TW202104678A - 使用連續柴可斯基(czochralski)方法生長單晶矽碇之方法 - Google Patents

使用連續柴可斯基(czochralski)方法生長單晶矽碇之方法 Download PDF

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Abstract

本發明揭示一種用於藉由連續柴可斯基(CZOCHRALSKI)方法生長一單晶矽碇之方法。熔體深度及熱條件在生長期間係恆定的，此係因為矽熔體在其被消耗時被連續補充，且坩堝位置係固定的。臨界v/G由熱區組態判定，且在生長期間矽至該熔體之該連續補充實現該碇在該碇之主體之一實質部分之生長期間以與該臨界v/G一致之一恆定提拉速率之生長。

Description

使用連續柴可斯基(CZOCHRALSKI)方法生長單晶矽碇之方法
本發明之領域係關於一種使用連續柴可斯基(CZOCHRALSKI)方法生長一單晶矽碇之方法。
單晶矽(其係用於製作半導體電子組件之大多數程序之起始材料)通常藉由柴可斯基(「Cz」)方法製備。在此方法中，將多晶矽(polycrystalline silicon) (「多晶矽(polysilicon)」)裝填至一坩堝且熔融，使一晶種與熔融矽接觸且藉由緩慢抽取生長一單晶體。在完成一頸部之形成之後，藉由(例如)降低提拉速率及/或熔體溫度直至達到所要或目標直徑而擴大晶體之直徑。接著藉由控制提拉速率及熔體溫度同時補償降低之熔體位準而生長具有一近似恆定直徑之晶體之圓柱形主體。在生長程序結束附近但在坩堝被排空熔融矽之前，通常逐漸減小晶體直徑以形成呈一端錐之形式之一尾端。通常藉由增加拉晶速率及供應至坩堝之熱而形成端錐。當直徑變得足夠小時，晶體接著與熔體分離。
柴可斯基生長技術包含批次柴可斯基方法及連續柴可斯基方法。在批次CZ中，將一單一多晶裝料裝載至坩堝中，單一裝料足以生長一單晶矽碇，在此之後坩堝基本上耗盡矽熔體。在連續柴可斯基(CCZ)生長中，可在生長程序期間連續或週期性地將多晶矽添加至熔融矽以補充熔體且因此，可在一生長程序期間自一單一坩堝提拉多個碇。
為了實行CCZ程序，修改傳統批次柴可斯基生長腔室及設備以包含用於以一連續或半連續方式將額外多晶矽給料至熔體而未負面影響生長碇之性質之一構件。由於晶種係自熔體連續生長，故將固體多晶矽(諸如粒狀多晶矽)添加至熔體以補充熔體。通常控制添加至熔體之額外固體多晶矽之給料速率以維持程序參數。為了降低此補充活動對同時晶體生長之負面效應，通常修改傳統石英坩堝以提供經添加材料遞送至其中之一外部或環形熔體區以及自其提拉矽碇之一內部生長區。此等區彼此流體流動連通。
現代微電子裝置之持續收縮大小對矽基板之品質(其基本上由內部生長微缺陷之大小及分佈判定)提出挑戰性限制。在由柴可斯基(Cz)程序及浮動區(FZ)程序生長之矽晶體中形成之大多數微缺陷係矽之本質點缺陷(空位及自間隙(或簡稱為間隙))之凝聚物。
一系列研究已證實間隙凝聚物以兩個形式存在-稱為B旋渦缺陷(或B缺陷)之球狀間隙叢集及稱為A旋渦缺陷(或A缺陷)之位錯環。隨後發現之空位凝聚物(稱為D缺陷)已被識別為八面體空隙。Voronkov在晶體生長條件之基礎上為在矽晶體中觀察到的微缺陷分佈提供良好接受之解釋。根據Voronkov之模型或理論，在熔體/晶體介面附近之溫度場驅動點缺陷之重組，從而為其等自熔體/晶體介面(其中其等以其等各自平衡濃度存在)擴散至晶體塊體提供驅動力。藉由擴散及對流兩者之點缺陷之傳輸與其等重組之間之交互作用建立超出距介面之一短距離之點缺陷濃度，稱為重組長度。通常，空位濃度與超出重組長度之間隙濃度之間之差(稱為過量點缺陷濃度)保持基本上遠離晶體之橫向表面固定。在一經快速提拉晶體中，點缺陷藉由其等超出重組長度之擴散之空間重佈通常不重要，惟接近晶體之橫向表面之用作點缺陷之一槽或一源之一區域除外。因此，若超出重組長度之過量點缺陷濃度係正，則空位保持過量，且在較低溫度下凝聚以形成D缺陷。若過量點缺陷濃度係負，則間隙保持主導點缺陷，且凝聚以形成A缺陷及B缺陷。若過量點缺陷濃度低於某一偵測臨限值，則不形成可偵測微缺陷。因此，通常，內部生長之微缺陷之類型僅由超出重組長度建立之過量點缺陷濃度判定。建立過量點缺陷濃度之程序被稱為初始併入且主導點缺陷物種被稱為經併入主導點缺陷。經併入點缺陷之類型由晶體提拉速率(v)對介面附近之軸向溫度梯度(G)之量值之比率判定。在一較高v/G下，點缺陷之對流主導其等擴散，且空位保持經併入主導點缺陷，此係因為在介面處之空位濃度高於間隙濃度。在一較低v/G下，擴散主導對流，從而容許快速擴散間隙作為主導點缺陷之併入。在接近其臨界值之一v/G下，兩種點缺陷以非常低且可比較的濃度併入，使彼此相互退火且因此抑制任何微缺陷在較低溫度下之潛在形成。經觀察空間微缺陷分佈可通常由v/G之變動(其由G之一徑向非均勻性且由v之一軸向變動)解釋。徑向微缺陷分佈之一顯著特徵係透過氧與具有相對較低經併入空位濃度(在邊際上高於臨界v/G之v/G之一小範圍下)之區域中之空位之相作用形成之氧化物粒子。此等粒子形成可由熱氧化顯露為OSF (氧化引發之堆疊層錯)環之一窄空間帶。通常，OSF環標記空位主導及間隙主導之臨近晶體區域之間之邊界(稱為V/I邊界)。
然而，在許多現代程序中以較低速率生長之CZ晶體中之微缺陷分佈受晶體塊體中之點缺陷之擴散(包含由晶體之橫向表面引發之擴散)影響。因此，CZ晶體中之微缺陷分佈之一準確量化較佳併入二維點缺陷擴散(軸向及徑向兩者)。僅量化點缺陷濃度場可定性地擷取一CZ晶體中之微缺陷分佈，此係因為經形成微缺陷之類型由其直接判定。然而，為了微缺陷分佈之一更準確量化，擷取點缺陷之凝聚係必要的。傳統上，微缺陷分佈藉由解耦合點缺陷之初始併入及微缺陷之後續形成而量化。此方法忽略成核區域附近之主導點缺陷自較高溫度下之區域(其中微缺陷密度可忽略)至較低溫度下之區域(其中微缺陷以較高密度存在且消耗點缺陷)之擴散。替代地，基於預測微缺陷群體在晶體中之每一位置處之大小分佈之一嚴格數值模擬數值上昂貴。
