TW201909246A

TW201909246A - 晶圓製造方法和晶圓

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Publication number: TW201909246A
Application number: TW107125735A
Authority: TW
Inventors: 李在炯; 李基祥; 朴炯國; 南炳旭; 李圭炯
Original assignee: 南韓商愛思開矽得榮股份有限公司
Priority date: 2017-07-25
Filing date: 2018-07-25
Publication date: 2019-03-01
Also published as: WO2019022381A1; KR20190011475A

Abstract

本發明公開了一種晶圓製造方法，包括製備基板，所述基板包括摻雜劑，所述摻雜劑以等於或小於1E17atom/cm³ 的低濃度摻雜，具有等於或大於0.2Ω·cm的電阻率，並且沒有孔洞缺陷，在製備的該基板上進行一快速熱退火；從經受該快速熱退火的該基板去除一氮化層，該基板進行一退火，並在經受退火的基板上形成磊晶層。

Description

晶圓製造方法和晶圓

涉及晶圓製造方法和晶圓。

在無缺陷矽層是在磊晶晶圓的活性區域製造的情況下，可以預先防止由於結晶缺陷和金屬污染導致的裝置特性的劣化和產量降低。這裡，這種缺陷可能是由金屬污染等引起的孔洞或矽化物缺陷。

由於上述原因，磊晶晶圓被用作各種半導體裝置的基板，例如微處理器、快閃記憶體、圖像感測器和功率裝置。

特別地，隨著裝置的更高集成度和更高性能等對晶圓微尺度的需求逐漸增加，對磊晶晶圓的完美性和強度的技術偏好正在增加。

傳統地，是使用基板來製造磊晶晶圓，該基板摻雜有1E18 atom/cm³ 或更高的高濃度的硼。在這種情況下，通過增加氧沉澱和硼的錯位釘扎(disclocation pinning)的效果，可以增加磊晶晶圓的金屬污染物吸收能力和強度。

在使用以高濃度摻雜硼的基板製造磊晶晶圓的情況下，在裝置製造的製程中，可能由熱處理引起各種技術問題，例如自摻雜。因此，存在使用以低濃度而非高濃度摻雜硼的基板製造磊晶晶圓的趨勢。

然而，使用以低濃度而不是高濃度摻雜硼的基板製造的磊晶晶圓，與使用摻雜有高濃度硼的基板製造的磊晶晶圓相比，可能導致金屬污染物吸收能力和機械強度下降。

日本專利公開No.2011-54763

日本專利公開號2017-50490

實施例提供了製造具有均勻和高氧沉澱（體微缺陷（bulk micro defect，BMD））的密度和吸雜能力(gettering ability)以及高強度的晶圓的方法，以及由此製造的晶圓。

實施例可提供一種晶圓製造方法，包括以下步驟：製備基板，所述基板包括摻雜劑，所述摻雜劑以等於或小於1E17 atom/cm³ 的低濃度摻雜，具有等於或大於0.2 Ω·cm的電阻率，且沒有孔洞缺陷(void defect)；在製備的該基板上進行快速熱退火；從經受該快速熱退火的該基板去除一氮化層，該基板進行退火；並在經受退火的基板上形成磊晶層。

例如，該製備的基板具有一初始氧濃度為5E17 atom/cm³ 至7E17 atom/cm³ 。

例如，該製備的基板可以包含一構成元素以及與該構成元素有一不同的類型的一異質元素。

例如，該構成元素可以包含矽、氧和硼，其中該異質元素可以包含氮，以及該氮的濃度為1E12 atom/cm³ 至1E14 atom/cm³ 。

例如，該快速熱退火可以在1100℃至1300℃的一溫度範圍內進行1秒至數十秒。

例如，該快速熱退火可以是使用氬和一氮基化合物的一混合氣體來進行。

例如，該快速熱退火可以是通過多個熱處理程序來進行，且該些熱處理程序可以在不同溫度下進行。

例如，該些熱處理程序可以包含於一第一期間以一第一溫度在該基板上進行該快速熱退火的一第一快速熱退火處理；以及在該第一快速熱退火處理之後，於一第二期間以不同於該第一溫度的一第二溫度在該基板上進行該快速熱退火的一第二快速熱退火處理。

例如，該第一溫度的範圍可以為1100℃至1150℃，該第一期間的範圍可以為1秒至數十秒，且該第二溫度的範圍可為1150℃至1200℃，而該第二期間的範圍可為1秒至10秒。

例如，從該第一溫度到該第二溫度的一溫度上升率範圍可以為20℃/s至100℃/s。

例如，在該去除步驟中，經受該快速熱退火的該基板上可以進行一化學處理或一機械加工至少其中之一。

例如，該化學處理可以使用含有氫氟酸的一清潔液。

例如，該機械加工可以包含對經受該快速熱退火的該基板進行拋光。

例如，該退火的步驟可以在600℃至950℃的一溫度範圍內進行10分鐘至數小時。

另一實施例提供一種晶圓，包含：一基板；以及一磊晶層，磊晶層設置在該基板上，其中該基板包含一摻雜劑，其一低濃度等於或小於1E17 atom/cm³ ，其一電阻率等於或大於0.2 Ω·cm，且沒有孔洞缺陷，並且具有在一徑向上在均勻度的20％範圍內變化的一氧氣沉澱密度。

又一實施例提供一種晶圓，包含：一基板；以及一磊晶層，磊晶層設置在該基板上，其中該基板包含一摻雜劑，其一低濃度等於或小於1E17 atom/cm³ ，其一電阻率等於或大於0.2 Ω·cm，且沒有孔洞缺陷，並且具有等於或小於40㎛的錯位傳播(dislocation propagation)。

例如，該晶圓可以包含一構成元素以及與該構成元素有不同的類型的一異質元素。

例如，該摻雜劑可以是一p型導電摻雜劑，該晶圓的一初始氧濃度可以為5E17 atom/cm³ 至7E17 atom/cm³ ，以及該構成元素可以包含矽、氧和硼，該異質元素可包含濃度為1E12 atom/cm³ 至1E14 atom/cm³ 的氮。

