容许工艺条件变动而制备无缺陷硅晶体的工艺

摘要

一种生长具有一个基本上无团聚本征点缺陷的轴向对称区单晶硅锭的工艺。单晶硅锭一般是按照左克拉斯基方法生长;可是,该锭从固化温度冷却到超过约900℃的一个温度被控制得容许有本征点缺陷的扩散以使在此轴向对称区内无团聚缺陷形成。是以,V/Go比由于V或Go的变化被容许在此区域之内轴向地变动至少5%于一个最小值和一个最大值之间。

说明书

发明背景

本发明一般地涉及用于制造电子组件的半导体级单晶硅的制备。特别具体地说，本发明涉及一个生产单晶硅锭的工艺，其中该硅锭的恒定直径部分的至少一段基本上缺少团聚本征点缺陷，其V/Go容许随该段的长度而变动，办法是控制该段冷却到团聚本征点缺陷不会形成的温度。

制造半导体电子组件的大多数工艺所用起始材料单晶硅，普通地是用所谓左克拉斯基(“CZ”)方法制备。在这个方法中，多晶硅(“polysilicon”)被装进坩锅里熔化，籽晶拿来跟熔硅接触，而后通过缓慢淬取来生长单晶。在晶颈的形成完成后，晶体的直径通过减低拉制速率和/或熔体温度而增大，直到达成预期直径或目标直径。具有一近似恒定直径的晶体圆柱形主体而后通过控制拉制速率和熔体温度以补偿渐减的熔体水平面而生长。在生长工艺的末尾但在熔硅在坩锅里完却之前，晶体直径必须渐渐减少而形成一个尾晶锥。典型地，尾晶锥是通过增大晶体拉制速率和向坩锅供给热量而形成。当直径变成足够小时，那么，晶体就从熔体分离开来。

在近些年里，我们已经认定：随着晶体固化后冷却，在晶体生长舱里，许多缺陷在单晶硅里形成。这样些缺陷部分地是由于在晶格里存在过量(即高于溶解度极限的浓度)的本征点缺陷，它们是空位和自填隙原子。从熔体生长的硅单晶典型地生长出来过量的这一种或那一种类型的点缺陷，或者是晶格空位(“V”)，或者是硅自填隙原子(“I”)。

空位型缺陷被认定为这样些可以观察到的晶体缺陷如D-缺陷、流图缺陷FPDS、栅氧化物整体GOI缺陷、晶体源粒子COP缺陷、晶体源光点缺陷CPDs以及某些等级和种类的体缺陷，它们是通过红外光扫描技术如扫描红外显微照相和激光扫描层析而观察到的。在过量空位区域还出现有起着环氧化导致的堆垛层错(OISF)核作用的缺陷。我们认定：这个特殊缺陷是由出现过量空位催化而成的一种高温核化氧团聚物。

有关自填隙原子的缺陷研究较差。它们一般被看成是低密度的填隙型位错环线或网络，这样些缺陷不是作为晶片性能重要标准的栅氧化物整体失效的缘由，但人们广泛地认为它们是通常跟当前漏电问题相关联的其它类型器件失效的原因。

我们相信：硅内这些点缺陷的类型和初始浓度取决于硅锭从固化温度，即约1410℃，冷却到大于约1300℃。那就是，这些缺陷的类型和初始浓度是由V/Go比控制的，这里V是生长速度而Go是在这个温度范围内的平均轴向温度梯度。参见图1，在V/Go值增大的时候，一个从渐减自填隙原子为主的生长到渐增空位为主的生长的跃迁或过渡在V/Go靠近临界值的时候发生，这个临界值，根据当前已有信息，看来是约2.1×10^-5cm²/sk，其中Go是在上面界定的温度范围之内轴向温度梯度恒定的诸条件下测定的。在这个临界值，这些本征点缺陷的诸浓度是平衡的。然而，随着V/Go值超过这个临界值，空位的浓度增加。同样，随着V/Go降至这个临界值以下，自填隙原子的浓度增加。如果空位或自填隙原子的浓度达到系统中临界超饱和程度，且如果点缺陷的迁移率足够高，一个反应或一个团聚现象就可能将发生。在传统左克拉斯基型生长条件下，空位和自填隙原子团聚缺陷的密度典型地是在约1×10³/cm³到约1×10⁷/cm³范围之内。一方面这些值是相对地低，一方面，这些团聚本征点缺陷对器件制造厂家的重要性却迅疾地在增长，且事实上现在被看成是制造复杂电路和高度集成电路中限制成品率的因素。

防止团聚本征点缺陷的形成可以通过控制生长速率V和平均轴向温度梯度Go而达成，这样V/Go比被保持在靠近V/Go临界值的一个非常狭窄的范围值之内(见如图1，一般以范围X表示)，从而保证了：自填隙原子或空位的初始浓度不超过在其发生团聚的某临界浓度。然而，如果单独依靠V/Go的控制去防止形成团聚本征点缺陷，那就必须满足严格工艺控制要求和晶体拉制器设计要求方能保持V/Go值在这个狭窄范围之内。

保持V/Go值在一个狭窄范围之内由于许多理由不是防止团聚本征点缺陷形成的商业性最实用途径。例如，为了保持硅锭直径恒定，我们时常在生长工艺过程期间变换拉制速率。可是，变换拉制速率产生V的种种变化从而影响V/Go使之在硅锭的全长度上轴向变动。类似地，Go的变化也可以由于其它工艺参数方面的变化而发生。再者，我们应该注意到：由于热区组件的老化或由于热区的内侧例如变得被二氧化硅所被覆，Go时常随着时间而变化。

V和Go的诸变化同样引起一除非Go或V分别给予一种相应的、补偿的改变一V/Go在“目标”范围(即限制本征点缺陷初始浓度以不发生团聚的范围)内的种种变化。因此，如果给定的晶体拉制器要使用来生长一系列硅锭，该晶体拉制器的温度分布必须连续地监控且工艺条件必须反复地主要依据V或Go方面的变化而加以修正。这样一个途径是既耗时又昂贵的。

发明概要

本发明多个目的和特性值得提到的是：提供一个生产锭式或薄片式具有基本上无-团聚本征点缺陷轴向对称区的单晶硅工艺；提供这样一个其中一个硅锭段容许在一个团聚缺陷会形成的温度(即临界或团聚温度)以上停留一个足够时间以防止在该段之内形成团聚缺陷的单晶硅工艺；提供这样一个其内V/Go容许在硅锭生长期间由于V或Go方面变化而轴向变化的工艺；和提供这样一个其中硅锭在固化温度和团聚温度之间冷却的方式被控制以防止团聚本征点缺陷形成的工艺。

简短地，因此，本发明涉及一种生长单晶硅锭的工艺，该硅锭具有一个中心轴、一个籽晶锥、一个尾晶锥、一个在籽晶锥和尾晶锥之间的恒定直径部分和一个包含恒定直径部分的一部分且基本上没有团聚本征点缺陷的锭段。该工艺包括(ⅰ)容许V/Go比作为锭段长度的函数随着硅锭生长而变化，(V/Go)容许在一个最小值(V/Go)_min和一个最大值(V/Go)_max之间变化，其V是生长速度且Go是固化温度和中心轴处约1300℃之间的平均轴向温度梯度，(V/Go)_min不大于(V/Go)_max的95％；和(ⅱ)将锭段从固化温度冷却到约1050℃和约900℃之间的一个温度，停留时间是t_dw这足以防止在该段之内团聚本征点缺陷的形成。

