度的重要 量值是平均厚度（㈣晶圓_有測量結果之平均）及碎晶圓之 所有測量結果的最小厚度。根據本發明，石夕晶圓之整個正面上所 發現的第-個BMD之深度為至少5微米，即不含B_之層的最 小厚度為至少5微米。根據本發明，該不含bmd之層的平均厚度 為至少8微米。但是贫；^人 。不a BMD之層的更大厚度亦可達到。該不 含BMD之層的平均厚度可達到12微米或更厚。

較佳地1晶圓係未經氮摻雜,，因經氮摻雜會 複合物（n2v)内办你曰认w H 出，且因此還抑制：P:的較低的溫度下釋放而促進氧析 增強及⑽環的i寬㈣成。再者，氧析出增加導致⑽形成 較佳地，石夕晶圓内滑移的總長度最長為3公分。 本《明石夕晶圓可藉由包含以下步驟之方法製造· 製備-具有間隙氧漠度陶嶋

心立方公分切㈣，在其整個體_之a ^衫分至5.8 X 缺陷類型，該矽曰圓且古 _之曰曰袼空位是主要的點 徑之至少且寬度— 為“ 1〇3/立方公分 尺寸至乂為30奈米、密度最大 曰曰格空位的附聚物及尺寸為Η)奈米至30奈 15 200817541 米、密度為 聚物； 1〇5/立方公分至 10 /立方公分之晶格空位的附 私於雜«純氛財減料晶圓之 起始於3耽至靴之裝载溫度，以〇·5κ/分鐘至δκ纷鐘: 加熱至100(rc ’並以〇1 κ/分鐘至4 κ/分鐘之加 縯加熱，直至持溫溫度達到丨赋至117収 =溫溫度歷時…小時，一冷卻速率：:: 圓，製備，_性_ 一基本參數是間隙氧濃度[〇i] ’其範圍》4.5 X 1017/立方公分至 公「分。(在本文及申請專利範圍中，所有間隙= ^ 多考新AS™」）。較佳地，矽晶圓未經氮摻雜。矽 曰曰圓車乂佳具有i Ω()ηι至· Ωςιη範圍内電阻率的低摻雜劑濃度。 矽曰曰圓在其整個體積内可具有為主要點缺陷類型之晶格空位。 此在後續的熱處理期間可避免如前文介紹中所解釋之氧析=° 勻的問題。 不均 晶格空位的附聚物之濃度及尺寸分佈在後續熱處理期間幾乎不 改變。在熱處理之前及之後均採用相同方法各別測定濃度及尺寸。 與習知技術的教導相反，該矽晶圓並非不含聚集的晶格空位。 其具有一旋轉對稱於其轴且寬度為該矽晶圓半徑之 ⑽^的區 域，其具有尺寸至少為30奈米、密度最大為6 χ 1〇3/立方公分 晶格空位的附聚物。因此，該等較大的附聚物僅以低濃度存在 16 200817541 =此採用最__量模式，即採壯光譜範_的雷射光束， ，、提供5微㈣穿透深度，且，稱為「低通量模式（廣如。啦押 叫下進行f料的採集。檢測極限取決於被研究的晶圓表面。 在該區域《日转在尺寸為1Q至3Q奈米、錢高達ΐχΐ〇5/ 刀至3 1〇 /立方公分之晶格空位的附聚物。在製造電子元 =時二該等晶格空位之極小附聚物實際上並行擾最小設計線寬 又（又十規則）㈤日守’其存在對本發明具有明顯積極的效用：在 r 拉晶期間，其顯著降低自由晶格空位的濃度。此明顯降低在拉晶 冷卻過程期間之氧析出溫度。此限制冷卻時產生之氧析出物尺 寸連同所選相對較低的間隙氧濃度[〇i]，這在冷卻期間實質上 免OSF種子的形成。 、、 較佳地，該旋轉對稱的區域開始於該石夕晶圓之邊緣，且向内部 延伸其半徑之至少_。更佳地，該旋轉對稱的區域涵蓋該石夕晶 圓之整個表面。 ，後進行熱處理之_晶圓可經由適當的柴式拉晶法製備。第5 圖緣示不同區域之順序做為徑向位置R的函數，即單晶旋轉轴^ 的距離與拉伸速率v的關係。其特徵在於，利用低拉伸速率，發 現附聚的間隙原子占據區域IV。間隙原子的附聚物亦稱為Lpm。 右提面拉伸速率’則過渡至區域m其中之間隙原子仍為主要的點 缺陷類型，但不形成附聚物。進一步提高拉伸速率"寺，首先過 3區或II其中之空位為主要的點缺陷類型，僅形成密度為6 ^ 1〇3/立方公分、尺寸為30奈米或更大的空位附聚物，接著過渡至 區域I其中之空位附聚物增加’尺寸為3〇奈米或更大之空位:聚 17 200817541 物之密度超過6 x 1〇3/立方公分。 、思後進行熱處理之4石夕晶圓係由例如DE i39 792 A1依照柴 曰曰體轉速、磁場及環形加熱器。以相同方式旋轉（同速旋轉）掛 網及曰曰體’連同相對於晶體旋轉軸i旋轉對稱的磁場（cusp場）， /、通4由反極性線圈以相對放置產生，可影響炫融體的對流，從 而朝者生長雨沿之中心產生熱流。因此改變徑向WG曲線，因轴 ，向熱梯度G在生長丽沿之中心處變大。在該區域内v/G減小。磁 ^場的轴向分量取零值之中線較佳係位於溶融體表面之上。較佳 地，掛堝及晶體分別以2 5至4 rpm及6至12㈣的速率同速旋 轉。經由在生長晶體的邊緣附近使用環形加熱器，軸向熱梯度在 生長前沿的邊緣區域内減小，因此v/G在該區域内變大。掛竭與 晶體的同速旋轉連同使用自外部輸入輻射熱量的一環形加熱器， 可得在生長前沿的中心僅略高於生長前沿的邊緣處之wg曲線。 在第5 ®巾，不同區域邊界處的實線代表該經修改拉晶法的· ^曲線。虛線邊界代表習知技術的曲線。該環形加熱器的功率較佳 為8至12千瓦，更佳為8至1〇千瓦。 經由控制内在氧濃度的軸向分佈曲線，可保持整個棒之該濃度 在OSF成核之臨界值5.8 x 1〇n/立方公分，較佳為5·5 X⑽7/立方 公分，以下。超過該臨界值，根據該上述〇SF測試之〇sf密度上 升至100/平方公分或更高。為獲得來自財發明熱加卫之=之 具有高BMD密度及徑向均勻分佈之晶圓的最佳產率，調節拉晶法 使盡可能多的晶圓具有至少4·5 X 10力立方公分的内在氧濃度（參 18 200817541 見第10圖）。經由控制拉伸系統内的壓力在5至2〇毫巴，較佳為 10至15毫巴的範圍内，且經由控制經過拉伸系統的氬流通量在 2000至4500/小時，較佳為28〇〇至32〇〇/小時的範圍内，從而將 氧濃度保持在預定的範圍。 將同速旋轉適應於矽熔融體内的中心熱流，使v/G的徑向分佈 曲線在中心區域内具有最大的空位過飽和度，且導致c〇p區域之 COP直徑大於圍繞邊緣區域内的c〇p直徑。如第5圖所示，該措 ( 施使得完全位於富含空位區域„内之S2型晶圓的產率明顯更高。 根據習知技術將單晶切割成晶圓，較佳地以習知技術進行複數 们平面化及光滑化處理步驟，例如研磨或磨光、韻刻及抛光。 以此方法獲得具有所述特性的石夕晶圓，接著於惰性或還原性氛 圍内進行本發明的熱處理。 較佳地，同時對多數個以此方法獲得具有所述特性之石夕晶圓在 批次爐内、於惰性或還原性氛圍内進行熱處理。 #人爐衣置中，夕數個石夕晶圓以固定距離相互平行放置且同時 …ί ,、、、<!存在水平爐及垂直爐，在本發明的範•内較佳係使 用「垂直爐。垂直爐内之矽晶圓係固定在一支撐裝置上，即所謂的 舟皿（_)」’該切晶圓各自位於支撐物上，即基材支芊。在 熱處理期間，該舟皿位於一鍤έ如主 、種自側表面加熱、通常為圓柱形的加 ^惰性或還原性氛圍中進行該熱處理。較佳的縣性氛圍含有 風氣。還原性氛圍除含有一 性八^ ρ, 種或夕種逛原性氣體外，亦可包含惰

