TWI404840B

TWI404840B - 矽晶圓及其製造方法

Info

Publication number: TWI404840B
Application number: TW098144430A
Authority: TW
Inventors: Katsuhiko Nakai; Atsushi Ikari; Masamichi Ohkubo
Original assignee: Siltronic Ag
Priority date: 2008-12-26
Filing date: 2009-12-23
Publication date: 2013-08-11
Also published as: EP2206809B1; ATE510939T1; KR20100076871A; JP2010168267A; SG162694A1; EP2206809A1; KR101102203B1; CN101768776A; CN101768776B; TW201024478A; US20100164071A1; JP5346744B2; US8524001B2

Description

矽晶圓及其製造方法

本發明係關於一種矽晶圓及其製備方法。更具體言之，本發明係關於一種利用空洞區，通過摻雜氮和氫以及拋光(鏡面製造)所獲得的矽晶圓(鏡面晶圓)及其製造方法。

用於半導體積體電路(半導體元件)基材中的矽晶圓係從矽晶體上所切割下來，且最廣為採用之用於製造該單晶的方法係通過Czochralski方法的成長法(在下文中亦稱作“CZ法”)。CZ法係在石英坩堝中將晶種浸入熔融矽中，並將其提拉以成長單晶的方法，通過該成長技術的進展，以製造具較少缺陷且無過渡段(transition)之大尺寸單晶。

半導體元件在商業上係通過採用上述CZ方法提拉單晶，使用由該單晶矽(成長狀態的晶圓)所獲得的晶圓作為基材，並且對其進行多種電路形成之加工而製造的。在該晶圓中，於晶體成長過程中存有因點缺陷聚集所產生的成長缺陷(grow-in defect)。由於這些缺陷暴露於晶體表面而產生了問題，引起形成於其上之元件的性能損害。

為了製造具縮減之成長缺陷密度或尺寸的晶圓，已嘗試各種方法。首先，專利文獻1揭露一種技術，其在矽晶圓製造中將提拉速度設置在一預定的範圍內，並且將摻雜(添加)至提拉晶體中的氮濃度設置為等於或高於1x10¹⁴原子/立方公分。

另外，專利文獻2揭露一種技術，其中在矽晶體的製造中，將該單晶中的氮濃度設置為1x10¹²原子/立方公分至5x10¹⁴原子/立方公分，並且將成長裝置內之氣氛中的氫氣分壓設置為40帕至400帕。此外，其亦揭露一氧化引致疊差缺陷(在下文中亦稱作“OSF”)區、一Pv區(一空孔主導的無缺陷區域))及一Pi區(一晶格間元素主導的無缺陷區域)。

專利文獻1：JP. No. 3255114

專利文獻2：JP-A-2006-312576

根據專利文獻1與2之製造方法，在以氮摻雜之矽晶體(在下文中亦稱作“氮摻雜晶體”)的OSF區中係不存在空洞(空孔)。然而，該OSF區具有於晶體中表現出缺乏晶體缺陷的低指標，這損害氧化物膜之耐壓特性，即模式C(真正的破壞區域)特性(高模式C合格率)。此外，在此氮摻雜晶體中，具一相對低空洞密度的區域(具體言之，在氮摻雜晶體中之一空洞密度大於1x10³/立方公分且小於或等於5x10³/立方公分的區域)亦具有低模式C特性。總體言之，通過上述專利文獻l所獲得的氮摻雜晶體不能完全稱為具高模式C特性，其於氧化物膜之耐壓特性上亦較低劣。這意味著在上述氮摻雜晶體中遍佈著空隙或一些微缺陷，而這會在半導體元件的使用中帶來不合適的問題。

於此情況下，本發明之一目的係提供一種由具氧化膜優異耐壓特性與高模式C特性(高模式C合格率)的矽晶體所構成的矽晶圓。此外，本發明之另一目的係提供一種製造該矽晶圓的方法。

考量上述問題，據本發明之發明人所進行的深入研究結果，發現藉由預定濃度之氮和氫的添加，可獲得一具優異的氧化膜耐壓特性和高模式C特性(良好高模式C合格率)的矽晶體(單晶矽)。

此外，如以預定濃度添加氮與氫一樣，在提拉矽晶體中，以預定的溫度梯度(下文中稱作“晶體成長之軸向方向上的平均溫度梯度”或簡稱“G”)及預定的提拉速度(下文中簡稱為“V”)下進行“驟冷”處理。經發現，藉由該處理可獲得具更優異氧化膜耐壓特性及更高模式C特性的矽晶體，由此完成本發明。

在此，將對本發明之“驟冷”的特性進行解釋。按照慣例，為提高生產力，可進行矽晶體的驟冷操作。然而，在常規的驟冷處理中，通常係同時增加溫度梯度及提拉速度。另一方面，反覆實驗之結果，本發明之發明人發現，在“驟冷”中，通過將溫度梯度限制在很窄的預定範圍內，同時將提拉速度保持在與常規方法類似的水準時，將會使得空洞密度明顯地變小，並且使得空洞聚集體的形狀成為泡狀形狀，而其不會對半導體元件造成影響。

亦即，為達到上述目的，本發明係關於一種含氮與氫的矽晶圓，其中：相對於總空洞數，存在等於或多於50%的構成泡狀空洞聚集體的多個空洞；空洞密度大於2x10⁴/立方公分並且低於1x10⁵/立方公分的V1區，占該矽晶圓總面積的20%或小於20%；空洞密度為5x10²/立方公分至2x10⁴/立方公分的V2區，占該矽晶圓總面積的80%或大於80%；且總體微缺陷的密度為等於或高於5x10⁸/立方公分。

此外，為了達到上述目的，本發明係關於一製造該矽晶圓的方法，其中：該矽晶圓係通過切割在以下條件下提拉之一矽晶體而獲得：通過將矽晶體中的氮濃度設置為3x10¹³原子/立方公分至 3x10¹⁵原子/立方公分；通過將一晶體提拉爐內的壓力設置為40毫巴至250毫巴；通過將1體積%至3.8體積%的氫氣引入氣氛中；通過在1100℃至1200℃下提拉該矽晶體的過程中，將該矽晶體軸向方向的溫度梯度設置為高於3.5℃/毫米；以及通過控制空洞密度大於2x10⁴/立方公分且低於1x10⁵/立方公分的V1區為該矽晶圓總面積的20%，以作為晶體提拉速度的上限值；以及控制空洞密度為5x10²/立方公分至2x10⁴/立方公分的V2區為該矽晶圓總面積的80%，以作為晶體提拉速度的下限值。

根據本發明，可獲得高品質的矽晶圓(鏡面晶圓)，其係由具氧化膜優異耐壓特性與高模式C特性(高模式C合格率)的矽晶體所構成，並適合作為半導體元件。此外，可進一步地提高矽晶體的提拉速度，從而也可提高生產率。

以下將以採用本發明之較佳實施態樣伴隨參考所附圖式進行解釋。應注意的是，前述圖式僅係概要性的輔助了解本發明，因此尺寸及形狀之比例關係經誇大繪示。因此前述圖式與實際並不相同。

