CN113728129A - 使用连续柴可斯基(czochralski)方法生长单晶硅锭的方法 - Google Patents

Abstract

公开一种用于通过连续柴可斯基(Czochralski)方法生长单晶硅锭的方法。熔体深度及热条件在生长期间是恒定的，这是因为硅熔体在其被消耗时被连续补充，且坩埚位置是固定的。临界v/G由热区配置确定，且在生长期间连续补充硅到熔体实现在锭的主体的基本部分的生长期间锭以与所述临界v/G一致的恒定提拉速率生长。

Description

使用连续柴可斯基(CZOCHRALSKI)方法生长单晶硅锭的方法

相关申请案的交叉引用

本申请案要求2019年4月18日申请的第62/835,735号美国临时申请案的优先权的权益，所述案的公开内容宛如全文陈述般以引用的方式并入。

技术领域

本公开的领域涉及一种使用连续柴可斯基(Czochralski)方法生长单晶硅锭的方法。

背景技术

单晶硅(其为用于制作半导体电子组件的大多数工艺的起始材料)通常通过柴可斯基(“Cz”)方法制备。在此方法中，将多晶硅(polycrystalline silicon)(“多晶硅(polysilicon)”)装填到坩埚且熔融，使晶种与熔融硅接触且通过缓慢抽取生长单晶体。在完成颈部的形成之后，通过(例如)降低提拉速率及/或熔体温度直到达到所要或目标直径而扩大晶体的直径。接着通过控制提拉速率及熔体温度同时补偿降低的熔体水平而生长具有近似恒定直径的晶体的圆柱形主体。在生长工艺快结束但在坩埚被排空熔融硅之前，通常逐渐减小晶体直径以形成呈端锥的形式的尾端。通常通过增加拉晶速率及供应到坩埚的热而形成端锥。当直径变得足够小时，晶体接着与熔体分离。

柴可斯基生长技术包含分批柴可斯基方法及连续柴可斯基方法。在分批CZ中，将单一多晶装料装载到坩埚中，单一装料足以生长单晶硅锭，在此之后坩埚基本上耗尽硅熔体。在连续柴可斯基(CCZ)生长中，可在生长工艺期间连续或周期性地将多晶硅添加到熔融硅以补充熔体且因此，可在生长工艺期间从单一坩埚提拉多个锭。

为了实行CCZ工艺，修改传统分批柴可斯基生长腔室及设备以包含用于以连续或半连续方式将额外多晶硅给料到熔体而未负面影响生长锭的性质的构件。由于晶种是从熔体连续生长，所以将固体多晶硅(例如粒状多晶硅)添加到熔体以补充熔体。通常控制添加到熔体的额外固体多晶硅的给料速率以维持工艺参数。为了降低此补充活动对同时晶体生长的负面效应，通常修改传统石英坩埚以提供经添加材料递送到其中的外部或环形熔体区以及从其提拉硅锭的内部生长区。这些区彼此流体流动连通。

现代微电子装置的持续收缩大小对硅衬底的质量(其基本上由内部生长微缺陷的大小及分布确定)提出挑战性限制。在由柴可斯基(CZ)工艺及浮动区(FZ)工艺生长的硅晶体中形成的大多数微缺陷是硅的本质点缺陷(空位及自间隙(或简称为间隙))的凝聚物。

一系列研究已证实间隙凝聚物以两种形式存在-称为B旋涡缺陷(或B缺陷)的球状间隙集群及称为A旋涡缺陷(或A缺陷)的位错环。后来发现的空位凝聚物(称为D缺陷)已被识别为八面体空隙。沃龙科夫(Voronkov)对基于晶体生长条件在硅晶体中观察到的微缺陷分布提供广为接受的解释。根据Voronkov的模型或理论，在熔体/晶体界面附近的温度场驱动点缺陷的重组，从而为其从熔体/晶体界面(其中它们以其相应平衡浓度存在)扩散到晶体块体提供驱动力。通过扩散及对流两者的点缺陷的传输与它们重组之间的交互作用建立超出距界面的短距离的点缺陷浓度，称为重组长度。通常，空位浓度与超出重组长度的间隙浓度之间的差(称为过量点缺陷浓度)保持基本上远离晶体的横向表面固定。在经快速提拉晶体中，点缺陷通过其超出重组长度的扩散的空间重布通常不重要，只有接近晶体的横向表面的用作点缺陷的槽或源的区域除外。因此，如果超出重组长度的过量点缺陷浓度为正，那么空位保持过量，且在较低温度下凝聚以形成D缺陷。如果过量点缺陷浓度为负，那么间隙保持主导点缺陷，且凝聚以形成A缺陷及B缺陷。如果过量点缺陷浓度低于某一检测阈值，那么不形成可检测微缺陷。因此，通常，内部生长的微缺陷的类型仅由超出重组长度建立的过量点缺陷浓度确定。建立过量点缺陷浓度的过程被称为初始并入且主导点缺陷物种被称为经并入主导点缺陷。经并入点缺陷的类型由晶体提拉速率(v)对界面附近的轴向温度梯度(G)的量值的比率确定。在较高v/G下，点缺陷的对流主导其扩散，且空位保持经并入主导点缺陷，这是因为在界面处的空位浓度高于间隙浓度。在较低v/G下，扩散主导对流，从而容许快速扩散间隙作为主导点点并入。在接近其临界值的v/G下，两种点缺陷以非常低且相当的浓度并入，使彼此相互湮灭且因此抑制在较低温度下任何微缺陷的潜在形成。观察到的空间微缺陷分布可通常由v/G的变化(其由G的径向非均匀性及由v的轴向变化引起)来解释。径向微缺陷分布的显著特征是在相对较低的经并入空位浓度(在略高于临界v/G的小范围v/G下)的区域中通过氧与空位的相作用形成的氧化物粒子。这些粒子形成可由热氧化显露为OSF(氧化引发的堆叠层错)环的窄空间带。通常，OSF环标记空位主导及间隙主导的邻近晶体区域之间的边界(称为V/I边界)。

然而，在许多现代工艺中以较低速率生长的CZ晶体中的微缺陷分布受晶体块体中的点缺陷的扩散(包含由晶体的横向表面引发的扩散)影响。因此，CZ晶体中的微缺陷分布的准确量化优选并入二维点缺陷扩散(轴向及径向两者)。仅量化点缺陷浓度场可定性地捕获CZ晶体中的微缺陷分布，这是因为经形成微缺陷的类型由其直接确定。然而，为了微缺陷分布的更准确量化，捕获点缺陷的凝聚是必要的。传统上，微缺陷分布通过解耦合点缺陷的初始并入及微缺陷的后续形成而量化。此方法忽略成核区域附近的主导点缺陷从较高温度下的区域(其中微缺陷密度可忽略)到较低温度下的区域(其中微缺陷以较高密度存在且消耗点缺陷)的扩散。替代地，基于预测微缺陷群体在晶体中的每个位置处的大小分布的严格数值模拟在数值上是昂贵的。