性成伤。惰性氖圍僅包含在埶I 仕熟恳理條件下，即在溫度最大1200〇c 200817541 下，不與石夕曰曰圓的表面反應之成份。可選用之惰性氣體，如氮氣 或稀有氣體，較佳為稀有氣體，更佳為氬氣。 矽晶圓在35(TC至75(rc的裝載溫度下裝入批次爐内，隨後以Q 5 K/分鐘至8 K/分鐘的加熱速率，較佳為以〇·5 κ/分鐘至5 κ/分鐘 的加熱速率加熱至100(TC。發現雖然該矽晶圓的氧含量低，但該 加熱速率提供足夠高密度之穩定氧析出物。 利用所謂之變速退火（ramp rate anneai)，對於所述材料研究其 生長的BMD種子之尺寸/密度譜。為此，在垂直爐内以下列不同 的裝載溫度及固定的最終溫度，進行1 κ/分鐘的加熱速率（第U 圖、第12圖為兩種不同的矽單晶）：5〇〇至i〇〇〇°c ( RAMP500)、 600 至 l〇〇〇°C (RAMP600)、700 至 l〇〇〇°c (RAMP700)、800 至 l〇〇〇°C ( RAMP800)、900 至 1000°C ( RAMP900)。因此，使在各 對應裝載溫度下仍穩定且其尺寸超過臨界尺寸的BMD種子生 長’低於該臨界尺寸的BMD種子則被消除。經由分析該等圖表可 建立一種加熱速率的實際曲線必定在熱處理範圍内之方法，進而 生長足夠之用以生長BMD的種子，因此製造不含BMD之層所需 的1050至ii〇〇°c相對較高的加工溫度不會消除過多的BMD種 子’進而在熱處理之後提供足夠的BMD濃度。 再以0，1 K/分鐘至4 K/分鐘的加熱速率繼續加熱該等矽晶圓，直 至持溫溫度達到1〇25°C至1175°C之範圍内，在i〇25°C至11251 的範圍内較佳，在l〇50°C至llOOt的範圍内更佳。 ^後將該等石夕晶圓在該持溫溫度下保持歷時1至4小時，較佳 為2至3小時。 20 200817541 U〇〇C的持溫溫度及歷時2小時通常使不含騰D之層的深度超 =0微米。刪。C至跡C的持溫溫度及2至3小時的持溫時間 U使不含BMD之層的深度超過5微米。但塊體内的bmd密度 解U持溫溫度或持溫時間的程度而明顯改變。因此，根據本 =法對:來自，同棒位置或加工法的晶圓是穩健的。第_ 來自早晶的始端、中心及末端晶圓之不同持温溫度及 ^娜密度d_D)。稱為「咖測試」的右側三個測量值 測試前未進行熱處理之非本發明的碎晶圓。在棚中 排列的測量點代切晶圓中不同徑向位置處的腕D密 度，因此給出BMD密度的徑向改變。 再以預定之冷卻速率將該等石夕晶圓冷卻至較佳為彻至㈣ 自爐中取出。該冷卻速率較佳係對應於不同溫 又扼圍所、巧疋之加熱速率。 理厂氧含量及較佳咖 夕』非且較易影響在熱處理_產生 =金=質特別喜好在該等晶體缺陷處累積，故滑 二 子-件時的產率。