例如，該氧沉澱密度範圍可以為7E9 atom/cm³ 至1.5E10 atom/cm³ 。

例如，晶圓可以具有80％至90％之間的一吸雜能力。

在根據實施例的晶圓製造方法和晶圓中，即使晶圓使用摻有低濃度摻雜劑的基板製造，儘管沒有結晶起因之微粒（crystal originated particles，COP），晶圓在徑向上實現了均勻的BMD密度分佈，並且還實現了高BMD密度、高水平的吸雜能力和足夠的強度以抵抗加工過程中的變形或滑動。

在下文中，將參考圖式詳細描述示例性實施例。雖然示例性實施例易受各種修改和替代形式的影響，具體實施例在圖式中以舉例的方式示出，並且將在本文中詳細描述，然而，應該理解的是，沒有意圖將實施例限制為公開的特定形式，相反的是，實施例應被解釋為包括落入實施例的精神和範圍內的所有修改，等同物和替代物。

在實施例的描述中，應當理解，當一個元件被稱為在另一個元件「上」或「下」形成時，它可以直接在另一個構件「上」或「下」，或者具有在它們之間的中間構件間接形成。

另外，還應理解，相對於圖式可以描述構件「上」或「下」。

此外，相對術語，例如，「第一」，「第二」，「上/之上/上方」和「下/之下/下方」，在以下描述中使用的上述術語可用於將任何一種物質或組分與另一種物質或組分區分開，不要求或包含這些物質或組分之間的任何物理或邏輯關係或順序。

在下文中，術語「磊晶晶圓(epi-wafer)」可指其中在基板（例如，圖2B的210A）上形成磊晶層（例如，圖2B的220）的晶圓，而「磊晶裸片（Bare wafer）」（或「塊體晶圓（bulk wafer）」）可指其中沒有在基板210A上形成磊晶層220的晶圓。例如，塊體晶圓可對應於已歷經圖1中所示的步驟120至150的基板210A。

另外，在下文中，沒有被具體稱為「磊晶晶圓」、「磊晶裸片」或「塊體晶圓」的晶圓也可以是磊晶晶圓或塊體晶圓。

在下文中，將參考圖式描述根據實施例的晶圓製造方法。

圖1是用於說明根據實施例的晶圓製造方法100的流程圖。

圖2A和2B是示出由圖1中所示的晶圓製造方法100製造的晶圓的示例性過程橫截面圖。

參照圖1和2A，製備一基板210，其包括以低濃度摻雜的摻雜劑（步驟120）。這裡，所述的摻雜劑可以是p型摻雜劑，例如硼（B）、或n型摻雜劑，例如磷（P），但實施例不限於摻雜劑的種類。

另外，以低濃度摻雜的摻雜劑濃度的最大值可以是1E17 atom/cm³ ，但實施例不限於此。在這種情況下，基板210可以具有0.2 Ω·cm或更高的電阻率。

另外，以低濃度摻雜的摻雜劑濃度的最小值可以是1E13 atom/cm³ ，但實施例不限於此。在這種情況下，基板210可以具有100 Ω·cm或更小的電阻率。

總之，在步驟120中可製備基板120，且該基板120包括具有1E13 atom/cm³ 至1E17 atom/cm³ 範圍內的低濃度的摻雜劑。即，可以製備電阻率在0.2 Ω·cm至100 Ω·cm範圍內的基板210。

另外，在步驟120中製備的基板210可沒有孔洞缺陷(void defects)，即結晶起因之微粒（crystal originated particles，COPs）。在存在COP的情況下，如下面將描述的，當基板210中存在異質元素212時，COP可以改變為具有針形狀。這可能導致在基板210A上形成有磊晶層220的磊晶晶圓表面上的缺陷，因而可能導致裝置產量的劣化。因此，不具有COP的基板210可用於改善磊晶層220的結晶度。

例如，通過Czochralski法生長的單晶錠(single crystal ingot)中包含的氧原子是影響氧沉澱(oxygen precipitation)和錯位釘扎(dislocation pinning)的雜質。更高濃度的氧原子（下文稱為「初始氧濃度」）可確保更高的晶圓強度。

圖3是示出取決於初始氧濃度Oi和氮濃度的錯位傳播(dislocation propagation)的曲線圖。橫軸表示初始氧濃度，單位為ppma，縱軸表示錯位傳播，其單位為mm。

在改變初始氧濃度Oi的同時，在維氏壓痕試驗(Vickers indentation test)後通過熱處理測量錯位傳播（或滑移傳播(slip propagation)）的長度的結果，如圖3所示，可理解滑移傳播的長度是隨著初始氧濃度Oi的增加而連續地減少。因此，當初始氧濃度高時，可以確保足夠的晶圓強度。

下面將簡要描述評估晶圓強度的方法。

為了評估晶圓的強度，在使用維氏硬度計(Vickers hardness tester)以100gf的力壓制晶圓表面之後，例如，為了在壓力損壞下產生和傳播錯位，在900℃的溫度下進行擴散熱處理約1小時。此後，進行選擇性蝕刻以測量錯位的長度，且通過測量在壓制點處產生的錯位的長度來評估晶圓的強度。這裡，在選擇性蝕刻中，可以使用Wright蝕刻劑或Secco蝕刻劑。

於此有強度評估方法，例如，壓痕應變花方法（indentation rosettes method），其評估對機械應力和熱應力的防滑性。所述的壓痕應變花方法是本領域技術人員公知的，因此省略其詳細描述。

當初始氧濃度Oi大於7E17 atom/cm³ 時，基板210中的氧可在裝置處理期間擴散到磊晶層220中，從而在磊晶層220中引起如氧沉澱的缺陷，因此，在使用磊晶晶圓的裝置中可能引起洩漏故障（leakage fault）。另外，當基板210中包含的氧的初始氧濃度小於5E17 atom/cm³ 時，可能不會產生氧沉澱。

