專利名稱：從低缺陷密度的單晶硅上制備硅－絕緣體結構的制作方法
技術領域：
本發明針對有一層低缺陷密度器件層的硅-絕緣體(SOI)結構。更具體地講，本發明針對一種SOI結構，其中器件層是從基本沒有堆積本征點缺陷的一單晶硅片獲得的。本發明還針對一種SOI結構，該結構有一單晶硅基底硅片(handle wafer)，在經歷幾乎任意電子學器件制作過程都要采用的熱處理周期時，能夠形成氧淀析物一個理想的非均勻的深度分布。
SOI結構通常包含一基底硅片，一器件層和在基底硅片和器件層之間的一層絕緣層(通常是一氧化層)。器件層的厚度通常在0.5到20微米之間。這樣的硅片可以用本領域中各種已知技術來制作。例如，可以用硅片減薄技術，通常稱之為背腐蝕SOI(也即BESOI)，其中一片硅片與基底硅片結合在一起并緩慢地腐蝕到在基底硅片上只保留薄薄的一層硅。(參閱，例如U.S.Patent NO。5,189,500)。也可以只用一片硅片，其中用分子氧離子(O2+)或原子氧離子(O+)注入硅片表面以下以形成一氧化層。這個方法通常稱之為SIMOX(也即，用氧注入來隔離；參照，例如U.S.Patent No.5,436,175和PlasmaImmersion Ion Implantation For Semiconductor Processing，MaterialsChemistry and Physics 46(1996)132-139)。在制備SOI結構中，因為這個方法比起更通常采用的硅片減薄方法，減小了硅片消耗的數量，因而認為是更有利的。
SOI結構可以從依據切氏(Czochralski)方法生長的單晶硅棒上切割出的硅片來制備。近年來，已經認識到，生長過程中當硅棒在凝固后冷卻時，在單晶硅中會形成許多缺陷。這些缺陷部分是由于存在過多的(即超過熔解極限的)稱為空位或自間隙的本征點缺陷而引起。從熔液中生長出的硅單晶通常含有過多的這種或那種本征點缺陷，或者是晶格空位，或者是自間隙。已經有人提出硅中這些點缺陷的類型和初始濃度是在硅凝固時刻決定的，如果在系統中這些濃度達到臨界過飽和的水平而點缺陷的移動性又足夠高，那么，大概會發生一個反應，或一個堆積事件。硅中堆積本征點缺陷能嚴重的妨礙在生產復雜和高集成的電路，例如要用SOI結構的電路時材料的生產潛力。
空位型缺陷是下述這些可以觀察到的缺陷來源如D-缺陷，流型缺陷(Flow Pattern Defects)(FPDs)，柵氧化完整性缺陷(Gate OxideIntegrity Defects)(GOD，晶源顆粒缺陷(Crystal Originated ParticleDefects)(COP)，晶源光點缺陷(Crystal originated Light PointDefects)(LPDs)，以及某些類型用紅外光散射技術，如掃描紅外顯微鏡及激光掃描斷層技術來觀察到的體缺陷。在過剩空位區域還存在另一種缺陷，它起了環狀氧致堆垛層錯(OISF)的核的作用。有人推測這種特殊的缺陷是存在多余空位所促成的高溫成核氧聚結。
除了前面所述的空位型缺陷外，人們認為堆積空位缺陷，或原子間的空隙(voids)，可以是造成“HF缺陷”(也即金屬淀析缺陷)的原因。HF缺陷像這些其他空位型缺陷一樣，被認為是現代SOI技術的一個重要的問題。
與自間隙有關的缺陷所知較少。通常認為是低密度的間隙型位錯線或位錯網絡。這種缺陷與柵氧完整性(Gate Oxide integrity)失效無關，而后者是硅片的一個重要的性能標準，但是普遍認為這種缺陷是通常和漏電流問題相關的其他類型器件失效的原因。
如果包含堆積本征點缺陷的硅片被用來制作器件層的話，那么這些缺陷就會產生SOI襯底的性能問題。在SOI結構的基底硅片部分的金屬性沾染也可以產生性能問題。在清洗和處理SOI結構時在基底硅片中引起的金屬性沾染，在SOI過程使用的熱處理中，可以在硅片基底中遷移，直至到達在基底硅片和器件層中間的氧化層。雖然一般講，這些雜質不會通過氧化層到達器件層，氧化層是這些雜質淀析的優選位置，這種淀析起了損壞氧化層并干擾SOI器件性能的作用。
因而始終存在著對于這樣一種SOI襯底的需要，它含有一個器件層，在器件層中基本沒有堆積本征點缺陷。另外始終存在著對于這樣一種SOI襯底的需要，它含有一個能夠防止金屬雜質在氧化層/硅界面上，或在界面附近淀析的基底硅片。
因而，本發明的目標之一是提供一種硅-絕緣體結構，此結構有一器件層，它包含一較大徑向寬度的軸對稱區域，在這區域內基本沒有由于晶格空位或硅自間隙堆積而引起的缺陷；提供這樣一種結構，它有一個提高了吸附雜質能力的基底硅片；提供這樣一種結構，其中基底硅片包含一片硅片，它能夠在幾乎所有電子學器件制造過程的熱處理周期中，形成一理想的非均勻氧淀析物分布；以及提供這樣一種結構，它更不容易在器件制作過程中形成金屬淀析物缺陷。
因而，簡而言之，本發明針對一種硅-絕緣體結構，它包含(1)一基底硅片(2)一單晶硅器件層，它有一中央軸，一圓周邊緣，一由中央軸延向圓周邊緣的半徑，一個第一軸對稱區，其中基本沒有堆積本征點缺陷以及(3)在基底硅片和器件層之間的一層絕緣層。
本發明還針對一種硅一絕緣體結構，它包含(1)一基底硅片，這基底硅片包含一片切氏單晶硅片，它有二個相互平行的主表面，其中之一是硅片的前表面，另一個是硅片的后表面，在前后表面之間一個中央平面，一個連接前后表面的圓周邊緣，一個表面層，它包含在前表面到距離D1之間硅片的第一個區域，D1的值如從前表面沿指向中央平面方向來量度，至少約10微米，以及一個體層，這體層包含中央平面到第一個區域之間硅片的第二個區域，這硅片的特征在于，它有一個晶格空位的非均勻分布，體層中的空位濃度大于表面層的空位濃度，而空位的峰值密度位于或接近中央平面并從峰值密度位置沿著指向基底硅片前表面的方向逐漸減小，(2)一單晶硅器件層，和(3)在基底硅片和器件層之間的一層絕緣層。
本發明還針對一種硅-絕緣體結構，這種結構包含(i)一片基底硅片，這基底硅片包含一片切氏單晶硅片，它有二個相互平行的主表面，其中之一是硅片的前表面，另一個是硅片的后表面，在前后表面之間一個中央平面，一個連接前后表面的圓周邊緣，一個裸露區，它包含在前表面到距離D1之間的硅片的一個區域，D1的值，如從前表面沿指向中央平面方向來量度，至少約10微米，另外在裸露區中包含有間隙氧，這硅片的特征在于，在裸露區中，在距離等于二分之一D1處的間隙氧濃度至少為在裸露區中間隙氧濃度最大值的75％(ii)一單晶硅器件層，和(iii)在基底硅片和器件層之間的一層絕緣層。
本發明的其他目標和特性將某種程度地明確，部分地將在下面指出。
圖1是理想淀析硅片過程的示意圖。
圖2是一硅片(樣品4-7)截面的照片，該硅片按例1所述來處理。
圖3是一硅片(樣品4-8)截面的照片，該硅片經受例1所述的一系列步驟。
圖4是一硅片(樣品3-14)截面的照片，該硅片經受例1所述的一系列步驟。
圖5是經受例1中給出的一系列步驟以后，硅片中鉑濃度的對數與從硅的表面算起的深度的關系圖。
圖6是一硅片(樣品3-4)截面的照片，該硅經受例2中給出的一系列步驟。
圖7是一硅片(樣品3-5)截面的照片，該硅經受例2中給出的一系列步驟。
圖8是一硅片(樣品3-6)截面的照片，該硅經受例2中給出的一系列步驟。
圖9是一硅片(樣品1-8)截面的照片，該硅經受例3中給出的一系列步驟。
圖10是體微觀缺陷數密度與用例4中所述的理想淀析硅片方法來對單晶硅片進行快速熱退火時氣氛中氧的分壓之間關系的對數曲線。
圖11的曲線圖是作為一個例子來顯示自間隙，[I]，和空位，[V]，的初始濃度，怎樣隨著比值V/Go的增加而變化，其中V是生長速率而Go是平均軸向溫度梯度。
圖12的曲線圖是作為一個例子來顯示，對于給定的自間隙，[I]，起始濃度，為形成堆積間隙缺陷所需的自由能的變化ΔG，是怎樣隨著溫度，T，的降低而增加的。
圖13的曲線圖是作為一個例子來顯示，自間隙，[I]，和空位，[V]，的起始濃度在沿著硅棒或硅片的半徑方向，隨著Go的數值增加，從而V/Go比值減小而變化。請注意，在V/I邊界上，發生從空位為主材料向自間隙為主材料的轉變。
圖14是單晶硅棒或硅片的頂視圖，其中分別顯示了空位為主材料區域，V，和自間隙為主材料區域，I，以及在其間的V/I邊界。
圖15是一個單晶硅棒的縱向截面圖，其中顯示硅棒恒定直徑部分的一個軸對稱區的細節。
圖16是一軸向切割并經歷了一系列氧淀析熱處理的硅棒的少數載流子壽命掃描所產生的圖象，此圖詳盡的顯示了一個空位為主材料的圓柱形區域，一個自間隙為主材料的環形軸對稱區，它們之間的V/I邊界，以及一個有堆積間隙缺陷的區域。
圖17是提拉速率(也即籽晶上提速率)和晶體長度的函數關系圖，它表明沿著一部分晶體長度，提拉速率是如何線性下降的。
圖18是一軸向切割并經歷了一系列如例6中所述的氧淀析熱處理的硅棒的少數載流子壽命掃描所產生的圖象。
圖19是四根單晶硅棒的提拉速率和晶體長度的函數關系圖，圖中曲線分別用1-4標出，由此可得到如例6中所述用V*(Z)標出的曲線。
圖20是在熔液/固體界面上的平均軸向溫度梯度Go和徑向位置的函數關系圖，圖中給出了如例7中所述的兩種情況。
圖21是空位，[V]，或自間隙，[I]，的初始濃度，與徑向位置的函數關系中給出了如例7中所述的兩種情況。
圖22是溫度和軸向位置的函數關系圖，圖中給出了如例8中所述的兩種情況下，硅棒中的軸向溫度分布。
圖23是在圖22中所述的兩種冷卻條件下得到的自間隙濃度圖，在例8中有更詳盡敘述。
圖24是一軸向切割并經歷了一系列氧淀析熱處理的整根硅棒的少數載流子壽命掃描所產生的圖象，如例9中所述。
圖25本圖說明V/I邊界位置和單晶硅棒長度的函數關系，如例10中所述。
圖26a是離硅棒肩部約100mm到約250mm的一段硅棒，經軸向切割，再經過一系列如例11中所述的氧淀析熱處理步驟后，少數載流子壽命掃描所產生的圖象。
圖26b是離硅棒肩部約250mm到約400mm的一段硅棒，經軸向切割，再經過一系列如例11中所述的氧淀析熱處理步驟后，少數載流子壽命掃描所產生的圖象。
圖27是在硅棒不同的軸位置上軸向溫度梯度，Go，的曲線圖，如例12中所述。
圖28是在硅棒不同的軸位置上，V/Go的徑向變化圖，如例12中所述。
圖29此圖說明軸對稱區域的寬度和冷卻速率的關系，如例12中所述。