因此，較佳 電 圓中存在的滑移總長度不超過丨公分處=’進而使梦晶 相關的彈％移或滑移區域 ra τ ㈣應力場測量儀（邮D，製造商例如是許 _rrve公司’㈣檢測該滑移。為了避免產生滑移，車紐 係利用由石夕或碳切製成的晶圓支架以 ^DE 10 2005 013 831 直㈣切晶 SI， 除該熱處理外，較佳地，本發明的彻不進行其他熱處理， 21 200817541 而接著用於製造電子元件。因此，該方法能夠相對地以低成本製 造本發明的碎晶圓。 COP尺寸·· M06測量及銅裝飾測量的比較 第2圖所示為非本發明的300毫米矽晶圓，其具有根據M06測 量半徑大於晶圓半徑20%的COP盤。對兩半矽晶圓進行銅裝飾測 量。測量顯示與COP盤相鄰的圓形區域内之缺陷密度明顯較高。 在此，該COPs的直徑太小，以致於無法以M06測量或經由US 5,980,720中所述之方法檢測。 第3圖上圖所示為相關的徑向掃描，顯示經檢測COP密度 d(M06)持續下降至零（徑向位置R至距離晶圓中心90毫米）。另 一方面，根據銅裝飾測量的徑向掃描顯示一相對恆定的密度 d(Cu-Def.)為106至107/立方公分。此顯示COP尺寸持續徑向地減 小，但仍保持高密度。小於M06檢測極限的COP尺寸約為30奈 米，其無法由該方法檢測出。在後續距離中心最大約130毫米的 區域内產生更高密度之銅裝飾缺陷（約3 X 107/立方公分），其為 COP尺寸小於M06分辨極限之區域。接近邊緣處的缺陷密度降低 是因熱流改變的影響，其提升邊緣處的空位過飽和度，因此增加 該區域内的COP直徑。形成類似於80至90毫米的徑向區域之COP 密度。（M06具有一由於測量技術的5毫米邊緣排除區域）。 根據習知技術之稱為「Pv」晶圓及根據利用環形加熱器的拉伸 法製造之不含COP盤晶圓的比較： DE 100 47 345 A1 (第16圖）描述一種完全位於富含空位的區 域内的晶圓（W31)。為了進行比較，第5圖代表根據本發明拉伸 22 200817541 單晶的各種不同空位及間隙原子為主的區域（實線）及來自第i6 圖之根據DE 100 47 345 A1的對應晶圓“W31”（虛線），來自哼文 獻的第16圖在圖表中具有升高的拉伸速率v。虛線丨代表單晶的 縱軸。大於5G%的半徑以外產生差異，因其使用環形加熱器代替 WG邊界，此導致中性區域的彎曲（空位及間隙點缺陷的濃度在各 自的徑向位置上相等）。在DE 100 47 345 A1所述的wg圖表中， 晶圓W31在中^具有比晶圓邊緣明顯更高的空位過飽和度，因晶 圓邊緣位於中性區域附近（第16圖）。但晶圓中心具有_更= 的空位濃度，因其與OSF帶直接相鄰。為在晶圓wi上檢測可能 的⑽，選擇最敏感的COP測量方法：對用含有氨的清洗溶液（稱 為sc 1溶液）钱刻的晶圓，使用顆粒計數儀（例如美國卿r 公司的SP1)在經㈣時因⑵p導致的㈣坑上進行研究。 根據本發明拉伸法製造之石夕晶圓（第6圖）顯示經由該方法後 仍具有非常小的COP盤，因此具有接近於De工〇〇 Ο州A】的第 16圖之料心利不含咖的' _之過渡。用銅裝飾技 術測量的⑽密度為…至_立方公分，且在财晶圓上徑向 均句分佈。