本发明进一步涉及的是一个生长单晶硅锭的工艺，该单晶硅锭具有一个中心轴、一个籽晶锥、一个尾晶锥、一个籽晶硅和端晶硅之间恒定直径部分，该恒定直径部分具有一个外周边和一个从中心轴伸展到外周边的半径，该硅锭的特征在于：在硅锭按照左克拉斯基方法从硅熔体生长并从固化温度冷却后，直径恒定部分包含一个基本上没有团聚本征点缺陷的轴向对称区。该工艺包括控制(ⅰ)在一个从固化温度到约1300℃的温度范围内生长硅锭恒定直径部分期间的生长速度V和平均轴向温度梯度Go和(ⅱ)轴向对称区的冷却速度，该轴向对称区从一个约在1400℃和约1300℃之间的第一温度T₁被冷却到在约1050℃和约800℃之间的第二温度T₂，其从T₁到T₂的温降速率控制得在T₁和T2之间的每个中间温度T_int上，轴向对称区具有的硅自填隙原子本征点缺陷浓度小于团聚本征点缺陷形成的临界浓度；轴向对称区的宽度，如从外周边向中心轴方向测量是硅锭恒定直径部分的宽度的至少约30％，其长度是硅锭恒定直径部分长度的至少约20％。

本发明的其它目的和特征部分将自明、部分将在此之后指出。

附图的简短说明

图1表明自填隙原子[I]和空位[V]的初始浓度怎样随着V/Go比值的增大而变化，其V是生长速度，Go是平均轴向温度梯度。

图2如本文将进一步所讨论，是举例说明作为温度函数的平衡浓度和临界浓度(即团聚缺陷在其形成的浓度)。

图3A如实例中所说明，表示作为晶体长度函数的规范化生长速率。

图3B如实例中所说明，表示硅锭段轴向切割的一系列照片，从晶肩到尾晶锥生长开始处，这些照片是在铜染色和缺陷轮廓腐蚀之后获得。

图3C如实例中所说明表示硅锭段轴向切割的一系列照片，从籽晶锥到尾晶锥，这些照片是在铜染色和缺陷轮廓腐蚀之后获得。

图4是举例说明自填隙原子本征点缺陷规范化浓度和规范化生长速度之间的关系。

图5是举例说明不同停留长度规范化生长速度和自填隙原子本征点缺陷的规范化浓度之间的关系。

图6是举例说明200mm晶体直径对于不同临界生长速度，生长速度的变化(与临界生长速度相比)和为了避免团聚缺陷形成所需的停留长度二者之间的关系。

图7是举例说明150mm晶体直径对于不同临界生长速度，生长速度的变化(与临界生长速度相比)和为了避免团聚缺陷形成所需的停留长度二者之间的关系。

图8是举例说明300mm晶体直径对于不同临界生长速度，生长速度的变化(与临界生长速度相比)和为了避免团聚缺陷形成所需停留长度二者之间的关系。

图9是举例说明不同直径硅锭临界停留长度和临界生长速度之间的关系。

图10是举例说明在临界温度硅自填隙原子规范化浓度和Go实际值与Go临界值比例二者之间的关系以及改变停留长度对它的影响，这是对150mm直径单晶硅锭而言。

图11是举例说明在临界温度硅自填隙原子的规范化浓度和Go实际值与Go临界值的比例二者之间的关系以及改变停留长度对它的影响，这是对200mm直径单晶硅锭而言。

优选实施方案的详细说明

按照本发明，我们已经发现：可在制备基本无缺陷的硅时使用控制的冷却，以提供足够的工艺控制灵活性或弹性，从而使得V/Go能在狭窄的目标值范围外侧变换或“游移”，它们是现有技术为了避免团聚本征点缺陷的形成不得不加以运用的。生长条件的控制

之前，人们已经报导：在按照左克拉斯基方法制备单晶硅锭的生长期间，工艺条件能够加以控制以使硅锭的恒定直径部分包含一个区域或一段基本上没有团聚本征点缺陷(见例如PCT/US98/07356和PCT/US98/07304)如那里边所公开揭示，生长条件，包括生长速度V、固化温度和大于约1300℃的温度之间平均轴向温度梯度Go和从固化到约1050℃的冷却速率被加以控制以促使形成一个基本上没有团聚本征点缺陷的轴向对称区。

这些生长条件最好是控制得使这个轴向对称区的体积相对于硅锭恒定直径部分的体积为最大。当硅自填隙原子是压倒性主导型本征点缺陷时，轴向对称区典型地具有一个等于硅锭半径至少约30％的宽度，优选的是至少约40％、60％、80％、90％和95％。类似地，当空位是压倒性主导型本征点缺陷时，轴向对称区具有一个至少约15mm的宽度。然而，较优选地是，这个区域具有一个等于硅锭半径至少约7.5％的宽度，更优选的是至少约15％、25％和50％。不管哪种本征点缺陷是压倒性主导，最优选的是该区的宽度是约等于该硅锭的半径。再者。此轴向对称区典型地伸展过该硅锭恒定直径部分至少约20％的一个长度，更优选地是至少约40％、60％、80％、90％和直至约100％。

如别处所描述(见例如PCT/US98/07356和PCT/US98/07304)，人们一般相信：这样一个轴向对称区的形成是通过抑制硅自填隙原子或晶格空位本征点缺陷互相作用而产生团聚本征点缺陷的种种反应去达成的。这种抑制的达成是通过在该硅锭的生长和冷却期间控制此轴向对称区的这些本征点缺陷浓度以保证此区域绝不变成临界超饱和。建立一个由V/Go(r)控制-其Go是半径的函数-的初始浓度并使之足够低而临界超饱和绝不产生，能够防止临界超饱和或本征点缺陷的团聚。然而，这样一个途径或方案需要的是：V/Go的实际值保持在一个非常接近V/Go临界值的狭窄的目标值范围之内。

如果V/Go(r)要保持在此目标值范围之内，那就必须连续地满足严格工艺控制要求和系统设计要求，因为甚至V或Go的小小变化就可以促使V/Go的实际值移动到此范围之外。以另一方式来加以叙述，那就是，如果没有控制性冷却来提供在发生团聚的温度以上的温度的充分的停留时间以容许空位或填隙原子扩散到热沉而湮灭，V/Go就必须在从大约中心轴伸展到离该硅锭外周边少许几厘米，即约1-2cm，之内的半径上面保持在如此狭窄的“窗口”之内。这样些工艺条件可以用方程(1)加以表示：

[(V/Go)_cr+δ]＞V/Go(r)＞[(V/Go)_cr-Δ]    (1)

其中

[(V/Go)_cr+δ]是V/Go临界值加某个δ的和，基于至今为止的实验证明，人们相信它小于临界值的约5％就可以产生一个基本上无团聚缺陷的空位主导材料的区域；

V/Go(r)是在一个从中心轴伸展到离该硅锭外周边少许几厘米之内的一个给定径向位置上V/Go的实际值；且

[(V/Go)_cr-Δ]是V/Go的临界值减去某个戴尔他Δ的差，基于迄今为止的实验证明，人们相信它小于临界值的约5％，就可以产生一个基本上无-团聚缺陷的自填隙原子主导材料的区域。

