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CN1260405C - 基本上没有氧化诱生堆垛层错的掺氮硅 - Google Patents

基本上没有氧化诱生堆垛层错的掺氮硅 Download PDF

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CN1260405C CNB018159354A CN01815935A CN1260405C CN 1260405 C CN1260405 C CN 1260405C CN B018159354 A CNB018159354 A CN B018159354A CN 01815935 A CN01815935 A CN 01815935A CN 1260405 C CN1260405 C CN 1260405C
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Abstract

本发明涉及锭状或片状单晶硅，及一种用于制备单晶硅的方法，上述单晶硅含有一个其中空位是主要本征点缺陷的轴向对称区域，并且基本上没有氧化诱生堆垛层错和掺入氮以便使其中氧沉淀核稳定。

Description

基本上没有氧化诱生堆垛层错的掺氮硅
技术领域
本发明一般涉及半导体级单晶硅的制备，上述半导体级单晶硅在制造电子元件时使用。更具体地说，本发明涉及空位为主的单晶硅锭和硅晶片，这些空位为主的单晶硅锭和硅晶片用氮掺杂以使氧沉淀核稳定，并且基本上没有氧化诱生堆垛层错。
背景技术
单晶硅晶片可以由单晶硅得到，上述单晶硅通常用所谓的直拉(“CZ”)法制备。在这种方法中，将多晶硅(“多硅”)装入一个坩埚并熔化，使籽晶与熔化的硅接触并通过缓慢提取生长单晶。在形成晶颈之后，通过降低拉速和/或熔体温度使晶体直径放大，直至达到所希望的或目标直径时为止。然后通过控制拉速和熔体温度同时补偿降低的熔体液位，来生长具有近似恒定直径的圆柱形晶体主体。在生长过程接近结束但坩埚排空熔化的硅之前，晶体直径通常是逐渐减小以便形成一个端锥。通常，端锥是通过增加晶体拉速和增加供给到坩埚的热量形成的。当直径变得足够小时，然后使晶体与熔体分离。
现在认识到，单晶硅中的许多缺陷是在晶体固化之后冷却时在晶体生长室中形成。这些缺陷部分是由于存在过量(亦即浓度超过溶解度极限)的本征点缺陷产生，上述缺陷通常称为晶格空位(“V”)和硅自填隙(“1”)。本征点缺陷的类型和初始浓度在固化时确定，并且如果这些浓度在系统中达到临界过饱和的水平及点缺陷的迁移率足够高，则可能会发生一种反应或聚集作用。硅中聚集的本征点缺陷会严重影响在生产复杂和高集成度电路时材料的生产潜力。
聚集的空位型缺陷包括这些可观察的晶体缺陷如D缺陷、流型缺陷(FPDs)、晶体原生粒子(COP)缺陷、晶体原生轻微点缺陷(LPSs)及某些类型体缺陷，上述体缺陷通过红外光散射法如扫描红外显微术和激光扫描断层X射线照相法观察。COPs是特别值得注意的，因为栅氧化层完整性破坏与晶片表面上COPs的浓度有关。比如参见D.Graf，M.Suhren，U.Schmilke，A.Ehlert，W.V.Ammon and P.Wagner.J.Electrochem.Soc.1998，145，275；M.Tamatsuka，T.Sasaki，K.Hagimoto and G.A.Rozgonyi，Proc.6th.Int.Symp.关于特大规模集成科学和工艺学“ULSI Scienceand Technology/1997”，The Electrochemical Society 1997，pv 97-3，p.183；及T.Abe，Electrochem.Soc.Proc.1998，pv 98-1，157；N.Adachi，T.Hisatomi，M.Sano，H.Tsuya，J.Electrochem.Soc.2000，147，350。晶锭或晶片内的COPs是八面体空隙。在晶片表面处，在二氧化硅覆盖的壁的情况下COPs作为凹坑出现，并且通常为约50-300nm宽及高达300nm深。
另外在有空位存在但未产生聚集作用的区域中存在的是一些起到氧化诱生堆垛层错(OISF)核作用的缺陷。人们推测这种特殊的缺陷一般在V/I边界附近形成，该种缺陷是一种由于存在未聚集的空位(“自由空位”)而催化的高温成核的氧沉淀物；也就是说，人们推测这种缺陷由V/I边界附近的一个区域中氧和自由空位相互作用产生。
对涉及自填隙的缺陷很少充分进行研究。聚集的填隙型缺陷包括B缺陷和I缺陷，上述B缺陷一般认为是填隙团，而I缺陷一般认为是位错环或位错网络。这些缺陷不引起栅氧化层整体性破坏，是一个重要的晶片性能判据，但它们被普遍认为是其它类型器件损坏的原因，上述器件损坏通常与漏电流问题有关。
处理聚集的本征点缺陷问题的一个途径包括在高速下生长硅晶锭，试图使晶锭是“空位为主”(亦即其中空位是主要本征点缺陷的硅)和然后在空位为主的单晶硅晶片表面上淀积一层薄的硅结晶层，上述空位为主的单晶硅晶片表面有效地填满或覆盖聚集的空位缺陷。外延淀积法通常包括化学汽相淀积法，其中将单晶硅晶片快速加热到约1150℃的温度，而同时使一种气态硅化合物越过晶片表面，以便实施热解或分解。虽然这种方法提供一种具有基本上没有聚集的空位缺陷的表面的单晶硅晶片，但它也使晶锭生长过程中形成的氧沉淀核湮灭。氧沉锭核是在随后与电子器件制造有关的热处理过程中形成氧沉淀物所必需的。氧沉淀物起到吸收场所作用，用于俘获晶片体中并远离表面的金属杂质。在没有吸收金属杂质能力情况下，晶片的电子性能可能起负面影响；例如，晶片可以具有一减少的少数载流子寿命，在p-n结处的漏电流，介电常数不连续性及降低了的击穿强度。
用于处理在外延淀积过程中湮灭氧沉淀核问题的一个方法是一种漫长的热退火法(比如在约800℃下退火4小时，接着在约1000℃下退火10小时)，以便相对于快速热外延淀积法使氧沉淀核稳定。这种方法降低了产量并大大增加了制造硅晶片的成本。