空位與間隙主導材料之間之轉變在v/G之一臨界值(其當前呈現為約2.5x10-5 cm2 /sK)下發生。若v/G之值超過臨界值，則空位係主要本質點缺陷，其中其等濃度隨著v/G增加而增加。若v/G之值小於臨界值，則矽自間隙係主要本質點缺陷，其中其等濃度隨著v/G減小而增加。因此，可控制程序條件(諸如生長速率(其影響v)以及熱區組態(其影響G))以判定單晶矽內之本質點缺陷是否將主要係空位(其中v/G通常大於臨界值)或自間隙(其中v/G通常小於臨界值)。
經凝聚缺陷形成通常在兩個步驟中發生。第一，缺陷「成核」發生，其係本質點缺陷在一給定溫度下經過飽和之結果。在此「成核臨限」溫度之上，本質點缺陷保持可溶於矽晶格中。經凝聚本質點缺陷之成核溫度大於約1000°C。
一旦達到此「成核臨限」溫度，本質點缺陷便凝聚，亦即，此等點缺陷自矽晶格之「固溶體」之沉澱發生。本質點缺陷將繼續通過矽晶格擴散，只要其等存在於其中之碇之部分之溫度保持高於一第二臨限溫度(即，一「擴散率臨限值」)。低於此「擴散率臨限值」溫度，本質點缺陷在商業上可行時間段內不再係行動的。
雖然碇保持高於「擴散率臨限值」溫度，但空位或間隙本質點缺陷擴散通過矽晶格至其中分別已經存在經凝聚空位缺陷或間隙缺陷之位點，從而引起一給定經凝聚缺陷之大小增長。發生生長，此係因為此等經凝聚缺陷位點基本上用作「槽」，從而由於凝聚之更有利能量狀態而吸引且收集本質點缺陷。
空位類型之缺陷被辨識為如D缺陷、流動圖案缺陷(FPD)、閘極氧化物完整性(GOI)缺陷、晶體起源粒子(COP)缺陷、晶體起源光點缺陷(LPD)之此等可觀察晶體缺陷以及由紅外光散射技術(諸如掃描紅外顯微術及雷射斷層掃描)觀察之某些類別之體體缺陷之起源。氧或二氧化矽之叢集亦存在於過量空位之區域中。一些此等叢集保持小且相對無應變，從而基本上未引起對由此矽製備之大多數裝置之損害。一些此等叢集足夠大以用作環氧化引發之堆疊層錯(OISF)之晶核。據推測，此特定缺陷由藉由過量空位之存在催化之先前成核氧凝聚物促進。氧化物叢集主要在存在中等空位濃度之情況下在低於1000°C之CZ生長中形成。
較不良好研究與自間隙相關之缺陷。其等通常被視為低密度之間隙型位錯環或網路。此等缺陷不負責閘極氧化物完整性失效(一重要晶圓效能準則)，但其等被廣泛辨識為通常與當前洩漏問題相關聯之其他類型之裝置失效之原因。
在此方面，應注意，一般言之，矽晶格中呈間隙形式之氧通常被視為矽之一點缺陷，而非一本質點缺陷，而矽晶格空位及矽自間隙(或簡稱為間隙)通常被視為本質點缺陷。因此，基本上全部微缺陷可通常被描述為經凝聚點缺陷，而D缺陷(或空隙)以及A缺陷及B缺陷(即，間隙缺陷)可更具體描述為經凝聚本質點缺陷。氧叢集係藉由吸收空位而形成；因此，氧叢集可被視為空位及氧兩者之凝聚物。
應進一步注意，柴可斯基矽中之此等空位及自間隙經凝聚點缺陷之密度已在約1 x 103 /cm3 至約1 x 107 /cm3 之範圍內，而氧叢集之密度在約1 x 108 /cm3 至1 x 1010 /cm3 之間變動。因此，經凝聚本質點缺陷對於裝置製造商具有快速增加之重要性，此係因為此等缺陷可嚴重影響複雜及高度整合式電路之生產中之單晶矽材料之良率可能性。
鑑於前文，在許多應用中，隨後被切割為矽晶圓之矽晶體之一部分或全部實質上無此等經凝聚本質點缺陷係較佳的。迄今為止，已報告用於生長實質上無缺陷矽晶體之若干方法。一般言之，全部此等方法涉及控制比率v/G以便判定在生長CZ單晶矽晶體中存在之本質點缺陷之初始類型及濃度。另外，然而，此等方法可涉及控制晶體之後續熱歷史以容許延長擴散時間以抑制其中之本質點缺陷之濃度，且因此實質上限制或避免晶體之一部分或全部中之經凝聚本質點缺陷之形成。(例如，見美國專利第6,287,380號、第6,254,672號、第5,919,302號、第6,312,516號及第6,312,516號，該等專利之完整內容藉此以引用的方式併入本文中。)替代地，然而，此等方法可涉及一快速冷卻矽(RCS)生長程序，其中接著控制晶體之後續熱歷史以透過一目標成核溫度快速地冷卻晶體之至少一部分以便控制該部分中之經凝聚本質點缺陷之形成。此等方法之一者或兩者亦可包含容許經生長晶體之至少一部分保持高於成核溫度達一延長時間段以在透過目標成核溫度快速地冷卻晶體之此部分之前減小本質點缺陷之濃度，因此實質上限制或避免在其中形成經凝聚本質點缺陷。(例如，見美國專利申請公開案第2003/0196587號，該案之完整揭示內容以引用的方式併入本文中。)又進一步，已發開用於藉由經固化碇之冷卻速率及介面附近之軸向溫度梯度(G)之徑向變動之同時控制而自碇之中心至邊緣減少或消除經凝聚點缺陷之方法(例如，見美國專利第8,673,248號，該專利之完整內容以引用的方式併入本文中。)
滿足不存在經凝聚點缺陷(例如，晶體起源凹坑(COP))之製造商要求之經拋光矽晶圓可稱為中性矽或完美矽。作為對(例如)較高磊晶沈積晶圓之一較低成本經拋光晶圓替代例，完美矽晶圓對於許多半導體應用係較佳的。在過去20年的進程中，許多矽晶圓供應商已開發直徑為200 mm及300 mm之無缺陷及無COP晶圓產品以主要銷售至傳統上已對於市場內之成本壓力更敏感之記憶體(DRAM/NAND/FLASH)市場。隨著客戶應用裝置節點收縮，可接受缺陷率之工業標準在此時間框內已在光點散射(LLS)及閘極氧化物強度(GOI)之可接受位準方面演進。例如，一工業無COP規範在大小不大於0.12 um下可一度少於幾百個。更多當前標準要求在大小不大於0.026 um下少於20個COP才能有資格作為完美矽。作為另一實例，對於一MOS電晶體中之GOI之過去標準係在≤8 MV (B模式)下之95%。當前，規範移動至在10~12 MV (D模式)下之99%。除此要求之外，隨著裝置節點收縮，需要如傳統上由BMD密度(塊體微缺陷)及BMD大小分佈量測之跨晶圓之經改良徑向氧沉澱以便避免處理期間之基板滑動或在裝置微影期間可能影響圖案化疊對之翹曲。隨著此等規範變嚴格(LLS、GOI、BMD均勻性等)，用於無缺陷及COP矽生長之控制窗已顯著收縮，從而顯著減少程序之晶體處理能力。此係因為可接受帶結構之窗(其可直接轉譯為操作之程序窗)隨著時間已隨著規範偏移。