因此，為了在避免形成缺陷的同時確保晶圓的機械強度，在步驟120中製備的基板210可具有5E17 atom/cm³ 至7E17 atom/cm³ 範圍的初始氧濃度。也就是說，基於新的美國材料試驗協會（American Society for testing materials，ASTM）標準，在步驟120中製備的基板210可具有10ppma至15ppma，例如10ppma至14ppma或11.5ppma至15ppma的初始氧濃度。或者，基於舊的ASTM標準，在步驟120中製備的基板210可具有20ppma至30ppma，例如20ppma至28ppma或23ppma至30ppma的初始氧濃度。

再次參考圖1，在步驟120中製備的基板210除了其構成元素之外，還可以包括異質元素(heterogeneous element)212。異質元素是指與基板210的構成元素的種類不同的元素。

基板210的構成元素和異質元素可以根據使用磊晶晶圓的裝置的特性而改變。這裡，異質元素的種類和異質元素的濃度可以與摻入基板210中的摻雜劑的濃度無關。例如，基板210的構成元素可以包括矽（Si）、氧（O）和硼（B），且異質元素可以包括氮（N），但實施例不限於此。

在基板210包括具有一定濃度或更高濃度的異質元素212的情況下，在高溫下形成穩定的生長沉澱核（grown-in precipitate nuclei），由此增加了體微觀缺陷（bulk micro defect，BMD）（或氧沉澱）的密度，這可增加晶圓的吸雜能力(gettering abiblity)。這裡，生長沉澱核可以指在單晶錠的生長期間形成的沉澱核(precipitate nuclei)。這裡，晶圓中的氧沉澱或BMD是表示晶圓的氧沉澱能力的指標。長時間熱處理（例如800℃熱處理4小時且1000℃熱處理16小時）後容易發生沉澱，在晶圓中形成的氧沉澱物或BMD可以通過雷射散射法（laser-scattering method）或單面蝕刻法測量。

圖4是說明取決於作為異質元素212的氮（N）的濃度（（a）至（d））的磊晶晶圓的BMD密度的圖。

在圖4中，（a）表示當氮（N）不包括在基板210中時的BMD密度，（b）表示基板210中包含濃度為1E12 atom/cm³ 的氮時的BMD密度，（c）表示在基板210中包含濃度為1E13 atom/cm³ 的氮時的BMD密度，（d）表示在基板210中包含濃度為1E14 atom/cm³ 的氮時的BMD密度。

可以理解的是，與基板210中不包括異質元素212的情況相比，如圖4中的（a）所示，當異質元素212包括在基板210中時，BMD密度增加，如圖4中的（b）至（d）所示。

另外，已知在矽基板210的主體中由氮（N）製成的各種原子複合結構（其為異質元素212）有助於錯位釘扎。因此，當異質元素212包括在基板210中時，可以增強晶圓的強度。在圖3中，可以理解的是，相較於基板210中不包括異質元素212的情況（310），在基板210中包括作為異質元素212的氮（N）的情況（320、330和340）中，滑移傳播的長度更多地減少。也就是說，當異質元素212包括在基板210中時，可以增強錯位釘扎(dislocation pinning)。

在圖3中，標號「320」表示氮的濃度範圍為1E12 atom/cm³ 至1E13 atom/cm³ 的情況，標號「330」表示氮的濃度範圍為1E13 atom/cm³ 至1E14 atom/cm³ 的情況，標號「340」表示氮的濃度範圍為1E14 atom/cm³ 至1E15 atom/cm³ 的情況，標號「350」對應於第三比較例，其中摻雜劑以高濃度摻雜，這將在下面描述。

特別地，參考圖3，可以理解，相較於當氮的濃度範圍為1E12 atom/cm³ 至1E13 atom/cm³ （320）時，當氮的濃度等於或大於1E13 atom/cm³ （330、340）時，錯位傳播明顯被抑制得更多。

然而，當作為異質元素212的氮的濃度大於1E14 atom/cm³ 時，生長的氧沉澱物的尺寸過度地增加，導致在磊晶晶圓表面上的缺陷，這可能會降低磊晶晶圓的質量。

圖5是說明根據初始氧濃度Oi和氮濃度[N]在磊晶晶圓中發生或不發生氮誘導的大缺陷（nitrogen-induced large defects，NILD）的圖。

參考圖5，可以理解，當氮的濃度[N]等於或小於1E14 atom/cm³ （NILD FREE）時，在磊晶晶圓中沒有發現NILD。當氮的濃度[N]大於1E14 atom/cm³ （NILD FOUND）時，在磊晶晶圓中發現了NILD。特別地，可以理解，當氮的濃度[N]等於或小於1E14 atom/cm³ 時，NILD的出現或不出現與初始氧濃度Oi無關。

圖6A和6B是示出在磊晶晶圓中的磊晶層220的表面上出現或不出現圖案的視圖。

如圖5所示，當找到NILD時（410），在晶體層220的表面的中心可能出現缺陷圖案，如圖6A所示。另一方面，如圖5所示，當未找到NILD時（420），在磊晶層220的表面的中心不會出現圖案，如圖6B所示。

另外，當異質元素212的氮濃度小於1E12 atom/cm³ 時，如圖3所示，錯位傳播抑制很小，這可能會導致晶圓強度下降，且BMD密度降低，如圖4所示。

總之，BMD密度高的氮濃度[N]，晶圓強度顯著增加，不發生NILD，其氮濃度[N]可以從1E12 atom/cm³ 到1E14 atom/cm³ ，例如，從1E12 atom/cm³ 到6.8E13 atom/cm³ ，但實施例不限於此。