圖30是軸向切割的一段硅棒的照片，這段硅棒位于整個硅棒離肩部約235mm到約350mm處，切割后經銅染色和缺陷顯示腐蝕，如例12中所述。
圖31是軸向切割的一段硅棒的照片，這段硅棒位于整個硅棒離肩部約305mm到約460mm處，切割后經銅染色和缺陷顯示腐蝕，如例12中所述。
圖32是軸向切割的一段硅棒的照片，這段硅棒位于整個硅棒離肩部約140mm到約275mm處，切割后經銅染色和缺陷顯示腐蝕，如例12中所述。
圖33是軸向切割的一段硅棒的照片，這段硅棒位于整個硅棒離肩部約600mm到約730mm處，切割后經銅染色和缺陷顯示腐蝕，如例12中所述。
圖34本圖說明在不同配置的熱區中可能得到的平均軸向溫度梯度，Go(r)，的徑向變化。
圖35本圖說明在四種不同的熱區配置中的硅棒的軸向溫度分布。
圖36是硅片(白色背景)的一個截面的放大照片，該硅片原沒有增強氧化層，根據本方法在氮化氣氛中熱退火，接著經NEC-1處理。
圖37是圖36中硅片截面一部分的一張放大倍數更大的照片，它細致的表明確實沒有裸露區。
圖38是硅片(白色背景)的一個截面的放大照片，該硅片原沒有增強氧化層，根據本方法在氮化氣氛中退火，接著經受熱氧化處理。
圖39是圖38中硅片截面一部分的一張放大倍數更大的照片，它更細致的表明裸露區的存在。
圖40是硅片(白色背景)的一個截面的放大照片，該硅片原沒有增強氧化層，根據本方法在氮化氣氛中退火，接著在硅片的一個面上經受熱氧化處理。
圖41是圖40中硅片截面一部分的一張放大倍數更大的照片，它細致的表明在硅片被屏蔽的一側確實沒有裸露區。
根據本發明，一種硅-絕緣體結構含有一單晶硅器件層，此器件層有一較大半徑寬度的軸對稱區，其中基本沒有空位或硅自間隙這種本征點缺陷的堆積。這樣的器件層是更可取的，因為由于沒有這種堆積缺陷，得到的SOI結構有提高性能的潛力。另外這種SOI結構可以有一個提高了吸附雜質能力的基底硅片，它在經受幾乎任何電子器件制作過程的熱處理周期中能形成氧淀析物的一個理想的非均勻分布。
基底硅片為了制備SOI結構，本發明中的基底硅片可以從本領域中通用的幾乎任意材料得到，例如石英或藍寶石。然而本發明的基底硅片最好用”理想淀析”單晶硅片來制備。如同別處所描述的(參閱例如PCT/US98/03686)，可以制備這樣的硅片，它在幾乎任意電子學器件制作過程中，將形成一足夠的深度的裸露區以及一體區，這體區中含有足夠密度的氧淀析物以起到內部吸氣(“IG”)的作用。有利的是，用在半導體硅制造工業上普通使用的工具，幾分鐘就能把理想淀析硅片制作成。這方法在硅中建立了一”模板”，這模板確定或“印下“在電子學器件生產過程中氧淀析的方式。
理想淀析硅片的起始材料，是根據通常的切氏單晶生長方法生長的單晶硅棒，加以切割得到的單晶硅片。這種切氏方法以及標準的硅切片、研磨、腐蝕及拋光等技術已公開在，例如F、SHIMURA，SEMICOUDUCTOR SILICON CRYSTAL TECHNOLGY，ACADEMIC PRESS，1989和SILICON CHEMICAL ETCHING，(J.GRABMAIER ED.)SPRINGER-VERLAG，NEW YORK，1982(在此引入作為參考)。
切氏方法生長的硅，典型的氧濃度在約5×1017到9×1017atoms/cm3之間(ASTM標準F-121-83)。因為在理想淀析硅片中，硅片的氧淀析行為變得基本上與氧濃度無關，因而起始硅片的氧濃度可以在用切氏方法可以得到的濃度范圍的任意處，甚至于可以超出這個范圍。
在硅片籍以切割出的單晶硅棒中可以形成氧淀析成核中心，這取決于從硅的熔點溫度(約1410℃)通過約750℃到約350℃的溫度范圍，單晶硅棒的冷卻速率。然而起始材料中是否存在這些成核中心對本發明不是事關重要的，如果這些中心能夠在不到約1300℃的溫度下通過熱處理硅片加以化解的話。某些熱處理，例如在約800℃的溫度下退火硅約四小時，可以使這些中心穩定化，以使它們在不大于1150℃的溫度下不能被化解。對氧淀析物目前的檢測極限是5×166淀析物/cm3。目前可用的技術不能直接檢測氧淀析成核中心的存在(或密度)。然而可以用各種技術來間接檢測其存在。如前所述，在硅中事先存在的氧淀析成核中心可以使之穩定化，并通過硅的氧化淀析熱處理，淀析物能夠在這些位置上生長。因而這些成核中心的存在就可以在氧淀析熱處理后，例如在800℃下退火硅片四小時，然后在1000℃下退火硅片16小時，被間接的測量到。
在硅單晶中作為雜質存在的替代原子碳，有促使氧淀析成核中心形成的功能。由于這個理由和其他理由，單晶硅起始材料中的碳原子濃度最好要小，也即，單晶硅中的碳原子濃度應小于約5×1016atoms/cm3，小于1×1016atoms/cm3較好，小于5×1015atoms/cm3更好。
現請參照圖1，理想淀析硅片的起始材料，單晶硅片1，有前表面3，后表面5，以及前后表面之間的一個想象的中央平面7，在文中用“前”“后”來區分硅片的二個通常是平面的主表面，這里所講的硅片的前表面不一定是以后在上面要制作電子學器件的表面，這里所講的硅片的后表面也不一定是與上面要制作電子學器件的表面相對的硅片的主表面。另外，因為硅片一般總有一些總厚度變化(TTV)，一些凹凸不平，因此前表面上每一點和后表面上每一點的中間點不會精確地在一個平面內，然而作為一個實際問題，TTV，凹凸不平通常很小，以致作為很好的近似，可以講中間點落在一個假象的中央平面上，這個面與前后表面有幾乎相等的距離。
在第一個實施例中，硅片1在步驟S1中在包含氧的氣氛下熱處理，從而生長一層表面氧化層9，這氧化層包圍了整個硅片。一般講，這氧化層的厚度要大于在硅片上形成的自然氧化層(約15A°Angstroms，埃)；氧化層的厚度最好不小于約20A°Angstroms，在某些實施例中，不低于25A°Angstroms，甚至于不低于約30A°Angstroms。然而，迄今為止的實驗證據表明，厚度大于30A°Angstroms的氧化層，雖然沒有干擾想要的效果，但也沒有或幾乎沒有什么好處。
在步驟S2，硅片經受熱處理，在此步驟中硅片被加熱到高溫，以形成從而增加了在硅片1中晶格空位13的數密度。這個熱處理步驟最好在快速熱退火爐中進行。在此爐中硅片被快速加熱到目標溫度并在這溫度下退火短時間。通常硅片經受大于1150℃的溫度，經受不小于1175℃更好，經受不小于約1200℃再好，在約1200℃與1275℃之間最好。
在第一個實驗例中，快速熱退火步驟是在存在氮化氣氛下進行的，也就是說，氣氛中包含氮氣(N2)或能夠氮化暴露硅表面的含氮的化合物氣體如氨。該氣氛中也可只由氮或氮化合物氣體組成，也可以額外包含一種非氮化氣體，例如氬。在獲得退火溫度時，硅片中各處的空位濃度幾乎立刻增加。硅片在該溫度下通常至少保持一秒鐘，典型的至少保持數秒鐘(例如至少3秒)，最好保持數十秒(例如20、30、40，或50秒)。根據對硅片的特性的要求，也可以保持高達約60秒的時間(這已接近市售快速熱退火爐的極限)，這樣得到的硅片將有較均勻的空位濃度(數密度)分布。
基于迄今為止的實驗證據，在進行快速熱退火步驟的氣氛中，氧，水蒸汽和其他氧化氣體的分壓最好不要超過某個較小值，也即氣氛中或者完全沒有氧化氣體的存在，或者這些氣體的分壓不足以注入足夠數量的硅自間隙原子從而抑制空位濃度的建立，雖然尚未精確確定氧化氣體濃度的低限，但已經表明氧的分壓在0.01大氣壓(atm)或10,000ppma，沒有觀察到空位濃度增加和任何效應。因而，氣氛中氧和其他氧化氣體的分壓小于0.01atm(10,000ppma)為好，氣氛中這些氣體的分壓不超過約0.005atm(5,000ppma)更好，不超過0.002atm(2,000ppma)再好，不超過0.001atm(1000ppma)最好。
快速熱退火步驟除了引起晶格空位形成以外，還引起在硅起始材料中沒有穩定化的氧淀析成核中心的瓦解。這些成核中心可以在，例如，硅片籍以切割出的單晶硅棒生長過程中形成，也可以是硅片或硅片籍以切割出的硅棒以前的熱歷史中某些其他事件的結果，因而在起始材料中這些成核中心的是否存在不是事關重要的，如果在快速熱退火步驟中這些中心能夠被瓦解的話。
快速退火可以用很多種市售快速熱退火(“RTA”)爐來實現，在這些爐中，硅片各自被一排排高功率燈加熱。RTA爐能夠快速加熱硅片，例如它能把一片硅片在幾秒鐘內從室溫加熱到1200℃。一種市售RTA爐是AG Associates(Mountain View，CA)610型。
本征點缺陷(空位和硅自間隙)能夠在單晶硅內擴散，其擴散速率與溫度有關。因此本征點缺陷的濃度分布是本征點缺陷的擴散系數和復合率的函數，而復合率也是溫度的函數。例如，硅片在快速熱退火步驟中進行退火的溫度附近，本征點缺陷是相對地可移動的，而在高達700℃的溫度下，在半導體硅制造工業任意有實際意義的時間內，本征點缺陷幾乎是不移動的。迄今為止的實驗證據表明，空位的有效擴散速率，在低于約700℃時顯著變慢，也許高達800℃，900℃以至于1000℃，在半導體硅制造工業任意有實際意義的時間內，能夠認為空位是不能移動的。
在完成步驟S2以后，在步驟S3中，通過晶格空位在硅單晶中相對地可移動的溫度范圍，快速冷卻硅片。當通過這個溫度范圍硅片的溫度下降時，空位擴散到氧化層9處并被湮滅，從而導致空位濃度分布的變化，其變化程度依賴于硅片保持在這個溫度范圍內一個溫度上時間的長短。如果硅片在這個溫度范圍內這個溫度上保持無限長的時間，那么空位濃度將在整個硅片體內11再次變得足夠均勻，其濃度的平衡值比才完成熱處理步驟的瞬間晶格空位濃度要小許多。然而通過快速冷卻硅片，會得到晶格空位的不均勻分布，空位濃度最大值在中央平面7上或在它附近，而沿著指向硅片的前表面3的方向或指向硅片后表面5的方向，空位濃度減小。一般講，在這個溫度范圍內的平均冷卻速率要不低于約每秒5℃，不低于約每秒20℃更好。根據裸露的要求深度，平均冷卻速率可不低于約每秒50℃為好，不低于約每秒100℃更好，而對于某些應用，現在優選地用在每秒約100℃到每秒約200℃這樣范圍內的冷卻速率。一旦硅片冷卻到晶格空位在單晶硅中相對地可移動的溫度范圍以外的一個溫度，冷卻速率顯得不再顯著影響硅片的淀析特性，因而就不需要嚴格控制。通常冷卻步驟可以處于和加熱步驟同一氣氛下進行。