空位与间隙主导材料之间的转变在v/G的临界值(其当前呈现为约2.5x10^-5 cm²/sK)下发生。如果v/G的值超过临界值，那么空位是主要本质点缺陷，其中其浓度随着v/G增加而增加。如果v/G的值小于临界值，那么硅自间隙是主要本质点缺陷，其中其浓度随着v/G减小而增加。因此，可控制工艺条件(例如生长速率(其影响v)以及热区配置(其影响G))以确定单晶硅内的本质点缺陷是否将主要是空位(其中v/G通常大于临界值)或自间隙(其中v/G通常小于临界值)。

经凝聚缺陷形成通常以两个步骤发生。第一，缺陷“成核”发生，其为本质点缺陷在给定温度下经过饱和的结果；高于此“成核阈值”温度，本质点缺陷保持可溶于硅晶格中。经凝聚本质点缺陷的成核温度大于约1000℃。

一旦达到此“成核阈值”温度，本质点缺陷便凝聚；也就是说，这些点缺陷从硅晶格的“固溶体”沉淀。本质点缺陷将继续通过硅晶格扩散，只要其存在于其中的锭的部分的温度保持高于第二阈值温度(即，“扩散率阈值”)。低于此“扩散率阈值”温度，本质点缺陷在商业上实用的时间段内不再移动。

虽然锭保持高于“扩散率阈值”温度，但空位或间隙本质点缺陷扩散通过硅晶格到其中分别已经存在经凝聚空位缺陷或间隙缺陷的位点，从而引起给定经凝聚缺陷的大小增长。发生生长，这是因为这些经凝聚缺陷位点基本上用作“槽”，从而由于凝聚的更有利能量状态而吸引且收集本质点缺陷。

空位类型的缺陷被辨识为如D缺陷、流动图案缺陷(FPD)、栅极氧化物完整性(GOI)缺陷、晶体起源粒子(COP)缺陷、晶体起源光点缺陷(LPD)的此类可观察晶体缺陷以及由红外光散射技术(例如扫描红外显微术及激光断层扫描)观察的某些类别的体缺陷的起源。在过量空位的区域中还存在氧或二氧化硅的集群。这些集群中的一些保持小且相对无应变，从而对由此硅制备的大多数装置基本上未引起损害。这些集群中的一些足够大以用作环氧化引发的堆叠层错(OISF)的晶核。据推测，此特定缺陷由通过过量空位的存在催化的现有成核氧凝聚物促进。氧化物集群主要在存在中等空位浓度的情况下在低于1000℃的CZ生长中形成。

与自间隙相关的缺陷研究较少。其通常被视为低密度的间隙型位错环或网络。此类缺陷不负责栅极氧化物完整性失效(重要晶片性能准则)，但其被广泛辨识为通常与当前泄漏问题相关联的其它类型的装置失效的原因。

在此方面，应注意，一般来说，硅晶格中呈间隙形式的氧通常被视为硅的点缺陷，而非本质点缺陷，而硅晶格空位及硅自间隙(或简称为间隙)通常被视为本质点缺陷。因此，基本上全部微缺陷可通常被描述为经凝聚点缺陷，而D缺陷(或空隙)以及A缺陷及B缺陷(即，间隙缺陷)可更具体描述为经凝聚本质点缺陷。氧集群通过吸收空位而形成；因此，氧集群可被视为空位及氧两者的凝聚物。

应进一步注意，柴可斯基硅中的此类空位及自间隙经凝聚点缺陷的密度在历史上已在约1x10³/cm³到约1x10⁷/cm³的范围内，而氧集群的密度在约1x10⁸/cm³到1x10¹⁰/cm³之间变化。因此，经凝聚本质点缺陷对于装置制造商具有快速增加的重要性，这是因为此类缺陷可严重影响复杂及高度集成电路的生产中的单晶硅材料的产量潜力。

鉴于前文，在许多应用中，随后被切割为硅晶片的硅晶体的一部分或全部大体上无这些经凝聚本质点缺陷为优选的。迄今为止，已报告用于生长大体上无缺陷硅晶体的若干方法。一般来说，全部这些方法涉及控制比率v/G以便确定在生长CZ单晶硅晶体中存在的本质点缺陷的初始类型及浓度。另外，然而，此类方法可涉及控制晶体的后续热历史以容许延长扩散时间以抑制其中的本质点缺陷的浓度，且因此大体上限制或避免经凝聚本质点缺陷在晶体的一部分或全部中形成。(例如，见第6,287,380号、第6,254,672号、第5,919,302号、第6,312,516号及第6,328,795号美国专利，所述专利的完整内容在此以引用的方式并入本文中。)替代地，然而，此类方法可涉及快速冷却硅(RCS)生长工艺，其中接着控制晶体的后续热历史以通过目标成核温度快速地冷却晶体的至少一部分以便控制在所述部分中形成经凝聚本质点缺陷。这些方法中的一者或两者还可包含容许经生长晶体的至少一部分保持高于成核温度达延长时间段以在通过目标成核温度快速地冷却晶体的此部分之前减小本质点缺陷的浓度，因此大体上限制或避免在其中形成经凝聚本质点缺陷。(例如，见第2003/0196587号美国专利申请公开案，所述案的完整公开内容以引用的方式并入本文中。)又进一步，已发开用于通过同时控制经固化锭的冷却速率及界面附近的轴向温度梯度(G)的径向变化而减少或消除从锭的中心到边缘的经凝聚点缺陷的方法。(例如，见第8,673,248号美国专利，所述专利的完整公开内容以引用的方式并入本文中。)