第一實施態樣

本發明的第一實施態樣係關於一具氮和氫的矽晶圓，其中：相對於總空洞數，存在等於或多於50%的構成泡狀空洞聚集體的多個空洞；一空洞密度大於2x10⁴/立方公分且低於1x10⁵/立方公分的V1區，占矽晶圓總面積的20%或小於20%；一空洞密度為5x10²/立方公分至2x10⁴/立方公分的V2區，占矽晶圓總面積的80%或大於 80%；並且總體微缺陷密度等於或高於5x10⁸/立方公分。

根據本實施態樣，矽晶圓的技術意義係在於以下要點：含有氮與氫；具有在元件加工中滿足去疵(gettering)要求的總體微缺陷度(在下文中稱為“BMD值”)；以及空洞之密度及形狀及一聚集體之形成；以上要點係為不可分隔的整體。以下將對各條件(要求)進行詳細解釋。

第1圖係一矽晶體的剖面圖(相圖)，其圖所示係根據本實施態樣，進行氮和氫的摻雜處理伴隨“驟冷”處理，對晶體缺陷之生成的影響(下文將提供“驟冷”處理之解釋)。更詳細言之，當從軸向觀察時，如第1圖所示的矽晶體在更向上的位置表現出具有較高的晶體提拉速度。此外，在第1圖中，(A)表示無摻雜的情形，(B)表示僅摻雜氮的情形，(C)表示僅摻雜氫的情形，(D)表示摻雜氮且進行“驟冷”處理的情形，(E)表示摻雜氮與氫且進行“驟冷”處理的情形。第1圖之(A)至(E)的任何一種情形皆具一包含空洞的V區(具由缺乏矽原子所產生的很多凹陷部的區域，即空孔)、OSF區(由晶格間矽載入到氧化態矽時所生成的疊差區)、Pv區、Pi區及I區(由存在的過量之矽原子或過量之矽原子塊所生成的眾多過渡段區域)。第1圖之(A)至(D)及(E)中，空洞之形狀係有所不同，且在第1圖之(D)及(E)中，在部分V區中具特定的V1區與V2區特性。在下表1中總結第1圖之(A)至(E)中存在或不存在的每一種處理。

首先，據清楚了解在傳統矽晶體的V區域中所存在的空洞形狀係如第2圖所示的具{111}平面的八面體。在一通過Czochralski法所製造之晶體尺寸等於或大於200毫米的矽晶體中，八面體空洞的尺寸為約100奈米至300奈米。該八面體狀之空洞可能對元件性能的降低，特別是氧化物膜之耐壓性產生很大的影響。

另一方面，在根據本實施態樣之矽晶圓中，存在一種由多個空洞構成的泡狀空洞聚集體，且相對於總空洞數，含於此種泡狀空洞聚集體中之空洞的數量係等於或高於50%(參照第1圖(E))。在此，上述“總空洞數”係代表包含於泡狀空洞聚集體中的空洞及未包含於泡狀空洞聚集體中的空洞總數。

本發明人以穿透式電子顯微鏡(TEM,JEM-2010，JEOL,Ltd.生產)觀察矽晶體(矽晶圓)作為深入研究的結果。觀察的方向係110，且繞射條件係設置為雙波條件，其中220反射係受到激發。通過將Bragg條件之錯配量S設置為大於1g，觀察到上述泡狀空洞聚集體，並且發現相較於傳統八角體狀空洞，這樣的泡狀空洞聚集體具顯著改善高模式C特性的關聯性。以下將對泡狀空洞聚集體進行解釋。

第3圖所示為一存在於本實施態樣矽晶體中之泡狀空洞聚集體的穿透式電子顯微鏡照片。如第3圖所示，當多個不具有{111}面、且不是規則八角體的不規則空洞聚集的時候，上述泡狀形狀看起來像所謂的泡泡。因此，在矽晶圓(矽晶體)中觀察到的奇異空洞聚集體係稱為“泡狀空洞聚集體”。在矽晶圓具這樣的空洞結構的情況下，如下將描述的，這樣的效果顯現出該空洞對元件的不良影響較小。再者，本實施態樣中的泡狀空洞聚集體因而可被稱為一相當“無害”之空洞。

泡狀空洞微幅降低氧化物膜耐壓特性的機制係推測如下。第4圖為顯示氧化膜形成於暴露在矽晶圓表面之空洞上之狀態的示意剖面圖。首先，(A)顯示八角體空洞的情形，(B)顯示了泡狀空洞聚集體的情形。在八角體空洞的情況下，空洞無法被氧化膜完全覆蓋，從而提供一氧化物膜不完全形成的狀態。在這樣的氧化膜中，耐壓特性容易被破壞。另一方面，在泡狀空洞聚集體暴露於表面的情況下，其係被氧化膜完全覆蓋，此乃因構成泡狀空洞聚集體的每個空洞尺寸均很小。如此，該氧化膜的耐壓特性很難被破壞。另一方面，已知僅加入氮之矽晶體的空洞為板狀或棒狀(參考JP-A-2001-151596)。在該種空洞的情況下，如(C)所示，空洞係無法被氧化膜完全覆蓋，類似於上述(A)之結果，其耐壓特性容易降低。

由上可知，在空洞形成泡狀空洞聚集體的情況下，構成泡狀空洞聚集體的每個空洞尺寸均很小，且幾乎為球形之不規則形狀，此使得氧化膜耐壓特性不易降低。應注意的是，“幾乎為球形之不規則形狀”之描述係指一具比率A/B(縱橫比)等於或小於2的形狀，其中在通過特定的觀察表面觀察空洞來測量尺寸的過程中，A係最大直徑，而B係與獲得A之方向相垂直方向上之直徑。

如第4圖(C)所示，在縱橫比大於2的情況下，空洞無法被氧化膜完全覆蓋，因此其耐壓特性容易降低。

構成聚集體的不規則空洞的尺寸較佳係等於或小於50奈米，且更佳係等於或小於30奈米。構成聚集體的空洞數量無特別限制，只要是多個，然而，其較佳係等於或多於5個，更佳係等於或多於10個，且再更佳係20至100個。在上述範圍內的空洞尺寸可進一步改善聚集體的“無害”程度。特定言之，在構成聚集體之空洞的數量等於或多於5個的情況下，可以用TEM(將在後面進行描述)容易地辨認該聚集體。申言之，在本說明書中使用顯微鏡觀察(觀測)空洞的所有情況下，都應使用上述TEM，雖然解析度還是有所限制。

此外，較佳地，聚集體係以等於或多於總空洞(具任何形狀的空洞，包括泡狀形狀或八角體形狀的空洞)的75%存在，更佳係以等於或多於90%存在。當聚集體存在於上述範圍內時，將更能加強該聚集體的“無害”程度。