第二种方法是用硅晶体掺氮使氧沉淀核稳定(比如见F.Shimura等，Appl.Phys.Lett.48(3)，p.224，1986)。具体地说，F.Shimura等揭示，在掺氮的晶体中氧沉淀核在高达约1250℃也是稳定的。例如，最近报道通过掺氮来生产一种具有高吸收能力的外延硅晶片衬底(见日本专利局出版物No.1999-189493)。然而，高吸收能力部分是由于OISF在整个晶片上几乎均匀的分布，这种OISF几乎均匀的分布对外延晶片的质量产生负面影响。具体地说，在硅晶片表面上的OISF不象其它的空位型缺陷，它们不被外延硅层的淀积作用所覆盖。OISF穿过外延层继续生长并产生通常称作外延堆垛层错的生长中的缺陷。外延堆垛层错具有一最大的断面宽度，该断面宽度范围从激光自动检查装置的目前检测极限约0.1μm至大于约10μm。
因而，继续需要有一种生长单晶硅锭的方法，上述单晶硅锭包括一部分或一个分段，该部分或分段主要是空位为主，并含有稳定的氧沉淀核和基本上没有OISF。这种晶锭分段将会生产出特别适合于外延淀积的衬底晶片。
发明内容
因此，本发明的目的和特点其中之一是提供一种外延硅晶片，其中外延层基本上没有与氧化诱生堆垛层错有关的缺陷；提供这样一种晶片，其中衬底掺有氮；提供这样一种衬底晶片，其中空位是主要的本征点缺陷；及提供这样一种衬底晶片，该衬底晶片基本上没有氧化诱生堆垛层错。另外本发明的目的和特点的其中之一是提供一种方法，该方法用于制备一种可由其得到衬底晶片的单晶硅锭。
因此，简单地说，本发明针对一种单晶硅锭，该单晶硅锭具有一个中心轴线，一个籽晶端，一个对面端，和一个在籽晶端与对面端之间的恒定直径部分，该恒定直径部分具有一个侧表面和一个从中心轴线延伸到侧表面的半径R，单晶硅锭按照直拉法从硅熔体生长和然后由固化作用冷却。单晶硅锭其特征在于，恒定直径部分包括一个轴向对称区域，在该轴向对称区域中空位是主要的本征点缺陷，轴向对称区域一般是圆柱形形状，并具有一个从中心轴线延伸的半径ras，其中ras为至少约0.95R，轴向对称区域具有一个如沿着晶锭恒定直径部分长度至少约20％的中心轴线测得的长度。另外，轴向对称区域在侧表面向内约5-6mm处包括浓度为约1×1013原子/cm3-约1×1015原子/cm3的氮和浓度在约7ppma与约10.5ppma之间的氧。另外轴向对称区域的特征在于它基本上没有形成氧化诱生堆垛层错的核。
本发明还针对一种空位为主的单晶硅锭，其中轴向对称区域包括浓度为约1×1013原子/cm3-约1×1015原子/cm3的氮。轴向对称区域还包括氧，并且在中心轴线处的氧浓度为Oic，在侧表面向内约5-6mm处的氧浓度为Oie，及氧浓度的径向梯度ORG由公式ORG＝(Oic-Oie)/Oic给出，该氧浓度径向梯度ORG为至少约15％。
本发明还针对一种单晶硅晶片，该单晶硅晶片是空位为主并且基本上没有氧化诱生堆垛层错。晶片包括浓度为约1×1013原子/cm3-1×1015原子/cm3的氮。晶片还包括氧，并且在围绕圆周边缘处的氧浓度是在约7ppma-约10.5ppma之间。
本发明还针对一种空位为主的单晶硅晶片，该空位为主的单晶硅晶片包括浓度为约1×1013原子/cm3-1×1015原子/cm3的氮。晶片还包括氧，并且在中心轴处的氧浓度为Oic，在圆周边缘处的氧浓度为Oie，氧浓度的径向梯度ORG由公式ORG＝(Oic-Oie)/Oic给定，该氧浓度径向梯度ORG为至少约15％。
最后，本发明针对一种用于生长单晶硅锭的方法，其中硅锭包括一个中心轴线、一个籽晶端、一个对面端及一个在籽晶端和对面端之间的恒定直径部分，该恒定直径部分具有一个侧表面、一个从中心轴线延伸到侧表面的半径R及一个约D mm的标称直径，晶锭按照直拉法由坩埚中的硅熔体生长，并且然后由固化温度冷却。该方法包括以一个速率V生长晶体的恒定直径部分，以便使轴向对称区域形成，在该轴向对称区域中空位是主要的本征点缺陷，轴向对称区域一般是圆柱形形状并具有一个从中心轴线延伸的半径ras，其中ras为至少约0.95R，并具有一个如沿着晶锭恒定直径部分长度至少约20％的中心轴线测得的长度。该方法还包括在形成轴向对称区域过程中分别以速率Rmelt和Ringot旋转坩埚和晶锭，以便在围绕侧表面处含氧至少在约7ppma和约10.5ppma之间。该方法还包括用氮给硅熔体掺杂，以便在形成轴向对称区域过程中，将约1×1013氮原子/cm3-1×1015氮原子/cm3加入晶锭中。
另一些目的一部分将是显而易见，而一部分在后面指出。
附图说明
图1是直拉生长装置的剖视图。
图2是一个单晶硅锭，详细地是晶锭恒定直径部分轴向对称区域的纵向剖视图。
图3是示出晶体转速，晶体直径与径向氧浓度之间关系的曲线图。
图4是外延单晶硅晶片(未按比例)的剖视图。
具体实施方式
按照本发明所述的方法，一种空位为主的单晶硅晶片衬底可以用低成本的晶体(如快速直拉晶体或连续直拉晶体)生产，上述空位为主的单晶硅晶片衬底包括氮稳定的氧沉淀核，并且基本上没有氧化诱生堆垛层错。具体地说，硅晶片衬底是在控制氧浓度分布的情况下，由掺氮的单晶硅锭切割而得。硅晶片衬底特别适合于淀积一层外延硅层，以便生产一种具有一个表面基本上没有聚集的本征点缺陷和外延堆垛层错的硅晶片，衬底包括稳定的氧沉淀核，该稳定的氧沉淀核在外延生长法过程中是抗溶解作用的。这样，在热处理将稳定的氧沉淀核生长成氧沉淀物之后，外延硅晶片可以本征地吸收金属杂质。
用于生产本发明所述晶片的出发点是生长晶片由其切割的单晶硅锭。用直拉法生长硅锭，以及标准的硅切割、研磨、腐蚀和抛光技术在该领域中是众所周知的，并且例如在F.Shimura，半导体硅晶体工艺学(AcademicPress，1989)；和硅化学腐蚀(J，Gramaier编著，Springer-Verlag，NewYork，1982)中公开了。
