CN101638807B - 硅晶片、硅晶片的制造方法及硅晶片的热处理方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种硅晶片、硅晶片的制造方法及硅晶片的热处理方法，其对于根据利用切克劳斯基法培养的单晶硅块制造的硅晶片，在氧气分压为20％以上且100％以下的氧化性气体气氛中，以1300℃以上且1380℃以下的最高到达温度(T₁)，进行快速加热和快速冷却热处理。本发明的硅晶片在硅晶片(10)的至少包含器件活性区域的无缺陷区域(DZ层)(12)内具有固溶氧浓度为0.7×10¹⁸原子/cm³以上的高氧浓度区域，且在无缺陷区域(12)内以过饱和状态含有晶格间硅(14)。

Description

硅晶片、硅晶片的制造方法及硅晶片的热处理方法

技术领域

本发明涉及一种半导体器件的基板所使用的硅晶片及硅晶片的制造方法。另外，本发明还涉及一种为了将切割利用切克劳斯基法(以下称为“CZ”法)制造的单晶硅块而得到的硅晶片应用于半导体器件而实施的热处理方法。

背景技术

随着近年来的半导体器件的高集成化，对作为其基板使用的硅基片的品质要求也愈加严格。特别是强烈要求在硅晶片的器件活性区域降低原生缺陷、具备高的吸气效应。

在原生缺陷，例如有被称为COP(结晶引起的微粒)、LSTD(激光散射X线断层缺陷)的过饱和的空穴型点缺陷的凝聚体、成长并成为OSF(氧化感应叠层缺陷)及BMD(内部微小缺陷)的OSF核、BMD核等氧析出物及被称为转位基团的过饱和的晶格间硅型点缺陷的凝聚体。

其中，在上述晶格间硅型点缺陷的凝聚体(转位基团)中，在单晶拉晶时，通过调整拉晶条件可防止其发生，但防止发生所述空穴点缺陷的凝聚体及所述氧析出物是非常困难的。

另外，在所述氧析出物中，在存在于器件活性区域以外的主体区域的情况下，具备相对于重金属等的吸气效应，故而是行之有效的，但在所述氧析出物存在于所述器件活性区域的情况下，成为器件成品率下降的主要原因，因而不予优选。

关于降低这样的原生缺陷的方法，公开了各种各样的技术。

例如公开的一种技术是，在利用切克劳斯基法培养单晶硅时，通过控制拉晶条件(拉晶速度V、晶体内温度梯度G)而在整个面上制造无原生缺陷的单晶硅晶片(例如，专利文献1)。

另外，公开的一种技术是，通过按照将硅晶片中的碳浓度、氮浓度、氧浓度控制在规定的值的方式在从培养成的CZ单晶硅制作的硅晶片表面形成外延层，可得到具有优良的结晶性和IG能力的外延晶片(例如，专利文献2)。

另外，公开的一种技术是，通过在氢或者氩或其混合气氛中且在1050℃以上的温度范围将硅晶片进行热处理，以防止发生晶片的缺陷(例如，专利文献3)。

尤其是近年来，作为以高生产率且简单地制作晶片表层部缺陷极低的硅晶片的技术，公知有对硅晶片实施快速加热和快速冷却热处理(RTP：快速热处理)的技术。

例如，有一种技术是，通过对从含有发生环状氧化层叠缺陷的区域的理想区域(不存在晶格间硅型点缺陷的凝聚体及空穴型点缺陷的凝聚体的区域)切出的硅晶片，在氢、氩或者它们的混合气体气氛中实施快速加热和快速冷却热处理，可降低因以OSF等为核的残留结晶缺陷和研磨等机械加工而引起的残留加工起因缺陷等所造成的瑕疵点，进而可得到GOI特性优良的硅晶片(例如，专利文献4)。

另外公开的一种技术是，将硅晶片至少短暂地暴露在含氧气氛中，此时，通过在以满足规定的不等式的方式来选择的温度下进行热处理，使热处理遍及晶片厚度的主要部分，从而得到不含COP_S的硅晶片(例如，专利文献5)。