此段落旨在向讀者介紹可與在下文描述及/或主張之本發明之各種態樣相關之此項技術之各種態樣。據信，此論述有助於向讀者提供背景資訊以促進本發明之各種態樣之一更佳理解。因此，應理解，此等陳述應在此意義上閱讀且不作為先前技術之認可。
本發明之一個態樣係關於一種藉由連續柴可斯基方法製備一單晶矽碇之方法。該方法包括：將多晶矽之一初始裝料添加至一坩堝；加熱包括多晶矽之該初始裝料之該坩堝以引起矽熔體形成於該坩堝中，該矽熔體包括熔融矽之一初始體積且具有一初始熔體高度位準；使一矽晶種與該矽熔體接觸；抽出該矽晶種以生長一頸部部分，其中在該頸部部分之生長期間以一頸部部分提拉速率抽出該矽晶種；抽出該矽晶種以生長鄰近該頸部部分之一向外張開晶種-圓錐，其中該矽晶種係在該向外張開晶種-圓錐之生長期間以一晶種-圓錐提拉速率抽出；及抽出該矽晶種以生長鄰近該向外張開晶種-圓錐之該單晶矽碇之一主體，其中該矽熔體包括該單晶矽碇之該主體之生長期間之熔融矽之一體積及一熔體高度位準；其中該單晶矽碇之該主體以一初始可變主體提拉速率及一恆定主體提拉速率生長，其中該單晶矽碇之該主體針對該單晶矽碇之該主體之一長度之小於約20%以該初始可變主體提拉速率生長且在針對該單晶矽碇之該主體之該長度之至少約30%之生長期間以該恆定主體提拉速率生長；且進一步其中將多晶矽連續給料至該坩堝以藉此在該單晶矽碇之該主體之生長期間補充該坩堝中之熔融矽之該體積及該熔體高度位準。
存在關於本發明之上文提及之態樣闡述之特徵之各種改善。同樣，進一步特徵亦可被併入本發明之上文提及之態樣中。此等改善及額外特徵可個別或以任何組合存在。例如，下文關於本發明之任何所繪示實施例論述之各種特徵可單獨或以任何組合被併入本發明之任何上述態樣中。
(若干)相關申請案之交叉參考
本申請案主張2019年4月18日申請之美國臨時申請案第62/835,735號之優先權利，該案之揭示內容宛如全文陳述般以引用之方式併入。
在本發明之背景內容中，「完美矽」係指自在滿足或超過Perfect SiliconTM (SunEdison Semiconductor, Ltd.)之標準之條件下生長之柴可斯基生長之單晶矽碇切割之單晶矽晶圓。此等標準包含滿足或超過經凝聚缺陷、DSOD (直接表面氧化物缺陷)、COP (晶體起源凹坑或粒子)、D缺陷及I缺陷等之工業規範之一碇。例如，「完美矽」晶圓可藉由不可偵測FPD (藉由Secco蝕刻技術之流動圖案缺陷)及DSOD (電崩潰之後之直接表面氧化物缺陷粒子計數)及藉由Secco蝕刻技術之零I缺陷(A缺陷)特性化。Secco蝕刻包括施加重鉻酸鹼及氫氟酸之一稀水溶液以適當地顯露矽之各種結晶(100)、(111)及(110)平面中之位錯及其他晶格缺陷。蝕刻帶出譜系(低角度晶界)及滑移線兩者。本發明之方法實現在單晶矽碇之主體之長度之至少約70%內(諸如在單晶矽碇之主體之長度之至少約80%內，或甚至在單晶矽碇之主體之長度之至少約90%內)包括完美矽之一單晶矽碇之生長。在一些實施例中，自在單晶矽碇之主體之長度之至少約70%內(諸如在單晶矽碇之主體之長度之至少約80%內，或甚至在單晶矽碇之主體之長度之至少約90%內)生長之碇切割之晶圓藉由不可偵測FPD (藉由Secco蝕刻技術之流動圖案缺陷)及DSOD (電崩潰之後之直接表面氧化物缺陷粒子計數)及藉由Secco蝕刻技術之零I缺陷(A缺陷)特性化。在一些實施例中，自在單晶矽碇之主體之長度之至少約70%內(諸如在單晶矽碇之主體之長度之至少約80%內，或甚至在單晶矽碇之主體之長度之至少約90%內)生長之碇切割之晶圓藉由在≤ 8 MV (B模式)下之95% (較佳在10~12 MV (D模式)下之99%)下之一MOS電晶體中之GOI特性化。
在用於生長一單晶矽碇之一習知批次柴可斯基程序中，晶體/熔體介面及熱條件兩者歸因於碇生長期間之矽熔體之消耗及坩堝位置之可變性而依據增加之碇長度持續變動。可在圖1中找到坩堝之熔體空乏及移動之一描述。圖1A (早期本體生長)、圖1B (中間本體生長)及圖1C (後期本體生長)繪示在一批次Cz程序期間依據晶體長度而變化之熔體位準及坩堝高度。由於熔體條件(例如，質量及高度位準)及坩堝位置在一批次程序期間持續改變，故最小化缺陷率所需之v/G率(生長速率V/軸向溫度梯度G)在晶體長度內持續改變，從而使晶體之品質偏移。為了維持用於滿足程序窗內之規範之所要品質，需要藉由位置連續控制調整若干參數。此等參數包含坩堝旋轉速率(C/R)、晶種旋轉速率(S/R)、晶種上升速率(S/L)、加熱器功率、反射器高度等。見圖2，其係描繪達成藉由一例示性批次Cz程序生長之一碇中之充分缺陷率控制所需之提拉速率之恆定改變之一圖表。由三角形(---▲---)界定之線係用於達成臨界v/G值之恆定改變之臨界提拉速率。提拉速率可在由正方形(---■---)標記之上臨界提拉速率(「UCL」)及由菱形(---♦---)標記之下臨界提拉速率(「LCL」)內變動且仍達成可接受缺陷率控制。此三個線指示可產生完美矽之提拉速度。在上及下提拉速度邊界內，可產生具有不同主導本質點缺陷之完美矽。例如，當在圖2 (及圖3及圖4)中使用三角形及正方形標記之線之間控制經施加提拉速度時產生空位主導(「Pv」)矽，且當在圖2 (及圖3及圖4)中使用三角形及菱形標記之線之間控制經施加提拉速度時產生間隙主導(「Pi」)矽。