现在参见图1，图1示出了一种用直拉法生产硅单晶锭的拉晶装置8。拉晶装置8包括一个熔凝硅石坩埚12，该坩埚12被一石墨托14包围并装在一个水冷式不锈钢生长室16内。坩埚12装有多晶硅熔体17。硅熔体通过将固体多晶硅(未示出)加到坩埚12中提供。固体硅通过由加热器18所提供的热量熔化，上述加热器18围绕坩埚12。加热器18用保温罩20包围以便保持坩埚内的热量。
在硅熔体17的上方设置一个拉晶轴或拉晶线22，该拉晶轴或拉晶线22在其下端处支承一个单晶硅籽晶24。当籽晶往下放到熔化的硅17中时，籽晶开始熔化。在达到热平衡之后，然后收回拉晶线22，同时从熔化的硅17中提拉出籽晶24。当提粒籽晶24时，从熔体17中出来的液态硅在熔体17上方围绕籽晶固化成单晶。悬挂所形成单晶的拉晶线22随着上述单晶旋转而连续地从熔体中收回，同时形成一种如常规直拉法中那样的基本上是圆柱形的晶体26。降低拉速，同时产生一个通常称之为晶锥的向外扩张的锥形区或籽晶末端28。当达到所希望的直径时，控制拉速和其它生长条件，以便在籽晶端28和晶体26对面端30之间提供一个基本上是恒定直径的部分29。
当提拉单晶26时，坩埚12通过一个轴31朝与晶体26旋转方向相反的方向上旋转。随着单晶26生长，在生长室15内将坩埚12升起，以便补偿硅熔体17的消耗。当熔体几乎耗尽时，通常调节过程的变量，以便减小造成形成晶体26对面端30的晶体直径。一旦对面端30的直径足够小，通常为2mm-4mm，则可以完成使晶体26与硅熔体分离，而不会引起位错散布到晶体的主体上。然后从生长室15中取出单晶锭26并加工形成硅晶片。富空位的硅锭。
参见图2，单晶硅的恒定直径部分29包括一个侧表面36和一个半径40，该半径40从中心轴线35延伸到侧表面36。按照本发明，把硅锭26称之为“富空位的”并包括一个空位为主的材料38的轴向对称区域，上述空位为主的材料38一般是个圆柱体，该圆柱体具有一个半径39，上述半径39优选的是约相当于恒定直径部分的半径(亦即，至少约为恒定直径部分29的半径40的95％)。各空位优选的是从轴线延伸到侧表面周围，因为它们必须形成氧沉淀核，并且优选的是晶锭具有从中心到侧表面周围的氧沉淀核，以便吸收沉淀物可以接着从中心到侧表面周围生长。
富空位的硅锭通常是通过以比较快的速率(比如，拉速至少约0.7-0.8mm/min)生长或提拉晶体。然而，空位的形成不完全取决于晶体拉速；在生长过程中晶体内的轴向温度梯度(Go)也是很重要的(比如，见美国专利No.5,919,302，该专利此处作为参考文献一并参考，并且其中该专利公开了对于从中心到侧表面的那些空位，V/Go的比值在整个晶体半径上都大于临界值)。一般，若增加提拉硅锭的速率则使空位的密度增加，在发生聚集作用时，空位密度的增加使聚集的空位缺陷数量增加和使聚集的空位缺陷尺寸减小。在快速提拉富空位的晶锭和由该晶锭切割的晶片中，聚集的缺陷平均密度可以是约1×103/cm3-约1×107/cm3，而通常是约1×105/cm3-约1×106/cm3。
半导体工业的发展趋势是朝向更大直径的半导体晶片(比如，普遍生产150mm、200mm和300mm直径的晶片)；然而，随着晶片直径增加，最大拉速通常减小。目前，具有大到约300mm标称直径的空位为主的硅锭，可以通过在至少约0.7mm/min的速率下提拉晶体进行生长。具有小于约300mm(比如，150mm和200mm)标称直径的空位为主的硅锭，可以很容易在大于0.7mm/min的速率下生长，并且优选的是在至少约0.9-1.0mm/min的速率下生长。最优选的是，晶锭在可能最快的速率下生长所希望的标称直径。在可能最快的速率下生长晶锭提供了某些好处，这些好处包括：使晶锭空位为主的区域宽度最大，该晶锭空位为主的区域优选的是从中心轴线延伸到侧表面；增加晶体生长装置的生产能力和降低晶片的成本。
晶锭可以含有一种或多种掺杂剂，以便使由晶锭切割的晶片具有所希望的电学性质。例如，晶锭可以是一种P型晶锭(亦即，晶锭已用元素周期表第3族元素如硼、铝、镓和铟，最典型的是硼掺杂)或者n型晶锭(亦即，晶锭已用元素周期表第5族元素如磷、砷、锑，最典型的是磷掺杂)。优选的是，晶锭是一种P型晶锭，而由该P型晶锭切割的晶片具有电阻率为约100Ω·cm-约0.005Ω·cm。对掺硼的硅来说，上述电阻率值分别相当于掺杂剂浓度为3×1017原子/cm3-约3×1019原子/cm3。更优选的是，它是一种具有电阻率为约20Ω·cm-约1Ω·cm的P型晶锭(一般称之为P型硅)。还更优选的是，晶锭具有电阻率为约12Ω·cm-约8Ω·cm。
除了空位之外，用直拉法制备的单晶硅锭含有氧。直拉法生长的晶锭可以具有平均氧浓度在约5×1017原子/cm3-约9×1017原子/cm3(换句话说，从约10ppma-约18ppma，ASTM标准F-121-80)范围内，而典型的是具有平均氧浓度在约6×1017原子/cm3-约8.5×1017原子/cm3(亦即，从约12ppma-约17ppma)范围内。
氮稳定的氧沉淀核
按照本发明的方法，本发明的硅晶体包括氮掺杂剂原子，以便使晶锭中的氧沉淀核稳定。硅晶体中氮的浓度优选的是约1×1013原子/cm3(约0.0002ppma)-约1×1015原子/cm3(约0.02ppma)。
晶锭可以通过几种方法用氮掺杂，这些方法包括例如将氮气引入生长室中和/或将氮加到多晶硅熔体中。加到正生长的晶体中的氮量更精确地通过加氮到多晶硅熔体中进行控制，照这样，它是优选的方法。具体地说，加到晶体中的氮量例如通过在已知直径的硅晶片上淀积一层已知厚度的氮化硅(Si3N4)就能很容易确定，上述已知直径的硅晶片在形成硅熔体之前加到装有多晶硅的坩埚中(Si3N4的密度约为3.18g/cm3)。