總之，如上所述，在步驟120中製備的基板210可以具有5E17 atom/cm³ 至7E17 atom/cm³ 範圍的初始氧濃度，可以沒有孔洞缺陷，可以包括1E10 atom/cm³ 至1E17 atom/cm³ 範圍的低濃度摻雜的摻雜劑，可以具有0.2 Ω·cm至100 Ω·cm範圍的電阻率，並且可以包括以1E12 atom/cm³ 至1E14 atom/cm³ 的濃度摻雜的異質元素212。滿足這些各種條件的基板210可以通過各種方法製造。

通常，浮區（floating zone，FZ）方法或Czochralski（CZ）方法經常作為製造基板210的方法。由於難以製造大直徑的基板210且以FZ法生長單晶錠的製程成本非常高，因此通常是使用CZ法來生長單晶錠。

在基板210的構成元素是矽的情況下，採用CZ法，在將多晶矽裝入石英坩堝並通過加熱石墨加熱器熔化之後，將晶種浸入所得的矽熔體中，使得在熔體界面處發生結晶，然後在旋轉的同時提升晶種，從而生長單晶矽錠。之後，對生長的單晶矽錠進行切片、蝕刻和拋光，以製造晶圓形式的基板210。

此時，為了製造滿足上述各種條件的基板210，可以複雜地調整各種因素中的至少其中一者，如引入的量、引入的時間點、以及將異質元素212和摻雜劑引入矽熔體的速度、矽熔體的轉速、數量、位置、和加熱矽熔體的加熱器的加熱溫度、矽熔體中磁場的位置和強度、以及晶種的提升速度和轉速。

再次參照圖1，對步驟120中製備的基板210進行快速熱退火（rapid thermal annealing，RTA）（或快速熱處理（rapid thermal processing，RTP））（步驟130）。可藉由執行步驟130以便在基板210的主體中形成空缺-過飽和區域(vacancy-supersaturated area)。另外，通過用基質210摻雜異質元素，如氮以及氧，可以誘發形成各種複合物，在RTA期間，通過空缺、氧和氮的相互作用，可有利地在隨後的處理中作用於形成氧沉澱核。此時形成的複合物通常可以是氧空缺複合物（vacancy-oxygen complex，VOx）和氮空缺複合物（nitrogen-vacancy complex，N-V），但實施例不限於此。

同時，當快速熱退火（RTA）在低於1100℃的溫度下進行時，空缺的過飽和和各種複合物的形成可能不會充分發生。另外，當快速熱退火（RTA）在高於1300℃的溫度下進行時，在磊晶晶圓中可能發生滑移(slippage)，導致晶圓強度的劣化。因此，快速熱退火（RTA）可以在1100℃至1300℃的溫度範圍內進行，但實施例不限於此。

另外，當快速熱退火（RTA）執行的時間長於數十秒時，在磊晶晶圓中可能會發生滑移，導致晶圓強度下降。因此，快速熱退火（RTA）可以在1秒至數十秒的範圍內執行，但實施例不限於此。

另外，快速熱退火（RTA）可以使用混合有氬（Ar）和氮基化合物的混合氣體來進行。

另外，當通過快速熱退火（RTA）在高溫下將空缺引入基板210的主體中時，可以產生其中產生氧沉澱（或BMD）的環境。這樣，為了使空缺充分地引入本體，可以通過多個熱處理步驟執行快速熱退火（RTA），並且可以在不同的溫度下執行各個熱處理步驟。

在下文中，將參考圖式描述通過兩個熱處理步驟執行快速熱退火（RTA）的示例。這裡，在兩個熱處理步驟中，首先執行的熱處理步驟被稱為「第一RTA處理步驟」，並且稍後執行的熱處理步驟被稱為「第二RTA處理步驟」。

圖7是用於解釋根據實施例的RTA過程的示例性圖表。

參考圖7，可以第一溫度T1在第一期間P1執行第一RTA處理步驟，此後，可以第二溫度T2在第二期間P2執行第二RTA處理步驟。這裡，第一期間P1是從第二時間t2到第三時間t3的時段，而第二期間P2是從第四時間t4到第五時間t5的時段。

這裡，第一溫度T1和第二溫度T2可不相同，且第二溫度T2可以高於第一溫度T1。另外，第二期間P2可等於或長於第一期間P1，第一溫度T1和第二溫度T2中的每一者可在1100℃至1300℃的範圍內，第一期間P1和第二期間P2中的每一者可在1秒到幾十秒的範圍內。

接續參考圖7，同時將其中混合有氮基氣體和氬（Ar）氣體的混合氣體引入腔室，腔室中的溫度（或基板210的溫度）在第一升溫時段＃1中增加。第一升溫時段＃1是從第一時間t1到第二時間t2的時段，在此期間溫度上升的速率可以從20℃/s到100℃/s。

此後，可以第一溫度T1在第一期間P1執行第一RTA處理步驟。例如，第一期間P1的範圍可以是1秒至10秒，第一溫度T1的範圍可以是1100℃至1300℃。此時，可以總混合氣體的流速的10％或更多的流速將氮基氣體引入腔室。例如，當總混合氣體以400sccm的流速引入腔室時，氮氣基氣體可以41sccm的流速引入。在第一期間P1期間，執行第一RTA處理步驟時，將氮基氣體引入腔室的的原因是控制基板210中的空缺濃度。然而，在進行第二RTA處理步驟時，停止引入氮基氣體。

在執行第一RTA處理步驟之後，腔室內的溫度（或基板210的溫度）增加（第二升溫時段＃2）。第二升溫時段＃2是從時刻t3到時刻t4的時段，且在此時段期間溫度上升的速率可以在20℃/s到100℃/s的範圍內。此後，可以在第二溫度T2執行第二RTA處理步驟以用於第二期間P2。例如，第二期間P2的範圍可以是1秒至10秒，第二溫度T2的範圍可以是1150℃至1200℃。