在圖2 (及圖3及圖4)中描繪之實例中，碇生長之早期及中間部分，具有空位主導點缺陷之完美矽可經生長，如由標記為「Pv」之碇橫截面之表示展示。圖2描繪碇係自中心至邊緣空位主導。在圖2中描繪之實例中，在後期生長中，碇藉由空位主導點缺陷及間隙主導點缺陷之區域特性化，其在標記為「Pi」之橫截面區域中表示。例如，可生長自中心至小於整個碇之半徑之一徑向長度間隙主導之一碇，其由空位主導材料之一帶至碇之邊緣包圍。在又後一區域中，碇之橫截面展示由間隙主導材料之一帶包圍，由在邊緣處之空位主導材料之另一帶包圍之在中心中之空位主導材料。此等描繪僅係為了圖解且不旨在限制本發明之方法。完美矽(即，無可偵測經凝聚點缺陷之碇及自其切割之晶圓)源自過量點缺陷(空位及間隙矽)部分藉由碇之提拉速率之適當控制。本質點缺陷(諸如空位及間隙)發生於藉由柴可斯基方法生長之碇中。此等缺陷之存在對於矽是否完美無影響。實情係，完美矽特性化為無經凝聚點缺陷，諸如COP、DSOD及I缺陷。
圖2 (及亦圖3及圖4)亦指示可導致依據在任何晶體長度處之臨界v/G之上限及下限之外之提拉速度而變化之碇之經凝聚缺陷。在超過上臨界提拉速率(v/G高於一臨界v/G)之情況下可發生之缺陷包含DSOD (直接表面氧化物缺陷)或COP (晶體起源凹坑或粒子)。在提拉速率低於較低臨限提拉速率(v/G低於一臨界v/G)之情況下可發生之缺陷包含I缺陷。在碇橫截面中亦展示其中發生此等缺陷之帶。在其中主導過量點缺陷係空位之區域中，空位缺陷之凝聚在Cz矽晶體生長及冷卻期間藉由空位之凝聚及沉澱而形成體缺陷(諸如COP、DSOD)。在其中主導過量點缺陷係間隙矽原子之區域中，其等凝聚以藉由間隙矽之凝聚/沉澱而形成體缺陷(諸如I缺陷)且切出位錯。v/G之任何小偏差將藉由空位或間隙矽原子之凝聚而形成一缺陷。
可施加磁場(例如，水平或尖點)以更改坩堝內之熔體流動圖案且實現晶體/熔體介面之形狀及高度值增強控制，此藉此增強品質控制。然而，仍必須變動提拉速率及其他參數以達成可接受缺陷率控制，如圖3中例示。圖3係描繪達成藉由一例示性批次Cz程序使用一經施加磁場生長之一碇中之充分缺陷率控制所需之提拉速率輪廓之一圖表。由三角形(---▲---)界定之線係用於達成臨界v/G值之臨界提拉速率，其視需要在單晶矽碇之生長期間連續變動。提拉速率可在由正方形(---■---)標記之上臨界提拉速率(「UCL」)及由菱形(---♦---)標記之下臨界提拉速率(「LCL」)內變動且仍達成可接受缺陷率控制。在單晶矽碇之橫截面中之本質點缺陷及經凝聚點缺陷之區域實質上如上文在圖2之描述中描述般。
根據本發明之方法，一單晶矽碇由連續柴可斯基(CCZ)方法在實現熔體深度(即，熔融矽之高度位準)及熱條件之條件下生長以在生長期間保持實質上恆定，此係因為熔體在其被消耗時被持續補充。在一些實施例中，維持熔融矽之一實質上恆定高度位準實現將坩堝維持於一固定位置中。一旦v/G使用適當熱區組態固定，程序窗便在晶體長度之一實質部分內固定(即，無控制調整)。一旦設定程序條件(S/R、功率、氣流及壓力、磁通量密度、尖點或HMCZ MGP位置)，便使用氣流及/或腔室壓力及C/R以控制氧含量。因此，本發明之方法實現一單晶矽碇藉由其中提拉速度在碇之一實質長度之生長期間恆定之連續柴可斯基(CCZ)方法生長，且根據本方法之經生長碇在碇之軸向長度之一實質部分內具有均勻及可接受缺陷率控制、Oi均勻性及BMD均勻性。
在將全部條件設定為穩態之後，用於產生在整個晶體長度中具有所要缺陷率控制之一單晶矽碇之提拉速率將係恆定的，從而相較於習知Cz程序，歸因於程序控制而顯著減少生產中之品質損耗。圖4係在根據本發明之一例示性連續柴可斯基生長方法期間依據單晶矽碇之軸向長度而變化之提拉速率之一圖表。如圖4中展示，在單晶矽碇之主體部分之生長之一實質部分內維持一恆定提拉速率。由三角形(---▲---)界定之線係用於達成臨界v/G值之臨界提拉速率，其具有一初始變動區域，接著為在單晶矽碇之主體部分之生長之一實質部分內之恆定提拉速率之一區域。提拉速率可在由正方形(---■---)標記之上臨界提拉速率(「UCL」)及由菱形(---♦---)標記之下臨界提拉速率(「LCL」)內變動且仍達成可接受缺陷率控制。在單晶矽碇之橫截面中之本質點缺陷及經凝聚點缺陷之區域實質上如上文在圖2之描述中描述。
在根據本發明之方法之CCZ程序中，多晶矽給料與晶體生長連續，藉此熔體體積維持與初始裝料熔體深度實質上相同而無關於晶體長度。由於熔體高度係由生長晶體重量與經連續給料多晶矽之間之質量平衡控制，故熔體及生長晶體中之熱條件在整個軸向生長中不改變。隨後，一旦所要晶體/熔體介面由諸如磁場、C/R及S/R、提拉速率、加熱器功率等之參數判定及固定，缺陷品質及Oi控制便在整個晶體軸向生長中維持恆定。此外，由於熱條件及晶體/熔體介面在晶體生長期間固定，故可在一準穩態控制中在整個晶體長度內使用一給定HZ及晶體/熔體介面之一恆定提拉速率。
根據本發明之方法，適用於達成滿足缺陷率控制之要求之單晶矽碇之生長之熱條件由熱區組態設定。生長方法係連續柴可斯基方法。因此，熔爐腔室包括用於多晶矽之連續給料之構件，例如，一給料管。添加至坩堝之固體多晶矽通常係粒狀多晶矽，但可使用塊狀多晶矽，且其係使用經最佳化以與粒狀多晶矽一起使用之一多晶矽給料器給料至坩堝中。塊狀多晶矽通常具有在3毫米與45毫米之間之一大小(例如，最大尺寸)，且粒狀多晶矽通常具有在400微米與1400微米之間之一大小。粒狀多晶矽具有若干優點，包含歸因於較小大小而提供給料速率之容易及精確控制。然而，歸因於在其生產中使用之化學氣相沈積程序或其他製造方法，粒狀多晶矽之成本通常高於塊狀多晶矽之成本。塊狀多晶矽具有較便宜且鑑於其較大大小而能夠具有一較高給料速率之優點。加熱單元、冷卻套之位置及功率控制之操作經調整以適應多晶矽給料器。