在不掌握特定理论情况下，目前相信，氮掺杂剂原子通过阻止硅晶体中空位的扩散用热的方法使氧沉淀核稳定。具体地说，已知随着正生长的晶体冷却，空位浓度达到一个临界过饱和的水平(亦即，在过饱和点处发生聚集作用)，上述临界过饱和水平造成聚集的空位缺陷或微空隙的形成。例如，过饱和可以在约1150-1050℃的温度下发生。随着晶体冷却，由于空位持续扩散到各个位置，所以各微空隙按尺寸生长。尽管微空隙的聚集作用和持续生长显著降低了晶体中未聚集或“自由”空位的浓度，但在持续冷却时达到一个第二临界过饱和水平，其中晶体中的自由空位和氧相互作用形成氧沉淀核。对一种掺非氮的晶体，当晶体冷却到低于700℃时，发生第二临界过饱和水平。然而，在掺氮的硅中，在聚集作用过程中微空隙的形成由于空位较慢的扩散速率而略受抑制。这造成在第一次聚集作用之后留在晶体中的自由空位浓度较高。在掺氮硅中增加的自由空位浓度使产生第二临界过饱和水平的温度增加，比如在约800℃-约1050℃下。在增加的温度下，晶体中的氧原子更容易活动，并且更多的氧原子与自由空位相互作用，这样产生更稳定的氧沉淀核。稳定的氧沉淀核在随后的热加工如生长外延硅层过程中更抗溶解。
基本上没有氧化诱生堆垛层错的本征吸收的硅
如上所述，生长的单晶硅锭可以包括若干缺陷，这些缺陷在硅内起用于氧化诱生堆垛层错(OISF)的核作用。在制造用硅锭切割的硅晶片过程中进行热处理时，核可以在晶体中生长并形成OISF，上述核通常是集中在一个环形区域内。OISF的密度大多视氧和自由空位的浓度而定，氧和自由空位浓度二者在整个晶锭中轴向上和径向上都有变化。因此，在晶片表面上可见到的OISF密度将随径向距离的改变而变化。
OISF环的位置主要是视晶体的生长速率而定。事实上，消除氧化诱生堆垛层错或OISF环在硅晶片中存在的一种途径是控制由其得到硅晶片的单晶硅锭生长条件，以便将OISF环“推”出或伸出通过晶锭的侧表面。这通常可以通过简单地在高速下生长晶锭来达到，这样使空位是主要的本征点缺陷。空位缺陷的存在不是非常关键的，因为外延淀积过程起填满由这些空位产生的在晶片表面处存在的任何坑或空隙的作用。然而，随着晶锭直径持续增加，达到和/或保持在相当大一部分晶锭主体上的生长速率，这样使OISF不存在，可能很困难，如果不是不可能的话。此外，如上所述，现已揭示，加氮掺杂剂原子到硅熔体(比如大于约1×1013原子/cm3)中，由于增加了OISF环的宽度而使问题进一步复杂化，以致常规的晶体生长法不能从大直径晶体(亦即150mm，200mm，300mm或300mm以上)中消除OISF环(尤其是H带)。
现已发现，为了生产具有氮稳定的氧沉淀核的富空位晶锭，控制快速生长过程，以便当按照ASTM标准F-121-83测量时，在侧表面向内约5-6mm处的氧浓度Oie是在约7ppma和约10.5ppma之间，上述富空位晶锭基本上没有OISF并具有足够本征吸收用的氧沉淀物浓度(从轴线到侧表面周围)。正如此处所用的，基本上没有氧化诱生堆垛层错说明硅：(a)在经受下面所述的目视检测聚集缺陷的方法时没有可察觉的氧化诱生堆垛层错环；和/或(b)当用激光自动检查装置组检查来检测在约0.1微米-大于约10微米范围内的最大断面宽度时，具有氧化诱生堆垛层错的浓度为小于约10/cm2。
基本上均匀的氧沉淀物浓度
一般，在直拉法生长的硅中氧的浓度由于在晶体/熔体界面处围绕弯月面氧的损失而从中心轴线向侧表面方向减少。现已考虑到必需尽可能多地限制或抑制接近侧表面氧浓度的减少，以便产生具有均匀氧沉淀分布图的硅锭。因而，在常规硅锭中，在晶锭中心或轴线处的氧浓度Oic与侧表面附近氧浓度Oie的差值基本上是均匀的(比如，ORG＝(Oic-Oie)/Oic＜约10％)，上述二者差值叫做氧浓度的径向梯度ORG。
现已发现，尽管保持在晶锭半径上氧浓度基本上均匀，但在掺氮的晶体中，随后形成的氧沉淀物浓度在侧表面附近增加。这是有问题的，因为高浓度氧沉淀物会引起变形滑移，并且侧表面是晶片对变形滑移开始特别敏感的位置。目前相信，在掺氮的晶体中侧表面附近氧沉淀物增加是由于尽管在快速下提拉晶体但在表面附近仍有H带。在这种情况下，与所接受的知识相反，减少氧浓度的径向不均匀性(ORG)实际上造成在随后形成的氧沉淀物浓度的不均匀性。还发现，掺杂的氮加重了不均匀性。具体地说，具有基本上均匀的径向氧浓度(ORG小于约10％)的掺氮晶体具有比非掺氮晶体更不均匀的氧沉淀物分布图。为了改善按照本发明所述的氧沉淀物径向均匀性，氧浓度随增加径向距离而变基本上是不均匀的(比如ORG至少为约15％)。优选的是，ORG为约15％-约50％，更优选的是为约20％-约40％及还更优选的是约为30％。
如上所述，优选的是在侧表面周围处氧浓度在约7ppma和约10.5ppma之间，以防止形成OISF。这样，一种具有ORG至少约15％的晶体在中央(轴线)处将具有浓度Oic为至少约8-12ppma。优选的是，Oic为约10ppma-约16ppma，更优选的是约12ppma-约15ppma，和甚至更优选的是约12.5ppma-约14.5ppma。
控制氧的掺入
本发明的硅晶锭通过控制氧掺入生长的晶锭(比如控制平均氧浓度和氧浓度的径向分布)进行生产。氧的掺入主要是通过控制坩埚和晶体的旋转速率进行控制。
晶体中氧的主要来源是熔凝硅石坩埚，该熔凝硅石坩埚将氧加入硅熔体中。掺入正生长的晶体中的氧总量主要视坩埚的转速Rmelt而定。一般，若增加坩埚转速就增加了掺入生长的晶体中的氧量。至少约2～3rpm的坩埚转速是必要的，以便避免熔体中的湍动对流。优选的是坩埚转速为约4rpm-约10rpm，而更优选的是坩埚转速为约5rpm-约8rpm。
晶体转速Ringot是控制氧在正生长的晶体中径向分布的主要手段。旋转正生长的晶体在熔体中诱生流动，上述熔体中的流动从坩埚中心附近的晶锭底部升起并向外朝向坩埚的内壁(或晶体的侧表面)。在坩埚底部附近，熔体含有比熔体表面高的氧浓度，那样流动将氧从底部运送向熔体/晶体界面并将氧掺入正生长的晶体中。增加晶体转速使熔体表面附近高氧流的径向距离增加，这种情况增加了晶锭中氧的径向均匀性。照这样，常规的试图增加氧浓度均匀性的生长方法使晶体以比较高的速率(比如大于每分钟约2000/D转(rpm)，此处D是以毫米计的晶体直径)旋转。相反，按照本发明，控制晶体转速以便产生一个基本上不均匀的径向氧浓度。具体地说，控制晶体转速，以使ORG大于约15％，优选的是约15％-约50％，更优选的是约20％-约40％及还更优选的是约30％。参见图3，现已确定，基本上不均匀的径向氧浓度(亦即ORG大于约15％)通过控制晶体转速使其小于约1600/D rpm来达到目的。优选的是晶体转速为约600/D rpm-约1600/D rpm，更优选的是约750/D rpm-约1500/D rpm及甚至更优选的是约1200/D rpm。