在圖7中，從第一時間t1到第六時間t6供應的氬氣體的流速可以在10slm至30slm的範圍內，但實施例不限於此。

在步驟130之後，可從已快速熱退火的基板210移除氮化層（步驟140）。在RTA期間，可能存在在熱處理期間產生的熱氮化層（下文中稱為「氮化層」）和在爐中引起的金屬污染。由於在不控制氮化層和金屬污染的情況下形成磊晶層220時可能無法確保最終磊晶晶圓的完美性，因此可以執行步驟140以去除污染源。

或者，當在這樣的熱氮化層保留在基板210的表面上的狀態下進行附加的熱處理時，由於在基板210的表面上存在氮化層，氮可能擴散到基板210的主體中，從而導致過量地形成氮-氧沉澱物。另外，當磊晶層220在熱氮化層保留的狀態下生長時，會抑制矽基板210和矽基氣體之間的反應而阻礙磊晶層220的生長，因此可能無法確保磊晶層220的完美性。因此，為了防止在隨後的熱處理期間在表面上發生不希望的缺陷的可能性，可以執行步驟140以去除作為污染源的氮化層。

根據實施例，在步驟140中，可以對已經受快速熱退火的基板執行化學處理或機械加工至少其中一者以去除氮化層。

例如，當進行化學處理以去除氮化層時，可使用RCA或類似於RCA的一些其他清潔方法，但實施例不限於任何特定的清潔方法。另外，當進行化學處理以除去氮化層時，可以使用含有氫氟酸（HF）的清潔液，但實施例不限於此。

或者，當執行機械加工以去除氮化層時，可以拋光已經受快速熱退火的基板。

在步驟140之後，對已經去除了氮化層的基板210進行退火（步驟150）。基於在步驟130中由塊體形成的空缺-過飽和區域和由其形成的各種複合物，進行步驟150以誘導增強的氧沉澱物成核，並獲得額外的熱穩定性。隨著空缺過飽和度增加，氧沉澱物成核速率可以增加，並且隨著可以充當成核位點的複合物的量增加，也可以增加氧沉澱物成核速率。例如，通過使用根據實施例的步驟130的RTA處理中形成的空缺-氧複合物和氮-空缺複合物作為成核位點，可以在退火處理中獲得增強的氧沉澱成核速率。因此，由於在根據實施例的方法之後形成更大量的氧沉澱核，所以即使在形成磊晶層220的步驟160之後，足夠量的氧沉澱核也可以存在，並且可以在隨後的處理過程中生長成沉澱物並且可能有助於吸雜，但實施例不限於此。

例如，當退火溫度高於950℃時，可能發生熱滑移(thermal slippage)，這可能使磊晶晶圓中磊晶層220的結晶度惡化。另外，當退火溫度低於600℃時，可能不會充分發生氧沉澱成核。因此，退火處理可以在600℃至950℃的溫度範圍內進行，但實施例不限於此。

另外，考慮到培養時間，退火處理可以在10分鐘至幾小時的範圍內進行。

圖8是用於解釋根據實施例的退火處理的示例性圖表。

參照圖8，當氬氣體被引入腔室時，腔室中的溫度（或基板210的溫度）於第三升溫時段＃3增加。第三升溫時段＃3是從第七時間t7到第八時間t8的時段，且在此時段期間溫度升高的速率可以在2℃/min至10℃/min的範圍內。

此後，可以第三溫度T3於第三時段P3下執行退火。例如，第三階段P3可以在0.1小時至2小時的範圍內，第三階段T3可以在600℃至950℃的範圍內。此後，腔室中的溫度（或基板210的溫度）於第一減速時間＃1降低。第一減速期＃1是從第九時間t9到第十時間t10的時間段，且在此期間溫度下降的速率可以在2℃/min至10℃/min的範圍內，但實施例不限於此。

在圖8中，從第七時間t7到第十時間t10供應的氬氣體的流速可以在10slm至30slm的範圍內，但實施例不限於此。

在步驟150之後，如圖2B所示，在已退火的基板210A上形成磊晶層220，從而完成磊晶晶圓的製造（步驟160）。

儘管未在圖1中示出，但是在執行步驟150之後且在執行步驟160之前可以進一步執行預處理程序。進行預處理程序的原因是為了除去在已經進行了步驟150的基板210A上存在的有機污染物和原生氧化物。

圖9是用於解釋根據實施例的預處理程序和步驟160的示例性圖表。

參照圖9，在預處理程序的情況下，在已執行步驟150的基板210A加載到腔室中之後，腔室內的溫度（或基板210A的溫度）在第四升溫時段＃4中增加。第四升溫時段＃4是從第十一時間t11到第十二時間t12的時段，且在此時段期間溫度上升的速率可以在1℃/s至20℃/s的範圍內。

隨後，可以第四溫度T4經由氫（H₂ ）烘焙和氯化氫（HCl）蝕刻於第四時段P4執行預處理程序。這裡，第四時段P4可以是從第十二時間t12到第十三時間t13的時段，且可以在20秒到40秒的範圍內，而第四溫度T4可以在1110℃到1160℃的範圍內。這裡，氫用於去除在已執行步驟150的基板210上形成的原生氧化物，並清潔已執行步驟150的基板210。另外，氯化氫用於從已執行步驟150的基板210A去除表面缺陷。

隨後，腔室中的溫度（或基板210A的溫度）於第二減速時間＃2降低。第二減速時段＃2是從第十三時間t13到第十四時間t14的時段，且在此時段期間溫度下降的速率可以在1℃/s至20℃/s的範圍內。

隨後，在基板210A上形成磊晶層220，同時以第五溫度T5於第五週期P5供應反應物。這裡，第五時段P5可以是從第十四時間t14到第十五時間t15的時段，且可以在10秒到30秒的範圍內，而第五溫度T5可以在1090℃到1140℃的範圍內。當反應物，如SiH₄ 、Si₂ H₆ 、二氯矽烷（DCS）或四氯矽烷（TCS），例如，將含有矽的TCS氣體和如B₂ H₆ （PH₃ ）的摻雜氣體在第五個週期P5引入腔室中，可在基板210A的表面上形成化學沉積反應以形成磊晶層220，但實施例不限於此。