在步驟S4，硅片經受氧淀析熱處理。例如，硅片可以在800℃溫度下退火4小時接著在1000℃溫度下退火16小時。或者可以作為一種電子學器件制作過程的第一步，把硅片放進約800℃溫度的爐子中。當加載到該溫度下的爐子中去時，以前快速熱處理過的硅片將有分離的區域，它們有不同的氧淀析行為。在高空位區(硅片體內)，當硅片進入爐時，氧原子快速成團，在達到加載溫度時，氧原子成團過程已經結束并達到氧原子團的一種分布，這分布只取決于空位的開始濃度。在低空位區域(靠近硅片表面)，硅片行為和沒有事先存在氧淀析成核中心的正常硅片一樣，也即，沒有觀察到氧原子成團過程。如果溫度升高到800℃以上或者如果該溫度保持恒定，在富空位區中的原子團將生成淀析物，從而消耗了氧原子團，而在少空位區卻什么也沒有發生。通過把硅片分成各個不同空位濃度的區域，可以有效地建立起一塊模板，通過該模板寫下氧淀析圖樣，在晶片裝進爐內的時刻，該圖樣即行固定。
如圖1所示，在基底硅片中得到的氧淀析物的深度分布有這樣的特征有15及15′無氧淀析物材料的清晰區域(裸露區)，它們從前表面3及后表面5分別延伸到深度、t和t′處。在這兩個無氧淀析物區域15和15′之間，是區域17，它含有基本均勻的氧淀析物密度。
在區域17中氧淀析物的濃度首先取決于加熱步驟，其次取決于冷卻速率。通常在加熱步驟中溫度愈高，退火時間愈長，氧淀析物的濃度也愈大，慣常得到的淀析物濃度在約1×107到約5×1010淀析物/cm3范圍內。
從前后表面出發無氧淀析物材料區(裸露區)15，15′的深度、t，t′，首先是通過晶格空位在硅中相對地可移動的溫度范圍的冷卻速率的函數。一般講，冷卻速率愈小，t，t′愈大。可以得到的裸露區的深度至少約10，20，30，40，50，70甚至100微米。重要的是，裸露區的深度基本上和電子器件制作過程的細節無關，另外它也和氧的外擴散無關，而在常規工藝過程中是有關的。
雖然在本方法中使用的快速熱處理可以導致從硅片的前后表面少量氧的外擴散，但外擴散的量顯著的少于為形成裸露區的常規過程中觀察到的數值。其結果是，理想淀析硅片的間隙氧濃度，作為離表面距離的函數是足夠均勻的。例如，在氧淀析熱處理以前，硅片從中心到離硅片表面不足15微米處，可以有頗為均勻的間隙氧濃度，如果從硅片中心到離硅片表面不足10微米有頗為均勻的間隙氧濃度則較好，從硅片中心到離硅片表面不足5微米更好，從硅片中心到離硅片表面不足3微米最好。在以上敘述中，頗為均勻的氧濃度意味著氧濃度變化不到約50％，不到約20％更好，如不到10％最好。
一般講，氧淀析熱處理并不導致顯著數量的氧從熱處理硅片向外擴散。因而裸露區內距離硅片表面幾個微米以上地方的間隙氧濃度并不因淀析熱處理而顯著變化。例如，如果硅片的裸露區位于硅表面和距離D1(至少約10微米)之間，而D1是從硅的前表面指向中央平面來量度的，那么在裸露區中離開硅表面的距離為1/2 D1處的氧濃度一般至少為裸露區中間隙氧濃度峰值濃度的約75％。對于某些氧淀析熱處理，在這位置的間隙氧濃度甚至可以更大，也即大于裸露區中最大氧濃度的至少80％，85％，90％，甚至95％。
在第二個實施例中，用非氮化氣氛來代替在第一個實施例中在加熱(快速熱退火)和冷卻步驟中所用的氮化氣氛。適當的非氮化氣氛包括氬，氦，氖，二氧化碳，和其他這類非氧化，非氮化元素和化合物氣體或這些氣體的混合氣體。和氮化氣氛一樣，非氮化氣氛可以含有一個比較小的氧的分壓，也即小于0.01atm(10,000ppma)分壓，如小于0.005atm(5,000ppma)更好，小于0.002atm(2,000ppma)再好，小于0.001atm(1000ppma)最好。
在第三個實施例中，免去步驟S1(熱氧化步驟)，起始硅片只有一自然氧化層。然而當這樣的硅片在氮氣氛下退火時，其效果與氧化層的厚度大于自然氧化層厚度(增強氧化層)的硅片在氮氣中退火時觀察到的不同。當具有增強氧化層的硅片在氮氣氛下退火時，一旦硅片達到退火溫度，整個硅片中的空位濃度幾乎立即有一個基本均勻的增加；另外空位濃度并不隨給定退火溫度下退火時間的增加而顯著增長。然而如果硅片只有一層自然氧化層，并且硅片的前后表面均在氮中退火，得到的硅片的空位濃度(數密度)的分布，在硅片的截面上通常是“U形”；也即，最高濃度將在前后表面上或幾個微米內，而整個硅片體內將有一個相對恒定的和較小的濃度，硅片體內的最小濃度一開始和有增強氧化層硅片中得到的濃度近乎相等。另外，退火時間增加將導致只有自然氧化層的硅片中空位濃度的增加。
實驗證據進一步表明，對于只有自然氧化層的硅片和有增強氧化層的硅片之間的行為上的差別，可以通過在氣氛中加入分子氧或其他氧化氣體來避免。換言之，當只有自然氧化層的硅片在含有一小的氧分壓的氮化氣氛中退火時，硅片的行為與有增強氧化層的硅片相同，雖然沒有任何特別理論依據，可以認為比自然氧化層為厚的表面氧化層，作為一個屏障起了阻止硅氮化的作用。因而這氧化層可以在起始硅片上就有，也可以在退火步驟中通過生長一增強氧化層在該處形成。
因而根據本理想淀析硅片方法，在快速熱退火步驟的氣氛中最好包含至少約0.0001atm(100ppma)的氧分壓，至少約0.0002atm(200ppma)更好。然而根據以前所述的理由，氧的分壓以不超過0.01atm(10,000ppma)為好，低于0.005atm(5,000ppma)更好，低于0.002atm(2,000ppma)再好，低于0.001atm(1000ppma)最好。
然而應當指出，作為利用含有氧分壓的氣氛的一個替代方法，在根據步驟S2完成在氮氣氛或中性氣氛下退火后，只要使硅片在氧氣氛下經受一次熱退火或快速熱退火處理。這個氧退火步驟可以在硅片已經冷卻后進行，也可以在起始熱退火步驟已經完成，硅片仍處在高溫下進行。另外，上述氧退火步驟也可以在上述各種實施例中，被選用作為進一步改變硅片中空位濃度分布從而改變硅片中氧淀析圖樣的方法。
雖然沒有特別的理論依據，我們相信，氧退火導致硅表面的氧化，其結果導致建立一向內流動的硅自間隙流，這個向內的自間隙流。通過先在表面引起復合然后向內引起復合，有逐漸改變空位濃度分布的效果。因而就可以建立一個低空位濃度的區域，它在經歷氧淀析熱處理之后，就形成具有這樣深度的裸露區，這個深度對于在硅片上制作的器件的具體應用是優選的。
對于在體17內有峰值空位濃度的硅片，區域15及15′的深度t和t′，可以通過控制表面氧化速率選擇性地增加。而氧化速率又依賴于許多因素，例如氣氛條件，溫度，該氧化步驟的時間。例如氧化速率隨氣氛中氧濃度增加而增加，而當使用熱蒸汽時具有最大的速率。
應當指出，可以通過調整溫度，退火的時間，和氣氛條件(即氣氛的組分以及氧的分壓)經驗地確定為優化深度t和/或t′氧化處理的精確條件。然而如果不用純氧或熱蒸汽，氧在氣氛中的分壓最好至少約0.0001atm(100ppma)，至少約0.0002atm(200ppma)更好。在這方面應當指出，對于熱退火步驟S2的關于氧含量或氧分壓的限制對本方法這個選用的步驟并不適合。另外如果要基本保持區域17中的峰值空位濃度，氧化處理溫度最好要超過約1150℃。如至少約等于熱處理步驟S2中使用的溫度更好。雖然沒有特殊的理論依據，我們相信如果溫度小于熱處理中使用的溫度，在區域17中的峰值空位濃度將由于空位和自間隙的直接復合而實際下降。
當氧化處理過程結束后，可以如步驟S3那樣，通過晶格空位在單晶硅中相對地可移動的溫度范圍，迅速冷卻硅片。通過快速冷卻硅片，在硅基底內空位濃度分布有效地被“凍住”，從而建立一種晶格空位的非均勻分布。為了避免把已經建立的空位濃度分布丟失或擦除，在這個溫度范圍內以至少每秒5℃的平均速率來冷卻是可取的。然而冷卻速率至少每秒約20℃更好。應當注意到，當冷卻速率變化時，得到的分布可以進一步修正，因而取決于要得到怎樣的分布，平均冷卻速率可以至少每秒約50℃，每秒約100℃，甚至高達每秒200℃或更高。
硅片一旦冷卻到單晶硅中晶格空位相對地可移動的溫度范圍以外時，冷卻速率對于硅片的淀析特性不再有顯著影響，因而就不需要嚴格控制。通常，冷卻步驟可以處于與加熱步驟同一氣氛下進行。
這個單獨的氧化處理，是前面詳細描述的用調整冷卻速率來控制空位濃度分布的一個可取的替代方法。相應地，當使用此氧化處理時，在步驟S4的冷卻速率可能要大于此處所述。另外應當注意到當t及t′的要求深度大于幾十微米時，這種氧化處理是優選的方法。
應當進一步注意到，氧化處理提供的靈活性使得這種方法可以在空位濃度分布通常為“U形”的硅片上成功地進行。更具體地講，如前所述，如果一片硅片，其表面只有一層自然氧化層，使它經受熱退火步驟S2，這樣得到的硅片將有通常為“U形”的空位分布。通過使該硅片經受氧化退火處理，空位濃度可以改變，選擇性地決定暴露條件以產生一種和理想淀析硅片方法一致的所要求的空位分布。
在理想淀析硅片方法的其他實施例中，硅片的前表面和后表面可以暴露在不同氣氛下，每一種氣氛可以包含一種或多種氮化或非氮化氣體。例如硅片前面暴露在非氮化氣氛中，而背面可以暴露在氮化氣氛中。另一種是，多片硅片(例如2，3或更多硅片)可以面對面地堆起來同時退火。當以這種方式退火時，面對面接觸的那些面，在退火時與氣氛機械的隔離。又一種是，取決于快速熱退火步驟中使用的氣氛和對硅片氧淀析物的分布的要求，氧化層可以只在硅片要求有裸露區一側，例如前表面3上形成。(參閱圖1)制備理想淀析硅片的起始材料可以是拋光了的，也可以是僅研磨、腐蝕而沒有拋光的硅片。另外這種硅片可以是以空位或自間隙點缺陷作為主要的本征點缺陷。例如這種硅片從中心到邊緣可以是以空位為主、從中心到邊緣以自間隙為主、或者包含空位主材料的中心核，環以自間隙主材料的軸對稱環。
利用本發明的理想淀析硅片作為SOI結構的基底硅片(handlewafer)是優選的，因為它提供了一種方法，通過這種方法可以在本發明的絕緣氧化層以外，有效地把硅片體內的金屬雜質陷入。因而由于金屬雜質淀析而形成的淀析物，只在硅片體內形成并遠離SOI結構中要緊的氧化層和器件層。