接下來，將對泡狀空洞聚集體的比率與氧化膜耐壓特性之間的關係進行描述。如上所述，泡狀空洞使氧化膜的耐壓特性不易下降。因此，通過增加對氧化膜耐壓特性“無害”的泡狀空洞聚集體在總空洞數中的比例，就可以提高氧化膜耐壓特性。通過將泡狀空洞聚集體的比例設置為等於或高於50%，空洞密度大於2x10⁴/立方公分且低於1x10⁵/立方公分的V1區的高模式C合格率為20%至40%；空洞密度為5x10²/立方公分至2x10⁴/立方公分的V2區的高模式C合格率為70%至100%。在無泡狀空洞聚集體的情況下，V1區和V2區二者的高模式C合格都僅20%至40%。

在本發明的說明中，缺陷(空洞)區域係通過下列方法評估(確認)。空洞在矽晶圓的面內分佈(In-plane distribution)通過使用由RaytexCo.生產的市售缺陷評估裝置LSTD掃描器(MO-6)測量。該MO-6從一入射角的角度放射出可見雷射光，並將檢測到的p-極化光散射圖作為缺陷圖，其中照相機係設置在垂直方向。由於雷射僅從基材表面向下穿透5微米，因此，可以測量到基材表面以下5微米深之缺陷。在該測量中，係通過調整檢測靈敏度來測量，設定為可測得具有轉換為球形時空洞尺寸等於或大於50奈米之空洞。空洞的體積密度係自所測得空洞之面密度及5微米的深度所計算而得。此外，空洞密度大於2x10⁴/立方公分且低於1x10⁵/立方公分的區域定義為V1區，而空洞密度為5x10²/立方公分至2x10⁴/立方公分的區域則定義為V2區。

此外，在本說明中，泡狀空洞聚集體係通過以下方法確認。將通過使用MO-6所觀察到之該些空洞中的約10個空洞，通過使用穿透式電子顯微鏡(TEM)進行形狀研究。在此，由多個空洞所聚集成之空洞(由第3圖的照片所示，確認該空洞聚集體中存在等於或多於40個空洞)係定義為泡狀空洞聚集體。聚集體的比例係由TEM觀察結果所確認。

除如上所述之空洞構造外，該矽晶圓中尚具兩個空洞密度於一預定範圍的區域(V1區和V2區)，其等密度更明顯小於V區。在此說明中，“V1區”定義為空洞密度大於2x10⁴/立方公分且低於1x10⁵/立方公分的區域，“V2區”定義為空洞密度為5x10²/立方公分至2x10⁴/立方公分的區域。在此說明中，“空洞密度”意指單位面積內具任意形狀(包括泡狀形狀或者八角體狀形狀)的空洞的數量。應該注意到在泡狀空洞聚集體的情況下，各個構成該聚集體的空洞係被視為一空洞而測量。

如第1圖(E)所示，該實施態樣中V1區與V2區存在於V區(比第1圖(A)至(D)的V區更窄)與OSF區之間。與v區(超過1x10⁵/立方公分)相比，具明顯更低之空洞密度的V1區與V2區(特別係V2區)，以及在大部分空隙中存在的泡狀空隙聚集體的效果，被認為是在本發明中提供一與傳統矽晶體相比，具有顯著地優異的氧化膜耐壓特性、顯著高的模式C特性的矽晶體的一個因素。

除了上述空洞結構外，在上述矽晶圓實質上不含氫(第1圖(A)、(B)和(D))的情況下，由於空洞形狀(八角體)等，適用於半導體元件的高模式C特性變得難以獲得，即使當空洞密度等於或低於2x10⁴/立方公分時。

另一方面，在根據本實施態樣的矽晶圓中，通過除氮外同時摻雜氫，以及通過進行上述“驟冷”處理，空洞變成主要為泡狀形狀，而非八面體形狀(第1圖(E))，且與常規的矽晶圓相比，可以使空洞密度明顯地更低。在等於或低於2x10⁴/立方公分的情況下(等於或低於V2區的上限值)，除了上述空洞結構外，其還對氧化膜產生較小的負面影響。結果是，本實施態樣的矽晶體可提供具優異的氧化膜耐壓特性和顯著高的模式C特性。

另外，空洞密度等於或高於5x10²/立方公分(等於或高於V2區的下限值)的區域，除了上述空洞結構外，該區域中多數部分係不與存在於空洞密度低於5x10²/立方公分之區域中的OSF區重疊。因此，可獲得在某種程度上，適用於本實施態樣之半導體元件中的高模式C特性。應注意到在第1圖(E)中用方框所包圍的區域係表

在此，空洞密度高於1x10⁵/立方公分的V區具0%的高模式C合格率，然而該區域即使以些微之量存在於矽晶圓中，也可能難以製得整體高模式C合格率等於或高於70%的矽晶圓。另一方面，由於空洞密度為5x10²/立方公分至2x10⁴/立方公分的V2區具70%至100%的高模式C合格率，通過將晶圓的整個表面設置為V2區，將有可能製造使整體矽晶圓的高模式C合格率等於或高於70%的矽晶圓。位於V區與V2區間的V1區具20%至40%的高模式C合格率，然而，只要該區域以等於或低於矽晶圓總面積之20%的比例存在，其有可能使整體矽晶圓的高模式C合格率達到等於或高於70%。

考慮到抑制成長缺陷的生成，空洞密度較佳係盡可能地小，但考慮到生產率，當V/G下限值(於其後描述)係指定為0.7時，空洞密度則應為等於或高於5x10²/立方公分。

以此種方式指定的V2區占根據本實施態樣之矽晶圓110總面積的80%或高於80%。在此情況下，氧化膜耐壓特性變得非常好，且高模式C合格率(模式C確定率)可等於或高於70%。在高模式C合格率等於或高於70%的情況下，該矽晶圓係可充分使用於比快閃記憶體者較不需嚴格氧化膜耐壓特性的元件，如動態隨機存取記憶體(DRAM)等。此外，V2區較佳占矽晶圓110總面積的90%或高於90%，且更佳係95%至100%。

另一方面，V1區(空洞密度大於2x10⁴/立方公分並且低於1x10⁵/立方公分的區域)占矽晶圓110總面積的20%或少於20%。在此情況下，氧化膜耐壓特性將變得非常好，且高模式C合格率必等於或高於70%。

此外，根據本實施態樣之矽晶圓110的BMD密度係等於或高於 5x10⁸/立方公分，較佳係等於或高於1x10⁹/立方公分。應注意到上述BMD密度係正指熱處理後的BMD密度，並且於此範圍內的上述BMD密度可提供充分的去疵能力。

本說明中的BMD密度係以如下方式測量。首先，對矽晶圓110進行在780℃下3小時、接著在1000℃下進行16小時的氧沉積熱處理(在下文中亦稱作“沉積熱處理”)。然後，將矽晶圓110劈開，通過由Raytex Co.製造的BMD分析儀MO-4對矽晶圓110進行面內BMD測量。測量點的面內位置是從中心直至邊緣之10毫米，以10毫米的間距設置。在此方式下，量測BMD密度之值。