在圖5中展示具有複數個堰(20、30、40)或將熔體分離成不同熔體區之流體障壁之一坩堝10之一描繪。在經繪示實施例中，坩堝總成10包含界定矽熔體之內部熔體區22之一第一堰20 (廣而言之，一流體障壁)。內部熔體區22係單晶矽碇50自其生長之生長區域。一第二堰30界定矽熔體之一中間熔體區32。最後，一第三堰40界定矽熔體之一外部熔體區42。一給料管(未展示)以足以在碇之生長期間維持一實質上恆定熔體高度位準及體積之一速率將多晶矽(其可係粒狀、塊狀或粒狀及塊狀之一組合)給料至外部熔體區42中。第一堰20、第二堰30及第三堰40各具有一大體上環形形狀，且具有界定於其中以允許熔融矽徑向向內朝向內部熔體區22之生長區域流動之至少一個開口。圖5中描繪之坩堝組態係例示性的且適用於實行本發明之程序。適用於CCZ之其他組態可在不脫離本發明之範疇之情況下使用。例如，坩堝10可缺乏第二堰30及/或可缺乏第三堰40。
一般言之，自其抽出碇之熔體藉由將多晶矽裝載至一坩堝中以形成一初始矽裝料而形成。一般言之，一初始裝料在約100公斤與約200公斤之間之多晶矽，其可係粒狀、塊狀或粒狀及塊狀之一組合。初始裝料之質量取決於所要晶體直徑及HZ設計。初始裝料不反映晶體之長度，此係因為多晶矽在晶體生長期間經連續給料。例如，若多晶矽經連續給料且腔室高度足夠高，則晶體長度可在長度上延伸至2000 mm、3000 mm或甚至4000 mm。坩堝可具有圖5中描繪之組態或適用於CCZ生長之另一組態。可使用多晶矽之各種源，包含(例如)在一流體化床反應器中熱分解矽烷或鹵代矽烷而產生之粒狀多晶矽或在一西門子(Siemens)反應器中產生之多晶矽。一旦將多晶矽添加至坩堝以形成一裝料，便將裝料加熱至高於約矽之熔融溫度(例如，約1412°C)之一溫度以熔融裝料，且藉此形成包括熔融矽之一矽熔體。矽熔體具有熔融矽之一初始體積且具有一初始熔體高度位準，且此等參數由初始裝料之大小判定。在一些實施例中，將包括矽熔體之坩堝加熱至至少約1425°C、至少約1450°C或甚至至少約1500°C之一溫度。
一旦裝料經液化以形成包括熔融矽之矽熔體，便將矽晶種降低以接觸熔體。接著自熔體抽出矽晶種，其中矽附接至該矽晶種(即，晶種部分及頸部52，參考圖5)，藉此在熔體之表面附近或表面處形成一熔體/固體介面。一般言之，用於形成頸部部分之初始提拉速度高。在一些實施例中，以至少約1.0 mm/分鐘(諸如在約1.5 mm/分鐘與約6 mm/分鐘之間(諸如在約3 mm/分鐘與約5 mm/分鐘之間))之一頸部部分提拉速率抽出矽晶種及頸部部分。在一些實施例中，在相反方向上旋轉矽晶種及坩堝，即，反向旋轉。反向旋轉達成矽熔體中之對流。晶體之旋轉主要用於提供一對稱溫度輪廓，抑制雜質之角變動且亦控制晶體熔體介面形狀。在一些實施例中，以在約5 rpm與約30 rpm之間、或在約5 rpm與約20 rpm之間、或在約8 rpm與約20 rpm之間、或在約10 rpm與約20 rpm之間之一速率旋轉矽晶種。在一些實施例中，以在約0.5 rpm與約10 rpm之間、或在約1 rpm與約10 rpm之間、或在約4 rpm與約10 rpm之間、或在約5 rpm與約10 rpm之間之一速率旋轉坩堝。在一些實施例中，以快於坩堝之一速率旋轉晶種。在一些實施例中，以比坩堝之旋轉速率高至少1 rpm (諸如高至少約3 rpm或高至少約5 rpm)之一速率旋轉晶種。一般言之，頸部部分52具有在約300毫米與約700毫米之間(諸如在約450毫米與約550毫米之間)之一長度。然而，頸部部分52之長度可在此等範圍之外變動。
在形成頸部52之後，生長鄰近頸部52之向外張開晶種-圓錐部分54，參考圖5。一般言之，提拉速率自頸部部分提拉速率降低至適用於生長向外張開晶種-圓錐部分54之一速率。例如，在向外張開晶種-圓錐之生長期間之晶種-圓錐提拉速率在約0.5 mm/分鐘與約2.0 mm/分鐘之間，諸如約1.0 mm/分鐘。在一些實施例中，向外張開晶種-圓錐54具有在約100毫米與約400毫米之間(諸如在約150毫米與約250毫米之間)之一長度。向外張開晶種-圓錐54之長度可在此等範圍之外變動。在一些實施例中，向外張開晶種-圓錐54經生長至約150 mm、至少約150毫米、約200 mm、至少約200毫米、約300 mm、至少約300 mm、約450 mm或甚至至少約450 mm之一終端直徑。向外張開晶種-圓錐54之終端直徑通常等效於單晶矽碇之主體之恆定直徑之直徑。
在形成頸部52及鄰近頸部部分之向外張開晶種-圓錐54之後，接著，生長鄰近圓錐部分之具有一恆定直徑之碇主體56。碇主體56之恆定直徑部分具有一圓周邊緣、平行於圓周邊緣之一中心軸線及自中心軸線延伸至圓周邊緣之一半徑。中心軸線亦通過向外張開晶種-圓錐54及頸部52。碇主體56之直徑可變動且在一些實施例中，直徑可係約150 mm、至少約150毫米、約200 mm、至少約200毫米、約300 mm、至少約300 mm、約450 mm或甚至至少約450 mm。單晶矽碇之碇主體52最終經生長至至少約1000毫米長，諸如至少1400毫米長，諸如至少1500毫米長、或至少2000毫米長、或至少2200毫米，諸如2200毫米、或至少約3000毫米長或至少約4000毫米長。
圖4繪示用於根據本發明之方法之一些實施例提拉單晶矽碇之主體之一例示性及非限制性提拉速率協定。如自例示性圖解將明白，提拉速率自一相對高提拉速率下降至一最小提拉速率，且接著針對單晶矽碇之主體之生長之一顯著部分上升至一恆定提拉速率。根據本發明之程序，選擇提拉速率以達成完美矽，即，藉由選自經凝聚缺陷、DSOD (直接表面氧化缺陷)、COP (晶體起源凹坑)、D缺陷及I缺陷等之一缺乏可偵測經凝聚缺陷特性化之矽。初始高提拉速率可在約0.5 mm/分鐘與約2.0 mm/分鐘之間，諸如約1.0 mm/分鐘，接著在增加至在約0.4 mm/分鐘與約0.8 mm/分鐘之間、在約0.4 mm/分鐘與約0.7 mm/分鐘之間或在約0.4 mm/分鐘與約0.65 mm/分鐘之間之恆定提拉速率之前減小至可低至約0.4 mm/分鐘或甚至低至約0.3 mm/分鐘之一提拉速率。