與此相比，接近富含„:及富含空㈣區域間之邊界 不具有可測量C〇P盤之晶圓（第7圖），具有以銅裝 /、仔0至1〇/立方公分之較高但實質上均勻的COP密度。這 在 DE 1〇〇 47 345 A1 的笼 1/: m 丄 、、曲 、 、 时對應於具有類似晶圓邊緣的空位 7辰度之區域。 面’根據加⑽们制的「咖」石夕晶圓，其C0P 山又有2個量級範圍内之明顯改變（係利用銅裝飾檢 23 200817541 10 /立方公分至晶圓邊緣處之5 X 1〇7/ 以銅裝飾缺陷作為c〇ps的分類 稱為FZ矽（利用「、京F广 /于£ (fi〇atzone)」法製造的單晶矽）與cz 矽的區別在於氧濃度減少至少2個量級。因此，在π矽中不： 或⑽的形成。在此所用的Fz材料與傳統的Μ材㈣別 在於缺少氮共摻雜。CQp於舍含介 於田3工位區域内形成，而在富含間 區域内形成u>IT亦為已知。 弟9圖中，研究來自FZ晶體直徑為ΐ5〇毫米之稱為板（㈣， 經由平行於晶體軸切割單晶而製造），其經拉伸進而以卿沿著中 心區域半徑及LPITs在邊緣區域建立c〇ps。再者，在拉伸過程中， 經由施加石英環達到1〇17/立方公分範圍内的氧推雜。與溶融石夕區 域相接觸的石英環表面溶解且以氧換雜該生長中的^單晶棒（第 9圖OFZ)。此可在该板之下部V/I邊界的不同徑向曲線上看出。

測），自晶圓中心處約 立方公分。 在FZ晶體的不含氧的區域（第9圖：fz)内可區分兩種缺陷類 型’兩者可經由銅裝飾檢測，因χ〇ρ是唯—可檢測的類型。在接 近LHT區域的過渡之高對比度區域内，僅具有—種歸飾對比度 的缺陷麵。在具妹大直徑CQP的㈣輯内，不產生小的銅 裝飾缺陷，而僅產生較大_裝飾缺陷。該等缺陷類型對應於先 前經由FPD方法測定的C〇p缺陷。在經氧摻雜的區勒（〇印， 可定性地看出相同曲線。 第8圖所示為不同缺陷的密度d(Def )與半徑r的關係。帶有方 塊的實線代表大缺陷的密度，帶有方塊的虛線代表小缺陷的密 24 200817541 度刀別在FZ晶體氧摻雜的部分内。帶有三角的實線代表大缺陷 的在度T有二角的虛線代表小缺陷的密度，分別在fz晶體未經 氧摻雜的部分内。 k证明接近於V/I邊界以高濃度產生的缺陷既不是bME)種子， 亦不是所謂的「P帶」，例如在R· Falster等人所著尸咖· 5她⑽油· 見ν〇1· 222, 2000, ρ· 219中所述。因經氧摻雜的FZ矽的氧濃度對 應於CZ矽者且因在兩種晶體内均產生相同的富含空位及富含間 〆·隙的區域，所以對於cz矽可以得出相同的結論。 實施例： 根據本發明以Cz法拉伸矽單晶並以習知技術切割成晶圓。根據 省知技術對位於棒不同位置上的4個晶圓進行熱處理。該等晶圓 在用M06測量時顯示具有該c〇p盤，或不含該cop盤且根據銅 ^飾技術在整個晶圓上或至少在半徑80%的區域内顯示缺陷，其 從晶圓邊緣進行測量（第14圖）。選擇以下熱處理的加熱速率： 500 至 700°C : 5 κ/分鐘；700 至 900°c : 4 K/分鐘；900 至 100CTC : (;3·5 K/分鐘；1〇〇〇 至 1〇5(rc : 2 κ/分鐘；1〇5〇 至 11〇〇〇c ·· 1 κ/分 鉉冷卻速率由對應於各自的溫度範圍加熱速率決定。 