第二實施態樣

本發明的第二實施態樣係對應於一種製造根據上述第一實施態樣之矽晶圓的方法。亦即，將矽晶體中氮濃度設置為3x10¹³原子/立方公分至3x10¹⁵原子/立方公分；將晶體提拉爐內的爐壓設置為40毫巴至250毫巴；將1體積%至3.8體積%的氫氣引入氣氛中；並且在1100℃至1200℃下提拉該矽晶體之過程中將該矽晶體軸向方向上的溫度梯度設置為等於或高於3.5℃/毫米。此外，控制晶體的提拉速度，使得空洞密度大於2x10⁴/立方公分且低於1x10⁵/立方公分的V1區為矽晶圓總面積的20%，以作為晶體提拉速度的上限值。同時，控制晶體的提拉速度，使得空洞密度為5x10²/立方公分至2x10⁴/立方公分的V2區為矽晶圓總面積的80%，以作為晶體提拉速度的下限值。在該方法中，其特徵在於通過切割所提拉之矽晶體以獲得矽晶圓。上述提拉速度的控制係通過控制V1區(空洞密度大於2x10⁴/立方公分並且低於1x10⁵/立方公分的區域)、V2區(空洞密度為5x10²至2x10⁴/立方公分的區域)及OSF區的尺寸(寬度) 所進行。應注意的是，該提拉爐並無特別限制，只要能夠達到本發明的晶體成長條件即可。此外，下文將對提拉速度的控制進行描述。

用於製造根據本實施態樣之矽晶圓之方法的技術意義在於以下不可分的整體要點：以一預定的濃度加入(摻雜)氮和氫；將矽晶圓的直徑和晶體提拉爐內的壓力設置為預定值；以一預定的溫度梯度和提拉速度在晶體提拉中驟冷處理；以及調整空洞密度使其處於預定範圍內。

下面將對這樣的技術意義進行詳細的解釋。首先，通過該實施態樣的結構(特別是如上所述以預定的濃度加入氮和氫，以及在預定的溫度梯度及速度下進行“驟冷”處理)，可以縮小OSF區。從而，一些可能存在於OSF區內的微缺陷得以消除，且空洞密度可降低至大於1x10³/立方公分且等於或低於5x10³/立方公分的範圍內。如此即可製得具優異的氧化膜耐壓特性及高模式C特性的矽晶圓。換言之，通過OSF區的縮小，可在一寬廣範圍內出現未穿過OSF區的低空洞密度區。此外，通過根據本實施態樣之製造方法所獲得的矽晶圓係大部分為如此之低空洞密度區域，其僅具微量的收縮OSF區(在第1圖(E)的矽晶圓110之端部)。

首先，將參照實施例第5圖對單晶製造裝置進行解釋，該裝置係得以進行上述的“驟冷”處理，第5圖所示為用於本發明的單晶製造裝置實例中的示意性剖面圖。第5圖中所示的單晶製造裝置具用於熔化半導體材料之機構或用於提拉成長單晶的機構，且用於熔化半導體材料的機構係容納於一加熱室2a內，用於提拉成長單晶的機構安裝於一提拉室2b之內部及外側，提拉腔2b構成一部分之上部結構體，其係設計為可與加熱腔2a分離。該上部結構體尚具一中部室2c。

在加熱室2a內，裝置一用於容納熔融液L的坩鍋，該坩鍋被佈置為可以通過旋轉軸5自由地旋轉且自由地下降與上升，並且該旋轉軸5係通過未顯示的驅動裝置所旋轉、下降與上升。該驅動裝置通過液體表面之降低量來上升坩鍋，從而補償伴隨提拉單晶體S所被伴隨的液體表面下降，此外，通常以預定之旋轉速度來旋轉該坩鍋，以對熔融液L進行攪拌。

該坩鍋係由一石英坩鍋3a與一對其進行檢測的石墨坩鍋3b所構成。在坩鍋的側壁部分，設置一用於熔化矽的加熱器4，以環繞其周圍。在加熱器4的外側，安裝一圍繞在周圍的熱絕緣體12，以防止熱量從加熱器4直接輻射至加熱室2a。

在提拉室2b中安裝了一提拉線8，其中，其一端連接至一線卷取機11上，且該線通過穿過中部室2c的頂板部分的頂壁懸掛下來，一用於接持晶種9的卡盤10係連接在該提拉線8的下端。線卷取機11提拉單晶S，使單晶根據其成長速度等在晶種9的下端一側逐漸成長，並且同時使其一直與坩鍋的旋轉方向反方向旋轉。

從形成於提拉室2b之容納部分的氣體引入口13引入氬氣，在通過加熱室2a的內部後，係設計將該氬氣從氣體排放口14放出。以此方式使氬氣通過腔室內部的原因，係為了不將其混合到在腔室內部所產生的SiO氣體或CO氣體中，如上所述，而SiO氣體或CO氣體是伴隨著用加熱器4之加熱將矽熔化成矽熔融液所產生的。

在室內之坩鍋上部，設置一環繞成長單晶的液體冷卻結構體21與冷卻體22。液體冷卻結構體21係其內部通過液體冷卻劑的結構體。在第5圖中，液體冷卻結構體21係由不銹鋼所製造之水冷卻室所構成，其中水係作為冷卻劑。

設置一由高導熱材料所構成之冷卻體22，以冷卻成長的單晶S。構成冷卻體22的材料可選自具高導熱率和高熱輻射率的物質，例如銀、銀合金、碳或銅等，但最佳係使用銀或銀合金作為具高導熱材料，並且同時無污染熔融液或者單晶的危險。亦可以採用在銅或銅合金表面塗布金、銀或其合金的方法。

在液體冷卻結構體21中，連接了冷卻體22，且冷卻體22與液體冷卻結構體21的接合部分構成了通過爆炸黏接所接合之爆炸黏接接合部25。在爆炸黏接中，所要接合的材料自身係以合適的間距平行排列。通過用緩衝材料在任一材料上放置合適量的炸藥，並且用雷管在其一端引爆，隨著爆炸的進展使兩種材料碰撞，並且在爆炸點上兩種材料展現出黏性流體狀行為，從而以非常大的變形速度及高壓從爆炸點向前生成金屬噴射流。通過該金屬噴射，除去金屬表面的氧化膜或氣體吸附層，從而通過高壓使一乾淨表面展現出緊密之黏附，並且使兩種材料完全金相接合。由於冷卻體22與液體冷卻結構體21之間的連接部分係以爆炸黏接接合，所以儘管不同金屬間的連接部分，亦形成良好的連接部分，另外，在接觸區可以確保近似於100%的接觸率。因此，從冷卻體22至液體冷卻結構體21的熱傳導變得非常好，從而得以降低冷卻體22的溫度。

冷卻體22係設置於一用來遮罩坩鍋或熔融液L至單晶S之輻射熱的位置，其具與生長單晶S的中軸基本上旋轉對稱的形狀，並且冷卻體22的上端部係接合至液體冷卻結構體21上。

在第5圖中，冷卻體22被繪製為圓柱形狀，並且冷卻體22與液體冷卻結構體21之間的爆炸黏接接合部25的接觸區域具與主冷卻體基本上相同的橫截面積。

通過使面對單晶S的冷卻體22的內側為黑色，冷卻體22的表面具能夠吸附入射之熱輻射的性能。此外，面對坩鍋之冷卻體22或熱遮罩體的外側係可為一具高反射率的表面，以反射入射的熱輻射。