满足不存在经凝聚点缺陷(例如，晶体起源凹坑(COP))的制造商要求的经抛光硅晶片可称为中性硅或完美硅。作为对(例如)较高外延沉积晶片的较低成本经抛光晶片替代品，完美硅晶片对于许多半导体应用是优选的。在过去20年的进程中，许多硅晶片供货商已开发直径为200mm及300mm的无缺陷及无COP晶片产品以主要销售到传统上已对于市场内的成本压力更敏感的存储器(DRAM/NAND/FLASH)市场。随着客户应用装置节点收缩，可接受缺陷率的工业标准在此时间范围内已在光点散射(LLS)与栅极氧化物强度(GOI)的可接受水平方面演进。例如，工业无COP规范在大小不大于0.12um下可一次少于几百个。当前更多标准要求在大小不大于0.026um下少于20个COP才能有资格作为完美硅。作为另一实例，对于MOS晶体管中的GOI的过去标准是在≤8MV(B模式)下为95％。当前，规范移动到在10～12MV(D模式)下为99％。除此要求之外，随着装置节点收缩，需要如传统上由BMD密度(块体微缺陷)及BMD大小分布测量的跨晶片的经改进径向氧沉淀以便避免处理期间的衬底滑动或在装置光刻期间可能影响图案化重叠的翘曲。随着这些规范变严格(LLS、GOI、BMD均匀性等)，用于无缺陷及COP硅生长的控制窗已显著收缩，从而显著减少工艺的晶体处理能力。这是因为可接受带结构的窗(其可直接转译为操作的工艺窗)随着时间已随着规范偏移。

此章节旨在向读者介绍可与在下文描述及/或要求的本公开的各种方面相关的技术的各种方面。据信，此论述有助于向读者提供背景信息以促进对本公开的各种方面的更佳理解。因此，应理解，这些陈述应在此意义上阅读且不作为现有技术的认可。

发明内容

本公开的一个方面涉及一种通过连续柴可斯基方法制备单晶硅锭的方法。所述方法包括：将多晶硅的初始装料添加到坩埚；加热包括多晶硅的所述初始装料的所述坩埚以引起在所述坩埚中形成硅熔体，所述硅熔体包括熔融硅的初始体积且具有初始熔体高度水平；使硅晶种与所述硅熔体接触；抽出所述硅晶种以生长颈部部分，其中在所述颈部部分的生长期间以颈部部分提拉速率抽出所述硅晶种；抽出所述硅晶种以生长邻近所述颈部部分的向外张开晶种锥，其中所述硅晶种在所述向外张开晶种锥的生长期间以晶种锥提拉速率抽出；及抽出所述硅晶种以生长邻近所述向外张开晶种锥的所述单晶硅锭的主体，其中所述硅熔体包括所述单晶硅锭的所述主体的生长期间的熔融硅的体积及熔体高度水平；其中所述单晶硅锭的所述主体以初始可变主体提拉速率及恒定主体提拉速率生长，其中所述单晶硅锭的所述主体针对所述单晶硅锭的所述主体的长度的小于约20％以所述初始可变主体提拉速率生长且在针对所述单晶硅锭的所述主体的所述长度的至少约30％的生长期间以所述恒定主体提拉速率生长；且进一步其中将多晶硅连续给料到所述坩埚以借此在所述单晶硅锭的所述主体的生长期间补充所述坩埚中的熔融硅的体积及熔体高度水平。

关于本公开的上文提及的方面阐述的特征存在各种改善。同样，进一步特征也可被并入本公开的上文提及的方面中。这些改善及额外特征可个别或以任何组合存在。例如，下文关于本公开的任何所说明实施例论述的各种特征可单独或以任何组合被并入本公开的任何上述方面中。

附图说明

图1A(早期本体生长)、1B(中间本体生长)及1C(后期本体生长)说明在示范性分批柴可斯基工艺期间随着晶体长度而变化的熔体体积或深度及坩埚位置。

图2是描绘实现通过示范性分批Cz工艺生长的锭中的充分缺陷率控制所需的提拉速率的恒定改变的图表。

图3是描绘实现通过示范性分批Cz工艺使用经施加磁场生长的锭中的充分缺陷率控制所需的提拉速率轮廓的图表。

图4是描绘实现通过根据本发明的方法的示范性连续Cz工艺生长的锭中的充分缺陷率控制所需的提拉速率轮廓的图表。

图5描绘适用于根据本发明的方法的示范性连续Cz工艺的示范性坩埚配置。

图6A、6B及6C说明根据本发明的方法的示范性连续Cz工艺的熔体水平及锭生长。

图7A及7B说明在通过根据本发明的方法的示范性连续Cz工艺生长锭期间施加到硅熔体的磁场。

贯穿图式，对应元件符号指示对应零件。

具体实施方式

在本发明的背景内容中，“完美硅”是指从在满足或超过Perfect Silicon^TM(SunEdison半导体公司)的标准的条件下生长的柴可斯基生长的单晶硅锭切割的单晶硅晶片。这些标准包含满足或超过经凝聚缺陷、DSOD(直接表面氧化物缺陷)、COP(晶体起源凹坑或粒子)、D缺陷及I缺陷等的工业规范的锭。例如，“完美硅”晶片的特征可在于不可检测的FPD(通过赛科(Secco)蚀刻技术的流动图案缺陷)及DSOD(电击穿之后的直接表面氧化物缺陷粒子计数)及通过Secco蚀刻技术的零I缺陷(A缺陷)。Secco蚀刻包括施加重铬酸碱及氢氟酸的稀水溶液以适当地显露硅的各种结晶(100)、(111)及(110)平面中的位错及其它晶格缺陷。蚀刻带出谱系(低角度晶界)及滑移线两者。本发明的方法实现在单晶硅锭的主体的长度的至少约70％内(例如在单晶硅锭的主体的长度的至少约80％内，或甚至在单晶硅锭的主体的长度的至少约90％内)包括完美硅的单晶硅锭的生长。在一些实施例中，从在单晶硅锭的主体的长度的至少约70％内(例如在单晶硅锭的主体的长度的至少约80％内，或甚至在单晶硅锭的主体的长度的至少约90％内)生长的锭切割的晶片的特征在于不可检测的FPD(通过Secco蚀刻技术的流动图案缺陷)及DSOD(电击穿之后的直接表面氧化物缺陷粒子计数)及通过Secco蚀刻技术的零I缺陷(A缺陷)。在一些实施例中，从在单晶硅锭的主体的长度的至少约70％内(例如在单晶硅锭的主体的长度的至少约80％内，或甚至在单晶硅锭的主体的长度的至少约90％内)生长的锭切割的晶片的特征在于在≤8MV(B模式)下MOS晶体管中的GOI为95％(优选在10～12MV(D模式)下为99％)。