在圖6A、圖6B及圖6C中描繪適用於實行本發明之方法之一熔爐腔室100內之一熱區組態之一例示性及非限制性圖解。其他熱區組態適用於實行本發明之方法。熱區組態包含一冷卻套102、一反射器104、一側加熱器106及一底部加熱器108。生長之晶體直徑以及彎月面之形狀及高度由定位於頂部窗處之一相機(未繪製)監測。自相機獲得之資料實現至側加熱器106及底部加熱器108之回饋。在晶體生長期間，功率分佈可在加熱器之間調整以實現熔體/固體介面之均勻性，即，維持彎月面之所要形狀及高度。反射器104應將來自包含加熱器及坩堝之熔爐之熱部分之熱通量反射至熔體。反射器104減少自熔爐之熱部分至冷部分(由冷卻套102維持)之熱傳遞且藉此維持熔爐之此兩個區域之間之一分離。反射器幫助控制軸向及徑向溫度梯度，其驅動熔融矽至生長之碇之固化及結晶。
圖6A、圖6B及圖6C分別描繪對應於圖4中展示之提拉速率之區域之一第一步驟、第二步驟及第三步驟。亦即，圖6A中描繪之第一步驟對應於其中提拉速率高且降低至圖4中之一最小值之區域。圖6B中描繪之第二步驟對應於其中提拉速率為一最小值且增加至圖4中之恆定提拉速率之區域。圖6C中描繪之第三步驟對應於圖4中之恆定提拉速率之區域。在各步驟期間，熔體110根據本發明之實施例保持一恆定熔體體積及一熔體高度位準，此係因為在碇112之生長期間將多晶矽持續地給料至熔體中(見圖5)。
生長藉由可變提拉速率特性化之單晶矽碇之主體之初始區域可涵蓋單晶矽碇之主體之總長度之小於約20%。在一些實施例中，可變提拉速率體系可涵蓋單晶矽碇之主體之長度之約5%與約20%之間，諸如單晶矽碇之主體之長度之約5%與約15%之間，或單晶矽碇之主體之長度之約10%與約15%之間。在可變提拉速率條件下生長之單晶矽碇之主體之長度之百分比部分取決於碇之主體之總長度。例如，在可變速率條件下提拉之碇之主體之長度可在約50 mm至約200 mm之間、在約100 mm至約200 mm之間(諸如在約150 mm至約200 mm之間)變動。若200 mm係在可變速率條件下生長，且碇之主體之總長度係1400 mm，則主體之約14%係在可變速率條件下生長，而針對2200 mm之一總主體長度，主體之僅約9%係在可變速率條件下生長。
在可變提拉速率條件下生長主體之初始區域之後，在一恆定提拉速率下生長主體之剩餘部分。在一些實施例中，在單晶矽碇之主體之長度之至少約30% (諸如單晶矽碇之主體之長度之至少約50%，單晶矽碇之主體之長度之至少約70%，單晶矽碇之主體之長度之至少約80%或甚至單晶矽碇之主體之長度之至少約90%)之生長期間以一恆定主體提拉速率生長碇之主體。在一些實施例中，恆定主體提拉速率在約0.4 mm/分鐘與約0.8 mm/分鐘之間、在約0.4 mm/分鐘與約0.7 mm/分鐘之間或在約0.4 mm/分鐘與約0.65 mm/分鐘之間。
在單晶矽碇之主體之生長期間，將多晶矽(即，粒狀、塊狀或粒狀及塊狀之一組合)添加至熔融矽以藉此達成熔融矽之一恆定體積及恆定熔體高度位準。根據本發明之方法，在單晶矽碇之主體之軸向長度之一實質部分之生長期間之一實質上恆定熔體體積之維持實現以一恆定提拉速率之單晶矽碇之主體之軸向長度之一實質部分內之高碇品質之達成。無關於晶體長度之恆定熔體體積實現維持一恆定晶體/熔體介面及因此在碇之主體之一實質部分內之均勻晶體品質。因此，在一些實施例中，熔融矽之體積在單晶矽碇之主體之至少約90%之生長期間變動不多於約1.0體積%、或在單晶矽碇之主體之至少約90%之生長期間變動不多於約0.5體積%、或甚至在單晶矽碇之主體之至少約90%之生長期間變動不多於約0.1體積%。換言之，在一些實施例中，熔體高度位準在單晶矽碇之主體之至少約90%之生長期間變動小於約+/- 0.5毫米。
另外，根據本發明之程序，可將一磁場施加至包括矽熔體之坩堝。可施加尖點磁場或水平磁場以設定適當晶體/熔體介面，即，彎月面之形狀及高度。磁場主要用於固定一所要晶體/熔體介面形狀及高度，且氧含量Qi之控制係一次要目的。
熔體流量及熔體/固體介面之形狀及因此碇之品質之控制可藉由在單晶矽碇之主體之生長期間將一磁場施加至矽熔體而增強。在一些實施例中，經施加磁場在單晶矽碇之主體之生長之至少約70%或在單晶矽碇之主體之生長之約70%與約90%之間期間維持一實質上恆定熔體/固體介面輪廓。磁場施加電磁力，此影響矽熔體流量，因此影響熔體中之熱傳遞。其改變晶體/熔體介面之輪廓及生長晶體之溫度，其等係完美矽之關鍵控制參數。
磁場影響碇中之氧含量及均勻性。碇中之氧源來自石英坩堝壁之溶解，SiOx (g)在無熔體表面處之蒸發(由熔體流動動力學控制)且併入至生長之晶體前端中。磁場影響生長期間之對流熔體流動，此可影響氧蒸發及併入。藉由熔體中之氧之擴散及對流根據以下方程式控制氧隨著時間增量併入至單晶矽碇中之變動：
Figure 02_image001
。
C係固化矽中之氧之濃度，t係時間，v係對流速度(熔體流動速度)rho，ρ係矽熔體之密度，
Figure 02_image002
係梯度(d/dx)。經施加磁場影響熔體速度(v)及熔體中之氧濃度之梯度(dC/dx =
Figure 02_image002