液體冷卻結構體21係一類環形狀的水冷卻室，並且被設置在中室2c與加熱室2a之間。

首先，在製造單晶S中，將與冷卻體22爆炸黏接接合之具有提拉室2b、中間腔室2c和液體冷卻結構體21的上部結構體與加熱室2a分離，然後將作為摻雜劑之原料多晶矽及非常微量的雜質加入坩鍋中，然後再次將上部結構體連接至加熱室2a。在該階段中，以加熱器4加熱坩鍋內部直至坩鍋內的半導體材料熔化。當半導體材料達到熔融狀態時，通過線卷取機11之動作以使提拉線8下降，以此將附於卡盤10上的晶種9與熔融液L的表面接觸。當單晶S以此狀態開始成長到晶種9上時，接著以預定之速度提拉線卷取機11來使單晶S生長。

以此方式，在從熔融液L中提拉成長單晶S的過程中，係將源自單晶S之輻射熱射入至由高導熱材料所構成的冷卻體22中。在此情況下，因冷卻體22與液體冷卻結構體21(藉由液體冷卻劑冷卻以保持低溫)係由爆炸黏接所接合，因此與單晶S的輻射熱交換變得很好，且提高單晶S的冷卻速度變成可能。同時，由於在提拉過程中使單晶S驟冷係可能的，因此單晶S之晶體缺陷生成變得非常少。

接著，以如下方式對本發明的氧化膜耐壓性(計算高模式C合格率)進行測量。在熱處理後，在1000℃、乾燥氧氣氛圍下，於基材(矽晶圓)表面上形成厚度為25奈米的氧化膜，對該氧化膜的耐壓性進行測量。在耐壓性測量中，係於矽晶圓表面使用164個電極(面積為20平方毫米之多晶矽電極)。表現出判定電流為100毫安培mA、且電場強度等於或高於11百萬伏特/公分之耐壓性的電極比率被定義為高模式C合格率，且等於或高於70%的高模式C合格率係被判定為元件性能“良好”。

第6圖所示為提拉速度與矽晶體缺陷區間的關係圖。第6圖下方圖式所示為一提拉晶體之剖面圖(相圖)。且在該圖中的(A)、(B)與(C)之剖面顯示於第6圖的上部圖式中。已發現(A)、(B)和(C)任一截面皆具等於或高於80%之面積比例的V2區，然而，V1區加上OSF區之總面積比例等於或低於20%。亦即，將點(A)和(C)作為邊界，其中間之剖面通常係如下所述之區域：V1區係該矽晶圓總面積之20%，以作為晶體提拉速度的上限值，且V2區係該矽晶圓總面積的80%，以作為晶體提拉速度的下限值。因此，以(A)與(C)作為兩端之內部區域是由本實施態樣所獲得之矽晶圓之所欲者。

然後，雖然空洞密度顯著地變低，然而依然存在相當數量之空洞，因此可能導致氧化膜耐壓或模式C特性的降低。然而，由於本實施態樣的構造(特別係通過以預定濃度加入氮和氫，以及通過以預定的溫度梯度及提拉速度進行“驟冷”處理)，空洞變為泡狀形狀而非四面體形狀，從而，該空洞在相當大的程度上變成為無害。上述“無害”意指對元件性能基本上無不良影響。因此，即使空洞密度高於1x10³/立方公分並且等於或低於5x10³/立方公分，亦可製造具優異的氧化膜耐壓特性和高模式C特性的矽晶圓。此外，在此情況下，由於提拉速度(V)係顯著地提高，因此亦得以顯著地增加生產率。下面將對每一種條件(要求)進行解釋。然而，就已於前述第一實施態樣中重複的條件(要求)而言，在此將不再贅述。

首先，矽晶體的直徑並不限於以下的值，然而，較佳係設置為等於或大於200微米。在直徑大於或等於200微米的情況中，本發明變為適合應用於直徑等於或大於200微米之矽晶體，其主要係用於例如DRAM的元件中。

接著，本發明人檢驗了矽晶體中空洞與面內OSF分佈間之相互關係及高模式C合格率。通過使用上述市售之缺陷評估儀，用由Raytex Co.所製造之LSTD掃描器(MO-6)對矽晶體內的空洞及面內OSF分佈進行測量。由於MO-6之測量條件如上所述，在此省略其解釋。根據空洞及所測量之OSF的面積密度(/平方公分)，及5微米之測量深度而計算空洞的體積密度(/立方公分)。作為實驗系統，其包括：(A)僅摻雜氮(無摻雜氫以及進行本發明的“驟冷”處理)；(B)摻雜氮並且進行本發明的“驟冷”處理(無摻雜氫)；以及(C)摻雜氮，摻雜氫並且進行了本發明的“驟冷”處理。

第7圖所示為對矽晶體中空洞及面內OSF分佈、以及模式C合格率間之關係的檢測結果。應注意第7圖(A)至(C)之每一種條件都總結於下表2中。

在第7圖中，在體積密度(/立方公分)為5x10²/立方公分至2x10⁴/立方公分之區域內，於(C)系統中顯示出良好高模式C合格率(70%至100%)。應該注意其他區域不可認定為具有良好高模式C合格率，因為其僅為20%至40%。

其次，將矽晶體中的氮濃度設置為3x10¹³原子/立方公分至3x10¹⁵原子/立方公分。等於或高於3x10¹³原子/立方公分之氮濃度將能提供5x10⁸/立方公分之BMD密度(上述第一實施態樣之基本範圍)。氮濃度之較佳下限值係等於或高於2x10¹⁴原子/立方公分，且在此情況下，可提供1x10⁹/立方公分之BMD密度(上述第一方案中的基本範圍)。另一方面，在氮濃度等於或低於3x10¹⁵原子/立方公分，且較佳係等於或低於2x10¹⁵原子/立方公分之情況下，將使得在所形成之矽晶圓的大多數區域內能夠提供等於或高於80%之高模式C合格率(模式C合格率)，此乃因OSF區與V2區幾乎不重疊。應注意矽晶體中之氮濃度及所得矽晶圓中之氮濃度基本上係相同。

然後，將晶體提拉爐內的壓力設置為40毫巴至250毫巴。當該壓力(下限值)等於或高於40毫巴、較佳係等於或高於60毫巴、更佳係等於或高於80毫巴之情形，將能夠有效地避免在提拉中產品產率之降低。另一方面，該壓力(上限值)等於或低於250毫巴、較佳係等於或低於150毫巴、更佳係等於或低於100毫巴之情形也能夠有效地避免在提拉中產品產率之降低。

然後，將1體積%至3.8體積%的氫氣引入氣氛中(高濃度之氫摻雜)。其中在所引入之氫氣體積比係等於或高於1%、較佳係等於或高於2.0%、更佳係等於或高於3.0%之情況下，能使氫氣之引入發揮充分的效果。另一方面，在所引入之氫氣體積比(上限值)等於或低於3.8%、較佳係等於或低於3.5%、更佳係等於或低於3.0%的情形下，能避免矽晶體可能爆炸的風險。