再者，还公开了一种下述技术，在氮100％或者氧100％或者氧和氮的混合气氛下，并将最大保持温度设成1125℃以上且硅的熔点以下，将保持时间设为5秒以上，对利用切克劳斯基法制造的硅基板进行热处理，之后，通过从最大保持温度起按8℃/秒以上的冷却速度进行快速冷却，不必控制利用CZ法制造的硅基板中的氧浓度，就可得到具有所期望的氧析出特性的硅基板(例如，专利文献6)。

还有一种公知的技术是，对单晶硅块进行拉晶，将从上述单晶硅块上切出的硅晶片在硅烷化合物和一氧化二氮的混合气体气氛下以700～900℃保持30～120分钟，其中所述单晶硅块包含形成属于不存在晶格间硅型点缺陷的凝聚体及空穴型点缺陷的凝聚体的理想区域的侵入型转位而得到的不足最低晶格间硅浓度的区域，并且其氧浓度为0.97×10¹⁸～1.4×10¹⁸原子/cm³(例如，专利文献7)。

还有一种公知的技术是，以得到确保基板的机械强度的硅基板为目的，在1100℃以上且不足用特定的关系式表示的温度T的温度进行加热，并进行至少10分钟以上的热处理而使表面层的固溶氧向外方扩散(例如，专利文献8)。

关于作为形成半导体器件用基板使用的硅晶片(以下简称为“晶片”)，以提高半导体器件加工中的成品率为目的，一般对于镜面研磨后的硅晶片在规定的环境下实施热处理(退火)。

作为这样的热处理技术，公知的技术例如是，通过在氧化性气氛下且在1300℃以上的高温下进行快速加热和快速冷却热处理(RTP：快速热处理)，来消除结晶缺陷。这样的RTP的优点在于，即使不象传统的高温下长时间的热处理那样使晶片表层的固溶氧向外方扩散，也不会降低晶片表层的固溶氧浓度而形成无缺陷层(DZ层：无缺陷区域)。

因此，即使是具有空穴缺陷(COP：结晶引起的微粒)的硅晶片，通过进行上述那样的RTP，也可在器件制作工序中提高抑制转位伸长的效果，且低成本地制造具有DZ层的晶片。

但是，在1300℃以上高温下的氧气气氛下实施了RTP的晶片，难以充分抑制DZ层范围的扩大和因杂质的吸入及热应力引起的滑移的发生。

与之相对，例如专利文献9、10等公开的技术是，通过在氮或者惰性气氛下进行RTP并控制冷却速度，使空穴过度残留于晶片中并形成氧析出核。

另外，作为用高温对晶片进行热处理的其它方法，公知的技术是，通过在惰性气体和还原性气体气氛中且在1250℃以上的高温下进行1个小时以上的热处理，使晶片表面部的固溶氧向外防扩散，以消除COP及BMD(内部微小缺陷(balk micro defect))等(例如参照专利文献11)。

但是，如专利文献11所示的那样的热处理方法，由于进行长时间热处理，因而降低了生产率且增加了热处理中的制造成本。

另外，进行了长时间热处理的晶片的表面部，由于因氧向外方扩散而降低了硅中的固溶氧浓度，因而在器件加工中使用了这样的晶片的情况下，因器件加工而产生的应力和应变的增加而发生的转位易于在后来的热处理中伸长，并成为器件成品率降低的主要原因。

另外，由于长时间进行热处理，因而即使在该热处理中也存在晶片易发生滑移的问题。

因此，近年来使用一种下述的技术，其通过对硅晶片用1150℃以上的高温进行以秒为单位的快速加热和快速冷却热处理(以下简称为RTP(快速热处理))，而在成为器件活性区域的晶片表面部形成无缺陷层(例如参照专利文献12)。

但是，使用如专利文献12记载的那样的技术制造的硅晶片，其形成于晶片内部(以下称为主体部)的BMD密度最大为5.0×10⁹cm^-3左右，主体部中的BMD密度的提高是有限度的。

另外，专利文献12没有记载可在该热处理中抑制产生于晶片的滑移的技术。

另一方面，专利文献6公开的技术是，在氮100％或者氧100％或者在氧和氮的混合气氛下将最大保持温度设为1125℃以上且硅的熔点以下，并将保持时间设为5秒以上来对利用CZ法制造的硅基板进行热处理，之后，通过从最大保持温度起以8℃/秒以上的冷却速度进行快速冷却，不必控制氧浓度就可得到具有所期望的氧析出特性的硅基板。