隨後，腔室中的溫度（或基板210A的溫度）於第三減速時間＃3降低。第三減速時段＃3是從第十五時間t15到第十六時間t16的時段，且在該時段期間溫度下降的速率可以在1℃/s至20℃/s的範圍內。

在圖9中，從第十一時間t11到第十六時間t16供應的氫氣（H2）的流速可以在50slm至100sl的範圍內，從第十四時間t14到第十五時間t15供應的反應物的流速可以在0.01slm至0.1slm的範圍內，但實施例不限於此。

例如，形成在基板210A上的磊晶層220的厚度可以在1mm到10mm的範圍內，但實施例不限於此。

在下文中，將參考圖10至13比較和描述實施例和比較例。此外，當如圖7至9所示執行圖1中所示的步驟130、140、150和160時，上述圖4至圖6和下面將描述的圖10至圖13可以對應獲得的結果。

第一比較例是在不進行RTA處理和退火處理的情況下製造磊晶晶圓的情況。

根據第二比較例的晶圓製造方法（下文中稱為「第二比較例」）是從圖1所示的晶圓製造方法100中省略步驟150的情況。此外，在第二比較示例的情況下，可以省略圖1中所示的步驟140。

根據第三比較例的晶圓製造方法（下文中稱為「第三比較例」）是從圖1所示的晶圓製造方法100中省略步驟130和140的情況。

根據第四比較例（下文中稱為「第四比較例」）的晶圓製造方法，就是使用基板210製造磊晶晶圓，基板210包括高濃度摻雜劑，例如濃度為1E18 atom/cm³ 或更高的硼的情況，與實施例不同。

為了提高氧沉澱物的熱穩定性，第二比較例可包括RTA方法，並且第三比較例可包括退火處理。

在不進行RTA處理且如第三比較例中那樣僅執行退火處理的情況下，存在於生長狀態的氧沉澱核生長，且僅誘導輕微的額外成核。因此，當形成磊晶層220的過程是在超高溫下進行時，例如，在步驟160中的1100℃下，保持不消散的核的密度可能不足。

另外，沒有COP的基板210通常具有不均勻的生長點缺陷分佈，即初始狀態下的空缺缺陷和/或自填隙點缺陷（self-interstitial dot defects）。因此，BMD密度的均勻性在晶圓的徑向上較差。當不進行RTA處理且如第三比較例中那樣僅執行退火處理時，無法克服BMD密度的不均勻性。

在如第二比較例中僅執行RTA處理且不執行退火處理的情況下，當基板210快速加熱到高溫時，在基板210的主體中形成空缺-過飽和區域，然後基板210再次快速冷卻至室溫，可以抑制點缺陷的重新組合，並可保存空缺-過飽和區域。即使僅進行RTA處理，只要確保熱處理的均勻性，空缺-過飽和區域可以在整個基板210上均等地形成以補償BMD密度的不均勻性。然而，由於在RTA處理中形成的空缺-過飽和區域在如稍後描述的步驟160中的磊晶製程的高溫熱處理製程期間不處於穩定狀態，大部分空缺-過飽和區域在形成磊晶層220的過程中會消散。因此，在形成磊晶層220的步驟160之後，RTA處理的效果可能消失且磊晶晶圓的BMD密度可能劣化。

總之，當使用包括低濃度摻雜劑的基板210製造根據第一比較例、第二比較例或第三比較例的晶圓時，BMD密度可能低且不均勻。

另一方面，在根據實施例的晶圓製造方法的情況下，在步驟130中執行RTA處理以在基板210的主體中形成空缺-過飽和區域和各種複合物，之後，退火處理在步驟150中進行，因此，與形成磊晶層220的過程相比，即使在1100℃或更高溫度下進行高溫熱處理之後，存在的氧沉澱核的數量增加。因此，當在步驟160中形成磊晶層220時，可以通過使用磊晶晶圓在裝置處理中存在的從沉澱核生長的氧沉澱物來確保金屬污染物吸收。

圖10是比較根據第一比較例至第四比較例製造的磊晶晶圓和實施例的BMD密度的圖。在圖10中，（a）對應於第一比較例，（b）對應於第二比較例，（c）對應於第三比較例，（d）對應於實施例，而（e）對應於第四個比較例。

可以理解的是，圖10（d）所示的由實施例製造的磊晶晶圓的BMD密度高於在圖10的（a）至（c）中所示的分別由第一比較例、第二比較例和第三比較例製造的磊晶晶圓的BMD密度。可以理解的是，圖10的（d）中所示的BMD密度基本上等於由第四比較例製造的圖10的（e）中所示的磊晶晶圓的BMD密度。根據實施例的晶圓的BMD密度可以在7E9 atom/cm³ 至1.5E10 atom/cm³ 的範圍內。

圖11A至11E是比較根據第一比較例至第四比較例製造的磊晶晶圓和實施例的BMD密度的均勻性的曲線圖。在每個圖中，橫軸表示晶圓在徑向中的位置，「0」表示晶圓的中心，縱軸表示BMD密度。