接著，在1100℃至1200℃下之提拉矽晶體期間，將在矽晶體軸向方向上的溫度梯度設置為等於或高於3.5℃/毫米。在該溫度梯度等於或高於3.5℃/毫米之情形下，通過將該溫度梯度增加到一定的程度，且通過將提拉速度降低到一定程度，上述V2區可在空洞區與OSF區之間出現一寬廣範圍。據推測該V2區的出現係由在1100℃至1200℃所產生之點缺陷的交互作用所引起。該溫度梯度較佳係3.5℃/毫米至5.0℃/毫米，更佳係3.5℃/毫米至4.8℃/毫米，再更佳係3.8℃/毫米至4.2℃/毫米。以此方式，通過在“驟冷”中將溫度梯度設置在上述之非常有限的範圍內，將使得空洞密度明顯地降低，且空洞聚集體變成為泡狀形狀，從而對半導體元件基本上無不良影響。此外，由於係可在相對低之提拉速度下穩定並容易地提拉晶體，因此其係適用的。特定言之，將該溫度梯度的上限設置為5.0℃/毫米之情形係為合適的，此乃因即使在相對低的提拉速度下晶體的成長亦是穩定的。

然後，通過指定V1區或V2區占矽晶圓總面積的比率以控制該實施態樣中的晶體提拉速度。具體言之，晶體提拉速度之上限值係當V1區變為該矽晶圓總面積之20%時的數值。另一方面，晶體提拉速度的下限值係當V2區變為該矽晶圓總面積之80%時的數值。此外，作為上述之較佳比率，上限值係當V1區為該矽晶圓總面積之0%時，且下限值係當V2區為該矽晶圓總面積之80%時的數值。另外，作為上述之更佳比率，上限值係當V1區為該矽晶圓總面積之0%時的數值，且下限值係當V2區為該矽晶圓總面積之100%時的數值。在此情況下，矽晶圓之整個表面皆為V2區。

更詳細言之，通過如此設置之上限值與下限值以控制晶體提拉速度係通過控制V1區與V2區及OSF區之尺寸(寬度)所進行的。V1區與V2區之尺寸(寬度)控制係如上所述。OSF區之尺寸(寬度)控制係取決於該OSF區之收縮程度。

此外，本實施態樣中晶體提拉速度之範圍係0.55毫米/分鐘至0.75毫米/分鐘，較佳係0.55毫米/分鐘至0.62毫米/分鐘，更佳係0.56毫米/分鐘至0.60毫米/分鐘。這三個範圍中的每一個範圍都分別對應於V1區或V2區占上述矽晶片總面積比率的一個範圍、一個較佳範圍和一個更佳範圍。等於或低於0.75毫米/分鐘之晶體提拉速度使其得以避免該晶圓之整個表面成為V1區，並且使其得以產生V2區，因此，不僅提供特別好之氧化膜耐壓特性，而且提供等於或高於70%的高模式C合格率(模式C合格率)。另一方面，等於或高於0.55毫米/分鐘之晶體提拉速度使其得以避免該矽晶圓之整個表面成為OSF區之狀態，並且提供等於或高於70%的高模式C合格率(模式C合格率)。

此外，根據Voronkov理論(V. V. Voronkov；Journal of Crystal Growth,59(1982)，625-643)，晶體提拉速度(V)與晶體成長軸向方向上之平均溫度梯度(G)的比率參數V/G確定微缺陷(點缺陷)之種類與總濃度。在此，G定義為從熔點到1350℃，在晶體成長之軸向方向上的平均溫度梯度。因此，本實施態樣中晶體提拉速度之控制亦可通過V/G的計算來規定，此將於下文中解釋。

相關的V/G值係定義如下。在與提拉加入上述氮與氫之晶體時的提拉爐具相同結構之提拉爐中，以不同之提拉速度V提拉未加入氮與氫的晶體。然後，從在780℃下況積熱處理3小時、然後在1000℃下沉積熱處理16小時的提拉晶體上切割矽晶圓，之後用BMD分析儀測量BMD密度。將BMD密度等於或高於1x10⁸/立方公分的區域定義為V富集區(Pv區、OSF區和V區)；將BMD密度低於1x10⁸/立方公分的區域定義為I富集區域(Pi區、和I區)；V富集區和I富集區之間的邊界被定義為V-I邊界。在此情況下，V-I邊界位置的V/G值為相應於(V/G)_臨界。

除非已知G之絕對值，否則V/G之絕對值無法被確定。然而，通過相對V/G之定義，其將V/G以(V/G)_臨界標準化，當相對V/G大於1時，其成為V富集區，而當相對V/G小於1時，其成為I富集區。通過預先檢測提拉速度與V-I邊界位置的關係，係可通過使用具相同結構的提拉爐以確定特定提拉速度下提拉晶體的面內相對V/G值。

通過V/G以控制V1區及V2區之方法如下。在第1圖(E)所示之實施態樣中，V1區係出現於當V/G等於或高於1.1x(V/G)_臨界的範圍時。此外，V2區係出現於V/G在1.1x(V/G)_臨界至0.8x(V/G)_臨界之範圍時。因此，在本實施態樣中，V/G在等於或高於1.1x(V/G)_臨界之範圍內的區域為該矽晶圓總面積之20%或低於20%，V/G為1.1x(V/G)_臨界至0.8x(V/G)_臨界的區域為該矽晶圓總面積的80%或高於80%。更佳地，係在該矽晶圓之整個表面中，V/G等於或低於1.1x(V/G)_臨界，且V/G為1.1x(V/G)_臨界至0.8x(V/G)_臨界之區域為該矽晶圓總面積的80%或高於80%。再更佳地，在該矽晶圓的整個表面中，V/G為1.1x(V/G)_臨界至0.8x(V/G)_臨界。矽晶體中V1區與V2區間的關係，以及V/G與V間的關係如第8圖所示。應該注意第8圖係一相圖。

此外，根據本發明的矽晶體中的氧濃度，使用一通過日本電子資訊技術工業協會(JEITA)所使用的換算因子(3.03x10¹⁷/平方公分)以計算該值。具體言之，使用通過紅外吸收(以前的JEIDA-61)測量矽晶體中晶格間氧原子濃度之標準測量方法。較佳係將該氧濃度設置為等於或低於8.0x10¹⁷原子/立方公分，更佳係等於或低於7.0x10¹⁷原子/立方公分，再更佳係5.0x10¹⁷原子/立方公分至7.0x10¹⁷原子/立方公分。該氧濃度等於或低於8.0x10¹⁷原子/立方公分的情形能抑制高模式C的不合格缺陷。此外，上述氧濃度等於或高於5.0x10¹⁷原子/立方公分的情形係較佳的，乃因可避免在提拉晶體中的產量過度降低。應注意矽晶體中氧濃度以及所形成之矽晶圓中的氧濃度基本係實質上相同。在晶體提拉過程中，係藉由將容納矽熔融液之石英坩鍋溶解於熔融液中，以將氧原子帶入矽中。