器件層本發明SOI結構的器件層是單晶硅，它最好包含一個基本沒有堆積本征點缺陷的區域。關于形成基本沒有這種缺陷并由此可以得到器件層的單晶硅片，應該注意到本征點缺陷的類型和初始濃度，在硅棒從凝固溫度(即約1410℃)冷卻到大于1300℃的一個溫度(也即不低于約1325℃，不低于約1350℃，或甚至不低于約1375℃)就被確定了；也即這些缺陷的類型和起始濃度由比值V/Go控制，其中V是生長速度而Go是在這溫度范圍內平均軸向溫度梯度。
現在參看圖11，當增加V/Go的數值時，在V/Go的臨界值附近，發生從逐漸減小的自間隙占優勢生長到逐漸增加的空位占優勢生長的一個轉變。根據目前可以得到的訊息，這個臨界值約為2.1×10-5cm2/sK，其中Go在這樣的條件下確定，在這個條件下，軸向溫度梯度在上述溫度范圍內是恒定的。在這個臨界值上，這些本征點缺陷處于平衡之中。然而當V/Go的值超過臨界值，空位濃度增加。同樣當V/Go的值降到臨界值以下，自間隙濃度增加。如果系統中這些濃度達到臨界過飽和的水平，并且如果點缺陷移動性足夠高，那么一個反應，或一個堆積事件大概將發生。
相應的，如同其他處的報道(參閱例如PCT/US98/07365和PCT/US98/07304)，已經發現，空位或自間隙堆積以引起缺陷的反應是能夠被抑制的。雖然沒有特別的理論依據，通常相信在晶棒生長和冷卻的過程中，控制空位和自間隙的濃度以使系統自由能的變化(ΔG)絕不超出這些堆積反應會自發發生的某個臨界值，那么這些反應就能被抑制。換言之，人們相信，通過防止系統變成空位或自間隙臨界過飽和，就可以避免空位或自間隙的堆積。
建立一個足夠低的空位或自間隙的初始濃度(由V/Go(r)來控制，其中V/Go(r)表示V/Go是徑向位置的函數，以后將進一步討論)，使臨界過飽和決不會達到，就能防止這缺陷的形成。然而在實踐中，這種濃度難于在整個晶體半徑上獲得，因而一般講，在晶體凝固以后(也即在建立由V/Go(r)確定的初始濃度以后)，通過減小初始空位濃度或初始間隙濃度來避免臨界過飽和。
由于自間隙較高的移動性(通常約10-4cm2/秒)，而空位的移動性較小，因而就可以通過自間隙徑向擴散到位于晶體表面的漏(sink)，或擴散到位于晶體內部的空位為主區域，在相當大的距離范圍內(也即約5cm到約10cm的距離或更多)去影響自間隙和空位的抑制。如果有足夠的時間來允許本征點缺陷初始濃度的徑向擴散，那么徑向擴散就能有效地用來抑制自間隙和空位的濃度。一般講，擴散時間依賴于自間隙和空位初始濃度的徑向變化，較小的徑向變化，需要較短的擴散時間。
通常，對于用切氏方法生長的單晶硅，平均軸向溫度梯度，Go，隨著半徑的增大而增大。這意味著V/Go在棒的整個半徑上不是單一的值。作為這種變化的結果，本征點缺陷的類型和初始濃度也不是恒定的。如果在沿著硅棒半徑40的某些點上達到，如圖13，14中V/I邊界20所示的V/Go的臨界值，材料將從空位占優勢轉向自間隙占優勢。另外，此硅棒將包含一個以自間隙為主材料的軸對稱區域60(其中硅自間隙原子的初始濃度隨半徑的增加而增加)，包圍在以空位為主材料圓柱形區80(其中，空位起始濃度隨半徑的增大而減小)外面。
當包含V/I邊界的硅棒從凝固溫度冷卻時，間隙原子和空位沿徑向的擴散會導致自間隙和空位的復合，從而導致V/I邊界向內的移動。另外，當晶體冷卻時，還將發生自間隙向晶體表面的徑向擴散。在晶體冷卻時，晶體表面能夠保持近乎平衡的點缺陷濃度。點缺陷的徑向擴散會趨于減小在V/I邊界外的自間隙濃度和邊界內的空位濃度。因而如果有足夠長的擴散時間，各處的空位和自間隙濃度可以達到這樣的狀況這些相應系統的自由能將小于會發生堆積反應的臨界值。
參看圖15，通過優選地控制了包括生長速度V，平均軸向溫度梯度，Go，和冷卻速率等晶體生長條件，使根據切氏方法生長的單晶硅棒100，包含一根中央軸120，一籽晶錐體140和尾部錐體160以及在籽晶錐體和尾部錐體之間的一個恒定直徑區域180。籍以得到本發明硅片的硅棒的恒定直徑部分有一個圓周邊緣200，以及從中央軸120到圓周邊緣200的半徑40。生長條件控制到使形成(I)基本無缺陷的自間隙為主材料的軸對稱區域60和/或(II)空位為主材料的軸對稱區域80，其中至少一部分90是基本無缺陷的。當存在軸對稱區域60和90時，它們可以有變化的寬度，這在下面將詳細討論。
生長速度V，平均軸向溫度梯度Go，(如以前所定義的)通常控制到使比值V/Go的值在V/Go臨界值的約0.5倍到約2.5倍之間(也即約1×10-5cm2/sK到約5×10-5cm2/sK，這數值是根據V/Go的臨界值現在可以得到的訊息算出)。如果能使V/Go的值在V/Go臨界值的約0.6倍到約1.5倍(也即約1.3×10-5cm/sK到3×10-5cm/sK)更好，使V/Go的值在V/Go臨界值的約0.75倍到約1.25倍最好(也即約1.6×10-5cm/sK到約2.1×10-5cm/sK，這數值是根據V/Go臨界值現在可以得到的訊息算出)。在某個具體的優選實例中，在軸對稱區域90中的V/Go在V/Go臨界值和V/Go的臨界值的1.1倍之間。在另一個具體的優選實例中，在軸對稱區域60中的V/Go的值在V/Go臨界值的0.75倍和V/Go的臨界值之間。
為了盡量增加軸對稱區域60或90的寬度，硅棒從固化溫度冷卻到大于1050℃的一個溫度，其時間長短最好(i)對于150mm標稱直徑的硅晶體，至少約5小時，不低于約10小時為好，不低于約15小時更好，(ii)對于200mm標稱直徑的硅晶體，至少約5小時，不低于約10小時為好，不低于約20小時更好，不低于約25小時再好，不低于約30小時最好，(iii)對于標稱直徑大于200mm的晶體，至少約20小時，不低于40小時為好，不低于60小時更好，不低于75小時最好。可以用本領域中已知的任何方法來減小熱遷移，包括用絕緣體，加熱器，輻射屏蔽和磁場，從而來控制冷卻速率。
平均軸向溫度梯度，Go，的控制可以通過晶體提拉器”熱區”的設計來獲得，也即制作加熱器的石墨(或其他材料)，絕緣，熱和輻射屏蔽及其他。雖然設計的各個細節依賴于晶體提拉器的品牌和型號，然而一般講，可以用本領域的各種現在已知的方法，通過控制熔液/固體界面上的熱轉移來控制Go，這些方法包括反射器，輻射屏蔽，通氣管，光導管及加熱器。一般講，Go沿著半徑方向上的變化可以通過在熔液/固體表面上方約一個晶體直徑的范圍內安置一個這樣的裝置而減到最小。通過調整該裝置相對于熔液和晶體的位置，可以進一步控制Go。這可以通過調整該裝置在熱區中的位置，或者通過調整熔液表面在熱區中的位置來實現。另外，如果使用一個加熱器，還可以通過調整提供給加熱器的功率來進一步控制Go。這些方法中的任一種方法或全部方法能夠在成批切氏過程中用上，在這過程中，熔液使用殆盡。
對于本方法的某些實例，為制備基本無缺陷的硅片，平均軸向溫度梯度Go，在硅棒直徑上各個位置相對恒定通常是可取的。然而應當注意到，雖然熱區設計的改進可以使Go的變化減到最小，但和保持一個恒定生長速率相聯系的機械問題成為一個更加重要的因素。這是因為生長過程對于提拉速率的任何變化變得較前敏感得多，而它又反過來影響了生長速率V。從過程控制方面來講，這意味著沿硅棒半徑Go的數值有所變化是有利的。然而Go數值的顯著差別，又導致自間隙的高濃度，通常愈靠近邊緣愈高，從而增加了避免形成堆積本征點缺陷的困難。
鑒于如上所述，Go的控制涉及盡量減小Go徑向變化和保持有利的過程控制條件這兩者之間的平衡。因而，在晶體長度已有約一個硅棒直徑以后，提拉速率一般在約0.2mm/minute(毫米/分)到約0.8mm/minute之間。提拉速率在約0.25mm/minute到約0.6mm/minute更好，在約0.3mm/minute到約0.5mm/minute之間再好。應當注意到提拉速率既依賴于晶體直徑，又依賴于晶體提拉器的設計。上述的范圍通常是對于200mm直徑晶體的。一般講，當晶體直徑增加時，提拉速率要減小。然而晶體提拉器也可設計成允許提拉速率比這里所述的為高。因而，晶體提拉器最好設計得既能使提拉速率盡可能快，同時還能顧及符合本發明的一個或多個軸對稱區域的形成。
通過控制從固化溫度(約1410℃)到某個溫度的冷卻速率可以控制自間隙擴散的數量，在該溫度上，對于半導體硅制造工業實際目的，可以認為硅自間隙已不能移動。在硅的凝固溫度附近，也即約1410℃，硅自間隙原子的可移動性很強。然而這個移動性隨單晶棒的溫度的減小而減小。一般講，自間隙的擴散速率下降這么大的程度以至于在小于約700℃的溫度時，也許在高達800℃，900℃，1000℃甚至1050℃時，在半導體硅制造工業有實際意義的時間內，它們基本上是不動的。
在這方面應當注意到，雖然從理論上講，發生自間隙堆積反應的溫度可以在一個寬廣的溫度范圍內變化，但作為一個實際問題，對于常規的切氏方法生長的硅單晶，這個溫度范圍似乎是比較窄的。這是根據切氏方法生長的硅一般得到的初始自間隙濃度的范圍是比較窄的這一事實所引起的一個結果。因而一般講，自間隙堆積即使要發生，它也只發生在約1100℃到800℃的溫度范圍內，典型的發生在1050℃溫度上。
因而，在自間隙可移動的溫度范圍內，取決于熱區的溫度，冷卻速率通常在約0.1℃/minute(℃/分)到約3℃/minute之間。冷卻速率在約0.1℃/minute到約1.5℃/minute較好，在約0.1℃/minute到約1℃/minute更好，在約0.1℃/minute到約0.5℃/minute再好。
在自間隙可移動的溫度范圍內，通過控制硅棒的冷卻速率，自間隙可以有更長的時間擴散到位于晶體表面的漏或到空位為主的區域并在那里被湮滅。從而減小了這種間隙的濃度，起了防止堆積事件發生的作用。通過控制冷卻速率，利用間隙的擴散性可以放松對V/Go的要求，否則為了得到無堆積缺陷的軸對稱區，可能需要對V/Go有苛刻的要求。換言之，可以通過控制冷卻速率以使間隙有更長的時間來擴散這一事實的結果是為了得到無堆積缺陷的軸對稱區，可以接受的V/Go值，相對于臨界值而言，有較大的范圍。
為了在晶體足夠長的恒定直徑部分得到這樣的冷卻速率，必須考慮硅棒底錐的生長過程，以及考慮底錐生長完成以后硅棒的處理。通常在硅棒恒定直徑部分生長完成以后，要增加提拉速率以使硅棒開始變細形成底錐。然而提拉速率的這種增長，如以前所討論的，可能使恒定直徑部分的下端在間隙足夠可移動的溫度范圍內，冷卻得更快。因而，這些間隙可能沒有足夠的時間擴散到漏上從而被湮滅；也即，在硅棒下端的濃度可能沒有被減小到足夠的程度，從而可能形成間隙缺陷的堆積。