下面參照圖11A至11E，比較通過各種方法製造的磊晶晶圓的BMD密度的均勻性。BMD密度的均勻性可以通過以下公式1計算。

公式1：D =（MAX-MIN）/2AVG

於此，「D」是BMD密度的均勻性，「MAX」是BMD密度的最大值，「MIN」是BMD密度的最小值，「AVG」是BMD密度的平均值。

如圖11A所示，由第一比較例製造的磊晶晶圓中的BMD密度的均勻性為141.4％。

如圖11B所示，由第二比較例製造的磊晶晶圓中的BMD密度的均勻性為51.8％。

如圖11C所示，由第三比較例製造的磊晶晶圓中的BMD密度的均勻性為96.6％。

如圖11D所示，由實施例製造的磊晶晶圓中的BMD密度的均勻性為10.4％。

如圖11E所示，由第四比較例製造的磊晶晶圓中的BMD密度的均勻性為1.8％。

總之，根據實施例的晶圓中BMD密度的均勻性可以在20％以內，優選地，可以是大約10％，例如，10.4％，但實施例不限於此。

圖12A至12E示出了根據第一比較例至第四比較例和實施例製造的磊晶晶圓的拍攝圖。在每幅圖中，黑點代表BMD。

圖12A至12E是通過光學顯微鏡獲得的蝕刻磊晶晶圓的照片。

如圖12A所示，由第一比較例製造的磊晶晶圓具有非常少量的BMD。由第二比較例製造的磊晶晶圓使用沒有退火處理的RTA處理，如圖12B所示，並且具有如圖12A中的極少數量的BMD。另一方面，由第三比較例製造的磊晶晶圓使用沒有RTA處理的退火處理，如圖12C所示，並且具有比圖12A或圖12B中數量更大的BMD。

由實施例製造的磊晶晶圓，其同時使用RTA處理和退火處理，如圖12D所示，並且可以理解，相較於圖12A至12C中的那些磊晶晶圓，實施例的磊晶晶圓具有顯著更大的BMD數量。

這樣，當根據實施例製造磊晶晶圓時，BMD的數量增加，以對應於由圖12E所示的第四比較例製造的磊晶晶圓中BMD的數量。

圖13是表示根據第一比較例至第四比較例和實施例製造的磊晶晶圓的吸雜能力的曲線圖。圖13示出了污染金屬，特別是污染金屬鎳（Ni）的吸雜能力。

在由第一比較例製造的磊晶晶圓中，如圖13的（a）所示，吸雜能力非常低，在50％至60％的範圍內。由第三比較例製造的磊晶晶圓使用沒有RTA處理的退火處理，如圖13的（b）所示，與圖13（a）相比，對鎳的吸雜能力提高到70％。

此時，根據實施例製造的使用RTA處理和退火處理的磊晶晶圓，如圖13C所示，並且可以理解，與圖13的（a）和（b）中的那些磊晶晶圓的吸雜能力相比，對鎳的吸雜能力進一步提高到80％或更多。這樣，當根據實施例製造磊晶晶圓時，其吸雜能力增強，以對應於由圖13的（d）所示的第四比較例製造的磊晶晶圓的吸雜能力。

總之，可以理解的是，當如實施例中那樣使用RTA處理和退火處理製造磊晶晶圓時，磊晶晶圓的BMD密度增加，改善BMD密度的均勻性，並且提高晶圓的吸雜能力。

在下文中，將參考圖式描述根據實施例的晶圓（例如，磊晶晶圓或塊體晶圓）。

根據實施例的塊體晶圓（或磊晶裸片）可以通過執行圖1中所示的上述晶圓製造方法100的步驟120至150來製造，但實施例不限於此。也就是說，根據另一實施例的塊體晶圓（或磊晶裸片）可以通過除圖1中所示的晶圓製造方法100之外的方法製造。

另外，可以通過執行圖1中所示的上述晶圓製造方法100的步驟120至160來製造實施例的磊晶晶圓，但是實施例不限於此。也就是說，根據另一實施例的磊晶晶圓可以通過除圖1中所示的晶圓製造方法100之外的方法製造。

根據實施例的晶圓可包括以1E17 atom/cm³ 或更低的低濃度摻雜的摻雜劑。

另外，包括在晶圓中的摻雜劑的濃度的最小值可以是1E13 atom/cm³ ，但實施例不限於此。這裡，導電摻雜劑可以是p型摻雜劑或n型摻雜劑。例如，硼可以作為p型摻雜劑包含在晶圓中。也就是說，根據實施例的晶圓可具有0.2 Ω·cm或更大的電阻率。另外，根據實施例的晶圓可具有100 Ω·cm或更小的電阻率。

另外，根據實施例的晶圓中BMD（氧沉澱）密度的均勻性在徑向上可以在20％，優選地，大約10％，例如，10.4％之內。這裡，可以使用上述公式1計算BMD密度的均勻性。特別地，根據實施例的晶圓可以沒有孔洞缺陷，即COP。當晶圓沒有COP時，晶圓可能具有完美性。

通常，當晶圓沒有COP時，其BMD密度不均勻。另一方面，雖然根據實施例的晶圓沒有COP，例如，如圖11D所示，其BMD密度是均勻的，這是因為晶圓經受RTA處理和退火處理，如圖1所示。

另外，根據實施例的晶圓中的初始氧濃度可以在5E17 atom/cm³ 至7E17 atom/cm³ 的範圍內。這樣，由於晶圓的初始氧濃度具有7E17 atom/cm³ 的高值，如圖3所示，可以提高晶圓的機械強度。另外，當晶圓具有在上述範圍內的初始氧濃度時，在使用晶圓的裝置中不會產生缺陷，因此，不會引起洩漏並且可以穩定地產生氧沉澱。

另外，根據實施例的晶圓可包括構成元素和異質元素。異質元素和構成元素是不同類型的。例如，構成元素可以包括矽，而異質元素可以包括氮。由於根據實施例的晶圓包括異質元素，所以可以增強晶圓的強度，如圖3所示，並且BMD密度增加，從而可以增強吸雜能力，如圖4所示。

另外，根據實施例的晶圓中的BMD密度可以在7E9 atom/cm³ 至1.5E10 atom/cm³ 的範圍內，並且晶圓的金屬吸雜能力可以在80％至90％的範圍內。

例如，異質元素（例如氮）的濃度可以在1E12 atom/cm³ 至1E14 atom/cm³ 的範圍內，但實施例不限於此。當異質元素的濃度在該範圍內時，如圖4所示BMD密度高，如圖3所示，晶圓強度顯著增強，並且如圖5和6B所示，不發生NILD。參見圖3，可以看出，根據實施例的晶圓具有40mm或更小的錯位傳播，從而具有足夠的強度以能夠在加工過程中抵抗變形或滑動。