並且，矽晶圓(鏡面晶圓)係通過切割所提拉矽晶體，及必要時通過拋光(鏡面製造)所獲得。在此情況下，為了獲得在元件加工中去疵所需之一定程度的BMD密度，可以進行氧沉積熱處理(沉積熱處理)。該熱處理之條件並無特殊限制，只要可以獲得所欲之BMD密度即可，但較佳係在700℃至1000℃下進行1至30小時。此外，該熱處理可在恆定的處理溫度或處理時間下進行，或者可由兩階段所組成，於其中至少一個階段在處理期間係有所變化。應注意在以上說明書中用作BMD密度測量方法之沉積熱處理中，係進行兩階段熱處理。

以下將對本發明之實施例進行解釋。然而本發明並不受限於以下的實施例。換言之，以下實施例僅為範例，與本發明申請範圍中中所描述的技術概念具基本相同構造、並且表現相似作用效果的任何一個實例皆包含在本發明的技術範圍內。

實施例1

矽單晶的提拉係通過使用矽晶體製造設備來進行。本實施例中所使用的矽晶體製造設備係具第5圖中所示之冷卻體22的單晶製造設備。該設備用於常見之CZ方法中以製造矽晶體。在使用該設備時，坩鍋直徑係22英吋，待注入坩鍋中之半導體材料係100公斤，成長之單晶S係8英吋晶體。

使用銀作為冷卻體22之材料，且冷卻體22具260毫米之內徑，300毫米之外徑，以及280毫米之長度。使用其內具冷卻水管之環狀水冷卻室，作為液體冷卻結構體21，該液體冷卻結構體21連接在中間室2c之下部。

具體言之，該製造設備係為提拉爐1或提拉爐2，其中熱遮罩體係通過上述方法冷卻，以便在等於或高於1100℃下提高提拉速度，或者是具常規提拉速度之提拉爐3。在提拉爐1與提拉爐2中，冷卻體22與液體冷卻結構體21之連接部分係以爆炸黏接所接合。在提拉爐3中，冷卻體22與液體冷卻結構體21之連接部分係以栓連接。

在提拉爐1內在1100℃至1200℃之提拉晶體期間，晶體軸向方向上之溫度梯度設置為4℃/毫米，在提拉爐2中該溫度梯度設置為5℃/毫米，在提拉爐3中該溫度梯度設置為3℃/毫米。在下表3中，描述各個實施例與比較實施例中的提拉爐(表3中的項目“提拉爐”)之種類及溫度梯度。

通過使用該設備所成長之矽晶體的傳導類型係p型(摻雜硼)，晶體尺寸(直徑)係200毫米(8英寸)。

氮之添加係通過將具氮化物膜之矽晶圓引入矽熔融液中所進行。通過切開所提拉晶體所獲得之矽晶圓中之氮濃度係使用次二級離子質譜儀(SIMS)測量。然而，由於氮濃度為5x10¹⁴原子/立方公分之晶圓無法用SIMS來測量，所以使用以下數學方程來確定其氮濃度。以下將對該數學方程予以詳細解釋。

根據本發明製備方法中對氮之添加方法並無特殊限制，可使用已知之方法，包括例如在矽原料溶解過程中引入氮氣之方法；或者在原料溶解過程中混合通過CVD法或類似方法所沉積矽基材之方法。另外，分離係數(segregation coefficient)k係在將矽熔融液凝固為熔融液濃縮物後，晶體中所吸收雜質之比率，在該雜質為氮的情況下，分離係數k為7x10^-4(W. Zulehner and D. Huber,Crystal Growth,Properties and Applications,p28,Springer-Verlag,New York,1982)。

在晶體中，從在本發明製備方法中所使用之矽熔融液中所吸收氮的濃度可通過以下運算式1計算。

運算式1晶圓中的氮濃度=kx(1-凝固率)^(k-1)x熔融液中的氮濃度

應注意熔融液中的氮濃度可被稱為初始熔融液中的氮濃度。在此，矽晶體的凝固率(g)可通過以下運算式2確定： 運算式2矽晶體的凝固率(g)=(結晶矽的重量)/(初始熔融液的重量)

應注意氮濃度的測量值(原子/立方公分)係描述於以下表3中。作為晶體提拉爐內的壓力(爐壓，毫巴)，係設置如以下表3中所描述的條件。

另外，氫的加入係通過將氫混合氣體引入至每一個提拉爐中所進行。應注意作為引入氣氛中之氫氣分壓(Pa)與氫體積比(%體積)，係設置如以下表3中所描述之條件。

此外，晶體提拉速度V和G之面內分佈係以如下方式控制。首先，作為晶體提拉速度的上限值，控制空洞密度大於2x10⁴/立方公分且低於1x10⁵/立方公分之V1區域，以使其等於或低於該矽晶圓總面積的20%。更具體言之，在該矽晶圓中，調整G的面內分佈及提拉速度V，使得V/G在14毫米之直徑的內側等於或大於1.1x(V/G)_臨界，並且使該矽晶圓整個表面之V/G為等於或大於0.8x(V/G)_臨界。在這種情況下，晶體提拉速度的值、該矽晶圓之面內V/G最大值(在矽晶圓中心的V/G)及V/G最小值(在矽晶圓邊緣的V/G)描述於以下表3中。應注意V/G應以與(V/G)_臨界之比值所表示。依此方式，通過從該單晶相同位置切割出多個基材，並且使它們經過鏡面製造，從而獲得目標矽晶圓(在下文中亦可稱作“基材”)。

基材的V區係通過空洞之生成所形成之區域，其係由於在晶體成長中由固-液介面所引入之過量原子空洞所形成的。因此，具體言之，基材之V區可以由上述空洞密度來說明。

對於基材內缺陷(空洞)區域之估算(鑒定)係通過上文中描述之方法進行。此外，如上所述，係通過計算空洞的體積密度以確定V1區與V2區。以此方法所確定之V1區與V2區的內徑與外徑(公分)係描述於以下表3中。

對基材之OSF估算係通過以下方法進行。首先，在含氧氛圍的蒸汽中，在1100℃下對該基底進行1個小時之氧化處理。此後，用氫氟酸移除氧化膜，之後用光蝕刻液將其蝕刻1.5微米，用光學顯微鏡觀察產生表面之橢圓狀、半月狀或棒狀的OSF凹陷。通過在2.5毫米直徑的視野中以光學顯微鏡在直徑方向掃描矽晶圓，計算OSF凹陷數目，將OSF區密度(片/平方公分)測定為(OSF凹陷數/觀察面積)。OSF區係定義為OSF面積密度等於或高於100片/平方公分之區域。以此方式所確定之OSF區的內徑與外徑(公分)係描述於下表3中。