為了防止在硅棒下端形成這種缺陷，最好按切氏方法使硅棒的恒定直徑部分有均勻的熱歷史。為了得到均勻的熱歷史，可以通過把硅棒從熔液中以比較均勻的速率拉出，不僅在生長恒定直徑部分時，還要在生長晶體的底錐時，甚至也許在生長底錐之后都要保持。更具體的講，當開始生長底錐時，最好建立這樣的底錐提拉速率，它能保證仍然保持在約1050℃溫度以上的硅棒恒定直徑部分的任一區域，比起已經冷卻到1050℃以下的恒定直徑部分的其他區域，將經歷相同的熱歷史，而后者包含一個無堆積本征點缺陷的軸對稱區域。可以用，例如(i)相對于在生長晶體恒定直徑部分時坩堝和晶體的旋轉速率，降低生長底錐時坩堝和晶體的旋轉速率，和/或(ii)相對于底錐生長時常規提供的功率，在底錐生長時增加提供給用于加熱硅熔液的加熱器的功率，以得到比較恒定的提拉速率。這些過程變量的附加調整可以單獨使用，也可以聯合使用。
如前所述，存在著空位為主而又沒有堆積間隙缺陷區域的最小半徑。這個最小半徑的值取決于V/Go(r)和冷卻速率。因為晶體提拉器和熱區設計可以不同，因而前面給出V/Go(r)，提拉速率及冷卻速率的范圍也可以不同。同樣的，這些條件沿著生長晶體的長度也可以不同化。同樣如前所述，在某些實例中，無堆積間隙缺陷的間隙為主區域的寬度被優選地最大化了的。因而在一個給定的晶體提拉器中，沿著生長晶體的長度，最好把這個區域的寬度保持在一個值上，這個值盡可能接近，而不要超過晶體半徑和空位為主區域的最小半徑的差值。
對于一給定的晶體提拉器熱區設計，為了使軸對稱區域60和90的寬度最大化所需的晶體提拉速率分布可以通過實驗來確定。一般講，這個經驗方法包含，首先得到在一個確定的晶體提拉器中生長晶體軸向溫度分布的便捷易得的數據，以及在同一提拉器中生長晶體平均軸向溫度梯度的徑向變化的數據。這些數據一起被用來提拉一根或多根單晶硅棒，然后對它們分析，以確定是否存在堆積間隙缺陷。以這樣的方法，就可以確定最佳提拉速率分布。
除了由于在沿著硅棒半徑，Go的增加而引起V/Go的徑向變化，還可以由于V的變化，或由于切氏過程中Go的自然的變化，而引起V/Go的軸向變化。對于一個標準的切氏過程，因為要調整提拉速率以使在整個生長周期中，保持硅棒有恒定直徑，因而V是變化的。提拉速率的這些調整或變化反過來又使得V/Go沿著恒定直徑部分的硅棒長度變化。因而在本方法中用控制提拉速率以使硅棒的軸對稱區域的寬度最大化是可取的。然而硅棒的直徑可能因此發生變化。為了保證得到的硅棒有一個恒定的直徑，最好讓硅棒生長到一個大于所要求的直徑，接著用本領域中的標準方法來去除硅棒表面多余的材料，從而保證得到一根有恒定直徑的硅棒。
再參照圖15，本發明的器件層籍以得到的硅片是從單晶硅棒100中切割出的。這硅棒可以包含一個自間隙為主材料的軸對稱區域60，該區域還可以包圍一空位為主材料的圓柱形區域80，而這圓柱形區中的一部分或全部可以是基本沒有堆積本征點缺陷的區域90；自間隙為主的區域60也可以自中心延伸到邊緣，空位為主區域90也可以由中心延伸到邊緣。
在另一個實施方案中，從V/I邊界20沿著半徑40指向軸120來量度的軸對稱區域90的寬度，至少約15mm，不低于硅棒恒定直徑部分半徑的約7.5％較好，不低于約15％更好，不低于約25％再好，不低于約50％最好。而在一個特殊的優選方案中，軸對稱區域90包含硅棒的軸120，也即軸對稱區域90和圓柱形區域80重合。換言之，硅棒100包含了一個空位為主材料的圓柱形區域，其中至少一部分是無堆積缺陷的。另外，軸對稱區域90延伸的長度，至少是硅棒恒定直徑部分長度的約20％，至少約40％較好，至少約60％更好，至少約80％再好。
在又一個實施方案中，此硅片可以從一單晶硅棒100上得到。這硅棒包含一個軸對稱區域60，如從圓周邊緣220向內沿半徑指向中央軸120來量度，該區域的寬度220通常不小于硅棒恒定直徑部分半徑的約30％。在某些實施方案中，至少約40％，至少約60％，或甚至至少約80％。另外，軸對稱區通常延伸的長度260不小于硅棒恒定直徑部分長度的約20％，不小于約40％較好，不小于約60％更好，不小于約80％再好。
應當注意到軸對稱區60和90的寬度沿著中央軸120的長度可以有一些變化。因而對于一給定長度的軸對稱區，軸對稱區60的寬度220用測量從硅棒100的圓周邊緣沿半徑到離中央軸最遠的一點的距離來確定。換言之，寬度是用軸對稱區域60給定長度內確定的最短距離來量度的。同樣，軸對稱區域90的寬度用測量從V/Z邊界20沿半徑到離中央軸最遠的一點的距離來確定。換言之，寬度是用軸對稱區域90給定長度內確定的最短距離來量度的。
通過控制生長條件，可以得到基本沒有堆積本征點缺陷的硅片。用這樣一片硅片作為SO1結構器件層的原材料就產生有這樣一個器件層的結構，這個器件層是包含一個徑向足夠寬的，基本沒有堆積本征點缺陷的軸對稱區域。由于消除了許多與器件層中存在這種缺陷有關的性能問題，這樣一個器件層是有利的。
應當注意到，如果本發明的SOI結構的基底硅片由一片理想淀析硅片構成，那么最好在SOI的器件層附著在基底硅片之前，就進行理想淀析硅片過程，這在后面還要進一步討論。如果用這樣的實施方案，那么在理想淀析硅片過程結束和開始制備SOI結構以前，對基底硅片中的氧淀析成核中心進行穩定化是可取的。另外，如果采用此方法，那么在形成SOI結構時，例如在硅片結合過程，假如SOI過程的處理時間和溫度對氧淀析物形成是足夠的話，就可以實現步驟S4的氧淀析熱處理。
然而還應當注意到，理想淀析硅片過程也可以在準備好SOI結構以后再進行。雖然沒有任何特殊的理論依據，可以相信SOI結構的行為和典型的單晶硅片一樣，其氧化層如同一自由表面，空位和自間隙可以從這表面上發射出去或擴散到這表面。
SO1結構的制備有一個基本沒有堆積缺陷器件層的SOI結構，如前所述，可以用對”低缺陷密度”單晶硅片進行離子注入的方法來直接得到。如以前指出的那樣，離子注入法在本領域中是標準的(參閱如US PATENT NO5,436,175)。如果還要使該結構包含一”理想淀析”基底硅片，那么在低缺陷密度硅片上的理想淀析硅片過程最好在離子注入以前進行。當采用這樣的方法時，氧化層將位于裸露區內。
也可以把低缺陷密度硅片與一片基底硅片結合，然后用本領域中通用的硅片減薄技術(參閱例如U.S.Patent NO 5,024,723)腐蝕掉一部分低缺陷密度硅片來制備本發明的SOI結構。如果還要使該SOI結構包含一個”理想淀析”基底硅片，那么最好在基底硅片經受理想淀析硅片過程以后再把低密度硅片結合到基底硅片上去。然而也可以先把低缺陷密度硅片結合到一切氏型單晶硅片上以后，再使整個SO1結構經歷一理想淀析硅片過程。
晶格空位的測量在單晶硅中晶格空位的測量可以用鉑擴散分析來實現。通常把鉑沉積在樣品上并在一個水平表面內擴散，擴散時間和擴散溫度最好選擇得使Frank-Turuball機制支配著鉑擴散但又足以達到鉑原子空位染色的穩態。對于有本發明中典型空位濃度的硅片，可以用730℃溫度下擴散20分鐘，雖然在一個較低的溫度下，例如680℃，似乎能更加準確的顯示空位。另外為了盡可能減小可能有的硅化過程的影響，鉑沉積方法最好只產生小于單原子層的表面濃度，鉑擴散技術在他處已有描述，例如，Jacob et al.，J.Appl.Phys.，vol.82，p.182(1997)；Zimmermann and Ryssel，″The Modeling of Platinum Diffusion InSilicon Under Non-Equilibrium Conditions，″J.ElectrochemicalSociety，vol.139，p.256(1992)；Zimmermann，Goesele，Seilenthal andEichiner，″Vacancy Concentration Wafer Mapping In Silicon，″Journal of Crystal Growth，vol.129，p.582(1993)；Zimmermann andFalster，″Investigation Of The Nucleation of Oxygen Precipitates inCzochralski Silicon At An Early Stage，″Appl.Phys Lett.，vol.60，p.3250(1992)；and Zimmermann and Ryssel，Appl.Phys.A，vol.55，p.121(1992)。
堆積缺陷的視覺檢測堆積缺陷可以用許多不同的技術來檢測。例如，流型(flowpattern)缺陷或D-缺陷通常是這樣來檢測的先把單晶硅樣品在Secco腐蝕液中腐蝕約30分鐘，然后再對樣品進行顯微鏡觀察(參閱例如HYamagishi et al.，Semicond Sci.Technol，7，A135(1992))。雖然上述是檢測堆積空位缺陷的標準方法，然而這方法也可以用來檢測堆積間隙缺陷。在用此技術時，這種缺陷顯示為樣品表面的大坑。
堆積缺陷也可以用激光散射技術來檢測，例如激光散射斷層學，這種技術較之其他腐蝕技術，有較小的缺陷密度檢測極限。
另外，用一種在加熱條件下能夠擴散到單晶硅基層中去的金屬來染色這些缺陷，也可以視覺檢測堆積本征點缺陷。具體的講，單晶硅樣品，例如硅片，硅塊或硅條，通過下述步驟，可以視覺檢查這種缺陷是否存在先在這些樣品表面涂一層含有能夠染色這些缺陷的金屬化合物，例如硝酸銅的濃熔液。然后把涂了熔液的樣品在約900℃到約1000℃的溫度下加熱5到15分鐘以使金屬擴散進樣品。接著把加熱過的樣品冷卻到室溫，從而使金屬達到臨界過飽和并淀析在的樣品基底存在缺陷的位置上。
冷卻以后，先使樣品經受一次非缺陷顯示腐蝕，用光潔腐蝕液來處理樣品約8到12分鐘，以去除表面濺留物和淀析物。典型的光潔腐蝕熔液包含約55％硝酸(重量百分濃度70％)，約20％的氫氟酸(重量百分濃度49％)和25％的鹽酸(濃熔液)。
接著用去離子水清洗樣品并使它經受第二次腐蝕，即把它浸入Secco或Wriget腐蝕液或用該熔液處理35到55分鐘。通常用包含1比2的0.15M的重鉻酸鉀和氫氟酸(重量百分濃度49％)的Seeco腐蝕液來腐蝕樣品，這個腐蝕步驟將顯示可能存在的堆積缺陷。