晶片衬底
参见图4，如此处所述的从空位为主的硅锭材料轴向对称区域切割的单晶硅晶片衬底59(一种“富空位的晶片衬底”)包括一个中心轴线60，一个前表面61，及一个后表面62，一个圆周边缘64，一个半径65和一个空位为主的材料轴向对称区域67，上述后表面62一般垂直于中心轴线60，圆周边缘64使前表面61和后表面62接合，半径65从中心轴线60延伸到圆周边缘64，及上述空位为主材料的轴向对称区域67一般是一个具有一半径66的圆柱体，上述半径66优选的是从中心轴线60延伸到圆周边缘64的周围(亦即半径65的至少约95％)。
在硅晶片表面上的异常情况，不管它们是否是粒子(比如抛光磨料)，聚集的填隙缺陷，还是聚集的空位缺陷(比如COPs)，通常都是用激光散射检查工具检测。合适的市售激光散射检查工具的例子包括来自KLA-Tencor(Mountain View，U.S.A.)的SURFSCAN 6220和SURFSCAN SP1和来自ADE Optical Systems Corp(Charlotte，NorthCarolina，U.S.A.)的CR80，CR81及CR82。这些工具可以确定硅晶片表面上缺陷的尺寸和位置(通常称之为LPDs)。在该技术中众所周知的是，当用激光散射检查工具测量晶片表面上的LPDs尺寸时，不是测定LPDs的实际尺寸，而是检查的缺陷(亦即光散射作用(LSE))散射等效于一特定直径乳胶球(比如具有直径大于约0.095μm的乳胶球，该直径是用于激光散射检查工具如SURFSCAN 6220和SURFSCAN SP1的电流检测限)的光。富空位晶片在晶片的前表面上通常具有一LPDs浓度为大于约8LPDs/cm2。
外延硅层
再参见图4，外延层68可以用该技术中已知的方法淀积或生长在晶片衬底59的前表面61上(比如，见美国专利No.5,789,309)。通常，外延层的生长是利用化学汽相淀积法实现，因为这是用于在半导体材料上生长外延层最灵活和费用最节省的方法之一。一般说来，化学汽相淀积包括将挥发性反应剂(比如SiCl4，SiHCl3，SiH2Cl2或SiH4)与载气(通常是氢)一起加入一外延反应器中。尽管工艺条件可以改变，但在单晶层淀积情况下，温度一般是在1080℃和1150℃之间的范围内。此外，在其中进行淀积的环境优选的是清洁(亦即没有粒子污染物)并具有氧含量低于约1ppma。
按照本发明，迄今为止经验认为，理想的情况是利用一种掺氮的单晶硅衬底，该掺氮的单晶硅衬底基本上没有氧化诱生堆垛层错。这种衬底是理想的，因为在淀积过程中，淀积在晶片表面上的硅材料与包围这些堆垛层错位置的平表面相比，往往会更迅速地积聚在这些堆垛层错的位置处。硅材料在这些缺陷位置处的淀积和积聚导致在外延层内形成生长中的缺陷，亦即小丘或堆垛层错。更关心的是具有直径大于或等于约10μm的大面积生长中的缺陷，正如在该技术中通用的激光束表面扫描装置如SURFSCAN 6220所测量的。
在不掌握任何特定理论的情况下，一般认为，外延层中的缺陷可以由许多不同的原因产生。例如，在衬底表面上存在的粒子及其它有机污染物可以与氧化诱生堆垛层错一起，起用于硅材料在沉积过程中积聚场所的作用。因而，在致力于完全消除外延层内缺陷的过程中，可以与其它方法如改进的衬底清洗和处理方法相结合来利用本发明。然而，如果单独应用，本发明有效地起到消除产生外延层缺陷的大部分原因并因此减少了这些缺陷的总浓度。
而且，一般还认为，在衬底表面处聚集的空位缺陷也叫做空隙的存在，对产生基本上没有生长中缺陷的外延层不是非常关键的。相反，人们认为，当硅材料淀积在衬底表面上时，这些空隙被有效地覆盖或“填满”。结果，聚集的空位缺陷不穿过外延层传播。然而，为了保证在外延层表面中不存在空隙或“坑”，外延层一般具有一足以覆盖衬底表面上存在的聚集的空位缺陷的厚度，该厚度随着这些缺陷的尺寸或深度增加而增加。通常，外延层厚度是在至少约1μm直至约15μm或15μm以上范围内。优选的是，外延层将具有一从约1μm-10μm范围内的厚度，更优选的是厚度为约μm-约8μm，最优选的是厚度为约1μm-约4μm。在这方面应该注意，倘若聚集的空位缺陷有效地被覆盖，则较薄的外延层通常是优选的，因为它起到降低外延晶片成本的作用。外延表面上LPDs的浓度优选的是减少到低于约1LPD/cm2，更优选的是低于约0.5LPDs/cm2，还更优选的是低于约0.1LPDs/cm2及甚至更优选的是低于约0.05LPDs/cm2。
聚集的缺陷的可视检测
聚集的缺陷可以用许多不同的技术检测。例如，流型检测，或者D检测，通常都是通过优先将单晶硅样品在Secco腐蚀溶液中腐蚀约30分钟，和然后使样品经受显微镜检查进行检测(见，比如，H.Yamagishi等，Semicond.Sci.Technol.7，A135(1992))。尽管标准是用于检测聚集的空位缺陷，但这个方法也可以用来检测聚集的本征缺陷。当采用这种技术时，这些缺陷当存在时作为样品表面上的大坑出现。
聚集的缺陷也可以用激光散射技术，如激光散射断层X射线照相法检测，上述激光散射技术通常具有比其它腐蚀技术低的缺陷密度检测限制。
此外，聚集的本征点缺陷可以通过用一种金属将这些缺陷染色进行目视检测，上述金属能在加热时扩散到单晶硅基体中。具体地说，单晶硅样品如晶片、条或块，可以通过首先用一种含能使这些缺陷染色的金属的组分如浓硝酸铜溶液涂覆样品的表面，目视检查这些缺陷的存在。然后将涂覆的样品加热到约900℃和约1000℃之间的温度，保温约5分钟-约15分钟，以便使金属扩散到样品中。然后将热处理过的样品冷却至室温，这样使金属在样品基体内存在缺陷的位置处变成临界过饱和并沉淀。