实践上，要满足这样些严格工艺控制条件是难以达成的，它被以下事实所复杂化，即V/Go可接受值的这个窗口在一给定晶体拉制器内可能随时间而变化。因此，最好是，系统变成临界地超饱和的防止以及由而团聚本征点缺陷形成的防止，是通过抑制继晶体固化之后的硅自填隙原子或空位的初始浓度而达成，即继建立由V/Go(r)测定的初始浓度之后。如PCT/US98/07356和PCT/US/98/07304所提到，人们发现：由于自填隙原子相对大的迁移率，有可能有效地在相对大的距离上面，即约5cm到约10cm或更大的距离上面，通过自填隙原子扩散到位于晶体表面的热沉或到位于晶体之内的空位主导区域抑制自填隙原子的浓度。扩散能够有效地用来抑制自填隙原子的浓度，只要容许有充分的时间。一般地说，扩散时间将依赖于自填隙原子初始浓度的径向变化，较为小些的径向变化需要的扩散时间较短。

自填隙原子扩散的总量是为了商业实用目的由控制该硅锭从固化温度冷却到硅自填隙原子变成不迁移的温度所需时间来控制的。硅自填隙原子看来在靠近硅的固化温度即约1410℃的温度是极其移动的。然而，这个迁移率随着单晶硅锭的温度减小而减小。一般地，自填隙原子扩散速率减慢的巨大程度是要在商业实用时间段落里在小于900℃的温度使它们实质上不动。可是，一方面自填隙原子团聚反应发生的温度在理论上是可以在一个宽的温度范围里变化，一方面在实际上却由于按照左克拉斯基方法生长的硅典型地所获得的初始自填隙原子浓度范围相对地窄，上述范围看起来是相对地狭窄。一般地，因此，一个自填隙原子团聚反应笼统地说可以发生在约1050℃到约900℃的温度范围之内，典型具体地说是在一个约925℃或约950℃的温度。扩散的效果

在自填隙原子呈现为移动的温度范围之内时，视热区内温度而定，冷却时间典型地将控制得：在此温度范围之内硅锭停留的时间要足以容许足够自填隙原子扩散而临界超饱和不致发生。通过控制此持续或停留时间t_dw，没有该控制时的严格V/Go要求就放松了，一个相对于临界值的较大范围的V/Go诸值就可以得到用来防止诸团聚缺陷的形成了。这样一个关系可以用方程(2)来表示：[(V/Go)_cr+δ]＞V/Go(r_o)＞[(V/Go)_cr-Δ(t)_cr](2)其中

[(V/Go)_cr+δ]跟上面方程(1)里的相同；

[(V/Go)_cr-Δ(t)_cr]是V/Go的临界值减去某个戴尔他Δ的差，Δ是一个因子表示硅锭之内一个给定轴向位置容许持续或停在临界温度以上(即团聚不会发生的温度)多少时间。

从方程(2)可以观察出：随着持续或停留时间增加，V/Go实际值在基本上无缺陷的锭段之内轴向变化的机会就愈多；也就是，随着持续时间增加，V/Go的实际值就可以从如果没有应用扩散否则会形成硅锭基本上没有缺陷锭段的目标值范围进一步偏离。再者，人们可以观察出：焦点是在靠近中心轴的V/Go上，因为在这个点上扩散距离典型地为最长。

有鉴于前述并如在PCT/US98/07356和PCT/US98/07304内所提及，典型地轴向对称区将被容许在固化温度和约1050℃到约900℃一较好地约1025℃到约925℃-间的一个温度之间的一个温度上持续或停留一段时间(ⅰ)至少约5小时，较好地至少约10小时，更较好地至少约15小时，这是对于150mm标称直径硅晶而言；(ⅱ)至少约5小时，较好地至少约10小时，更较好地至少约20小时，再较好地至少约25小时，最较好地至少约30小时，这是对200mm标称直径硅晶而言；(ⅲ)至少约20小时，较好地至少约40小时，更较好地至少约60小时，最较好地至少约75小时，这是对标称直径大于200mm的硅晶而言。然而，要提到的是：硅锭冷却的精确时间和温度至少部分地是本征点缺陷浓度、为了防止超饱和和团聚发生必须扩散的点缺陷数目、给定本征点缺陷扩散的速率(即本征点缺陷的扩散率)的函数。

持续或停留时间或硅锭冷却的方式至少部分地是生长速度和晶体拉制器热区设计的函数；也就是，硅锭冷却可能受到拉制速率变化以及热区构造变化的影响。造成热区构造的变化可以使用已有技术中现知的把热区热量传输减至最小的任何手段，包括反射器、辐射屏、清洗管、光管道、绝缘器、加热器和磁场。工艺可变性

为了本征点缺陷可以扩散到热沉把它们加以消灭由而防止在那里形成团聚缺陷，我们控制硅锭恒定直径部分给定锭段的持续或停留时间来容许V/Go比进行轴向的变化；也就是，经由控制这个锭段冷却的方式，V/Go比可以作为轴向对称区长度的函数变动。因此，按照本工艺，V/Go比的实际值可以被容许随着硅锭在一个最小值(V/Go)_min和一个最大值(V/Go)_max之间生长时作为轴向对称区长度的一个函数而变化。在本工艺的一个实施例中，(V/Go)_min不大于(V/Go)_max的约95％，而在其它实施例中(V/Go)_min不大于(V/Go)_max的约90％、85％或甚至80％。用另一种方式来叙述，在一个实施例中，V/Go的实际值可以在(V/Go)_min和(V/Go)_max之间变化至少约5％，而在其它实施例中V/Go可以在(V/Go)_min和(V/Go)_max之间变化至少约10％、15％、20％或更多。

如我们这里所使用过的并如上面方程(2)所描述的，(V/Go)_max意图是指(V/Go)_cr加上某个戴尔他△以造成所述基本上没有团聚缺陷的空位主导材料的区域。再者，如果生长条件要求使得硅锭包含基本上没有团聚缺陷的空位和填隙原子二者主导的材料，那么，(V/Go)_max意图是指[(V/Go)_cr+δ(t)_cr]，如以下将参考方程3进一步讨论的，它代表V/Go的临界值加上某个戴尔他的和，戴尔他因子是硅锭之内一个给定轴向位置被容许持续或停留在临界温度以上(即团聚否则会在其发生的温度)的时间。

我们要提到的是：V/Go比轴向变化的上述范围是指在基本上没有团聚本征点缺陷硅锭轴向对称区之内V/Go的值。再者，V/Go也可以径向变化，即(V/Go(r))。因此，大家要理解的是：(V/Go)_min和(V/Go)_max一般地分别参考轴向对称区之内V/Go(r)的最小值和最大值。可是，当生长条件控制得使轴向对称区从中心轴伸展到硅锭的外周边时，V/Go的变化典型地是根据中心轴处V/Go的值而测定的，因为假如没有或少有从轴向扩散来的贡献，在这个位置上扩散距离最大。