在用于生长单晶硅锭的常规分批柴可斯基工艺中，归因于锭生长期间的硅熔体的消耗及坩埚位置的可变性，晶体熔体/界面及热条件两者随着锭长度增加而持续变化。可在图1中找到坩埚的熔体空乏及移动的描述。图1A(早期本体生长)、1B(中间本体生长)及1C(后期本体生长)说明在分批Cz工艺期间随着晶体长度而变化的熔体水平及坩埚高度。由于熔体条件(例如，质量及高度水平)及坩埚位置在分批工艺期间持续改变，故最小化缺陷率所需的v/G率(生长速率V/轴向温度梯度G)在晶体长度内持续改变，从而使晶体的质量偏移。为了维持用于满足工艺窗内的规范的所要质量，需要通过位置连续控制调整若干参数。这些参数包含坩埚旋转速率(C/R)、晶种旋转速率(S/R)、晶种上升速率(S/L)、加热器功率、反射器高度等。见图2，其为描绘实现通过示范性分批Cz工艺生长的锭中的充分缺陷率控制所需的提拉速率的恒定改变的图表。由三角形(---▲---)界定的线是用于实现临界v/G值的恒定改变的临界提拉速率。提拉速率可在由正方形(---■---)标记的上临界提拉速率(“UCL”)及由菱形(---◆---)标记的下临界提拉速率(“LCL”)内变化且仍实现可接受缺陷率控制。这三条线指示可产生完美硅的提拉速度。在上及下提拉速度边界内，可产生具有不同主导本质点缺陷的完美硅。例如，当在图2(及图3及4)中使用三角形及正方形标记的线之间控制经施加提拉速度时产生空位主导(“Pv”)硅，且当在图2(及图3及4)中使用三角形及菱形标记的线之间控制经施加提拉速度时产生间隙主导(“Pi”)硅。在图2(及图3及4)中描绘的实例中，锭生长的早期及中间部分，具有空位主导点缺陷的完美硅可经生长，如由标记为“Pv”的锭横截面的表示展示。图2描绘从中心到边缘锭是空位主导的。在图2中描绘的实例中，在后期生长中，锭的特征在于空位主导点缺陷及间隙主导点缺陷的区域，其在标记为“Pi”的横截面区域中表示。例如，可生长从中心到小于整个锭的半径的径向长度是间隙主导的锭，其由空位主导材料的带包围到锭的边缘。在又后一区域中，锭的横截面展示在中心由间隙主导材料的带包围，在边缘处由空位主导材料的另一带包围的空位主导材料。这些描绘仅是为了说明且不旨在限制本发明的方法。完美硅(即，无可检测经凝聚点缺陷的锭及从其切割的晶片)是部分地通过锭的提拉速率适当控制过量点缺陷(空位及间隙硅)而产生的。本质点缺陷(例如空位及间隙)发生在通过柴可斯基方法生长的锭中。此类缺陷的存在对于硅是否完美无影响。确切来说，完美硅的特征在于无经凝聚点缺陷，例如COP、DSOD及I缺陷。

图2(及还有图3及4)还指示可导致在任何晶体长度处在临界v/G的上限及下限之外随着提拉速度而变化的锭的经凝聚缺陷。在超过上临界提拉速率(v/G高于临界v/G)的情况下可发生的缺陷包含DSOD(直接表面氧化物缺陷)或COP(晶体起源凹坑或粒子)。在提拉速率低于较低临界提拉速率(v/G低于临界v/G)的情况下可发生的缺陷包含I缺陷。在锭横截面中还展示其中发生这些缺陷的带。在其中主导过量点缺陷是空位的区域中，空位缺陷的凝聚在Cz硅晶体生长及冷却期间通过空位的凝聚及沉淀而形成体缺陷(例如COP、DSOD)。在其中主导过量点缺陷是间隙硅原子的区域中，其凝聚以通过间隙硅的凝聚/沉淀而形成体缺陷(例如I缺陷)且切出位错。v/G的任何小偏差将通过空位或间隙硅原子的凝聚而形成缺陷。

可施加磁场(例如，水平或尖点)以更改坩埚内的熔体流动图案且实现晶体/熔体界面的形状及高度的增强控制，这借此增强质量控制。然而，仍必须改变提拉速率及其它参数以实现可接受缺陷率控制，如图3中例示。图3是描绘实现通过示范性分批Cz工艺使用经施加磁场生长的锭中的充分缺陷率控制所需的提拉速率轮廓的图表。由三角形(---▲---)界定的线是用于实现临界v/G值的临界提拉速率，其视需要在单晶硅锭的生长期间连续变化。提拉速率可在由正方形(---■---)标记的上临界提拉速率(“UCL”)及由菱形(---◆---)标记的下临界提拉速率(“LCL”)内变化且仍实现可接受缺陷率控制。在单晶硅锭的横截面中的本质点缺陷及经凝聚点缺陷的区域大体上如上文在图2的描述中描述般。

根据本发明的方法，单晶硅锭由连续柴可斯基(CCZ)方法在实现熔体深度(即，熔融硅的高度水平)及热条件的条件下生长以在生长期间保持大体上恒定，这是因为熔体在其被消耗时被持续补充。在一些实施例中，维持熔融硅的大体上恒定高度水平实现将坩埚维持在固定位置中。一旦v/G使用适当热区配置固定，工艺窗便在晶体长度的基本部分内固定(即，无控制调整)。一旦设置工艺条件(S/R、功率、气流及压力、磁通量密度、尖点或HMCZMGP位置)，便使用气流及/或腔室压力及C/R以控制氧含量。因此，本发明的方法实现通过连续柴可斯基(CCZ)方法生长单晶硅锭，其中提拉速度在锭的基本长度的生长期间是恒定的，且根据本方法的经生长锭在锭的轴向长度的基本部分内具有均匀及可接受缺陷率控制、Oi均匀性及BMD均匀性。

在将全部条件设置为稳态之后，用于产生在整个晶体长度中具有所要缺陷率控制的单晶硅锭的提拉速率将是恒定的，从而相较于常规Cz工艺，归因于工艺控制而显著减少生产中的质量损耗。图4是在根据本发明的示范性连续柴可斯基生长方法期间随着单晶硅锭的轴向长度而变化的提拉速率的图表。如图4中展示，在单晶硅锭的主体部分的生长的基本部分内维持恒定提拉速率。由三角形(---▲---)界定的线是用于实现临界v/G值的临界提拉速率，其具有初始变化区域，接着为在单晶硅锭的主体部分的生长的基本部分内的恒定提拉速率的区域。提拉速率可在由正方形(---■---)标记的上临界提拉速率(“UCL”)及由菱形(---◆---)标记的下临界提拉速率(“LCL”)内变化且仍实现可接受缺陷率控制。在单晶硅锭的横截面中的本质点缺陷及经凝聚点缺陷的区域大体上如上文在图2的描述中描述般。