冷却之后，样品首先通过用一种光亮腐蚀液处理样品约8-约12分钟，经受一种无缺陷描绘腐蚀，以便除去表面残留物和沉淀剂。一种典型的光亮腐蚀液包括约55％硝酸(按重量计70％溶液)，约20％氢氟酸(按重量计49％溶液)，和约25％盐酸(浓溶液)。
然后将样品用去离子水清洗，并通过将样品浸入Secco或Wright腐蚀液或用上述腐蚀液处理它约35-约55分钟，使样品经受第二腐蚀步骤。通常，样品将用一种Secco腐蚀液腐蚀，上述Secco腐蚀液包括1∶2比例的0.15M重铬酸钾和氢氟酸(按重量计49％溶液)。这个腐蚀步骤起到显露或描绘可能存在的聚集的缺陷的作用。
一般，填隙和空位为主的材料无聚集的缺陷区域，可以通过上述铜染色法相互区别并与含聚集缺陷的材料区别开。无缺陷填隙为主的材料各区域不含有通过腐蚀显露的染色特点，而无缺陷空位为主的材料(在如上所述高温氧核溶解处理之前)各区域由于氧核的铜染色而含有小的腐蚀坑。
另外，氧化诱生堆垛层错可以通过湿法氧化硅在硅晶片衬底或外延硅晶片的表面上进行目视检测。具体地说，硅在约1100-1150℃下湿法氧化约1-约2.5小时。湿法氧化作用在晶片表面上产生约1μm厚的氧化物层。氧化物层用一种Wright腐蚀从硅表面剥离。将硅晶片清洗，烘干，然后在显微镜下观察氧化诱生堆垛层错环的存在，或者用激光表面检查仪检查。正如此处所用的，基本上没有氧化诱生堆垛层错说明硅：(a)当经受上述目视检查法时没有可觉察的氧化诱生堆垛层错环；或(b)当用一激光基自动检查装置在约0.1微米-大于约10微米范围内的最大断面宽度进行检查时，具有氧化诱生堆垛层错的平均浓度为小于约10/cm2。
实例
                        例1
从装有约140Kg多晶硅和约320mg氮化硅的24英寸坩埚中拉出一种P型单晶锭，该单晶锭具有200mm直径和{100}晶向。拉速为约1.0mm/min。坩埚转速控制在晶锭籽晶端附近约5rpm-在晶锭尾端附近约8rpm之间，以便在晶体中心处产生约13±0.5ppma的氧浓度(Oic)。晶体转速为约6rpm，而在恒定直径部分整个长度上距边缘6mm处的氧浓度是在约10.4ppma-约9.3ppma之间。氧浓度分布的径向梯度为约20％-约40％。在晶锭顶部处的目标氮浓度为约6×1013原子/cm3。在晶锭底部处的目标氮浓度为约22×1013原子/cm3。由于氮在硅熔体中很低的分布系数(约0.0007)，所以氮浓度与熔体量成反比增加。
将晶锭切割成晶片衬底，晶片衬底抛光到足够外延淀积用的镜面光泽。用化学汽相淀积反应器如Applied Material(Santa Clara，California，U.S.A)制造的EPI CENTURA反应器或购自ASM(Bilthoven，Netherlands)的外延反应器EPSILON系列在若干晶片衬底的前表面上淀积3μm厚的外延层。
通过将一些外延硅晶片在湿法气氛中加热至约1100℃保温80分钟，接着用Wright腐蚀剂优先腐蚀，测试晶体的OISF性能。其中一些热处理过的晶片经受目视亮光检查并且没有见到与OISF有关的环状螺旋图形。激光表面检查表明OISF的平均浓度为约0.5/cm2或更小，远低于考虑可接受的约10/cm2的平均浓度。OISF的最高浓度为2.5/cm2。
通过将若干外延晶片于约800℃下退火约4小时接着于1000℃下在氮气氛中保温16小时测试了晶体的氧沉淀性能。两步退火法的结果列于表1中。
                          表1  氧沉淀性能
  在晶片上位置   晶锭顶部   晶锭中部   晶锭底部
  沉淀前氧浓度(ppma)   中心   13.40   12.99   13.35
  距边缘6mm   10.18   9.35   9.75
  沉淀后氧浓度(ppma)   中心   0.30   0.35   0.42
  距边缘6mm   0.36   0.28   0.52
  体微缺陷数(缺陷数/cm3)   中心   3.9×108   4.5×108   7.2×108
  距边缘6mm   4.8×108   5.5×108   8.5×108
结果表明，各晶片基本上没有外延OISF，并且尽管经受了外延淀积过程也具有极好的本征吸收能力(亦即体微缺陷(BMDs)的浓度超过约1×108/cm3)。另外，退火前，其本上不均匀的氧径向浓度最终产生一基本上均匀的氧沉淀物浓度。
                       对照例1
采用与例1所用相同的拉晶机，从装有约140Kg多晶硅和约160mg氮化硅的24英寸直径的坩埚中拉出一种P型硅单晶锭，该硅单晶锭具有约200mm直径和{100}晶向。拉速为约1.0mm/min。坩埚转速控制在约6rpm和约9rpm之间，以便沿着晶锭的轴线产生氧浓度为约14±0.5ppma。晶体的转速为约12rpm，而在恒定直径部分整个长度上距边缘6mm处的氧浓度是在约14.5-约12.9ppma之间。氧浓度分布的径向梯度小于约5％。在晶锭顶部处的目标氮浓度为3×1013原子/cm3。在晶锭底部处的目标氮浓度为11×1013原子/cm3。
将晶锭切割成若干晶片，将这些晶片抛光并淀积3μm外延硅。评估晶体的OISF性能-亮光检查显露典型的OISF环状图形，而激光检查表明OISF的浓度为约130/cm2。
测试了晶体的氧沉淀性能并列于表2中。
                        表2  氧沉淀性能
  在晶片上位置   晶锭顶部   晶锭中部   晶锭底部
  退火前氧浓度(ppma)   中心   14.15   13.79   14.07
  距边缘6mm   13.80   13.17   13.58
  退火后氧浓度(ppma)   中心   0.39   0.27   0.67