还要提到的是：如下面参考图4和图5所进一步详细描述的，当V/Go的变化是由于V的变化时(即Go是恒定的)，V/Go的轴向变化可能显著地增大；也就是，当填隙原子为压倒性主导且当V/Go的变化是由于V变化时，(V/Go)_min可能不大于(V/Go)_max的约60％、40％、20％、10％或直至5％。换言之，假如持续或停留时间足够，V/Go可接受值的“窗口”实质上可以是小于V/Go临界值的任何值。迄今为止的经验启发我们：如图5中所例解，一旦持续或停留时间足够使V/Go变化约20％(即当(V/Go)_min不大于(V/Go)_max的约80％时)，(V/Go)_min实质上可能是小于(V/Go)_max的任何值。

如果当Go恒定且V容许变化时V/Go可以如上所描述变化，我们要提到的是：当V恒定且Go容许变化时，V/Go也可以变化。更具体地说，如下面参考图10和图11进一步所详细描述的，由Go的变化所引起的V/Go变化的可接受程度随着持续或停留时间的增加而增加。可是，如图10和图11所述，在V恒定且Go容许变化时V/Go可接受值的“窗口”没有一个持续或停留时间高台，在该高台处窗口值变得实质上很开放而容许任何小于V/Go临界值的值。相反，可接受变化的程度(即不形成团聚缺陷可以发生的V/Go变化)随着持续或停留时间的增加而继续增加。

如上面所讨论，通过延长轴向对称区持续或停留在约900℃以上一段时间，就可放松要不然会严格的V/Go要求；为了防止团聚本征点缺陷的形成和生长我们这里所述的单晶硅锭，相对于临界值的一个较大范围的V/Go值就可以被接受。例如，如果填隙原子为压倒性主导本征点缺陷的轴向对称区宽度是要等于硅锭的半径，那么生长速度V和平均轴向温度梯度Go(如前所定义)就可以控制得使V/Go是在约0.75到1倍于V/Go的临界值(即约1.6×10^-5cm²/sk到约2.1×10^-5cm²/sk，根据目前V/Go临界值可获信息)。可是，典型地，从本工艺所提供的伸缩性看，V/Go比值的范围可以是从约0.6到约1倍于V/Go临界值(即约1.3×10^-5cm³/sk到约2.1×10^-5cm²/sk，根据V/Go临界值目前可获信息)，较好地是从约0.5到约1.05倍于V/Go的临界值(即约1×10^-5cm²/sk到约2.2×10^-5cm²/sk，根据目前V/Go临界值可获信息)。然而，最比较好的是，持续或停留时间将控制得使V/Go比可以具有小于V/Go临界值约1.05倍的任何值。

我们应该提到的是：V/Go值可接受的精确范围至少部分地依赖于所要得到轴向对称区的希望或预期宽度。可是，在上述那些范围当此区宽度约等于该锭恒定直径部分宽度而表现出本工艺的伸缩性时，对于此区宽度小于硅锭半径可接受的情况，这个伸缩性甚至可以更大。在这样些场合中，生长速度V和平均轴向温度梯度Go可以控制得使V/Go比值的范围是从约0.6到约1.5倍于V/Go临界值(即约1.3×10^-5cm²/sk到约3×10^-5cm²/sk，根据目前V/Go临界值可获信息)，较好地是从约0.5到约2.5倍于V/Go临界值(即约1×10^-5cm²/sk到约5×10^-5cm²/sk，根据目前V/Go临界值可获信息)。严格地说，可是，如果唯一的目标是形成某个最小径向宽度的填隙原子主导材料轴向对称区(即恒定直径部分的至少约30％、40％、80％或更大)，那么V/Go可以实质地是大于临界值的任何值，假如在沿半径某个位置该值下降到形成这个希望宽度的轴向对称区所需的那个值以下。

我们还应提到：设使持续或停留时间长得足以容许充分的空位扩散，一个空位主导材料的轴向对称区也可以形成。如果此区的宽度是要约等于硅锭恒定直径部分的半径，V/Go的范围可以是从约0.95到约1.1倍于V/Go临界值。然而，如上面参考填隙原子主导区所指说，如果此空位主导区的宽度是小于硅锭的半径，V/Go较大的变动是可以接受的。

上面所提到的V/Go比可以通过独立地控制生长速度V和平均轴向温度梯度Go(r)的径向变化而达成。

虽通过对生长速度的籽细控制和晶体拉制器热区的设计在生长工艺过程期间可以获得该范围之内V/Go的一个单一值，但最好V/Go被容许在生长轴向对称区期间所指出的范围之内变化，这样的变化可来自(ⅰ)容许生长速度在其设计得Go在该对称区的半径和长度范围内实质上恒定的晶体拉制器热区产生变化(ⅱ)在Go容许变化时，保持恒定的生长速度，或(ⅲ)容许V和Go二者都变化。

在本发明之前，在防止团聚缺陷形成的V/Go控制和为了保持硅锭主体的直径恒定或生长尾晶锥等传统生长目的的控制工艺条件之间一直存在着冲突。这个冲突意味着的是：如果要防止团聚缺陷，这种防止必须付出某种代价方可达成。然而，按照本发明工艺，V/Go被容许变化，这意味着：为了例如保持对直径的控制，在一个实施办法中，拉制速度也可以变化。依此，作为一个例子，拉制速度在约一个晶体长度的直径以后，其范围可以是从约0.3mm/分到约0.5mm/分，从约0.25mm/分到约0.6mm/分或从约0.2mm/分到约0.8mm/分，可接受拉制速率的范围随工艺伸缩性的增加而增加。

要提到的是：拉制速度依赖于晶体直径和晶体拉制器设计二者。所述诸范围是对200mm直径的典型的范围。一般地，拉制速率将随晶体直径的增加而减小。可是，晶体拉制器可以设计得容许拉制速率超过上面所述。所以，最好地是，晶体拉制器的设计要设计得使拉制速率尽可能快，由而容许V/Go尽可能多的变化，但仍然要防止团聚本征点缺陷的形成。

除了容许拉制速度变化或更一般地容许V变化，本工艺的伸缩性也容许Go变化或飘移。更具体地说，因为V/Go被容许变化，本工艺是更有利的，以是不管什么缘由，都容许这些变化发生；那就是，本工艺的有利性质容许V/Go当Go恒定而V变化时、当V恒定而Go变化时、或当二者都变化时发生种种变化。例如，本工艺提供了手段和方法来在给定的晶体拉制器制备一系列防止团聚本征点缺陷形成的单晶硅锭，其中拉制速率和Go在它们的制备期间都可以飘移。结果是，恒定拉制速率的需要(代价是直径控制)以及对给定晶体拉制器热区温度分布不断监控并随着热区各部件老化一这样引起G0飘移一对工艺条件进行调整的需要就都排除了。

通过控制持续或停留时间而取得自填隙原子或空位扩散，本工艺有效地创造了V/Go值的一个较大的“窗口”，它能应用来获得一个基本上没有团聚本征点缺陷硅锭的恒定直径部分轴对称区。可是，还要提到的是：增加窗口尺寸(或者说无缺陷生长V或Go可容许的变化)基本限于V和Go产生V/Go比小于临界V/Go值的那些值。用另一个方式来叙述，因为硅自填隙原子比空位扩散得较快，填隙原子主导材料的效果最佳。结果是，窗口向V/Go较低值开放得更快。举例来说，增加拉制速率可容许的变化所用窗口尺寸大大地限于较慢地拉制速率，因为窗口由于填隙原子的扩散率向这些较低拉制速率开放得较快。