在根据本发明的方法的CCZ工艺中，多晶硅给料与晶体生长连续，借此熔体体积维持与初始装料熔体深度大体上相同而无关于晶体长度。由于熔体高度由生长晶体重量与经连续给料多晶硅之间的质量平衡控制，所以熔体及生长晶体中的热条件在整个轴向生长中不改变。随后，一旦所要晶体/熔体界面由例如磁场、C/R及S/R、提拉速率、加热器功率等的参数确定及固定，缺陷质量及Oi控制便在整个晶体轴向生长中维持恒定。此外，由于热条件及晶体/熔体界面在晶体生长期间固定，所以可在准稳态控制中在整个晶体长度内对给定HZ及晶体/熔体界面使用恒定提拉速率。

根据本发明的方法，适用于实现满足缺陷率控制的要求的单晶硅锭的生长的热条件由热区配置设置。生长方法为连续柴可斯基方法。因此，熔炉腔室包括用于多晶硅的连续给料的构件，例如，给料管。添加到坩埚的固体多晶硅通常为粒状多晶硅，但可使用块状多晶硅，且其使用经优化以与粒状多晶硅一起使用的多晶硅给料器给料到坩埚中。块状多晶硅通常具有在3毫米与45毫米(例如，最大尺寸)之间的大小，且粒状多晶硅通常具有在400微米与1400微米之间的大小。粒状多晶硅具有若干优点，包含归因于较小大小而提供给料速率的容易及精确控制。然而，归因于在其生产中使用的化学气相沉积工艺或其它制造方法，粒状多晶硅的成本通常高于块状多晶硅的成本。块状多晶硅具有较便宜且鉴于其较大大小而能够具有较高给料速率的优点。加热单元、冷却套的位置及功率控制的操作经调整以适应多晶硅给料器。

在图5中展示具有多个堰(20、30、40)或将熔体分离成不同熔体区的流体屏障的坩埚10的描绘。在经说明实施例中，坩埚组合件10包含界定硅熔体的内部熔体区22的第一堰20(广义上，流体屏障)。内部熔体区22是单晶硅锭50从其生长的生长区域。第二堰30界定硅熔体的中间熔体区32。最后，第三堰40界定硅熔体的外部熔体区42。给料管(未展示)以足以在锭的生长期间维持大体上恒定熔体高度水平及体积的速率将多晶硅(其可为粒状、块状或粒状及块状的组合)给料到外部熔体区42中。第一堰20、第二堰30及第三堰40每一者具有大体上环形形状，且具有界定于其中以允许熔融硅径向向内朝向内部熔体区22的生长区域流动的至少一个开口。图5中描绘的坩埚配置为示范性的且适用于实行本发明的工艺。适用于CCZ的其它配置可在不脱离本发明的范围的情况下使用。例如，坩埚10可缺乏第二堰30及/或可缺乏第三堰40。

一般来说，从其抽出锭的熔体通过将多晶硅装载到坩埚中以形成初始硅装料而形成。一般来说，初始装料是约100千克与约200千克之间的多晶硅，其可为粒状、块状或粒状及块状的组合。初始装料的质量取决于所要晶体直径及HZ设计。初始装料不反映晶体的长度，这是因为多晶硅在晶体生长期间经连续给料。例如，如果多晶硅经连续给料且腔室高度足够高，那么晶体长度可在长度上延伸到2000mm、3000mm或甚至4000mm。坩埚可具有图5中描绘的配置或适用于CCZ生长的另一配置。可使用各种多晶硅源，包含(例如)在流体化床反应器中热分解硅烷或卤代硅烷而产生的粒状多晶硅或在西门子(Siemens)反应器中产生的多晶硅。一旦将多晶硅添加到坩埚以形成装料，便将装料加热到高于约硅的熔融温度(例如，约1412℃)的温度以熔融装料，且借此形成包括熔融硅的硅熔体。硅熔体具有熔融硅的初始体积且具有初始熔体高度水平，且这些参数由初始装料的大小确定。在一些实施例中，将包括硅熔体的坩埚加热到至少约1425℃、至少约1450℃或甚至至少约1500℃的温度。

一旦装料经液化以形成包括熔融硅的硅熔体，便将硅晶种降低以接触熔体。接着从熔体抽出硅晶种，其中硅附接到所述硅晶种(即，晶种部分及颈部52，参考图5)，借此在熔体的表面附近或表面处形成熔体/固体界面。一般来说，用于形成颈部部分的初始提拉速度是高的。在一些实施例中，以至少约1.0mm/分钟(例如在约1.5mm/分钟与约6mm/分钟之间(例如在约3mm/分钟与约5mm/分钟之间))的颈部部分提拉速率抽出硅晶种及颈部部分。在一些实施例中，在相反方向上旋转硅晶种及坩埚，即，反向旋转。反向旋转实现硅熔体中的对流。晶体的旋转主要用于提供对称温度轮廓，抑制杂质的角变化且还控制晶体熔体界面形状。在一些实施例中，以在约5rpm与约30rpm之间、或在约5rpm与约20rpm之间、或在约8rpm与约20rpm之间、或在约10rpm与约20rpm之间的速率旋转硅晶种。在一些实施例中，以在约0.5rpm与约10rpm之间、或在约1rpm与约10rpm之间、或在约4rpm与约10rpm之间、或在约5rpm与约10rpm之间的速率旋转坩埚。在一些实施例中，以快于坩埚的速率旋转晶种。在一些实施例中，以比坩埚的旋转速率高至少1rpm(例如高至少约3rpm或高至少约5rpm)的速率旋转晶种。一般来说，颈部部分52具有在约300毫米与约700毫米之间(例如在约450毫米与约550毫米之间)的长度。然而，颈部部分52的长度可在这些范围之外变化。

在形成颈部52之后，生长邻近颈部52的向外张开晶种锥部分54，参考图5。一般来说，提拉速率从颈部部分提拉速率降低到适用于生长向外张开晶种锥部分54的速率。例如，在向外张开晶种锥的生长期间的晶种锥提拉速率在约0.5mm/分钟与约2.0mm/分钟之间，例如约1.0mm/分钟。在一些实施例中，向外张开晶种锥54具有在约100毫米与约400毫米之间(例如在约150毫米与约250毫米之间)的长度。向外张开晶种锥54的长度可在这些范围之外变化。在一些实施例中，向外张开晶种锥54经生长到约150mm、至少约150毫米、约200mm、至少约200毫米、约300mm、至少约300mm、约450mm或甚至至少约450mm的终端直径。向外张开晶种锥54的终端直径通常等于单晶硅锭的主体的恒定直径的直径。

在形成颈部52及邻近颈部部分的向外张开晶种锥54之后，接着，生长邻近锥部分的具有恒定直径的锭主体56。锭主体56的恒定直径部分具有圆周边缘、与圆周边缘平行的中心轴线及从中心轴线延伸到圆周边缘的半径。中心轴线还穿过向外张开晶种锥54及颈部52。锭主体56的直径可变化且在一些实施例中，直径可为约150mm、至少约150毫米、约200mm、至少约200毫米、约300mm、至少约300mm、约450mm或甚至至少约450mm。单晶硅锭的锭主体52最终经生长到至少约1000毫米长，例如至少1400毫米长，例如至少1500毫米长、或至少2000毫米长、或至少2200毫米，例如2200毫米、或至少约3000毫米长或至少约4000毫米长。