  距边缘6mm   0.76   0.58   1.15
  体微缺陷数(缺陷数/cm3)   中心   3.0×108   2.2×108   6.0×108
  距边缘6mm   1.2×109   8.5×108   2.5×109
在各晶片边缘处较高的氧沉淀物密度表明存在H带。
                             例2
从装有约250Kg多晶硅和约600mg氮化硅的32英寸坩埚中拉出一种P型单晶锭，该P型单晶锭具有300mm直径和{100}晶向。拉速为约0.7mm/min。坩埚转速控制在约4.5rpm和约6.5rpm之间，以便在晶体中心处产生氧浓度为约12.5±0.5ppma。晶体转速为约4rpm，而在恒定直径部分整个长度上距边缘6mm处的氧浓度是在约9.0ppma-约7.5ppma之间。氧浓度分布的径向梯度为约20％-约40％。在晶锭顶部处的目标氮浓度为6×1013原子/cm3。在晶锭底部处的目标氮浓度为15×1013原子/cm3。
将晶锭切割成若干晶片，这些晶片抛光到镜面光泽并在晶片衬底的前表面上淀积2.5μm厚的外延层。评估晶体的OISF性能-亮光检查在晶片上未显露出OISF，而激光检查表明在各晶片上的OISF平均浓度为约0.5/cm2或更少。OISF的最高浓度为1.5/cm2。
晶体的氧沉淀性能列于表3中。
                      表3  氧沉淀性能
  在晶片上位置   晶锭顶部   晶锭中部   晶锭底部
  退火前氧浓度(ppma)   中心   12.63   12.07   12.23
  距边缘6mm   8.52   7.9   8.00
  退火后氧浓度(ppma)   中心   0.26   0.21   0.32
  距边缘6mm   0.38   0.29   0.45
  体微缺陷数(缺陷数/cm3)   中心   2.5×108   1.7×108   3.4×108
  距边缘6mm   2.8×108   2.1×108   4.2×108
结果表明，300mm晶片基本上没有外延的OISF，并且尽管经受外延淀积过程也具有极好的本征吸收能力(亦即BMDs的浓度超过约1×108/cm3)。另外，在退火前基本上不均匀的氧径向浓度最终产生基本上均匀的氧沉淀物径向浓度。
鉴于上述情况，可以看出，本发明的几个目的都达到了。因为在不脱离本发明范围的情况下可以对上述组成和工艺进行各种改变，所以意图把上述说明中所包裹的所有内容都看作是示例性的而没有限制的意义。

Claims (56)

1.一种单晶硅锭，具有一个中心轴线，一个籽晶端，一个对面端，和一个在籽晶端与对面端之间的恒定直径部分，该恒定直径部分具有一个侧表面和一个从中心轴线延伸到侧表面的半径R，单晶硅锭按照直拉法从硅熔体中生长和然后由固化进行冷却，该单晶硅锭的特征在于；
a.恒定直径部分包括一个轴向对称区域，在该轴向对称区域中空位是主要的本征点缺陷，轴向对称区域一般是圆柱形形状，并具有一个从中心轴线延伸的半径ras，其中ras至少为约0.95R，轴向对称区域具有一个如沿着晶锭恒定直径部分长度至少约20％的中心轴线测得的长度；
b.轴向对称区域包括浓度为约1×1013原子/cm3-约1×1015原子/cm3的氮；和
c.轴向对称区域还包括在侧表面向内约5-6mm处浓度在约7ppma和约10.5ppma之间的氧；及
d.轴向对称区域基本上没有形成氧化诱生堆垛层错的核。
2.如权利要求1所述的单晶硅锭，其中轴向对称区域包括在中心轴线处氧浓度为至少约8-12ppma的氧。
3.如权利要求1所述的单晶硅锭，其中轴向对称区域包括在中心轴线处浓度为约10ppma-约16ppma的氧。
4.如权利要求1所述的单晶硅锭，其中轴向对称区域包括在中心轴线处浓度为约12ppma-约15ppma的氧。
5.如权利要求1所述的单晶硅锭，其中轴向对称区域包括在中心轴线处浓度为约12.5ppma-约14.5ppma的氧。
6.如权利要求1所述的单晶硅锭，其中轴向对称区域的长度至少是晶锭恒定直径部分长度的约40％。
7.如权利要求1所述的单晶硅锭，其中轴向对称区域的长度至少是晶锭恒定直径部分长度的约60％。
8.如权利要求1所述的单晶硅锭，其中轴向对称区域的长度至少是晶锭恒定直径部分长度的约80％。
9.如权利要求1所述的单晶硅锭，其中轴向对称区域的长度至少是晶锭恒定直径部分长度的约90％。
10.如权利要求1所述的单晶硅锭，其中轴向对称区域的长度至少是晶锭恒定直径部分长度的约100％。
11.如权利要求1所述的单晶硅锭，其中晶锭的恒定直径部分具有一至少约150mm的标称直径。
12.如权利要求1所述的单晶硅锭，其中晶锭的恒定直径部分具有一约200mm的标称直径。
13.如权利要求1所述的单晶硅锭，其中晶锭的恒定直径部分具有约300mm的标称直径。
14.一种单晶硅锭，具有一个中心轴线，一个籽晶端，一个对面端，及一个在籽晶端和对面端之间的恒定直径部分，该恒定直径部分具有一个侧表面和一个从中心轴线延伸到侧表面的半径R，该单晶硅锭按照直拉法从硅熔体生长和然后由固化冷却，该单晶硅锭的特征在于：
a.恒定直径部分包括一个轴向对称区域，在该轴向对称区域中空位是主要的本征点缺陷，轴向对称区域一般是圆柱形形状，并具有一个从中心轴线延伸的半径ras，其中ras至少为约0.95R，轴向对称区域具有一个如沿着晶锭恒定直径部分围绕长度的中心轴线测得的长度；
b.轴向对称区域包括浓度为约1×1013原子/cm3-约1×1015原子/cm3的氮；及
c.轴向对称区域还包括氧，并且在中心轴线处的氧浓度为Oic，在侧表面向内约5-6mm处的氧浓度为Oie，及氧浓度的径向梯度ORG由公式ORG＝(Oic-Oie)/Oic给出，该氧浓度径向梯度ORG为至少约15％。
15.如权利要求14所述的单晶硅锭，其中氧浓度的径向梯度为约15％-约50％。
16.如权利要求14所述的单晶硅锭，其中氧浓度的径向梯度为约20％-约40％。