通过使用该技术，可以形成内部缺陷密度(主体部的BMD密度)最大为1.0×10¹⁰cm^-3左右的高密度BMD。

专利文献1：日本国特开平08-330316号公报

专利文献2：日本国特开2006-188423号公报

专利文献3：日本国特开2002-231726号公报

专利文献4：日本国特开2003-224130号公报

专利文献5：日本国特开2003-297840号公报

专利文献6：日本国特开2000-31150号公报

专利文献7：日本国特开2002-134513号公报

专利文献8：日本国特开平5-291097号公报

专利文献9：日本国特表2007-534579号公报

专利文献10：日本国特表2005-522879号公报

专利文献11：日本国特开2006-261632号公报

专利文献12：日本国特表2001-509319号公报

但是，专利文献1记载的技术由于因拉晶条件的少许变动而存在发生原生缺陷的问题，因而控制其拉晶条件非常困难。

另外，专利文献2记载的形成外延层的技术存在成本非常高的问题，且为了形成器件活性区域，例如必须形成外延层直至5μm以上的厚度，致使生产率非常差而造成高成本。

另外，专利文献3记载的热处理技术由于热处理时间长，因而由于生产率差而且存在热处理时易发生滑移的问题，因而不予优选。

另外，专利文献4记载的快速加热和快速冷却热处理技术，由于作为上述处理前的硅晶片，是以使用不存在晶格间硅型点缺陷的凝聚体及空穴型点缺陷的凝聚体的理想区域这一点为前提的，因而在快速加热和快速冷却热处理中的原生缺陷的降低方面是有限度的。

另外，专利文献5记载的快速加热和快速冷却热处理技术，作为用于热处理的起始材料，由于认为使用从按以高浓度生成极小的COP的方式进行控制的单晶体得到的硅晶片是有利的，因而同样在快速加热·快速冷却热处理中的原生缺陷的降低方面也是有限度的。

另外，专利技术6记载的快速加热和快速冷却热处理技术，不控制利用CZ法制造的硅基板中的氧浓度，以得到具有所期望的氧析出特性的硅基板为目的，而不是以降低硅晶片的器件活性区域的原生缺陷为目的的。再者，专利文献6没有记载在晶片表面部形成无缺陷层的情况及在该热处理中可抑制发生于晶片的滑移的情况。

另外，专利文献7及8记载的技术以得到器件活性区域的原生缺陷的无缺陷化及高的吸出效应为目的，而没有考虑器件活性区域的BMD的析出。该BMD通常在析出于器件活性区域以外的主体区域的情况下，由于具备针对重金属等的吸出效应是有效的，但在析出于器件活性区域内的情况下，成为器件成品率下降的主要原因。况且，氧浓度高的硅晶片还存在下述问题，即，将提高主体区域的BMD的析出密度，另一方面，即使在器件活性区域也将提高BMD的析出密度。

另外，专利文献7及8所记载的技术中的硅晶片的热处理在用于得到器件活性区域的原生缺陷的无缺陷化及高吸出效应方面是有效的方法，但利用这些热处理，对于硅晶片不可避免地存在发生滑移转位的可能性。因此，为防止发生滑移转位，提高硅晶片的热强度也是有效的。

另外，为提高该热强度，公知的技术是提高硅晶片的固溶氧浓度，但在提高固溶氧浓度时，则如上述的那样，在器件活性区域也存在BMD的析出浓度变高的问题。

根据上述专利文献9、10所记载的那样的方法，不但难以充分消除上述的COP，而且通过控制冷却速度可以在晶片内部形成许多氧析出核，并提高氧析出物(BMD：内部微小缺陷)的析出密度。由此，使杂质的吸出成为可能。

这样，为了提高上述BMD的析出密度，增大冷却速度是行之有效的。

但是，在这样的快速冷却的情况下，将增大因晶片面内的温度分布而引起的热应力，存在易发生滑移的课题。

因此，在RTP中正在寻求一种消除晶片表层的COP并形成DZ层，同时，在主体中以高密度形成BMD，可抑制滑移的发生的简便的方法。

发明内容

本发明是鉴于上述情况而设立的，其目的在于，提供一种硅晶片的制造方法，其既可抑制快速加热和快速冷却热处理时的滑移的发生，又可提高原生缺陷的消除力。

另外，本发明具备高吸出效应，且目的在于提供一种硅晶片，其既可防止器件活性区域的BMD的析出，又可提高器件活性区域的热强度。

此外，本发明的目的还在于提供一种硅晶片的热处理方法，其利用可在晶片表层消除COP并形成DZ层，同时，可在主体中以高密度形成BMD并抑制滑移的发生的RTP。

另外，本发明的目的还在于提供一种硅晶片的热处理方法，其在成为器件活性区域的晶片表面部可消除COP等结晶缺陷，在主体部以高密度形成BMD，且可抑制在RTP中发生的滑移。