然而，原则上，随着硅锭在大于约900℃的温度花费的时间增加，由于大于V/Go临界值加某个小戴尔他(来于例如较快拉制速率的变化)的V/Go值的可容许V/Go变化窗口也增大；那就是，随着持续或停留时间增加，原则上空位主导材料可接受V/Go值窗口也增大，因为有较多的时间容许空位扩散。这样一个关系可用方程(3)加以表示：[(V/Go+δ(t)_cr]＞V/Go(r_o))＞[(V/Go)_cr-Δ(t)_cr](3)

其中

[(V/Go)_cr+δ(t)_cr]是V/Go临界值加某个戴尔它Δ的和，戴尔它因子是硅锭之内一个给定轴向位置容许持续或停留在临界温度(即团聚否则会产生的温度)以上的多少时间；

V/Go(ro)跟上面方程(2)里的相同；且

[(V/Go)_cr-Δ(t)_cr]跟上面方程(2)里的相同。从表达式[(V/Go)_cr+δ(t)_cr]可以看出：随着持续或停留时间增加，临界值以上V/Go值的范围也增大。可是，由于空位的扩散速率较慢，基本没有团聚本征点缺陷的空位主导材料轴向对称区的形成会要求明显较长的扩散时间，特别在设定：此区是从中心轴伸展到硅锭恒定直径部分外周边的时候。“局域”冷却速率

除了控制硅锭持续或停留在所指范围的时间过程外，较好地是还要控制硅锭在此范围内在此时间段落上面冷却的速率。用另一个方式叙述，一方面较好地是把硅锭保持在一段时间内团聚缺陷将形成的温度以上，一方面比较好地还要控制“局域”(以时间计)冷却速率；也就是在此时间之内和此温度范围之内硅锭冷却的速率。举例来说，现参考图2，我们可以观察出：对于每个下列范围之内的局域温度一界于固化温度，较具体地说是本征点缺陷初始浓度建立的温度，即约1400℃和约1300℃间的某个温度，和本征点缺陷不再是那么充分迁移去容许团聚产生的温度(即大于约900℃的某个温度)之间的范围-存在有一个平衡浓度C_eq和一个在其发生反应或团聚的临界或核化浓度C_n。因此对于在平衡浓度以上但在临界浓度以下的给定浓度(以点A表明)，如果在团聚温度以上的一个单一温度花费了足够的时间，最后将有足够的填隙原子扩散出去由而达到平衡浓度(以点B表明)。然而，如果那时温度迅疾地减小，团聚仍可能发生(以点D表明)。于是，为了保证有充分时间来扩散出去，较好地是：在生长中硅锭中的一给定轴向位置(以点A表明)保留在团聚温度以上一个必要时间，但还要把它以一个防止超过临界浓度的速率加以冷却(见例如E表明的路线)。

从图2还要提到的是：迄今为止的经验启发我们，在其反应或核化温度和平衡温度之间的一个给定温度，即C(T)，填隙原子浓度比相应的平衡浓度，即C_eq(T)，减小得慢得多；也就是，迄今为止的经验启发我们，C(T)比C_eq减小得慢得多。结果是，随着温度增加，C从C_eq移动开并走向核化浓度C_n，这意味着：如果硅锭冷却得太快，最后曲线C(T)将横割C_n(T)，这样团聚现象就会发生，依此，我们应该提到：一方面在较高硅锭温度一个高冷却速率里可以接受的，一方面随着硅锭冷却，速率较好地是减少以保证不会发生核化和团聚。可是，还应该提到：C(T)横割C_n(T)的温度至少部分地是初始缺陷浓度和缺陷通过硅锭晶格扩散速率的函数。

因此，按照本工艺，硅锭在自填隙原子或是空位出现迁移的温度范围之内冷却的方式是这样控制的，它要使得硅锭从第一温度T₁冷却到第二温度T₂的速率是如此控制的以使得在T₁和T₂之间的每一中间温度T_int，轴向对称区具有的本征点缺陷浓度小于团聚本征点缺陷将形成的临界浓度。第一温度T₁典型地是在约1400℃和约1300℃之间，较好地是在约1350℃和约1310℃之间。第二温度T2典型地是在约1050℃和约800℃之间，较好地是在约1000℃和约900℃之间，最较好地是在约975℃和约925℃之间。

再参考图2，要提到的是：典型地硅锭轴向对称区在T₁和T₂之间的速度将控制得使在任何给定温度，自填隙原子或空位的实际浓度保留在团聚将发生的浓度之下但明显在平衡浓度之上以保证尽可能最大的扩散速率。例如，该速率可以控制得：在一给定轴向位置上在轴向对称区之内本征点缺陷的实际浓度能够如方程(4)地加以表示：

C=C_eq+x(C_n-C_equil)    (4)

其中

C是在给定轴向位置本征点缺陷的实际浓度；

C_eq是此轴向位置本征点缺陷的平衡浓度；

x是一个常数，典型地是从约0.4到小于约1，且较好地是从

约0.6到约0.9；且

C_n是在此轴向位置足以引起团聚反应发生的本征点缺陷浓度。

要提到的是：一方面一般地比较好的是把晶体生长条件控制得使填隙原子主导区的宽度为最大，一方面又可能存在着给定晶体拉制器热区设计的种种限制。随着V/I边界移动得更靠近中心晶体轴，假如冷却条件和Go(r)没有变化，所要求的径向扩散最小总量也增加。在这样些环境下，可能存在着以径向扩散抑制团聚填隙原子缺陷形成所必要的一个空位主导区最小半径。

还要提到的是：为了在硅锭恒定直径部分可观长度上取得控制冷却速率和持续或停留时间的种种效果，还必须对硅锭尾晶锥的生长工艺以及一旦尾晶锥生长完成时硅锭的处理予以考虑以保证硅锭主体的后一部分一般地具有跟它前面的诸部分相同的热历史。在例如PCT/US98/07356和PCT/US98/07304中详细地讨论了对待这个局面的多种途径或方案。

还要提到的是：随着晶体拉制器和热区设计变化，上面对V/Go、拉制速度、冷却时间和冷却速率提出的诸范围也可以变化。

对于按照本发明工艺制备并具有V/I边界的一个硅锭，即包含有填隙原子主导材料的一个硅锭，经验已经表明：低含氧量材料，即小于约13PPMA(原子每百万的份数，ASTM标准F-121-83)的材料，为较好。更较好地是，单晶硅包含小于约12PPMA的氧再较好地是小于约11PPMA的氧且最比较好地是小于约10PPMA的氧。这是因为在中等氧含量到高氧含量的薄片里，即14PPMA到18PPMA，正好在V/I边界的内侧氧导致的堆垛层错和富氧团簇或丛聚变得更加显著。这些个的每一个都是已给定集成电路制造工艺中诸问题的一个可能来源。然而，要提到的是：当轴向对称区具有一个约等于硅锭半径的宽度时，氧含量的限制就被消除了；这是因为：设定在不存在空位型材料时这样些堆垛层错和丛聚将不会发生。工艺/系统设计

如前面所讨论的，在生长中的单晶硅锭之内本征点缺陷的类型和初始浓度是V/Go比实际值相对于V/Go临界值的函数。临界生长速度V_cr可以表达如方程(5)：

V_cr=ζGo    (5)