一般講，用上面敘述的銅染色方法可以區分沒有堆積缺陷的間隙為主材料區域和空位為主材料的區域，以及區分上述區域和包含堆積缺陷的區域。無缺陷自間隙為主材料不含有由腐蝕揭示的染色特征，而無缺陷空位為主材料(在以前所描述的高溫氧核化解處理以前)含有氧核銅染色所引起的腐蝕小坑。
定義此處所用的下述短語和名詞有如下給定含義“堆積本征點缺陷”指由于下面兩類反應引起的缺陷(i)，在這反應中空位堆積引起D-缺陷，流型(flow pattern)缺陷，柵氧化完整性(gate Oxide iutegrity)缺陷，晶源顆粒(crystal originated particle)缺陷，晶源光點(crystaloriginated light point)缺陷，和其他與空位有關的缺陷，或(ii)在這反應中自間隙堆積引起位錯線和位錯網絡，以及其他與自間隙有關的缺陷；“堆積間隙缺陷”是指硅自間隙原子堆積反應引起的堆積本征點缺陷；“堆積空位缺陷”是指由于晶格空位堆積而引起的堆積空位點缺陷；“半徑”是指硅片或硅棒的中央軸到圓周邊緣的距離；“基本沒有堆積本征點缺陷”是指堆積缺陷的濃度小于這些缺陷的檢測極限，當前為約103defects/cm3；“V/I邊界”是指沿著硅棒或硅片半徑的這樣一個位置，在這個位置上材料從空位為主轉變成自間隙為主，及“空位為主”和“自間隙為主”表示在這材料中本征點缺陷分別是空位占優勢還是自間隙占優勢。
實例例1到例5說明理想氧淀析方法。例6到例12說明這樣的單晶的制備它含有一個空位為主材料的軸對稱區域，或一個自間隙為主材料的軸對稱區域，或兩者都有，其中基本沒有堆積本征點缺陷，如前所述。所有這些例子不應當解釋為限制性的理想氧淀析方法。
例1用切氏方法拉出的單晶，切割，拋光以得到硅片。這些硅片接著經受表面氧化步驟(S1)，在氮或氬中快速熱退火步驟(S2)，快速冷卻步驟(S3)，再經受氧穩定化和生長步驟(S4)，其條件見表I。在步驟S1-S4之前硅片的起始氧濃度(Oi)，步驟S4以后硅片體內的氧淀析物密度(OPD)，步驟S4以后裸露區的深度(DZ)在表中同時給出。圖2，3，4給出經上述步驟以后硅片的截面(這些圖是放大二百倍以后的照片)；圖2為樣品4-7，圖3為樣品4-8，圖4為樣品3-14表I
另外，用鉑擴散技術把樣品4-7中的晶格空位密度顯示了出來。鉑濃度和從硅片表面算起的深度的關系在圖5中給出(0深度對應晶片前側)。
例2為了表明本發明的方法相對地獨立于切氏生長硅片的氧濃度，三片具有不同氧濃度的硅片經受在例1中所述的相同的一系列步驟。每個步驟的條件，在步驟S1-S4之前硅片的起始氧濃度(Oi)，在步驟S4之后在硅片體內的氧淀析物密度(OPD)，在步驟S4以后從硅片表面算起的裸露區的深度(DZ)在表(II)中給出。圖6，7，8給出經上述步驟以后的硅片的截面圖(這些圖是放大二百倍以后的照片)圖6為樣品3-4，圖7為樣品3-5，圖8為樣品3-6。
表II
例3為了表明本發明的方法相對地獨立于氧淀析穩定化和生長步驟(S4)中所用的條件，用一片硅片(樣品1-8)，它有和例2中樣品3-4相同的起始氧濃度，經受相同的步驟系列，只是采用專利的，商用16兆DRAM方法作為氧淀析穩定化和生長步驟S4。圖9給出這樣得到的硅片的截面(本圖是放大二百倍以后的照片)。在步驟S4以后，樣品1-8和3-4有相近的體內氧淀析物密度(樣品1-8為7×1010/cm3而樣品3-4為4×1010/cm3)以及相近的裸露區深度(約40微米)。
例4本例給出在熱處理過程中增加氣氛中氧的濃度將會引起的體微觀缺陷(BMD)密度，即氧淀析物密度以及裸露區(DZ)的深度可以觀察到的趨勢。三組硅片在不同的處理條件下經受快速熱退火處理，組A中的硅片在氮氣氛下在1200℃退火30秒，組B中的硅片在同樣條件下退火20秒，組C中的硅片在氬氣氛下在1200℃退火30秒。在這例中三組硅片中的任一片硅片都沒有經歷預氧化的步驟。
如后面表III所表明的，在每一組中，氧的分壓由上至下逐漸增加。一旦退火完成后，用本領域中標準的方法確定每片硅片的BMD密度和DZ的深度，結果在后面的表III中給出。
表III
ND＝未確定上述數據表明，氣氛中氧的分壓增加時，體微觀缺陷的數密度減小。另外當氧的分壓達到10000Ppma時，體微觀缺陷的數密度與經過氧淀析熱處理而事先沒有根據本發明進行快速熱退火的硅片中的體微觀缺陷的數密度已無法區別。
例5氧化熱退火處理為了說明本發明的氧化熱退火處理，從用切氏方法生長的單晶硅棒得到的硅片在只有一層自然氧化層的情況下，來經受熱退火處理步驟(S2)。在每一種情況下，硅片是在含氨的氣氛下在約1180℃的快速熱退火爐中退火約3分鐘然后快速冷卻(S3)。現參照圖36和圖37，可以看到，在經歷氧穩定化和生長步驟(S4)和NEC-1處理以后，這種過程條件產生基本沒有裸露區的硅片，而體氧淀析物密度(OPD)大于約1×1010atoms/cm3。
如果在冷卻步驟(S3)以后及步驟S4之前，硅片經歷一個氧化熱步驟，那么與圖36和37中的硅片相反，就可以形成一個裸露區。現參看圖38和39，在冷卻以后，硅片表面稍加腐蝕以去除可能存在的氮化層。然后把硅片在快速退火爐中，在含氧氣氛下，在本例中氧的濃度是100％，加熱到1180℃，約3分鐘。在經過氧穩定化和生長步驟(S4)以及NEC-1處理后，可以觀察到這樣過程條件產生的硅片有深度為60μm的裸露區和大于約1×1010atoms/cm3的體氧淀析物密度(OPD)。
現參照圖40和41，可以觀察到，氧化熱退火步驟可以只在硅片的一側進行。單側處理可以通過屏蔽硅片不予處理的一側來實現。圖40和41中硅片經受處理的方式與圖38和39中的硅片相同，唯一差別是先在硅片的一側用低溫化學氣相沉積(CVD)的方法生成一層氮化硅，從而把該側屏蔽起來。在經過氧穩定化和生長步驟(S4)以及NEC-1處理以后，可以觀察到硅片在沒有屏蔽的一側(前面)有深度約60μm的裸露區，而硅片屏蔽的一側(后面)基本沒有裸露區。硅片的體淀析物密度(OPD)大于約1×1010atoms/cm3。
應當注意到，為了得到本方法的結果，用硅片表面腐蝕的方法來除去原先存在的氮化層不一定是必要的，然而表面腐蝕是可選用的，相應地，這也不應看成限制性的。
還應進一步注意到，鑒于例5，在存在氧化氣氛下熱退火硅片可以有效地形成裸露區。另外在本發明的其他實例中形成的裸露區可以用這個熱氧化處理來進一步修正。例如樣品4-7和樣品4-8(例1)，如在氧化淀析熱處理步驟S4之前，先讓它們經受熱氧化處理，其裸露區的深度就可以增加。同樣，對于樣品3-14(例1)，如讓該硅片經歷此熱氧化處理，就可以形成裸露區。
含有一個基本沒有缺陷的軸對稱區域的單晶硅。
例6對于已存在熱區設計的單晶提拉器的優化步驟。
先在這樣條件下生長一200mm的單晶棒沿著晶體長度，提拉速率從約0.75mm/min線性的降低到約0.35mm/min。圖17給出提拉速率和晶體長度的函數關系。選擇這樣的提拉速率是為了根據在晶體提拉器中正在生長的200mm硅棒中預先設定的軸向溫度分布和預先設定的平均溫度梯度，Go，即在熔液/固體界面上軸向溫度梯度，的徑向變化，以保證硅棒的一端從中央到邊緣是空位為主材料而硅棒的另一端從中央到邊緣是間隙為主的材料。這樣生長的硅棒沿縱向切割后加以分析，以確定在何處開始形成堆積的間隙缺陷。
圖18是沿縱向切割后硅棒少數載流子的掃描圖，其部位是從離硅棒肩部約635mm到760mm處，為了揭示缺陷分布圖樣，切割后經受一系列的氧淀析熱處理。在晶體位置約680mm處，能夠看到一片堆積間隙缺陷280。這位置對應于臨界提拉速率V*(680mm)＝0.33mm/min。在這點，軸對稱區域60(間隙為主材料但沒有堆積間隙缺陷)的寬度達到最大值；空位為主區域80的寬度，R*v(680)約為35mm，而軸對稱區域的寬度R*I(680)約為65mm。
接著以穩態提拉速率來生長一組4根單晶硅棒，其中有的提拉速率較第一個200mm硅棒得到最大軸對稱區域寬度時的提拉速率要大一些，有的則要小一些。圖19給出這4根晶體提拉速率和晶體長度的函數關系，分別用1-4標出。這4根晶體接著被分析并確定在什么軸向位置(相應的提拉速率)上，堆積間隙缺陷開始出現或開始消失。圖19中標出了這四個經驗確定的點(用“*”標出)。在這些點之間內插并從這些點外推產生一條曲線，在圖19中用V*(z)標出。這曲線，在一級近似下，表示了在該晶體提拉器中，對于200mm晶體，為使軸對稱區域寬度具有最大值，提拉速率與長度的函數關系。
如果以其他的提拉速率來生長更多的晶體，并進一步來分析這些晶體，將能使實驗確定的V*(z)更精確。
例7減小Go(r)徑向變化圖20和21說明通過減小在熔液/固體界面上軸向溫度梯度，Go(r)，的徑向變化，可以改善晶體質量。計算了兩個具有不同Go(r)情況下空位和間隙的初始濃度(熔液/固體界面上方1cm處)(1)Go(r)＝2.65+5×10-4r2(K/mm)和(2)Go(r)＝2.65+5×10-5r2(K/mm)。兩種情況下，都把提拉速率調整到使富空位硅和富間隙硅的界面在半徑為3cm處。在第一種情況和第二種情況中所用的提拉速率分別是0.4和0.35mm/min。從圖21可以清楚看到，在晶體富間隙部分間隙的初始濃度因初始軸向溫度梯度徑向變化的減小而大大減小。這就導致材料質量的改進，因為材料變得更容易避免由于間隙過飽和而引起間隙缺陷團的形成。
例8增加間隙外擴散時間圖22和23說明，可以通過增加間隙外擴散的時間來改進質量。計算了晶體在二種不同軸溫度分布，dT/dz，情況下的間隙濃度。兩種情況下，熔液/固體界面上的軸向溫度梯度是相同的，因而間隙的初始濃度(熔液/固體界面上方1cm處)是相同的。在此例中，提拉速率調整到使整個晶體都是富間隙的。兩種情況下提拉速率相同都是0.32mm/min。對情況2，較長的間隙外擴散時間導致間隙濃度全面的減小。這就導致材料質量的改進，因為材料變得更容易避免由于間隙過飽和而引起的間隙缺陷團的形成。