第15圖所示為用SIRM測量徑向BMD的結果。（圖例：左側值 代表熱處理前矽晶圓内的間隙氧濃度[〇i]，根據新ASTM以1〇17 個原子/立方公分給出。右側值代表矽棒内矽晶圓的位置，自棒的 始端以毫米測得）。該BMD密度d(BMD)在徑向上的改變量小於 10倍。SIRM測量顯示由於較低BMD尺寸之敏感性，BMD密度 d(BMD)小於經由斷裂、蝕刻及光學顯微測得的bMd密度d(BMD， 25 200817541 C&E)兩種方法的相關式如下： 耶_立方公分=1717><學1^，0&幻/平方公分+1〇4。 射哥（Secco)處理之後的徑向BMD密度d_D，c&e)如第μ 圖中所不’㈣疋為5 x 1〇4至7 χ 1〇5/平方公分。（圖例的含義與第 15圖相同）。 一-D之層的隶小厚度bz (第Π圖）以上述方式進行測量 且均位於所有该等晶圓5至18微米的範圍内。經由引入在2 X 1〇力 平方a刀範圍内的鎳雜質可測得典型的吸收能力約為舛％。（圖例 的含義與第15圖相同）。 【圖式簡單說明】 第1圖：根據本發明具有直徑大於30奈米的COPs在中心區域 形之矽晶圓的實施例（根據US 5,980,720的測量方法）。 弟 0直徑分別大於及小於30奈米的COP缺陷徑向分佈， 其同時借助於M06 (上）及銅裝飾技術（下）。 第3圖·控向c〇p密度分佈的比較，利用M〇6 (上）及銅裝飾 技術（下）測得。 第4圖·根據本發明的矽晶圓，其不具有根據US 5,980,720表 面分析技術的COP盤。 第5圖·來自根據本發明的矽晶圓與根據DE 1〇〇 47 345 A1的 W31」間隙為主及空位為主之區域的比較及在使用（實線）及 不使用（虛線）環形加熱器時v/G徑向分佈曲線的比較。 第6圖：用銅裝飾晶圓測量的COP密度（下），其包含根據 SC1/SP1可見的c〇p盤（上），。 26 200817541 第7圖：用銅裳錦晶圓測量的c〇p密度（下），其不包含根據 SC1/SP1可見的COP盤（上）。 弟8圖·經氧接雜（〇F2 )月土》一 ^ )及未經氧摻雜的FZ矽（FZ)上的銅 裝飾缺陷的比較。 摻雜的FZ矽（FZ)上的銅 第9圖··經氧摻雜（OFZ)及未經氧 裝飾缺陷的比較。 第10圖：具有不同間隙氧濃度的徑向BMD密度。 第η圖：熱處理時不同加熱速率對第―梦單晶BMD密度的影 〇 . 第12圖··熱處理時不同加熱速率對第二梦單晶BMD密度的影 響。 第13圖·對本發明石夕晶圓進行不同之熱處理的蘭〇密度。 弟Μ圖·直控小於3〇奈米的c〇p缺陷之光學顯微照片（銅裝 飾之後），其無法用M06或根據US 5，_，72〇的測量方法進行檢 測0 第15圖：用SIRM測得4個根據本發明的石夕晶圓Bmd密度之 徑向分佈。 ΑΧ 第16圖：經由斷裂、㈣及光學顯微㈣4個根據本發明石夕晶 圓BMD密度之徑向分佈。 第17圖：4個根據本發明矽晶圓之不含BMD的層之深度徑向 分佈。 【主要元件符號說明】 27

Claims (1)