其中

Go是平均轴向温度梯度；且

ξ表示目前相信是约2.1×10^-5cm²/sk的临界值。如果Go是在硅锭半径上面恒定，那么这些缺陷的类型和初始浓度原本地是V的函数；也就是，本征点缺陷的类型和初始浓度可以用V/V_cr比表示。于是，如果生长速度V大于V_cr，那么空位是压倒性主导，另一方面如果V小于V_cr，则自填隙原子是压倒性主导。

在硅锭从靠近固化温度冷却到团聚温度时一个给定轴向位置走过的距离、生长速度和硅锭持续停留在团聚温度以上的时间之间存在着一个关系使之得以防止团聚本征点缺陷形成。

这个距离或“持续或停留长度”L_dw、生长速度和持续或停留时间之间的关系我们用方程(6)表示如下；

t=L_dw/V    (6)要提到的是：我们相信温度分布几乎不受V变化的影响，所以L_dw可以对一给定热区考虑为常数。

用普遍知道的现有技术方法解决一个单晶硅锭硅自填隙原子扩散的问题后我们更得出下列结论：当Go恒定时，L_dw、小于或等于临界速度的给定生长速度和自填隙原子浓度(相对于熔点平衡浓度C_m；即固化时间自填隙原子浓度)之间的关系可以如方程(7)加以表示：

C/C_m=1.602B(1-V/V_cr)exp(-μ_lL_dw)    (7)

其中

C/C_m是“规范化”浓度(即相对于固化时间浓度的自填隙原子浓度)；

B是一个依赖于各假定点缺陷参数的比例尺寸系数，合理的估计是约0.5；

V/V_cr是相对于临界生长速度的实际生长速度；

μ是一个衰减系数，对于轴扩散贡献小的普通左克拉斯基型硅的典型生长参数可以表示为等于(D/V)(λ₁/R)²，其中D是自填隙子的扩散率，V是生长速度，λ₁是贝塞耳函数J_o(λ_γ)=0的第

一个根并等于约2.40,R是半径。基于迄今为止的实验证明，一般地相信：在一个约900℃到约925℃的温度，团聚缺陷的形成在C/C_m比小于约0.01，较好地是小于0.005时可以避免。使用这些值和方程(7)，对于一给定持续或停留长度可接受的可变性程度(即一给定系统可以具有并仍然生成一个宽度实质上等于硅锭半径的基本上没有缺陷的轴向对称区的可变性程度)能够予以测定。或者反过来，使用一个给定晶体拉制工艺里的这些值和已知或预期的可变性，我们能够测定一个足以生成宽度实质上等于硅锭半径、基本没有缺陷的轴向对称区的持续或停留长度。换言之，设使工艺条件期望有某种变化，方程(7)提供的关系可以用来提供设计一个强劲工艺所需的细节；也就是，方程(7)可以用来设计一个系统，它能够匹配上所期冀的种种工艺变化而仍然能够生长基本上没有缺陷的硅。

现参考图4，我们可以观察出：对于一给定持续或停留长度，规范化浓度随着相对于临界速度的实际速度即V/V_cr的减少而增加，直到生长速度变得那么慢以致容许有充分时间给自填隙原子向外扩散而有效地降低总体浓度。迄今为止的实验证据启示我们：对于其所代表的特定工艺条件和系统，即V_cr=0.28mm/分；硅锭半径=100mm；L_dw=690mm，相对临界浓度如果被超过就导致团聚本征点缺陷的形成，我们相信这个相对临界浓度是约0.01，但在某些场合，它可以是约0.005或更小。依此，我们可以观察出：如果要防止团聚本征点缺陷的形成，实际生长速度必须非常接近或非常远离临界速度；也就是，在这个场合，V/Go有两个“窗口”能够避免团聚缺陷的形成，一个非常靠近临界值，一个远离临界值。现参考图5，我们可以看到：随着一个给定生长速度的L_dw增长，硅自填隙原子的相应浓度减小(在这里曲线1-7分别相应于持续或停留长度400mm、500mm、600mm、700mm、800mm、900mm和980mm)。

增大L_dw有效地扩展旨在生长基本没有团聚缺陷的单晶硅锭可以接受的实际生长速度范围。随着L_dw不断地增大，最后此可接受生长速度的“窗口”扩展到整个范围上面(见例如图5曲线7)；那就是，L_dw最后达到一个在任何V＜V_cr时C＜C_cr的临界值。我们能看出：在本实施例中L_dw的临界值是约980mm，可比于左克拉斯基型单晶硅锭的典型长度。因此，为了防止晶体整个可用长度上面团聚缺陷的形成，硅锭的拉制必须以相同速率继续一直至在生长完成以后一以保证具有充分的持续或停留时间(除非硅锭是遵循一种别的生长工艺制备，诸如把硅锭在完成生长以后夹持在拉制舱内使用加热器“以后”的拉制舱使之维持住而后慢慢冷却)。

现参考图6-8，进一步例解可接受生长速度的这个“窗口”对L_dw的依赖性。这些曲线可以用来测定从一给定组工艺条件已知的或希望的可变性着眼为了获取基本没有缺陷硅时所需的持续或停留长度。用另一个方式来叙述，设定每一晶体拉制器热区具有一个固有临界Go和以此而来的相应V_cr，一旦一个给定工艺可变性的总量被确定或一个希望的可变性被设立，这个V/V_cr比可以用来结合图6-8里的图线去一般地测定防止团聚缺陷形成所需的持续或停留长度。

作为一个例子，如果要在一个晶体拉制器里-其热分布使得V_cr为约0.28mm/分(即曲线3)且希望可变性是约20％-生长200mm直径锭棒(见例如图6)，那么可以生长一个单晶硅锭，其整个可用长度在L_dw的长度约100cm时基本没有团聚缺陷。用另一个方式来叙述，如果通过使用上位加热器和反射器等，热区设计得使硅锭恒定直径部分的每个轴向位置行走约100cm而同时从大约的固化温度冷却到团聚不会发生的临界温度，则上述这样的单晶硅锭就可以生长出来。

籽细参看分别对应于200mm、150mm和300mm硅锭直径的图6-8，我们要提到的是：我们提供了对于许多不同V_cr值的持续或停留长度，每个图里的曲线相应的V_cr值给出于下列表Ⅰ中。

表Ⅰ

  曲线    1    2    3    4    5    6    V_cr(图6)    0.15mm/分    0.25mm/分    0.28mm/分    0.35mm/分    0.45mm/分    0.55mm/分    V_cr(图7)    0.25mm/分    0.35mm/分    0.45mm/分    0.55mm/分    V_cr(图8)    0.10mm/分    0.15mm/分    0.20mm/分    0.25mm/分

再参照图5，我们可以观察出：如果持续或停留长度足够地大，为了生长一个基本上没有团聚缺陷的填隙原子主导材料的硅锭，实际生长速度可以是小于大约临界值的任何值。更具体地说，我们可以从图7观察出：当L_dw接近约970mm即本例中的临界长度(L_cr)时，对于V由而V/Go变化的“窗口”实质上是完全开放的，也就是，如果L_dw是约970mm，那么小于大约V_cr的所有值由而小于V/Go临界值加上某个戴尔他而容许通过复合消灭空位-这里假定Go实质上恒定一的V/Go所有值就能够生长出基本上没有缺陷的填隙原子主导单晶硅。

L_dw临界值对V_cr的依赖性可以进一步以方程(8)加以例解，其中所有单位都是mm和分钟：

L_cr=0.35V_crR²    (8)