图4说明用于根据本发明的方法的一些实施例提拉单晶硅锭的主体的示范性及非限制性提拉速率协议。如从示范性说明将明白，提拉速率从相对高提拉速率下降到最小提拉速率，且接着针对单晶硅锭的主体的生长的显著部分上升到恒定提拉速率。根据本发明的工艺，选择提拉速率以实现完美硅，即，特征在于缺乏选自经凝聚缺陷、DSOD(直接表面氧化缺陷)、COP(晶体起源凹坑)、D缺陷及I缺陷等的可检测的经凝聚缺陷的硅。初始高提拉速率可在约0.5mm/分钟与约2.0mm/分钟之间，例如约1.0mm/分钟，接着在增加到在约0.4mm/分钟与约0.8mm/分钟之间、在约0.4mm/分钟与约0.7mm/分钟之间或在约0.4mm/分钟与约0.65mm/分钟之间的恒定提拉速率之前减小到可低至约0.4mm/分钟或甚至低至约0.3mm/分钟的提拉速率。

在图6A、6B及6C中描绘适用于实行本发明的方法的熔炉腔室100内的热区配置的示范性及非限制性说明。其它热区配置适用于实行本发明的方法。热区配置包含冷却套102、反射器104、侧加热器106及底部加热器108。生长的晶体直径以及弯月面的形状及高度由定位在顶部窗处的相机(未绘制)监测。从相机获得的资料实现到侧加热器106及底部加热器108的反馈。在晶体生长期间，功率分布可在加热器之间调整以实现熔体/固体界面的均匀性，即，维持弯月面的所要形状及高度。反射器104应将来自包含加热器及坩埚的熔炉的热部分的热通量反射到熔体。反射器104减少从熔炉的热部分到冷部分(由冷却套102维持)的热传递且借此维持熔炉的这两个区域之间的分离。反射器帮助控制轴向及径向温度梯度，这驱使熔融硅固化及结晶成生长的锭。

图6A、6B及6C分别描绘与图4中展示的提拉速率的区域对应的第一步骤、第二步骤及第三步骤。也就是说，图6A中描绘的第一步骤与其中提拉速率高且降低到图4中的最小值的区域对应。图6B中描绘的第二步骤与其中提拉速率为最小值且增加到图4中的恒定提拉速率的区域对应。图6C中描绘的第三步骤与图4中的恒定提拉速率的区域对应。在每一步骤期间，根据本发明的实施例，熔体110保持恒定熔体体积及熔体高度水平，这是因为在锭112的生长期间将多晶硅持续地给料到熔体中(见图5)。

特征在于可变提拉速率的生长单晶硅锭的主体的初始区域可涵盖单晶硅锭的主体的总长度的小于约20％。在一些实施例中，可变提拉速率体为可涵盖单晶硅锭的主体的长度的约5％与约20％之间，例如单晶硅锭的主体的长度的约5％与约15％之间，或单晶硅锭的主体的长度的约10％与约15％之间。在可变提拉速率条件下生长的单晶硅锭的主体的长度的百分比部分取决于锭的主体的总长度。例如，在可变速率条件下提拉的锭的主体的长度可在约50mm到约200mm之间、在约100mm到约200mm之间(例如在约150mm到约200mm之间)变化。如果在可变速率条件下生长200mm，且锭的主体的总长度为1400mm，那么主体的约14％在可变速率条件下生长，而针对2200mm的总主体长度，主体的仅约9％在可变速率条件下生长。

在可变提拉速率条件下生长主体的初始区域之后，在恒定提拉速率下生长主体的剩余部分。在一些实施例中，在单晶硅锭的主体的长度的至少约30％(例如单晶硅锭的主体的长度的至少约50％，单晶硅锭的主体的长度的至少约70％，单晶硅锭的主体的长度的至少约80％或甚至单晶硅锭的主体的长度的至少约90％)的生长期间以恒定主体提拉速率生长锭的主体。在一些实施例中，恒定主体提拉速率在约0.4mm/分钟与约0.8mm/分钟之间、在约0.4mm/分钟与约0.7mm/分钟之间或在约0.4mm/分钟与约0.65mm/分钟之间。

在单晶硅锭的主体的生长期间，将多晶硅(即，粒状、块状或粒状及块状的组合)添加到熔融硅以借此实现熔融硅的恒定体积及恒定熔体高度水平。根据本发明的方法，在单晶硅锭的主体的轴向长度的基本部分的生长期间维持大体上恒定熔体体积使得能够以恒定提拉速率在单晶硅锭的主体的轴向长度的基本部分内实现高锭质量。无关于晶体长度的恒定熔体体积使得能够维持恒定晶体/熔体界面及因此在锭的主体的基本部分内维持均匀晶体质量。因此，在一些实施例中，熔融硅的体积在单晶硅锭的主体的至少约90％的生长期间变化不大于约1.0体积％、或在单晶硅锭的主体的至少约90％的生长期间变化不大于约0.5体积％、或甚至在单晶硅锭的主体的至少约90％的生长期间变化不大于约0.1体积％。换句话说，在一些实施例中，熔体高度水平在单晶硅锭的主体的至少约90％的生长期间变化小于约+/-0.5毫米。

另外，根据本发明的工艺，可将磁场施加到包括硅熔体的坩埚。可施加尖点磁场或水平磁场以设置适当晶体/熔体界面，即，弯月面的形状及高度。磁场主要用于固定所要晶体/熔体界面形状及高度，且氧含量Qi的控制为次要目的。

熔体流量及熔体/固体界面的形状及因此锭的质量的控制可通过在单晶硅锭的主体的生长期间将磁场施加到硅熔体而增强。在一些实施例中，经施加磁场在单晶硅锭的主体的生长的至少约70％或在单晶硅锭的主体的生长的约70％与约90％之间期间维持大体上恒定熔体/固体界面轮廓。磁场施加电磁力，其影响硅熔体流量，因此影响熔体中的热传递。其改变晶体/熔体界面的轮廓及生长晶体的温度，这些是完美硅的关键控制参数。

磁场影响锭中的氧含量及均匀性。锭中的氧源来自石英坩埚壁的溶解，SiOx(g)在熔体自由表面处的蒸发(由熔体流动动力学控制)及并入到生长的晶体前端中。磁场影响生长期间的对流熔体流动，此可影响氧蒸发及并入。通过熔体中氧的扩散及对流根据以下等式控制氧随着时间增量并入到单晶硅锭中的变化：