儘管上面已經描述了實施例，但實施例僅僅是作為示例而提出，並不意圖限制本發明。對於本領域技術人員顯而易見的是，可以在實施例的精神和範圍內設計出各種替換，修改和變更。例如，可以以各種方式修改實施例中具體描述的各個部件。另外，與這些修改和應用相關的差異應被解釋為包括在由所附申請專利範圍限定的本發明的範圍內。

100‧‧‧晶圓製造方法

210、210A、310、320、330、340、350‧‧‧基板

212‧‧‧異質元素

220‧‧‧磊晶層

圖1是用於說明根據實施例的晶圓製造方法的流程圖。圖2A和2B是示出由圖1中所示的晶圓製造方法製造的晶圓的示例性製程橫截面圖。圖3是示出取決於初始氧濃度和氮濃度的錯位傳播的視圖。圖4是說明磊晶晶圓的BMD密度取決於作為異質元素的氮的濃度（（a）至（d））的圖。圖5是說明取決於初始氧濃度和氮濃度的磊晶晶圓中NILDs的發生或不發生的圖。圖6A和6B是說明磊晶晶圓中的磊晶層表面上出現圖案或不出現圖案的視圖。圖7是用於解釋根據實施例的RTA過程的示例性圖表。圖8是用於解釋根據實施例的退火處理的示例性圖表。圖9是用於解釋根據實施例的預處理程序和步驟160的示例性圖表。圖10是比較根據第一比較例至第四比較例製造的磊晶晶圓和實施例的BMD密度的圖。圖11A至11E是比較根據第一比較例至第四比較例製造的磊晶晶圓和實施例的BMD密度的均勻性的曲線圖。圖12A至12E示出了根據第一比較例至第四比較例和實施例製造的磊晶晶圓的拍攝圖。圖13是表示根據第一比較例至第四比較例和實施例製造的磊晶晶圓的吸雜能力的曲線圖。

Claims

一種晶圓製造方法，包含：製備一基板，其中該基板包含等於或小於1E17 atom/cm³ 的一低濃度的一摻雜劑，該摻雜劑之一電阻率等於或大於0.2 Ω·cm，且該摻雜劑沒有孔洞缺陷；在製備的該基板上進行一快速熱退火；從經受該快速熱退火的該基板去除一氮化層；對該基板進行退火；以及在經受退火的該基板上形成一磊晶層。
如請求項1所述之方法，其中製備的該基板具有一初始氧濃度為5E17 atom/cm³ 至7E17 atom/cm³ 。
如請求項1所述之方法，其中製備的該基板包含：一構成元素；以及一異質元素，與該構成元素的類型不同。
如請求項3所述之方法，其中該構成元素包含矽、氧和硼，其中該異質元素包含濃度為1E12 atom/cm³ 至1E14 atom/cm³ 的氮。
如請求項1所述之方法，其中該快速熱退火在1100℃至1300℃的一溫度範圍內進行1秒至數十秒。
如請求項1所述之方法，其中該快速熱退火是使用氬和一氮基化合物的一混合氣體來進行。
如請求項1所述之方法，其中該快速熱退火是通過多個熱處理程序來進行，以及其中該些熱處理程序在不同溫度下進行。
如請求項7所述之方法，其中該熱處理程序包含：於一第一期間以一第一溫度在該基板上進行該快速熱退火的一第一快速熱退火處理；以及在該第一快速熱退火處理之後，於一第二期間以不同於該第一溫度的一第二溫度在該基板上進行該快速熱退火的一第二快速熱退火處理。
如請求項8所述之方法，其中該第一溫度的範圍為1100℃至1150℃，該第一期間的範圍為1秒至數十秒，以及其中該第二溫度的範圍為1150℃至1200℃，該第二期間的範圍為1秒至10秒。
如請求項9所述之方法，其中從該第一溫度到該第二溫度的一溫度上升率為20℃/s至100℃/s。
如請求項1所述之方法，其中，在從經受該快速熱退火的該基板去除該氮化層的步驟中，經受該快速熱退火的該基板上進行一化學處理或一機械加工至少其中之一者。
如請求項11所述之方法，其中該化學處理使用含有氫氟酸的一清潔液。
如請求項11所述之方法，其中該機械加工包含對經受該快速熱退火的該基板進行拋光。
如請求項1所述之方法，其中該退火的步驟是在600℃至950℃的一溫度範圍內進行10分鐘至數小時。
一種晶圓，包含：一基板；以及一磊晶層，設置在該基板上，其中該基板包含等於或小於1E17 atom/cm³ 之一低濃度的一摻雜劑，該摻雜劑之一電阻率等於或大於0.2 Ω·cm，該摻雜劑沒有孔洞缺陷，且該摻雜劑具有一氧氣沉澱密度，該氧氣沉澱密度在一徑向上的變化在均勻度之20％的範圍內。
一種晶圓，包含：一基板；以及一磊晶層，設置在該基板上，其中該基板包含等於或小於1E17 atom/cm³ 之一低濃度的一摻雜劑，該摻雜劑之一電阻率等於或大於0.2 Ω·cm，該摻雜劑沒有孔洞缺陷且具有等於或小於40㎛的錯位傳播。
如請求項15或16其中任一項所述之晶圓，其中該晶圓包含：一構成元素；以及一異質元素，與該構成元素的類型不同。
如請求項17所述之晶圓，其中該摻雜劑是一p型導電摻雜劑，其中該晶圓具有一初始氧濃度為5E17 atom/cm³ 至7E17 atom/cm³ ，以及其中該構成元素包含矽、氧和硼，其中該異質元素包含濃度為1E12 atom/cm³ 至1E14 atom/cm³ 的氮。
如請求項15所述之晶圓，其中該氧沉澱密度範圍為7E9 atom/cm³ 至1.5E10 atom/cm³ 。
如請求項15或16其中任一項所述之晶圓，其中該晶圓具有80％至90％之間的一吸雜能力。