本发明的硅晶片的制造方法，其特征在于，对于根据利用切克劳斯基法培养成的单晶硅块制造的硅晶片，在氧气分压为20％以上且100％以下的氧化性气体气氛中，以最高到达温度1300℃以上且1380℃以下，进行快速加热和快速冷却热处理。

通过具备这样的构成，可抑制快速加热和快速冷却热处理时的滑移的发生，同时可提高原生缺陷的消除力。

优选上述最高到达温度为1350℃以上且1380℃以下。

通过具备这样的构成，可抑制快速加热和快速冷却热处理时的滑移的发生，同时可进一步提高原生缺陷的消除力。

优选在利用上述快速加热和快速冷却热处理所形成的硅氧化膜的晶片面内的膜厚标准离差在设上述膜厚的最大值为t_oxmax、上述膜厚的最小值为t_oxmin、上述膜厚的平均值为t_oxave时，通过(t_oxmax-t_oxmin)/(t_oxave)计算出的比为1.5％以内。

通过具备这样的构成，可进一步抑制快速加热和快速冷却热处理时的滑移的发生。

优选在上述快速加热和快速冷却热处理前的硅晶片的至少存在于器件活性区域的过饱和空穴型点缺陷的凝聚体，换算成具有与该凝聚体相同的体积的球的直径的大小最大为180nm以下。

通过具备这样的构成，能够可靠地消除因上述快速加热和快速冷却热处理而发生的过饱和的空穴型点缺陷的凝聚体。

优选通过无氮掺杂进行上述单晶硅块的培养。

通过具备这样的构成，可使培养成的单晶硅块的轴方向的原生缺陷的大小及密度稳定。

优选上述单晶硅块中的固溶氧浓度在5×10¹⁷原子/cm³以上、且1.3×10¹⁸原子/cm³以下的范围内。

通过具备这样的构成，可使快速加热和快速冷却热处理的LSTD密度的减少率比较大，且可得到氧析出物密度高的硅晶片。

优选对进行了上述快速加热和快速冷却热处理的硅晶片表面进行研磨。

通过具备这样的构成，在晶片的表面附近残存有COP的情况下也可很容易地制造原生缺陷少的高品质的硅晶片。

优选通过增加上述快速加热和快速冷却热处理，使在上述硅晶片的至少存在于器件活性区域的过饱和空穴型点缺陷的凝聚体及氧析出物消除并形成DZ层，同时，将固溶氧导入上述DZ层。

通过具备这样的构成，由于提高了上述DZ层的固溶氧浓度，因而由于因应力而发生的转位通过上述固溶氧而被阻止，因此，可抑制转位的伸张。

本发明的硅晶片的特征在于，在硅晶片的至少包含器件活性区域的无缺陷区域内具有固溶氧浓度为0.7×10¹⁸原子/cm³以上的高氧浓度区域，且在上述无缺陷区域内以过饱和状态含有晶格间硅。

优选上述无缺陷区域内的固溶氧浓度高于比上述无缺陷区域深的硅晶片内部的主体区域内的固溶氧浓度。

优选从上述高氧浓度区域朝向上述硅晶片的表面，固溶氧浓度递减。

本发明的硅晶片的热处理方法的特征在于，在对切割利用CZ法制造的单晶硅块而得到的晶片进行快速加热和快速冷却热处理(RTP)时，将最高达到温度设为1300℃以上且硅的熔点以下的温度，在上述最高到达温度下的保持状态的气氛中，将上述晶片的表面侧设为氧气分压20～100％的氧化性气体气氛，将上述晶片的里面侧设为非氧化性气体气氛。