C为固化硅中的氧的浓度，t为时间，v为对流速度(熔体流动速度)rho，ρ为硅熔体的密度，

为梯度(d/dx)。经施加磁场影响熔体速度(v)及熔体中的氧浓度的梯度

由于磁场导致稳态熔体流动，所以氧并入Qi到锭中是时间恒定的，这增强径向及轴向氧浓度均匀性。SOURCE项从以下两个参数导出：石英石(SiO₂)坩埚的溶解，其为氧的产生(Si(l)+SiO₂(s)→SiOx(g))；及蒸发，其为氧(SiOx(g))从熔体的移除(消失)。在分批Cz工艺中，此SOURCE项不是恒定的。代替性地，其取决于晶体长度，这是因为熔体质量随着晶体生长而降低。当锭已生长其本体长度的基本部分时，剩余熔体体积低，使得与坩埚接触的硅熔体的量减少，因此这导致较低浓度的氧从坩埚并入熔体中。因此，如果其它项(扩散、对流、蒸发)为恒定的，那么并入到固化硅晶体中的氧减少。熔体自由表面(熔体与气体之间的接触表面)区域影响SiOx(g)的蒸发速率。归因于如图1C中展示的坩埚的形状，分批Cz工艺中的小熔体质量具有相对较小表面区域。SiOx(g)的较少蒸发意味着较多氧并入到固化硅晶体中。根据本发明的方法，因为随着晶体锭生长添加多晶硅，使熔体质量维持为恒定。因此，全部源项(通过SiO₂坩埚溶解到熔体中的氧的产生及SiOx(g)气体通过熔体自由表面的蒸发)为恒定的。因此，扩散及对流项影响固化硅晶体的氧。经施加磁场使熔体流动更稳定(即，熔体流量恒定，如同作为无关时间的稳定条件)，因此在锭的整个长度的生长期间，在轴向及径向方向上并入氧是均匀且稳定的。在一些实施例中，间隙氧可以在约4PPMA与约18PPMA之间的浓度并入到锭中。在一些实施例中，间隙氧可以在约10PPMA与约35PPMA之间的浓度并入到锭中。在一些实施例中，锭包括不大于约15PPMA或不大于约10PPMA的浓度的氧。可根据SEMI MF 1188-1105测量间隙氧。

在一些实施例中，在单晶硅锭的主体的生长期间，将水平磁场施加到硅熔体。在图7A中说明此水平场，图7A是叠加在如图5中描绘的坩埚及生长锭上方的水平磁场的描绘。通过将固持硅熔体的坩埚放置在常规电磁体200的极之间而在存在水平磁场的情况下实现晶体生长。在一些实施例中，水平磁场可在熔体区域中具有在约0.2特斯拉与约0.4特斯拉之间的磁通量密度。熔体中的磁场变化在给定强度中小于+/-约0.03特斯拉。水平磁场的施加引起沿着轴向方向(在与流体运动相反的方向上)与驱动熔体对流的力相反的洛伦兹(Lorentz)力。因此抑制熔体中的对流，且界面附近的晶体中的轴向温度梯度增加。熔体-晶体界面接着向上移动到晶体侧以适应界面附近的晶体中的增加的轴向温度梯度且来自坩埚中的熔体对流的贡献减少。

在一些实施例中，在单晶硅锭的主体的生长期间，将尖点磁场施加到硅熔体。在图7B中说明尖点场，图7B是叠加在如图5中描绘的坩埚及生长锭上方的尖点磁场的描绘。尖点磁场具有两个控制参数，即，磁通量密度及磁场形状。尖点磁场与在锭的轴线附近的熔体中更深处的垂直(轴向)磁场组合在熔体的最近表面处施加水平(径向)磁场分量。使用在相反方向上携载电流的一对亥姆霍兹(Helmholtz)线圈产生尖点磁场。因此，在两个磁场之间的中途位置处，沿着锭轴线垂直地，磁场彼此抵消以使垂直磁场分量等于或接近零。例如，在轴向方向上，尖点磁通量密度通常为约零到约0.2特斯拉。在径向方向上的磁通量密度通常高于在垂直方向上的磁通量密度。例如，取决于径向位置，尖点磁通量密度在径向位置中通常在约0T与约0.6T之间，例如在约0.2T与约0.5T之间。径向尖点磁场约束熔体的流动以借此使熔体稳定。换句话说，径向尖点磁场的施加在邻近于晶体生长发生的固体-液体界面的部分处引发对流，且抑制熔体的剩余部分处的对流以借此用作用于实现均匀氧分布的有效方法。可由尖点磁场同时在熔体自由表面处及在熔体坩埚界面处局部及独立地控制热熔体对流。此实现仅通过磁通量密度控制生长晶体中的氧浓度而不管晶体旋转速度为何。在存在轴向或径向磁场的情况下，经由晶体旋转速度的控制而实现氧浓度的控制。施加尖点磁场可实现比在无经施加磁场的情况下生长的锭包括更少氧含量(例如不大于约15PPMA或不大于约10PPMA)的锭的生长。可根据SEMI MF 1188-1105测量间隙氧。

本发明的方法实现通过满足或超过完美硅的工业规范的连续柴可斯基方法生长单晶硅锭。贡献于完美硅晶体的生长的因素包含确定用于生长完美硅的临界提拉速度，在单晶硅锭的主体的生长的基本部分内以临界速度维持恒定提拉速度，及施加磁场以维持熔体/固体界面的形状及高度。一旦确定提拉速度及磁场的配置，便可归因于用于维持恒定熔体体积及熔体高度水平的多晶硅的连续添加而将提拉速度维持于恒定速率。因此，不同于生长锭的常规方法，提拉速度在锭的生长的基本部分内为恒定的。鉴于由本文中公开的方法实现的工艺控制，本发明的方法实现在单晶硅锭的主体的长度的至少约70％内(例如在单晶硅锭的主体的长度的至少约80％内，或甚至在单晶硅锭的主体的长度的至少约90％内)包括完美硅的单晶硅锭的生长。

如本文中使用，当结合尺寸、浓度、温度或其它物理或化学性质或特性的范围使用时，术语“约”、“大体上”、“基本上”及“近似”意味着涵盖可存在于性质或特性的范围的上限及/或下限中的变化，包含(例如)源自舍入、测量方法的变化或其它统计变化。