C)。由於磁場導致一穩態熔體流動，故氧Qi併入至碇中係時間恆定的，此增強徑向及軸向氧濃度均勻性。SOURCE項係自以下兩個參數導出：石英石(SiO2 )坩堝之溶解，其係氧之產生(Si (l) + SiO2 (s) à SiOx (g))；及蒸發，其係氧(SiOx (g))自熔體之移除(消失)。在一批次Cz程序中，此SOURCE項係非恆定的。代替性地，其取決於晶體長度，此係因為熔體質量隨著晶體生長而降低。當碇已生長其本體長度之一實質部分時，剩餘熔體體積低，使得與坩堝接觸之矽熔體之量減少，此因此導致自坩堝併入熔體中之氧之較低濃度。因此，若其他項(擴散、對流、蒸發)係恆定的，則併入至固化矽晶體中之氧減少。無熔體表面(熔體與氣體之間之接觸表面)區域影響SiOx (g)之蒸發率。歸因於如圖1C中展示之坩堝之形狀，一批次Cz程序中之一小熔體質量具有相對較小表面區域。SiOx (g)之較少蒸發意謂較多氧併入至固化矽晶體中。根據本發明之方法，將熔體質量維持為恆定，此係因為隨著晶體碇生長而添加多晶矽。因此，全部源項(藉由SiO2 坩堝溶解至熔體中之氧之產生及SiOx (g)氣體透過無熔體表面之蒸發)係恆定的。因此，擴散及對流項影響固化矽晶體之氧。經施加磁場使熔體流動更穩定(即，熔體流量恆定，如同作為無關時間之穩定條件)，因此在碇之整個長度之生長期間，併入氧在軸向及徑向方向上係均勻且穩定的。在一些實施例中，間隙氧可以在約4 PPMA與約18 PPMA之間之一濃度併入至碇中。在一些實施例中，間隙氧可以在約10 PPMA與約35 PPMA之間之一濃度併入至碇中。在一些實施例中，碇包括不大於約15 PPMA或不大於約10 PPMA之一濃度之氧。可根據SEMI MF 1188-1105量測間隙氧。
在一些實施例中，在單晶矽碇之主體之生長期間，將一水平磁場施加至矽熔體。在圖7A中繪示此一水平場，圖7A係疊加於坩堝上方之一水平磁場及如圖5中描繪般生長碇之一描繪。藉由將固持矽熔體之坩堝放置於一習知電磁體200之極之間而在存在一水平磁場之情況下達成晶體生長。在一些實施例中，水平磁場可在熔體區域中具有在約0.2特斯拉與約0.4特斯拉之間之一磁通量密度。熔體中之磁場變動在一給定強度中小於+/-約0.03特斯拉。一水平磁場之施加引起沿著軸向方向，在與流體運動相反之一方向上，與驅動熔體對流之力相反之勞倫茲(Lorentz)力。因此抑制熔體中之對流，且介面附近之晶體中之軸向溫度梯度增加。熔體-晶體介面接著向上移動至晶體側以適應介面附近之晶體中之增加之軸向溫度梯度且來自坩堝中之熔體對流之貢獻減少。
在一些實施例中，在單晶矽碇之主體之生長期間，將一尖點磁場施加至矽熔體。在圖7B中繪示一尖點場，圖7B係疊加於坩堝上方之一尖點磁場及如圖5中描繪般生長碇之一描繪。一尖點磁場具有兩個控制參數，即，磁通量密度及磁場形狀。一尖點磁場與在碇之軸線附近在熔體中更深之一垂直(軸向)磁場組合在熔體之最接近表面處施加一水平(徑向)磁場分量。使用在相反方向上攜載電流之一對亥姆霍玆(Helmholtz)線圈產生尖點磁場。因此，在兩個磁場之間中途之位置處，沿著碇軸線垂直地，磁場彼此抵消以使一垂直磁場分量等於或接近零。例如，在軸向方向上，尖點磁通量密度通常係約零至約0.2特斯拉。在徑向方向上之磁通量密度通常高於在垂直方向上之磁通量密度。例如，取決於徑向位置，尖點磁通量密度在徑向位置中通常在約0 T與約0.6 T之間，諸如在約0.2 T與約0.5 T之間。徑向尖點磁場約束熔體之流動以藉此使熔體穩定。換言之，一徑向尖點磁場之施加在鄰近晶體生長發生之固體-液體介面之一部分處引發對流，且抑制熔體之剩餘部分處之對流以藉此用作用於實現均勻氧分佈之一有效方法。可由尖點磁場同時在無熔體表面處及在熔體坩堝介面處局部及獨立地控制熱熔體對流。此實現僅藉由磁通量密度控制生長晶體中之氧濃度而不管晶體旋轉速度為何。在存在一軸向或一徑向磁場之情況下，經由晶體旋轉速度之控制而達成氧濃度之控制。尖點磁場之施加可實現比在無一經施加磁場之情況下生長之一碇包括更少氧含量(諸如不大於約15 PPMA或不大於約10 PPMA)之一碇上之生長。可根據SEMI MF 1188-1105量測間隙氧。
本發明之方法實現藉由滿足或超過完美矽之工業規範之連續柴可斯基方法生長單晶矽碇。貢獻於完美矽晶體之生長之因素包含判定用於生長完美矽之臨界提拉速度，在單晶矽碇之主體之生長之一實質部分內以臨界速度維持一恆定提拉速度，及施加一磁場以維持熔體/固體介面之形狀及高度。一旦判定提拉速度及磁場之組態，便可歸因於用於維持一恆定熔體體積及一熔體高度位準之多晶矽之連續添加而將提拉速度維持於一恆定速率。因此，不同於生長碇之習知方法，提拉速度在碇之生長之一實質部分內係恆定的。鑑於由本文中揭示之方法實現之程序控制，本發明之方法實現在單晶矽碇之主體之長度之至少約70%內(諸如在單晶矽碇之主體之長度之至少約80%內，或甚至在單晶矽碇之主體之長度之至少約90%內)包括完美矽之一單晶矽碇之生長。
如本文中使用，當結合尺寸、濃度、溫度或其他物理或化學性質或特性之範圍使用時，術語「約」、「實質上」、「基本上」及「近似」意謂涵蓋可存在於性質或特性之範圍之上限及/或下限中之變動，包含(例如)源自捨入、量測方法之變動或其他統計變動。
當介紹本發明或本發明之(若干)實施例之元件時，冠詞「一」、「一個」、「該」及「該等」旨在意謂存在一或多個元件。術語「包括」、「包含」、「含有」及「具有」旨在為包含性且意謂除了所列舉之元件之外，可存在額外元件。指示一特定定向之術語(例如，「頂部」、「底部」、「側」等)之使用係為了方便描述且不需要所描述之品項之任何特定定向。
由於可對上文中之構造及方法做出各種改變而不脫離本發明之範疇，因此旨在應將上文中之描述中含有及(若干)隨附圖式中展示之全部事項解讀為闡釋性且非一限制性意義。
10:坩堝/坩堝總成 20:第一堰 22:內部熔體區 30:第二堰 32:中間熔體區 40:第三堰 42:外部熔體區 50:單晶矽碇 52:頸部(部分) 54:向外張開晶種-圓錐(部分) 56:碇主體 100:熔爐腔室 102:冷卻套 104:反射器 106:側加熱器 108:底部加熱器 110:熔體 112:碇 200:電磁體