通过进行这样的热处理，可在晶片表面侧形成DZ层，且提高固溶氧浓度，另一方面，由于在晶片里面侧残留空穴浓度变高，因而可在晶片的主体中形成高密度的BMD。

优选在上述硅晶片的热处理方法中，将RTP中的晶片的表面侧的气氛在升温过程中设成非氧化性气体气氛，在达到最高到达温度后切换成氧气分压为20～100％的氧化性气体气氛。

通过这样的气氛气体的切换，可更完全地消除表面侧的COP，且可使DZ层更加高品质化。

另外，优选在上述RTP中的降温过程中，将上述晶片的表面侧及里面侧中的任一侧设成非氧化性气体气氛。

通过这样控制气氛气体，可使DZ层的厚度变薄。即，可以使氧析出物的生成区域靠近器件形成区域，由此，可提高杂质的吸出效应。

再者，优选为将上述晶片的表面侧设成氧化性气体气氛而供给的氧化性气体的流量小于为将上述晶片的里面侧设成非氧化性气体气氛而供给的非氧化性气体的流量。

通过这样调整供给气体的流量，可使晶片表面的氧化反应在面内均匀地进行，并形成高品质的DZ层。

本发明的硅晶片的热处理方法为，对切割利用切克劳斯基法制造的单晶硅块而得到的硅晶片进行热处理，其特征在于，在含氧的气氛下，将最高到达温度设成1300℃以上且硅的熔点以下，将从上述最高到达温度起的降温速度设成50℃/秒以上且145℃/秒以下，并进行快速加热和快速冷却热处理。

通过使用这样的方法，可在成为器件活性区域的晶片表面部消除COP等结晶缺陷，在主体部高密度地形成BMD，且可抑制在RTP中发生的滑移。

另外，在本发明中所说的表面部，是指从形成有半导体器件的表面起深度约为5～25μm的表层区域，所谓的主体部是指比上述表面部更深的下层区域。

优选上述降温速度为50℃/秒以上且70℃/秒以下。

通过将降温速度控制在这样的范围，既可大大抑制在RTP中发生的滑移，又可在主体部以高密度形成BMD。

或者优选上述降温速度为90℃/秒以上且145℃/秒以下。

在将降温速度控制在这样的范围的情况下，既可大大抑制在RTP中发生的滑移，又可在主体部以更高密度形成BMD。

另外，优选在上述含氧的气氛中，将氧气分压设成20％以上且100％以下。

通过设成上述范围内的氧气分压，可提高晶片表面部的结晶缺陷的消除力。

优选进行上述热处理的晶片为上述单晶硅块中从支配性地存在有空穴型点缺陷的区域切割而得到的晶片。

使用这样的硅晶片，由于可使培养单晶硅块时的拉晶速度变大，因而在提高生产率的同时还降低了块培养成本。

本发明提供一种可抑制快速加热和快速冷却热处理时的滑移的发生，同时可提高原生缺陷的消除力的硅晶片的制造方法。因此，可以以高生产率、低成本制造原生缺陷少的高品质的硅晶片。

另外，本发明可提供一种硅晶片，其具备高的吸出效应，且可防止器件活性区域的BMD的析出，还可提高器件活性区域的热强度。

另外，根据本发明的硅晶片的热处理方法，由于可在晶片表层消除COP并形成DZ层，同时，在主体中以高密度形成BMD，因而可抑制滑移的发生，并以低成本制造高品质的晶片。

另外，根据本发明的硅晶片的热处理方法，可在成为器件活性区域的晶片表面部消除COP等结晶缺陷，且可在主体部以高密度形成BMD，还可提供一种可抑制在RTP中发生的滑移的硅晶片的热处理方法。