1. 200817541 ‘ 十、申請專利範圍： 1. 一種矽晶圓，於其整個體積内之晶格空位係主要之點缺陷類 型，該矽晶圓具有一旋轉對稱於其軸且寬度為該矽晶圓半徑 之至少80%的區域，該區域具有尺寸至少為30奈米、密度最 大為6 X 103/立方公分之晶格空位的附聚物（agglomerates) 及尺寸為10奈米至30奈米、密度為1 X 105/立方公分至3 X 107/立方公分之晶格空位的附聚物，該矽晶圓具有密度為0至 10/平方公分之OSF種子且於其内部之平均塊體微缺陷（bulk i micro-defect，BMD)密度為5 X 108/立方公分至5 X 109/立方公 分，該BMD密度於該矽晶圓的整個半徑徑向上最大改變量為 10倍，且於該石夕晶圓之至少；一正面上具有一不含BMD之層， 其特徵在於，該矽晶圓之整個正面上所發現的第一個BMD之 深度為至少5微米，且發現該第一個BMD之平均深度為至少 8微米。 2. 如請求項1所述之矽晶圓，其中該矽晶圓未經氮掺雜。 3. 如請求項1或2所述之矽晶圓，其中存在於該矽晶圓中之滑 C 移的總長度不超過1公分。 4. 如請求項1或2所述之矽晶圓，其中該旋轉對稱區域涵蓋該 矽晶圓之整個表面。 5. 一種製造如請求項1之矽晶圓之方法，其包含以下步驟： 製備一具有間隙氧濃度（interstitial oxygen concentration) [0丨]範圍在 4·5 x 1017/立方公分至 5·8 χ ΙΟ17/ 立方公分之矽晶圓，於其整個體積内之晶格空位係主要之點 缺陷類型，該矽晶圓具t一旋轉對稱於其轴且寬度為該矽晶 28 200817541 圓半徑之至少80%的區域，該區域具有尺寸至少為3〇奈米、 始、度最大為6 X l〇V立方公分之晶格空位的附聚物及尺寸為 〇不米至30奈米、密度為i x 1〇5/立方公分至3 X 1〇7/立方公 分之晶格空位的附聚物； 於惰性或還原性氛圍巾熱處理财晶圓，㈣晶圓之熱 處理係起始於赋至眞之褒载溫度，以〇5κ/分鐘至8κ/ 分鐘之加熱速率加熱至⑽叱，如G i κ/分鐘至4 κ/分鐘 外力…速率繼、_加熱’直至持溫溫度達到⑺坑至myc之 範圍内’隨後保持該持溫溫度歷時i至4小時，再以預定之 冷卻速率冷卻至一卸載溫度。 6. 如明求項5所述之方法，其中該石夕晶圓未經氮換雜。 5或6所述之方法，其中财晶圓在熱處理前之間 隙累W辰度[〇i]之範圍為4 17 公分。 /立方公分至5·5 X 10,立方 8. 如請求項5或6所述之方半，立 ^ r R / /、特徵在於最高溫度為i〇〇〇t： 圍内的加熱速率為WK/分鐘至5K/分鐘。 或6所述之方法，其特徵在於該一 10 之…其特徵在於該持溫溫度，為 U.如請求項5或6所述之方法，其中財 度歷時2至3小時。 糸保持於該持溫溫 12·如請求項5或6所述. 之方法，其中除了該熱處理之外，該方 29 200817541 法不包含任何其他的熱處理。 13· 呑奢c _l> 曰。、或6所述之方法’其中於-批次爐内對複數個石夕 曰日圓同時進行該熱處理。 14. ^求項1或2所述之⑦晶圓，其特徵在於該⑽種子之密 度為0至2/平方公分。 山 15, 16 如:求項1或2所述之石夕晶圓，其特徵在於該間隙氧濃度⑽ 之虼圍為4.2 X 1〇17/立方公分至5 5 x 1〇n/立方公八 15所。’其特徵在物顿二_之 靶圍為4·2χ1〇 /立方公分至5 2xl〇i7/立方公八 30