圖1A (早期本體生長)、圖1B (中間本體生長)及圖1C (後期本體生長)繪示在一例示性批次柴可斯基程序期間依據晶體長度而變化之熔體體積或深度及坩堝位置。
圖2係描繪達成藉由一例示性批次Cz程序生長之一碇中之充分缺陷率控制所需之提拉速率之恆定改變之一圖表。
圖3係描繪達成藉由一例示性批次Cz程序使用一經施加磁場生長之一碇中之充分缺陷率控制所需之提拉速率輪廓之一圖表。
圖4係描繪達成藉由根據本發明之方法之一例示性連續Cz程序生長之一碇中之充分缺陷率控制所需之提拉速率輪廓之一圖表。
圖5描繪適用於根據本發明之方法之一例示性連續Cz程序之一例示性坩堝組態。
圖6A、圖6B及圖6C繪示根據本發明之方法之一例示性連續Cz程序之熔體位準及碇生長。
圖7A及圖7B繪示在藉由根據本發明之方法之一例示性連續Cz程序生長一碇期間施加至矽熔體之磁場。
貫穿圖式，對應元件符號指示對應零件。

Claims (25)

  1. 一種藉由連續柴可斯基方法製備一單晶矽碇之方法，該方法包括： 將多晶矽之一初始裝料添加至一坩堝； 加熱包括多晶矽之該初始裝料之該坩堝以引起矽熔體形成於該坩堝中，該矽熔體包括熔融矽之一初始體積且具有一初始熔體高度位準； 使一矽晶種與該矽熔體接觸； 抽出該矽晶種以生長一頸部部分，其中在該頸部部分之生長期間以一頸部部分提拉速率抽出該矽晶種； 抽出該矽晶種以生長鄰近該頸部部分之一向外張開晶種-圓錐，其中該矽晶種係在該向外張開晶種-圓錐之生長期間以一晶種-圓錐提拉速率抽出；及 抽出該矽晶種以生長鄰近該向外張開晶種-圓錐之該單晶矽碇之一主體，其中該矽熔體包括該單晶矽碇之該主體之生長期間之熔融矽之一體積及一熔體高度位準； 其中該單晶矽碇之該主體係以一初始可變主體提拉速率及一恆定主體提拉速率生長，其中該單晶矽碇之該主體針對該單晶矽碇之該主體之一長度之小於約20%以該初始可變主體提拉速率生長且在針對該單晶矽碇之該主體之該長度之小於約30%之生長期間以該恆定主體提拉速率生長；且 進一步其中將多晶矽連續給料至該坩堝以藉此在該單晶矽碇之該主體之生長期間補充該坩堝中之熔融矽之該體積及該熔體高度位準。
  2. 如請求項1之方法，其中在該單晶矽碇之該主體之生長期間將一磁場施加至該矽熔體。
  3. 如請求項2之方法，其中在該單晶矽碇之該主體之生長期間將一水平磁場施加至該矽熔體。
  4. 如請求項2之方法，其中在該單晶矽碇之該主體之生長期間將一尖點磁場施加至該矽熔體。
  5. 如請求項2之方法，其中該經施加磁場在該單晶矽碇之該主體之該生長之至少約70%期間維持一實質上恆定熔體/固體介面輪廓。
  6. 如請求項2之方法，其中該經施加磁場在該單晶矽碇之該主體之該生長之約70%與約90%之間期間維持一實質上恆定熔體/固體介面輪廓。
  7. 如請求項1至6中任一項之方法，其中該單晶矽碇之該主體係至少約1000毫米長、至少1400毫米長、或至少1500毫米長。
  8. 如請求項1至6中任一項之方法，其中該單晶矽碇之該主體係至少2000毫米長、至少2200毫米長、至少約3000毫米長或至少約4000毫米長。
  9. 如請求項1之方法，其中該單晶矽碇之該主體具有至少約150毫米、或至少約200毫米之一直徑。
  10. 如請求項1之方法，其中該單晶矽碇之該主體具有至少約300毫米、或至少約450毫米之一直徑。
  11. 如請求項1之方法，其中該恆定主體提拉速率在約0.4 mm/分鐘與約0.8 mm/分鐘之間、在約0.4 mm/分鐘與約0.7 mm/分鐘之間、或在約0.4 mm/分鐘與約0.65 mm/分鐘之間。
  12. 如請求項1之方法，其中針對該單晶矽碇之該主體之該長度之約5%與約20%之間以該初始可變主體提拉速率生長該單晶矽碇之該主體。
  13. 如請求項1之方法，其中在針對該單晶矽碇之該主體之該長度之至少約50%之生長期間以該恆定主體提拉速率生長該單晶矽碇之該主體。
  14. 如請求項1之方法，其中在針對該單晶矽碇之該主體之該長度之至少約70%之生長期間以該恆定主體提拉速率生長該單晶矽碇之該主體。
  15. 如請求項1之方法，其中在針對該單晶矽碇之該主體之該長度之至少約80%之生長期間以該恆定主體提拉速率生長該單晶矽碇之該主體。
  16. 如請求項1之方法，其中在針對該單晶矽碇之該主體之該長度之至少約90%之生長期間以該恆定主體提拉速率生長該單晶矽碇之該主體。
  17. 如請求項1之方法，其中該主體提拉速率係足以避免在該單晶矽碇之該主體之該長度之至少70%內之經凝聚點缺陷之一恆定臨界提拉速率。
  18. 如請求項1之方法，其中該主體提拉速率係足以避免在該單晶矽碇之該主體之該長度之至少90%內之經凝聚點缺陷之一恆定臨界提拉速率。
  19. 如請求項1之方法，其中熔融矽之該體積在該單晶矽碇之該主體之至少約90%之生長期間變動不多於約1.0體積%。
  20. 如請求項1之方法，其中熔融矽之該體積在該單晶矽碇之該主體之至少約90%之生長期間變動不多於約0.5體積%。
  21. 如請求項1之方法，其中熔融矽之該體積在該單晶矽碇之該主體之至少約90%之生長期間變動不多於約0.1體積%。
  22. 如請求項1之方法，其中該熔體高度位準在該單晶矽碇之該主體之至少約90%之生長期間變動小於約+/- 0.5毫米。
  23. 如請求項1之方法，其中該單晶矽碇之該主體在該單晶矽碇之該主體之該長度之至少約70%內包括完美矽。
  24. 如請求項1之方法，其中該單晶矽碇之該主體在該單晶矽碇之該主體之該長度之至少約80%內包括完美矽。
  25. 如請求項1之方法，其中該單晶矽碇之該主體在該單晶矽碇之該主體之該長度之至少約90%內包括完美矽。
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