例9用變化的提拉速率生長一根700mm長，150mm直徑的晶體。提拉速率從肩部處約為1.2mm/min線性變化到離肩部430mm處約為0.4mm/min，然后再線性變化到離肩部700mm處約為0.65mm/min。在這個特殊的晶體提拉器中，在這樣的條件下，在離肩部320mm到525mm的晶體長度上，整個半徑是在富間隙條件下生長的。參照圖24，在軸位置約525mm，提拉速率約為0.47mm/min處，晶體在整個直徑上沒有堆積本征點缺陷。換言之，存在著這樣一小段晶體，在這段晶體中，軸對稱區域，也即基本沒有堆積缺陷的區域的寬度等于硅棒的半徑。
例10如例6中所述，以不同的速率來生長一系列單晶硅棒，然后通過分析以確定堆積間隙缺陷開始出現或開始消失的軸向位置(以及相應的提拉速率)。在這些點中內插及從這些點外推，畫在提拉速率與軸向位置的關系圖上，就得到一條曲線，該曲線在一級近似下，表示了在該晶體提拉器中對于200mm晶體為使軸對稱區域寬度具有最大值，提拉速率與長度的函數關系。接著以其他的提拉速率生長了更多的晶體，對這些晶體的進一步分析，以使這個經驗確定的優選提拉速率曲線更精確。
用此數據以及遵循此優選提拉速率曲線，生長了1000mm長200mm直徑的晶體。從該晶體不同軸向位置切割出硅片，再用本領域中標準的氧淀析方法進行分析以(i)確定是否形成堆積間隙缺陷(ii)確定作為切片半徑的函數的V/I邊界的位置。以這樣的方法確定了軸對稱區的存在以及這個區域的寬度，后者是晶體長度或位置的函數。
圖25的曲線給出了軸位置在離開硅棒的肩部約200mm到約950mm處所得到的結果。這些結果表明，對于單晶硅棒的生長，可以確定一條提拉速率曲線以使得硅棒的恒定直徑部分可以包含一軸對稱區，如從圓周邊緣沿半徑指向硅棒中心軸的方向來量度，其寬度至少是恒定直徑部分半徑尺寸的40％。這些結果還表明沿著硅棒中心軸測量，軸對稱區域的長度約為硅棒恒定直徑部分長度的75％。
例11用逐漸減小的提拉速率生長了一根長度為1100mm而直徑為150mm的硅棒。在硅棒恒定直徑的肩部處的提拉速率約為1mm/min。提拉速率指數下降到約0.4mm/min，此速率對應于離肩部約200mm的軸向位置。接著提拉速率線性下降，直至在硅棒恒定直徑部分的底部附近達到0.3mm/min的速率。
在這個特殊的熱區配置中，在這樣的過程條件下，得到的硅棒包含這樣一個區域，在此區域中軸對稱區域的寬度大致和硅棒的半徑相同。現參看圖26A和26B，它們是一部分硅棒徑軸向切割并經一系列氧淀析熱處理后少數載流子壽命掃描產生的圖象，給出的是軸位置從約100mm到約250mm和約250mm到400mm臨近兩段硅棒的結果。從這些圖中可以看到，軸向位置從離肩部約170mm到290mm，硅棒內存在一個區域，在這個區域中，在整個直徑范圍內，沒有堆積本征點缺陷。換言之，在硅棒內存在這樣一個區域，在其中軸對稱區域，也即基本沒有堆積間隙缺陷的區域的寬度，與硅棒的半徑大體相等。
另外，軸位置從約125mm到約170mm的區域和約290mm到大于400mm的區域，存在無堆積本征點缺陷的間隙為主材料的軸對稱區，環繞在同樣無本征點缺陷空位為主材料，通常為圓柱形核的外面。
最后，在軸位置從100mm到約125mm的區域內，存在無堆積本征點缺陷的間隙為主材料的軸對稱區域，環繞在空位為主材料通常為圓柱形核外面。而在空位為主材料內，有一個無堆積缺陷的軸對稱區域，環繞在含有堆積空位缺陷的核外面。
例12冷卻速率和V/I邊界的位置根據切氏方法并用不同的熱區配置生長了一系列的單晶硅棒(150mm和200mm標稱直徑)，其中熱區配置是用本領域中常規方法設計的，它將影響硅在約1050℃溫度以上的駐留時間。每一根硅棒的提拉速率沿著硅棒的長度是變化的以企圖得到一個從堆積空位點缺陷區域到堆積間隙點缺陷區域的轉變。
硅棒生長以后，把它沿著與生長方向平行的中央軸縱向切割，然后再把它分成厚度為2mm的多片。用以前敘述過的銅染色技術，一組這樣的縱向切片被加熱并故意的沾染銅，其加熱條件要適宜于高濃度的間隙銅原子的熔解。在熱處理之后，樣品迅速冷卻，在這段時間內，銅雜質或者外擴散，或者淀積在存在氧原子團或堆積間隙缺陷的地方。經過標準的缺陷顯現腐蝕，可以視覺檢查樣品是否有淀析雜質；凡沒有淀析雜質的區域對應于沒有堆積間隙缺陷的區域。
另一組這樣的縱向切片，使之經受一系列氧化淀析熱處理以使在載流子壽命成象前，能引起成核和生長新的氧原子團。用壽命成象中的對比帶來確定和測量在每一根硅棒的不同軸位置上，瞬間的熔液/固體界面的形狀。熔液/固體界面形狀的訊息接著用于估計平均軸向溫度梯度Go的絕對值和它的徑向變化，這在后面還要進一步討論。此訊息，連同提拉速率一起，還用來估計V/Go的徑向變化。
為了更加精確的估計生長條件對單晶硅棒質量的影響，作了幾個假設，這些假設基于迄今為止的實驗證據，相信是正確的。首先，為了用冷卻到產生間隙缺陷堆積的溫度所用時間來簡化熱歷史的處理，假設1050℃上下是發生硅自間隙缺陷堆積的溫度的合理近似。這個溫度似乎符合在用不同冷卻速率所做的實驗中觀察到的堆積自間隙缺陷密度的變化。雖然，如前所述，自間隙濃度也是堆積是否發生的一個因素，然而可以認為在1050℃以上的溫度，堆積是不會發生的。因為給出了切氏型生長方法典型的間隙濃度范圍，可以合理的假定在這溫度以上，這個系統是不會變成臨界間隙過飽和的。換言之，對于切氏生長方法得到的典型的間隙濃度，可以合理的假定，這個系統在約1050℃溫度以上，不會變成臨界過飽和，因而不會發生堆積事件。
把生長條件對單晶硅質量的影響加以參數化的第二個假設是硅自間隙擴散率隨溫度的變化可以忽略。換言之，假定了在1400℃和1050℃之間的任何一個溫度上，自間隙以相同的速率擴散。了解到把約1050℃作為堆積溫度的一個合理近似，這個假設的要點在于從熔點冷卻下來的冷卻曲線的細節是無關緊要的。擴散距離只與從熔點冷卻到約1050℃所花總的時間有關。
利用每一種熱區設計的軸向溫度分布數據，和對于每一根硅棒的實際提拉速率分布的數據，從約1400℃到約1050℃所需總的冷卻時間就可以算出。應當注意到，對于每一種熱區，溫度的變化率是比較均勻的。這種均勻性意味著，對于堆積間隙缺陷的成核溫度，也即約1050℃，的選擇的任何誤差，可以認為只導致計算出的冷卻時間的少許誤差。
為了確定硅棒的空位為主區域的徑向范圍(R空位)，或確定軸對稱區域的寬度，還假設由壽命圖確定的空位為主核的半徑和凝固時的這一點相當，該點的V/Go等于V/Go臨界值。換言之，通常假設軸對稱區的寬度由冷卻到室溫以后V/I邊界的位置確定。指出這一點是因為，如前所述，當硅棒冷卻時可以發生空位和自間隙的復合。如確實發生復合，V/I邊界的實際位置將向硅棒中央軸移動。這里所指的正是這最后位置。
為了簡化在凝固時晶體中的平均軸向溫度梯度Go的計算，熔液/固體界面的形狀假定是熔點的等溫面。晶體的表面溫度用有限元模型(FEA)技術和熱區設計的細節來計算。在晶體中整個溫度場，因而Go，用以下恰當的邊界條件解拉普拉斯方程推出也即沿著熔液/固體界面的熔點和用FFA算出的沿著晶體軸向的表面溫度。從準備好并加以計算的一根硅棒在各個軸位置上得到的結果在圖27中給出。
為了估計Go的徑向變化對起始間隙濃度的影響，假設在V/I邊界和晶體表面徑向中間位置R’是硅自間隙可以從硅棒發出的最遠點，不論這個漏是在空位為主區域或是在晶體表面。用上述硅棒的生長速率和Go的數據就可以算出在位置R’上的V/Go和在V/I邊界上的V/Go(即V/Go臨界值)，其差值提供了起始間隙濃度徑向變化的一個標志，也提供了它對剩余間隙達到晶體表面的漏或空位為主區域能力的影響的一個標志。
對這組具體的數據，晶體質量與V/Go徑向變化似乎沒有系統的依賴關系。如在圖28中可以看到，在這個樣品中，硅棒中的軸向依賴是最小的。在這個實驗系列中涉及的生長條件代表了范圍相當窄的Go的徑向變化。因此對于解決晶體質量(也即是否存在堆積本征點缺陷帶)和Go徑向變化清晰的依賴關系，這組數據是太窄了。
如前所述，準備好的每根硅棒的樣品，在各個軸位置上都來估計是否存在堆積間隙缺陷。對考察的每一個軸向位置，可以作出樣品質量與軸對稱區域寬度之間的關聯。現參照圖29，可以畫出這樣一張圖，它比較了給定樣品的質量與樣品在某個特殊的軸位置，從凝固溫度冷卻到1050℃所許可的時間之間關系。象如同預期的那樣，該圖表明軸對稱區域的寬度(也即R晶體-R空位)對于在該特殊的溫度范圍內樣品的冷卻歷史有強的依賴關系。上述趨勢顯示，為了增加軸對稱區域的寬度，需要更長的擴散時間或更慢的冷卻速率。
基于該圖給出的數據，可以算出一條最佳擬合曲線，它表示在這特殊的溫度范圍內，一個給定的硅棒直徑，硅的質量從”好”(也即沒有缺陷)到”壞”(也即包含缺陷)的轉變與所許可的冷卻時間的函數關系。在軸對稱區的寬度與冷卻時間之間的普遍關系可以用下述方程來表示(R晶體-R轉變)2＝Deff*t1050℃其中R晶體是硅棒的半徑R轉變是樣品的某個軸位置上軸對稱區域的半徑，，間隙為主材料在該位置從無缺陷轉變為有缺陷或相反轉變。
Deff是一個常數，約為9.3×10-4cm2秒-1，它表示間隙擴散率的時間溫度平均值，和T1050℃是對于樣品給定的軸位置，從凝固溫度冷卻到1050℃所需要的時間。
再參照圖29，可以看到，對于給定的硅棒直徑，為了要得到具有要求直徑的軸對稱區，可以估算出冷卻時間。例如，對于直徑為150mm的硅棒，如果在約1410℃到約1050℃的溫度范圍內，這部分硅棒允許冷卻約10到15小時，那么可以得到寬度與硅棒半徑大致相等的軸對稱區域。同樣，對于一根直徑為200mm的硅棒，如果在這個溫度范圍內，這部分硅棒允許冷卻約25到約35小時，那么可以得到寬度與硅棒半徑大致相等的軸對稱區域。如果這條線繼續外推，對于直徑約300mm的硅棒可能需要約65到約75小時的冷卻時間以得到一個寬度與硅棒半徑大致相等的軸對稱區域。在這方面應當注意到當硅棒直徑增加時，由于間隙擴散到在硅棒表面上的漏或空位核距離的增加，需要增加冷卻時間。
現參照圖30，31，32，和33，從中可以觀察到對于各個硅棒增加冷卻時間的效果。其中的每一張圖描繪出標準直徑為200mm的硅棒的一部分，從圖30到圖33，由凝固溫度到1050℃的冷卻時間逐步增加。
參照圖30，給出了軸位置為離肩部235mm到350mm之間的一段硅棒。在軸位置為255mm處，無堆積間隙缺陷的軸對稱區域的寬度達到最大值，這值約是硅棒半徑的約45％。在這個位置以外，發生從沒有這種缺陷的區域到存在這種區域的轉變。