此外，關於氧濃度、泡狀空洞聚集體與全部空洞之比率、BMD密度及高模式C合格率(氧化膜的耐壓電壓值)，藉由每一前述方法所測量之數值係描述於下表3中。

實施例2

以相似於實施例1之方式提拉矽單晶，惟氧濃度、提拉速度及V/G之最小值與最大值之條件係設置如下表3中所述。

實施例3

實施例4

以相似於實施例1之方式提拉矽單晶，惟氧濃度、爐壓、以及氫氣分壓(氫氣體積比)的條件係設置如下表3中所述。

實施例5

以相似於實施例1之方式提拉矽單晶，惟氮濃度、氧濃度、提拉速度、以及V/G的最小值和最大值條件係設置如下表3中所述。

實施例6

以相似於實施例1之方式提拉矽單晶，惟氮濃度條件係設置如下表3中所述。

實施例7

以相似於實施例1之方式提拉矽單晶，惟氧濃度、提拉速度、V/G的最小值和最大值、提拉爐的種類及溫度梯度的條件係設置如下表3中所述。

比較實施例1

以相似於實施例1之方式提拉矽單晶，惟氧濃度、提拉速度、以及V/G的最小值和最大值條件係設置如下表3中所述。

比較實施例2

以相似於比較實施例1之方式提拉矽單晶，惟氮濃度、氧濃度、提拉速度、以及V/G的最小值和最大值條件係設置如下表3中所述。

比較實施例3

比較實施例4

以相似於比較實施例1之方式提拉矽單晶，惟氧濃度、提拉速度，V/G的最小值和最大值以及氫的體積比條件係設置如下表3中所述而設置。

比較實施例5

以相似於比較實施例1之方式提拉矽單晶，惟氧濃度、提拉速度、V/G的最小值和最大值以及爐壓條件係設置如下表3中所述。

比較實施例6

比較實施例7

以相似於比較實施例1之方式提拉矽單晶，惟氧濃度、提拉速度、V/G的最小值和最大值、提拉爐種類、以及溫度梯度條件係設置如下表3中所述。

比較實施例8

上述實施例與比較實施例的結果顯示於下表3中

在表3中實施例1至7中所獲得的任一矽晶圓皆顯示高於70%之高模式C的優良結果。因此，在該等實施例的任何一者中所獲得的矽晶體皆可稱適用於包括例如DRAM元件的任何元件中。此外，在實施例1至7中，在提拉速度低於0.60、V/G最小值低於0.9且V/G最大值低於1.0的任何實例中，矽晶圓的高模式C皆顯示高於80%之更優異結果。

應注意到如在實施例1至7中晶體提拉速度穩定性的檢測結果，發現相較於與實施例7，其他實施例1至6顯示更明顯穩定的晶體提拉速度。此結果被認為顯示實施例1至6所設置之提拉速度及溫度梯度的條件特別適合於晶體提拉速度之穩定。

另一方面，在每個比較實施例中，高模式C皆低於70%，或者晶體提拉係為不可能。因此，可稱該等比較實施例中的任一方法所獲得的矽晶體皆不適用於任何包括低等級設備的任何設備中。以下討論在每個比較實施例中獲得如此低劣結果之原因。比較實施例1無法消除可能存在於OSF區中的某些微缺陷，因為晶圓的整個表面皆為OSF區；比較實施例2無法生成具極低空洞密度的V2區，因為晶圓之整個表面皆為V1區；在比較實施例3中，V2區在該矽晶圓總面積的面積比無法顯著地滿足80%，儘管其亦產生了上述V2區；比較實施例4無形成接近泡狀之空洞聚集體，因為氫體積比非常不充分；比較實施例5甚至無法均勻地提拉晶體，因為爐壓係明顯地不足；比較實施例6亦無法均勻地提拉晶體，因為爐壓係明顯地過高，此與比較實施例5相反；比較實施例7在本發明中於“冷卻”處理方面特別不充分；比較實施例8具高氮濃度，並且與比較實施例1類似，其無法消除可能存在於OSF區中之特定種類微缺陷，因為矽晶圓之整個表面係OSF區。

工業適用性

本發明係特別適用於微型半導體元件中。

110‧‧‧矽晶圓

2a‧‧‧加熱室

2b‧‧‧提拉室

2c‧‧‧中間室

3a‧‧‧石英坩鍋

3b‧‧‧石墨坩鍋

4‧‧‧加熱器

5‧‧‧旋轉軸

8‧‧‧提拉線

9‧‧‧晶種

10‧‧‧卡盤

11‧‧‧線卷取機

12‧‧‧熱絕緣體

13‧‧‧氣體引入口

14‧‧‧氣體排放口

21‧‧‧液體冷卻結構體

22‧‧‧冷卻體

25‧‧‧爆炸黏接接合部

L‧‧‧熔融液

S‧‧‧單晶

第1圖係一矽晶體之剖面圖(相圖)，其示意性地顯示了根據本發明第一實施態樣進行氮和氫的摻雜處理、以及驟冷處理時對產生晶體缺陷的影響；第2圖係穿透式電子顯微鏡照片，其顯示存在於傳統矽晶體中八面體狀之空洞聚集體；第3圖係穿透式電子顯微鏡照片，其顯示根據本發明第一實施態樣之矽晶圓中存在的泡狀空洞聚集體；第4圖係示意性地顯示了八面體狀空隙和泡狀空隙對氧化膜形成的影響；第5圖係示意性地顯示一用於本發明之單晶製造裝置之實例的剖面圖；第6圖所示為提拉速度與矽晶體缺陷區間之關係圖；第7圖為矽晶體中空洞及OSF之面內分佈及模式C合格率間之關係的研究結果圖；以及第8圖為在矽晶體中之V1區與V2區及V/G與V間之關係圖。

110‧‧‧矽晶圓

Claims

一種含氮和氫的矽晶圓，其中：相對於總空洞數，存在等於或多於50%之構成泡狀空洞聚集體的多個空洞；一空洞密度大於2x10⁴/立方公分且低於1x10⁵/立方公分的V1區，占該矽晶圓總面積的20%或小於20%；一空洞密度為5x10²/立方公分至2x10⁴/立方公分的V2區，占該矽晶圓總面積的80%或大於80%；以及總體微缺陷的密度為等於或高於5x10⁸/立方公分。
一種製備矽晶圓的方法，其中：該矽晶圓是通過切割在以下條件下提拉之一矽晶體而獲得：通過將矽晶體中的氮濃度設置為3x10¹³原子/立方公分至3x10¹⁵原子/立方公分；通過將一晶體提拉爐內的壓力設置為40毫巴至250毫巴；通過將1至3.8體積%的氫氣引入氣氛中；通過在1100℃至1200℃下提拉該矽晶體的過程中，將該矽晶體軸向方向的溫度梯度設置為等於或高於3.5℃/毫米；以及通過控制空洞密度大於2x10⁴/立方公分且低於1x10⁵/立方公分的V1區為該矽晶圓總面積的20%，以作為晶體提拉速度的上限值，以及控制空洞密度為5x10²/立方公分至2x10⁴/立方公分的V2區為該矽晶圓圓總面積的80%，以作為晶體提拉速度的下限值。
如請求項2之方法，其中：將該矽晶體中的氧濃度設置為等於或低於7x10¹⁷原子/立方公分(JEITA，換算因子為3.03x10¹⁷/平方公分)。