当介绍本公开或本公开的(若干)实施例的元件时，冠词“一”、“一个”、“所述”及“该”旨在意味着存在这些元件中的一或多者。术语“包括”、“包含”、“含有”及“具有”旨在为包含性且意味着除了所列举的元件之外，可存在额外元件。指示特定定向的术语(例如，“顶部”、“底部”、“侧”等)的使用是为了方便描述且不需要所描述的项目的任何特定定向。

由于可对上文中的构造及方法做出各种改变而不脱离本公开的范围，因此旨在应将上文中的描述中含有及(若干)附图中展示的全部事项解读为说明性且非限制性意义。

Claims (25)

1.一种通过连续柴可斯基方法制备单晶硅锭的方法，所述方法包括：

将多晶硅的初始装料添加到坩埚；

加热包括多晶硅的所述初始装料的所述坩埚以引起在所述坩埚中形成硅熔体，所述硅熔体包括熔融硅的初始体积且具有初始熔体高度水平；

使硅晶种与硅熔体接触；

抽出所述硅晶种以生长颈部部分，其中在所述颈部部分的生长期间以颈部部分提拉速率抽出所述硅晶种；

抽出所述硅晶种以生长邻近所述颈部部分的向外张开晶种锥，其中所述硅晶种在所述向外张开晶种锥的生长期间以晶种锥提拉速率抽出；及

抽出所述硅晶种以生长邻近所述向外张开晶种锥的所述单晶硅锭的主体，其中所述硅熔体包括所述单晶硅锭的所述主体的生长期间的熔融硅的体积及熔体高度水平；

其中所述单晶硅锭的所述主体以初始可变主体提拉速率及恒定主体提拉速率生长，其中所述单晶硅锭的所述主体针对所述单晶硅锭的所述主体的长度的小于约20％以所述初始可变主体提拉速率生长且在针对所述单晶硅锭的所述主体的所述长度的小于约30％的生长期间以所述恒定主体提拉速率生长；且

进一步其中将多晶硅连续给料到所述坩埚以借此在所述单晶硅锭的所述主体的生长期间补充所述坩埚中的熔融硅的体积及熔体高度水平。

2.根据权利要求1所述的方法，其中在所述单晶硅锭的所述主体的生长期间将磁场施加到所述硅熔体。

3.根据权利要求2所述的方法，其中在所述单晶硅锭的所述主体的生长期间将水平磁场施加到所述硅熔体。

4.根据权利要求2所述的方法，其中在所述单晶硅锭的所述主体的生长期间将尖点磁场施加到所述硅熔体。

5.根据权利要求2所述的方法，其中所述经施加磁场在所述单晶硅锭的所述主体的所述生长的至少约70％期间维持大体上恒定熔体/固体界面轮廓。

6.根据权利要求2所述的方法，其中所述经施加磁场在所述单晶硅锭的所述主体的所述生长的约70％与约90％之间期间维持大体上恒定熔体/固体界面轮廓。

7.根据权利要求1到6中任一权利要求所述的方法，其中所述单晶硅锭的所述主体为至少约1000毫米长、至少1400毫米长、或至少1500毫米长。

8.根据权利要求1到6中任一权利要求所述的方法，其中所述单晶硅锭的所述主体为至少2000毫米长、至少2200毫米长、至少约3000毫米长或至少约4000毫米长。

9.根据权利要求1到8中任一权利要求所述的方法，其中所述单晶硅锭的所述主体具有至少约150毫米、或至少约200毫米的直径。

10.根据权利要求1到8中任一权利要求所述的方法，其中所述单晶硅锭的所述主体具有至少约300毫米、或至少约450毫米的直径。

11.根据权利要求1到10中任一权利要求所述的方法，其中所述恒定主体提拉速率在约0.4mm/分钟与约0.8mm/分钟之间、在约0.4mm/分钟与约0.7mm/分钟之间、或在约0.4mm/分钟与约0.65mm/分钟之间。

12.根据权利要求1到11中任一权利要求所述的方法，其中针对所述单晶硅锭的所述主体的所述长度的约5％与约20％之间以所述初始可变主体提拉速率生长所述单晶硅锭的所述主体。

13.根据权利要求1到12中任一权利要求所述的方法，其中在针对所述单晶硅锭的所述主体的所述长度的至少约50％的生长期间以所述恒定主体提拉速率生长所述单晶硅锭的所述主体。

14.根据权利要求1到12中任一权利要求所述的方法，其中在针对所述单晶硅锭的所述主体的所述长度的至少约70％的生长期间以所述恒定主体提拉速率生长所述单晶硅锭的所述主体。

15.根据权利要求1到12中任一权利要求所述的方法，其中在针对所述单晶硅锭的所述主体的所述长度的至少约80％的生长期间以所述恒定主体提拉速率生长所述单晶硅锭的所述主体。

16.根据权利要求1到12中任一权利要求所述的方法，其中在针对所述单晶硅锭的所述主体的所述长度的至少约90％的生长期间以所述恒定主体提拉速率生长所述单晶硅锭的所述主体。

17.根据权利要求1到16中任一权利要求所述的方法，其中所述主体提拉速率是足以避免在所述单晶硅锭的所述主体的所述长度的至少70％内的经凝聚点缺陷的恒定临界提拉速率。

18.根据权利要求1到16中任一权利要求所述的方法，其中所述主体提拉速率是足以避免在所述单晶硅锭的所述主体的所述长度的至少90％内的经凝聚点缺陷的恒定临界提拉速率。

19.根据权利要求1到18中任一权利要求所述的方法，其中熔融硅的所述体积在所述单晶硅锭的所述主体的至少约90％的生长期间变化不大于约1.0体积％。

20.根据权利要求1到18中任一权利要求所述的方法，其中熔融硅的所述体积在所述单晶硅锭的所述主体的至少约90％的生长期间变化不大于约0.5体积％。

21.根据权利要求1到18中任一权利要求所述的方法，其中熔融硅的所述体积在所述单晶硅锭的所述主体的至少约90％的生长期间变化不大于约0.1体积％。

22.根据权利要求1到18中任一权利要求所述的方法，其中所述熔体高度水平在所述单晶硅锭的所述主体的至少约90％的生长期间变化小于约+/-0.5毫米。

23.根据权利要求1到22中任一权利要求所述的方法，其中所述单晶硅锭的所述主体在所述单晶硅锭的所述主体的所述长度的至少约70％内包括完美硅。

24.根据权利要求1到22中任一权利要求所述的方法，其中所述单晶硅锭的所述主体在所述单晶硅锭的所述主体的所述长度的至少约80％内包括完美硅。

25.根据权利要求1到22中任一权利要求所述的方法，其中所述单晶硅锭的所述主体在所述单晶硅锭的所述主体的所述长度的至少约90％内包括完美硅。

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