現參照圖31，給出了軸位置為離肩部305mm到460mm之間的一段硅棒。在軸位置為360mm處，無堆積間隙缺陷的軸對稱區域的寬度達到最大值，這值約是硅棒半徑的約65％，在這個位置以外，開始形成缺陷。
現參照圖32，給出了軸位置為離肩部140mm到275mm之間的一段硅棒。在軸位置為210mm處，軸對稱區域的寬度約等于硅棒的半徑，也即在這范圍內的一小段硅棒是不存在堆積本征點缺陷的。
現參照圖33，給出了軸位置為離肩部600mm到730mm的一段硅棒。在軸位置從約640mm到約665mm范圍內，軸對稱區的寬度與硅棒半徑約相等，另外其中軸對稱區域的寬度約等于硅棒半徑的這段硅棒的長度比起圖32中硅棒所觀察到的對應長度要長。
因而，當把圖30，31，32，33放在一起考察，這些圖表明了冷卻到1050℃的冷卻時間對于無缺陷軸對稱區的寬度和長度的影響。一般講，含有堆積間隙缺陷的區域是由于連續降低晶體提拉速率，導致過大的起始間隙濃度所引起的，這部分晶體的冷卻時間不足以把這過大的起始間隙濃度減低下來。較長的軸對稱區域意味著對于這種無缺陷材料生長可以有更大的提拉速率(也即初始濃度)范圍。增加冷卻時間就允許有較高的起始間隙濃度，因為可以得到足夠的徑向擴散時間以把濃度減小到間隙缺陷堆積所需的臨界濃度以下。換言之，對于較長的冷卻時間，較低的提拉速率(因而較高的初始間隙濃度)仍能得到最大的軸對稱區域60。因而較長的冷卻時間使得獲得最大軸對稱區域直徑所需條件中，提拉速率的允許范圍變大，從而放松了對過程控制的限制。因而硅棒在大長度上獲得軸對稱區域的過程就變得容易一些。
現在再參照圖33，軸位置從離肩部665mm到大于730mm這段范圍內，存在一個無堆積缺陷以空位為主材料區域，這個區域的寬度與硅棒的直徑相等。
從上述數據可以看出，用控制冷卻速率，可以減小自間隙濃度。因為有更長的時間讓間隙擴散到它們可能被湮滅的區域。其結果是，在單晶硅棒的一個足夠大的區域內，防止了堆積間隙缺陷的形成。
根據以上所述，可以看到本發明的幾個目標已經達到。因為在不超出本發明的范圍下，可以對上述組成和過程作各種各樣的改變，因而意示著所敘述的全部內容均應解釋為示例性的而不是限制性的。
權利要求
1.一種絕緣體上硅的結構，該結構包含一個基底硅片一單晶硅器件層，它有一中央軸，一圓周邊緣，一個從中央軸延至圓周邊緣的半徑，以及一個第一軸對稱區，其中基本沒有堆積本征點缺陷；以及，在基底硅片和器件層之間的一個絕緣層。
2.按照權利要求1的結構，其中在第一軸對稱區域內，硅自間隙是主要的本征點缺陷，第一軸對稱區從器件層的圓周邊緣沿半徑向內延伸，其從圓周邊緣沿半徑指向中心軸來測量的寬度，為該層半徑長度的至少約30％。
3.按照權利要求1的結構，其中在第一軸對稱區域內，硅自間隙是主要的本征點缺陷，第一軸對稱區從器件層的圓周邊緣沿半徑向內延伸，其從圓周邊緣沿半徑指向中心軸來測量的寬度，為該層半徑長度的至少約40％。
4.按照權利要求1的結構，其中在第一軸對稱區域內，硅自間隙是主要的本征點缺陷，第一軸對稱區從器件層的圓周邊緣沿半徑向內延伸，其從圓周邊緣沿半徑指向中心軸來測量的寬度，為該層半徑長度的至少約80％。
5.按照權利要求2，3或4的結構，其中第一軸對稱區通常是環狀的并且該結構還包含了第二個通常是圓柱狀的區域，在其中，空位是主要的本征點缺陷，第二個區域位于第一個區域的沿半徑向內。
6.按照權利要求1的結構，其中在第一軸對稱區域內，硅自間隙是主要的本征點缺陷，第一軸對稱區從器件層的圓周邊緣沿半徑向內延伸，其從圓周邊緣沿半徑指向中心軸來測量的寬度，約等于該層的直徑的長度。
7.按照權利要求1的結構，其中在第一軸對稱區內，空位是主要的本征點缺陷，第一軸對稱區包含層的中央軸或沿層的半徑方向量度至少有約15mm的寬度。
8.按照權利要求7的結構，其中第一軸對稱區域的寬度為層的半徑長度的至少約25％。
9.按照權利要求7的結構，其中第一軸對稱區域的寬度為層的半徑長度的至少約50％。
10.按照權利要求7，8或9的結構，其中還包含了第二個總是環狀的區域，在這個區域中，硅自間隙是主要的本征點缺陷，第二個區域位于第一個區域的沿半徑向外，并且基本沒有堆積本征點缺陷。
11.按照權利要求7的結構，其中第一軸對稱區的寬度約等于層的半徑的長度。
12.按照權利要求1的結構，其中基底硅片包含一片切氏單晶硅片，它有兩個通常是平行的主平面，其中一個是前表面而另一個是硅片的后表面，一個在前后表面之間的中央平面，一個連接前后表面的圓周邊緣，一個表面層，這個表面層包含了在前表面和距離D1之間的硅片的第一個區域，D1從前表面指向中央平面來測量，至少約10微米，以及一個體層，它包含了在中央平面和第一個區域之間的硅片的第二個區域，硅片中有不均勻的晶格空位分布，在體層中的空位濃度大于表面層的空位濃度，空位濃度分布的峰值密度位于中央平面上或在中央平面附近，空位濃度從峰值密度位置沿著指向基底硅片前表面的方向通常減小。
13.按照權利要求1的結構，其中基底硅片包含一片切氏單晶硅片，它有兩個通常是平行的主平面，其中一個是前表面而另一個是硅片的后表面，一個在前后表面之間的中央平面，一個連接前后表面的圓周邊緣，以及一個裸露區，該裸露區包含硅片從前表面到距離D1的一個區域，D1沿著指向中央平面的方向來測量，至少約10微米，該裸露區含有間隙氧，硅片在裸露區位于約二分之一D1距離處的間隙氧濃度為裸露區中最大間隙氧濃度的至少約75％。
14.按照權利要求1的結構，其中基底硅片包含一片切氏單晶硅片，它有兩個通常是平行的主平面，其中一個是前表面而另一個是硅片的后表面，一個在前后表面之間的中央平面，一個連接前后表面的圓周邊緣，一個前表面層，它由距離為D2以內硅片的第一個區域構成，D2從前表面算起不大于15微米，以及一個體層，該體層包含中央平面和前表面層之間的硅片的第二個區域，該體層有基本均勻的氧濃度，以及這樣的晶格空位濃度，使得硅片經受基本上由800℃退火4小時和1000℃退火16小時這兩步驟組成的氧淀析熱處理后，硅片將含有氧淀析物，該氧淀析物濃度分布在體層內的峰值密度在中央平面上或在中央平面附近，體層內淀析物的濃度沿著指向前表面層的方向通常減小。
15.一種絕緣體上硅的結構，該結構包含一個基底硅片，它包含一切氏單晶硅片，其有兩個通常是平行的主平面，其中一個是前表面而另一個是硅片的后表面，一個在前后表面之間的中央平面，一個連接前后表面的圓周邊緣，一個表面層，該表面層包含了在前表面和距離D1之間的硅片的第一區域，D1從前表面并指向中央平面來測量，至少約10微米，以及一個體層，它包含了在中央平面和第一個區域之間硅片的第二個區域，該硅片的特征在于它有不均勻的晶格空位分布，在體層中的空位濃度大于表面層的空位濃度，空位分布的峰值密度位于中央平面上或在中央平面附近，空位濃度從峰值密度位置沿著指向基底硅片前表面的方向通常減小；一單晶硅器件層；和在基底硅片和器件層之間的一層絕緣層。
16.按照權利要求15的結構，其中D1至少約20微米。
17.按照權利要求15的結構，其中D1至少約50微米。
18.按照權利要求15，16或17的結構，其中在離基底硅片表面超過3微米處的間隙氧濃度至少約為體層內間隙氧濃度的50％。
19.按照權利要求15，16或17的結構，其中在離基底硅片表面超過10微米處的間隙氧濃度至少約為體層內間隙氧濃度的80％。
20.按照權利要求15，16或17的結構，其中器件層有一中心軸，一圓周邊緣，一從中心軸到圓周邊緣的半徑，以及一個第一軸對稱區域，該區域中基本無堆積本征點缺陷。
21.按照權利要求20的結構，其中在第一軸對稱區域內，硅自間隙是主要的本征點缺陷，第一軸對稱區從器件層的圓周邊緣沿半徑方向向內延伸，其寬度，從圓周邊緣沿半徑向中央軸來量度，至少約為層的半徑長度的40％。
22.按照權利要求20的結構，其中在第一軸對稱區域內，空位是主要的本征點缺陷，第一軸對稱區包含層的中央軸或沿層的半徑方向量度至少有約15mm的寬度。
23.一種在絕緣體上硅的結構，該結構包含一個基底硅片，它包含一切氏單晶硅片，其有兩個通常是平行的主平面，其中一個是前表面而另一個是硅片的后表面，一個在前后表面之間的中央平面，一個連接前后表面的圓周邊緣，以及一個裸露區，該裸露區包含硅片從前表面到距離D1的一個區域，D1沿著指向中央平面的方向來測量，至少約10微米，該裸露區含有間隙氧，該硅片的特征在于在裸露區位于約二分之一D1距離處的間隙氧濃度至少約為裸露區中最大間隙氧濃度的75％；一單晶硅器件層和在基底硅片和器件層之間的一絕緣層。
24.按照權利要求23的結構，其中D1至少約20微米。
25.按照權利要求23的結構，其中D1至少約50微米。
26.按照權利要求23，24或25的結構，其中在裸露區位于約二分之一D1距離處的間隙氧濃度至少約為裸露區中最大間隙氧濃度的80％。
27.按照權利要求23，24或25的結構，其中在裸露區位于約二分之一D1處的間隙氧濃度至少約為裸露區中最大間隙氧濃度的90％。
28.按照權利要求23，24，或25的結構，其中器件層有一中央軸，一圓周邊緣，一根從中央軸指向圓周邊緣的半徑以及一個第一軸對稱區域，其中基本無堆積本征點缺陷。
29.按照權利要求28的結構，其中在第一軸對稱區域硅自間隙是主要本征點缺陷，第一軸對稱區從器件層的圓周邊緣沿半徑向內延伸，其寬度從圓周邊緣沿半徑向中央軸來量度，至少約為層的半徑長度的40％。
30.按照權利要求28的結構，其中在第一軸對稱區域內，空位是主要的本征點缺陷，第一軸對稱區包含層的中央軸或沿層的半徑方向量度至少有約15mm的寬度。
全文摘要
本發明涉及一種硅－絕緣體(SOI)結構,它有一層低缺陷密度器件層,還可以有一具有較好吸附雜質能力的基底硅片。該器件層包含一中央軸,一圓周邊緣,一個從中央軸延至圓周邊緣的半徑,以及一個第一軸對稱區,其中基本沒有堆積本征點缺陷。另外本發明還針對這樣一種SOI結構,其有一片切氏單晶硅基底硅片,該基底硅片在經受幾乎任意電子學器件制作過程都要采用的熱處理周期時,能夠形成一個理想的氧淀析物非均勻深度分布。
文檔編號H01L21/02GK1321336SQ99811709
公開日2001年11月7日 申請日期1999年8月31日 優先權日1998年9月2日
發明者羅伯特·J·福斯特 申請人:Memc電子材料有限公司