其中

L_cr是L_dw的临界值；也就是足以容许V为小于这个临界值而仍然

防止团聚缺陷形成的任何值；

V_cr是如上所描述的生长速度(mm/分)的临界值且

R是正在生长中硅锭的半径。

对于硅锭直径为150mm、200mm和300mm的L_dw临界长度和临界生长速度V_cr之间的关系以图9进一步加以例解(分别地见曲线1、2和3)。更具体地说，图9中所提出的图线表明可接受变化“窗口”完全开放时即填隙原子主导生长任何变化可以接受时的V_cr和为了取得在实质上整个可用长度上面基本上没有缺陷的硅锭所需的相应L_dw之间的关系。

要提到的是：一方面上述表达式旨在描述L_dw临界值、生长速度和当轴向对称区的宽度约等于硅锭宽度时的半径之间的关系，一方面我们可以给出宽度小于或等于硅锭半径的类似表达式。更具体地说，如果轴向对称区的宽度小于或等于硅锭半径，那么方程(8)中表示硅锭半径的R用(R-R_V)予以取代，其中R_V代表的是测量从中心轴向外辐射到V/I边界所得空位主导核的宽度。依此，硅锭的半径，至少部分地由于扩散距离已经减小，已经被自填隙原子主导区宽度所取代。当焦点是在空位主导区作为基本没有缺陷的区域时，我们可以提供类似的关系，其中R被(R-R₁)所取代，R₁表示填隙原子主导区的宽度。

进一步要提到的是：在上面所描述的诸关系是基于Go在横过的硅锭半径上恒定的假设时，对于Go径向地变化的局面，一般地说，这同样是真实的。更具体地说，Go方面的径向变化是可以接受的，只要诸生长条件控制得可以保证自填隙原子的压倒主导性(当然可以通过跟填隙原子复合而消灭的空位主导材料的核心除外)，因为假定有足够时间，自填隙原子的向外扩散起着补偿本征点缺陷初始浓度任何变化的作用。当空位压倒地主导时，这同样实质上是真实的，只是会要求很长的时间。

一方面本工艺的强劲性质或伸缩性容许Go方面的径向变化，我们也应当提到：本工艺也容许Go方面的轴向变化。更具体地说，由于Go方面以及V的种种变化在从一个轴向位置到次一轴向位置时本征点缺陷的初始浓度(即硅锭已经冷却到约1300℃或甚至约1325℃以后的浓度)方面的变化一般地在靠近中心轴处-在那里扩散距离典型地为最大-可以发生。于是，外扩散的效应能够应用来抵消不管来自什么原因的缺陷浓度方面的这些变化。

现参考图10和图11，我们划出了阈值填隙原子浓度的规范值S(即团聚否则会形成的温度T_cr时的浓度C跟在固化时的浓度C_im之比)和Go临界值跟Go实际值之比二者之间的关系。要提到的是：迄今为止的经验启发我们：阈值浓度的这个规范值是小于约0.01，可能约0.005；也就是，假定规范化浓度保持在这个值以下，我们可以避免团聚自填隙原子本征点缺陷的形成。

现参照图10和下面相应的表Ⅱ，对于具有约150mm标称直径的单晶硅锭，对于许多的不同持续或停留长度，(Go)_cr/Go方面的变化和规范化填隙原子浓度之间的关系可以观察出来。从这个图表方案，我们能够看出来：随着持续或停留时间不断地增加，即从曲线1到曲线7由右到左移动，曲线愈来愈多地处于估计阈值浓度约0.005以下，由而容许Go方面有较大的可变性。具体地说，如从表Ⅱ可以看出，对于一个恒定拉制速率，此处约为0.28mm/分，一个约30％可变性的“窗口”以在约一个典型晶体长度之内的持续或停留长度即小于约100cm提供给了Go。

表Ⅱ

   曲线    1    2    3    4    5    6    7    L_dw    30 cm    40 cm    50 cm    60 cm    70 cm    80 cm    90 cm     戴尔他(Go)_cr/Go          5％          7％          10％          13％          18％          24％          31％

(R=7.5cm；V=0.28mm/分；D_I=2×10^-4cm²/秒)

从图11和下面相应的表Ⅲ，可以对于标称直径约200mm的一个单晶硅锭作出类似的观察。再一次地，我们能够从该图表方案看出：随着持续或停留长度增加，更多的该曲线是在约0.005的估计阈值浓度以下，由而容许Go有较大的可变性。然而，如表Ⅲ所述，这里在持续或停留长度方面相同增大的影响被减低了，这是由于有效抑制填隙原子浓度故而防止团聚缺陷形成所必需的扩散距离增大了。

表Ⅲ

  曲线    1    2    3    4    5    6    7    L_dw    30 cm    40 cm    50 cm    60 cm    70 cm    80 cm    90 cm  戴尔他(Go)_cr/Go    4％    5％    6％    8％    10％    12％    15％

(R=10cm；V=0.28mm/分；D₁=2×10^-4cm²/秒)

我们要提到的是：能够防止团聚缺陷形成的Go值“窗口”计算宽度是至少部分地依赖于S的估计值以及假设的填隙原子扩散率值D₁-它在本处诸例中估计为约2×10^-4cm²/秒。然而，这里所提出的定性结果我们相信在S和D₁的合理范围值之内是相同的。

我们要进一步指出的是：不像上面所讨论的Go保持恒定而V容许变化的情况(见例如图4和图5)，从图10和图11，我们能够看出：这里所提出的诸曲线达不到最大值。用另一个方式来叙述，当V容许变化，当持续或停留长度不断增大时，最后我们达到一个点，在那里整个曲线降到临界浓度以下。与之对比，当Go容许变化时，就达不到这样的点；也就是，可接受值的Go“窗口”不像当V容许变化时那样地变成完全开放。

另外，如从图10和图11能够观察出的：随着Go增大，诸曲线不断地攀爬上一个向上的斜坡。与之对比，当V容许变化时，诸曲线初始地有一个向上的斜坡，但而后在达到一个高台以后改变为一个向下的斜坡。V变化诸曲线的形状是产生于V减小的抵消效应。更具体地说，在V的减小引起填隙原子浓度的增加时，扩散时间也增加。在某个点上，扩散的效果胜似浓度的增加。如图10和图11所述，当Go是变化源时，没有这样的抵消效果出现。定义

根据此中的应用，下列短语或词汇得具有所给定的意义：“团聚本征点缺陷”意指(ⅰ)空位相团聚而产生D-缺陷、晶体源粒子缺陷、晶体源光点缺陷和其它此等空位相关的缺陷的反应(ⅱ)自填隙原子相团聚而产生位错环线和网络和其它此等自填隙原子相关缺陷的反应所引起的缺陷；“团聚填隙原子缺陷”意指硅自填隙原子原子团聚的反应所引起的团聚本征点缺陷；“团聚空位缺陷”意指晶格空位相团聚的反应所引起的团聚本征点缺陷；“半径”意指从一个硅片或硅锭中心轴到外周边所测到的距离；“基本上没有团聚本征点缺陷”意指一个小于这些缺陷检测极限的团聚缺陷的浓度-目前是大约103缺陷/cm³；“V/I边界”意指材料从空位主导变成自填隙原子主导的硅锭或硅片半径沿线的位置；“空位主导”和“自填隙原子主导”意指其本征点缺陷分别压倒地是空位或自填隙原子的材料；“(V/Go)_cr”意图是指把硅锭冷却时空位或自填隙原子由于复合而消灭的效果考虑在内的V/Go临界值。