17.如权利要求14所述的单晶硅锭，其中氧浓度的径向梯度为约30％。
18.如权利要求14所述的单晶硅锭，其中恒定直径部分具有一约200mm的标称直径。
19.如权利要求14所述的单晶硅锭，其中恒定直径部分具有一约300mm的标称直径。
20.如权利要求14所述的单晶硅锭，其中Oie为约7ppma-约10.5ppma。
21.一种单晶硅晶片，具有一个中心轴线，一般与中心轴线垂直的一个前表面和一个后表面，一个圆周边缘，和一个从中心轴线延伸到晶片圆周边缘的半径R，该晶片的特征在于：
a.晶片包括一个轴向对称区域，在该轴向对称区域中空位是主要的本征点缺陷，轴向对称区域具有一个从中心轴线延伸的半径ras，其中ras至少为约0.95R；
b.晶片包括浓度为约1×1013原子/cm3-约1×1015原子/cm3的氮；
c.晶片包括氧，并且在圆周边缘向内约5-6mm处的氧浓度在约7ppma和约10.5ppma之间；及
d.晶片基本上没有氧化诱生堆垛层错。
22.如权利要求21所述的单晶硅晶片，其中在中心轴线周围处的氧浓度为至少约8-12ppma。
23.如权利要求21所述的单晶硅晶片，其中在中心轴线周围处的氧浓度为约10ppma-约16ppma。
24.如权利要求21所述的单晶硅晶片，其中在中心轴线周围处的氧浓度为约12ppma-约15ppma。
25.如权利要求21所述的单晶硅晶片，其中在中心轴线周围处的氧浓度为约12.5ppma-约14.5ppma。
26.如权利要求21所述的单晶硅晶片，包括在硅晶片前表面上的一层外延硅层。
27.如权利要求26所述的单晶硅晶片，其中外延层为约1μm-约15μm厚。
28.如权利要求26所述的单晶硅晶片，其中外延层为约1μm-约10μm厚。
29.如权利要求26所述的单晶硅晶片，其中外延层为约1μm-约8μm厚。
30.如权利要求26所述的单晶硅晶片，其中外延层为约1μm-约4μm厚。
31.一种单晶硅晶片，具有一个中心轴线，一般垂直于中心轴线的一个前表面和一个后表面，一个圆周边缘，及一个从中心轴线延伸到晶片圆周边缘的半径R；该晶片的特征在于：
a.晶片包括一个轴向对称区域，在该轴向对称区域中空位是主要的本征点缺陷，轴向对称区域具有一个半径ras，其中ras至少为约0.95R；
b.晶片包括浓度为约1×1013原子/cm3-约1×1015原子/cm3的氮；及
c.晶片包括氧，并且在中心轴线处的氧浓度为Oic，在圆周边缘处的氧浓度为Oie，及氧浓度的径向梯度ORG由公式ORG＝(Oic-Oie)/Oic给出，该氧浓度径向梯度ORG为至少约15％。
32.如权利要求31所述的单晶硅晶片，其中氧浓度的径向梯度为约15％-约50％。
33.如权利要求31所述的单晶硅晶片，其中氧浓度的径向梯度为约20％-约40％。
34.如权利要求31所述的单晶硅锭，其中氧浓度的径向梯度为约30％。
35.如权利要求31所述的单晶硅锭，其中半径为约100mm。
36.如权利要求31所述的单晶硅锭，其中半径为约150mm。
37.如权利要求31所述的单晶硅锭，其中Oie为约7ppma-约10.5ppma。
38.如权利要求31所述的单晶硅晶片，包括在硅晶片前表面上的一层外延硅层。
39.一种用于生长单晶硅锭的方法，其中硅锭包括一个中心轴线，一个籽晶端，一个对面端及一个在籽晶端和对面端之间的恒定直径部分，上述恒定直径部分具有一个侧表面，一个从中心轴线延伸到侧表面的半径R及一个约Dmm的标称直径，硅锭按照直拉法从坩埚中的硅熔体生长和然后由固化温度冷却，该方法包括：
以一个速率V生长晶体的恒定直径部分，以便引起一个轴向对称区域形成，在该轴向对称区域中空位是主要的本征点缺陷，轴向对称区域一般是圆柱形形状，并具有一个从中心轴线延伸的半径ras和一个长度，其中ras至少为约0.95R，而长度如沿着硅锭恒定直径部分长度的至少约20％的中心轴线测得；
在形成轴向对称区域过程中分别以速率Rmelt和Ringot朝相反方向旋转坩埚和晶锭，以便在侧表面向内约5-6mm处含有约7ppma和约10.5ppma之间的氧；及
用氮给硅熔体掺杂，以便在形成轴向对称区域过程中将约1×1013氮原子/cm3-1×1015氮原子/cm3加入硅锭中。
40.如权利要求39所述的方法，其中轴向对称区域的长度为晶锭恒定直径部分长度的至少约40％。
41.如权利要求39所述的方法，其中轴向对称区域的长度为晶锭恒定直径部分长度的至少约60％。
42.如权利要求39所述的方法，其中轴向对称区域的长度为晶锭恒定直径部分长度的至少约80％。
43.如权利要求39所述的方法，其中轴向对称区域的长度为晶锭恒定直径部分长度的至少约90％。
44.如权利要求39所述的方法，其中轴向对称区域的长度为晶锭恒定直径部分长度的至少约100％。
45.如权利要求39所述的方法，其中V为至少约0.7mm/min。
46.如权利要求39所述的方法，其中V为至少约0.9-1.0mm/min。
47.如权利要求45所述的方法，其中D为150。
48.如权利要求45所述的方法，其中D为200。
49.如权利要求45所述的方法，其中D为300。
50.如权利要求45所述的方法，其中Rmelt为至少约2-3rpm。
51-如权利要求45所述的方法，其中Rmelt为至少约4rpm-约10rpm。
52.如权利要求45所述的方法，其中Rmelt为至少约5rpm-约8rpm。
53.如权利要求50所述的方法，其中Ringot为小于约1600/Drpm。
54.如权利要求50所述的方法，其中Ringot为小于约600/Drpm-约1600/Drpm。
55.如权利要求50所述的方法，其中Ringot为小于约750/Drpm-约1500/Drpm。
56.如权利要求50所述的方法，其中Ringot为约1200/Drpm。
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