                        实例

如下面实例所说明，本发明提供一个其中V/Go由于V、Go或二者变动可以径向或轴向变化的制备单晶硅锭的工艺。通过使用控制冷却效果和本征点缺陷外扩散，本工艺由而提供了基本上没有团聚本征点缺陷单晶硅锭制备上的较大伸缩性以致不再需要把V/Go值保持在一个狭窄的“目标”值范围之内。然而，我们应该提到的是：实例提出的只是可以用来达成预期结果的方案和一组条件。于是，它不应该解译为只有有限意义。

                   实例

在一个晶体拉制器里-它能够生产其宽度和长度实质上分别等于硅锭恒定直径部分半径和长度的填隙原子主导材料的基本没有缺陷轴向对称区-我们生长了两个200mm晶锭。这样一个轴向对称区当晶锭是以图3A中的短横线所描划的速率(此后称之为“无缺陷”生长速率曲线)生长时，可以在给定晶体拉制器里获得。

这两个晶体是在相同目标生长速率生长的，此生长速率在图3A中描划为一根连续线，报导为一个规范化生长速率，即相对于临界生长速率的实际生长速率，典型地表达为V/V_cr比。如所描划，这些硅锭是初始地在超过“无缺陷”生长速率曲线的一个速率生长一段时间，而后在小于“无缺陷”生长速率曲线的一个速率生长一段时间，而后又在超过“无缺陷”生长速率的一个速率生长一段时间。

第一个硅锭(87GEX)被容许在硅锭完成生长以后在晶体生长舱里自然地冷却。可是，第二个晶锭(87GEW)没有被容许在晶体生长舱里自然地冷却；相反地，在硅锭生长完成以后，晶体拉制器热区的诸加热器保留着加热且硅锭在拉制舱里保温了30分钟。

我们要提到的是：关于第二个晶锭(87GEW)，应用的是一个非-均匀温度分布，该分布是这样建立的：在此段期间离籽晶之端大于约400mm的硅锭诸区保持在超过约1,050℃的一个温度而离籽晶之端小于约400mm的诸区保持在小于约1,050℃的一个温度。

这里硅锭沿着平行于生长方向的中心轴纵向地加以切条，而后进一步分成每个约2mm厚的小段。使用一种铜染色技术(如PCT/US98/07356和PCT/US98/07304中所描述)，继之以一种标准缺陷轮廓腐蚀，对这些样品存在的沉淀杂质予以视力监测；没有这样些沉淀杂质的诸区域是对应于没有团聚填隙原子缺陷的那些区域。而后对每个晶体的各个小段进行照相并把它组合起来以显示每个晶体从籽晶到尾端的结果。第一个自然冷却硅锭(87GEX)的照相集在图3B里描划出，第二个保温晶体的照相集在图3C里描划出。

现参考图3A、图3B和图3C，我们可以看出：自然冷却硅锭(87GEX)从0mm到约393mm包含有团聚空位缺陷，从约393mm到约435mm没有团聚本征点缺陷，从约435mm到约513mm包含有团聚本征点缺陷，从约513mm到约557mm没有团聚本征点缺陷，从557mm到晶体末尾包含有团聚空位缺陷。这些是相对应于这个热区在无缺陷生长条件以上、之内和以下的各个区域。保温的硅锭(87GEW)从约0mm到约395mm包含有团聚空位缺陷，从约395mm到约584mm没有团聚本征点缺陷，从约584mm到约晶体的末尾包含有团聚空位缺陷。因此，这两个硅锭之间最显著的不同发生在从约435mm到约513mm的区域，其中自然冷却的硅锭(87GEX)包含有团聚本征点缺陷而保温的硅锭(87GEW)没有。在保温期间，在保温硅锭(87GEW)中自填隙原子硅原子的浓度受到自填隙原子原子增多地扩散到硅锭表面和空位主导区的抑制，由而临界超饱和和填隙原子原子的团聚反应紧随着晶体的固化而避免了。可是，在自然冷却的晶体里，容许给更多地扩散到表面和空位主导区的时间不充分，结果是，在硅自填隙原子方面变成临界地超饱和且团聚反应发生。

要提到的是：这些硅锭，因此，以实例阐明了：只要有充分数额的时间和充分高的温度，实际上任何数额的硅自填隙原子原子都能外扩散到表面。

我们还要进一步提到：图3A描划的“无缺陷”生长率在这个晶体拉制器构造自然冷却条件下，曲线落在完全没有团聚本征点缺陷材料的一个生长速率范围之内。现参考下面表Ⅳ，我们能够看出：甚至在这个热区的构造自然冷却条件下，在团聚空位缺陷形成的生长速率(P_V)和团聚本征点缺陷形成的生长速率(P_I)之间存在一个晶体生长率的范围；这个范围是至少P_V和P_I的平均量的±5％。当在超过约1,050℃的诸温度生长出的晶体留驻时间增多时，这个范围在其例P_V和P_I平均量的至少±7.5％、至少±10％、或甚至至少±15％进一步增大(例如对于晶体87GEW，留驻是充分地长以致达不到P_I，由而这个晶体的P_I是小于达成的最低拉制速率)。

                         表Ⅳ

                          87GEX 转变 V-P P-I I-P  位置   mm   393   435   513 规范化拉制    速率V    0.251    0.213    0.209    V_-ave   0.232017   窗口(DV) 0.03865546    ％变化  100(DV/V_ave)    16.66 P-V   557    0.249   0.22937 0.0402521    17.55                       87GEW转变V-PP*P*P-V   位置    mm    395    465    465    584 规范化拉制    速率V    0.246    0.196    0.196    0.271    V_-ave  0.221008  0.233193  窗口(DV) 0.05042017 0.07478992    ％变化 100(DV/V_ave)    22.81    32.07在其中没有观察到P-I的87GEW中，我们取窗口之内的最小V以测定窗口尺寸。

对于一个已给定的晶体拉制器和热区的构造，我们可以假设：在诸如这里发生的转变或过渡范围那种相对短的距离上面，轴向温度梯度Go是近似恒定的。其后果是：晶体生长速率方面的变化导致V/Go方面的成比例变化，由而空位和硅自填隙原子方面的成比例变化。然而，一般地，在中心锭V/Go的变化因其距表面最远而是最临界的值。因此，本例的结果宣示：在大于约1,000℃的诸温度通过增大了的持续或停留时间所获得拉制速率变化方面的增大意味着：V/Go方面的那些相应变化可以在沿着晶体半径的任何点发生。换言之，V/Go的径向变化是不相干的，于是，例如，它可以在任何径向位置超过锭中心V/Go值的10％、15％或更多。

如从上面数据可以看出：通过控制冷却率，容许这些缺陷有更多时间扩散到它们可能被消灭的区域可以抑制本征点缺陷浓度。结果是，团聚本征点缺陷的形成在单晶硅锭恒定直径部分的一个巨大部分里被防止了。

鉴于以上所述，我们将看到：发明的多个目的是达成了。

因在上面的多种组合和工艺中可能作出各种各样的变化而不离开本发明的范围，我们有意指出：上面说明书中所包含的所有内容得解释为例解性的且不是有限意义的。