因此，实施了本发明的方法的热处理的硅晶片，大大有助于半导体器件加工中的成品率。

附图说明

图1是表示本发明的硅晶片的制造方法所使用的RTP装置中的一例的概要的剖面图；

图2是表示快速加热和快速冷却热处理中的温度程序中的一例的说明图；

图3是用于说明本发明的LSTD密度被降低的机制的概念图；

图4是用于说明在本发明的LSTD密度被降低的机制中残存有晶片表面附近的COP的机制的概念图；

图5是表示在实施例1-1中的快速加热和快速冷却热处理后的各条件中的LSTD密度及全滑移长度的发生状况的结果图；

图6是用于说明计算实施例1-2中的氧化膜的膜厚标准离差时的测定点的概念图；

图7是表示与实施例1-2的快速加热和快速冷却热处理后的膜厚标准离差相对的滑移长度的发生状况的结果图；

图8是表示与实施例1-3的硅晶片的固溶浓度相对的LSTD密度减少率及氧析出物密度的结果图；

图9是模式性表示第二实施方式的硅晶片的剖面图；

图10是表示快速加热和快速冷却热处理中的温度程序的一例的概念图；

图11是用于说明利用快速加热和快速冷却热处理形成DZ层且使晶格间硅达到过饱和状态的机制的概念图；

图12是用于说明在利用快速加热和快速冷却热处理形成DZ层且使晶格间硅达到过饱和状态的机制中使晶片表面附近的COP残存的机制的概念图；

图13是表示第二实施方式的硅晶片的固溶氧浓度的深度方向分布的曲线图；

图14是表示第二实施方式的硅晶片的固溶氧浓度的深度方向分布的曲线图；

图15是表示第二实施方式的硅晶片的固溶氧浓度的深度方向分布的曲线图；

图16是比较例2-1～2-5的硅晶片的固溶氧浓度的深度方向分布的曲线图；

图17是表示第三实施方式的硅晶片的热处理方法所使用的晶片热处理装置的腔部的概要的剖面图；

图18是表示第四实施方式的硅晶片的热处理方法所使用的RTP装置的腔部的概要的剖面图；

图19是用于说明适用于第四实施方式的硅晶片的热处理方法的RTP中的热处理顺序中的一例的概念图；

图20是模式性表示第四实施方式的单晶硅块制造时的V/G和结晶缺陷的发生位置的关系的图；

图21是表示第四实施方式的试验1中的降温速度和BMD密度及滑移全长度的关系的曲线图；

图22是试验1的规定的降温速度中的IR层析X射线影像；

图23是表示在第四实施方式的试验2的各降温速度中的晶片中心的深度方向的氧浓度曲线的曲线图。

具体实施方式

下面，参照附图说明本发明第一实施方式。

图1是表示本发明的硅晶片的制造方法中使用的RTP装置的一例的概要的剖面图。

如图1所示，本发明的硅晶片的制造方法中使用的RTP装置10具备：具备气氛气体导入口20a及气氛气体排出口20b的反应管20、离开反应管20的上部配置的多个灯30、在反应管20内的反应空间25支撑晶片W的晶片支撑部40。晶片支撑部40具备直接支撑晶片W的环状的接受器40a、支撑接受器40a的载物台40b。反应管20例如由石英构成。灯30例如由卤素灯构成。接受器40a例如由硅构成。载物台40b例如由石英构成。

在使用如图1所示的RTP装置10对晶片W进行快速加热和快速冷却热处理(RTP：快速热处理)的情况下，按以下所述进行，从设置于反应管20的未图示的晶片导入口将晶片W导入反应空间25内，并将晶片W支撑于晶片支撑部40的接受器40a上，且从气氛气体导入口20a导入后面所述的气氛气体，同时，由灯30对晶片W表面进行灯照射。另外，在该RTP装置10的反应空间25内的温度控制是通过埋入晶片支撑部40的载物台40b的多个辐射温度计50测定晶片W的下部的晶片径方向的晶片面内的平均温度的，并基于其测定到的温度进行多个卤素灯30的控制(各灯的单独的ON-OFF控制及发光的光的发光强度的控制等)。

下面，说明本发明的硅晶片的制造方法。

本发明的硅晶片的制造方法是对从利用切克劳斯基法培养成的单晶硅块制造的硅晶片，在氧气分压为20％以上且100％以下的氧化性气体气氛中，以最高到达温度1300℃以上且1380℃以下，进行快速加热和快速冷却热处理。

根据切克劳斯基法的单晶硅块的培养通过众所周知的方法进行。

即，对充填于石英坩埚的多晶硅进行加热并做成硅融液，从该硅融液的液面上方接触籽晶，并一边使籽晶和石英坩埚旋转一边拉晶，通过扩径至所期望的直径来培养直筒部，制造单晶硅块。

利用众所周知的方法将这样的到的单晶硅块加工成硅晶片。

即，利用内周刀或者钢丝锯等将单晶硅块切割成晶片状，之后，经由外周部的倒角、抛光、蚀刻、研磨等加工工序制造硅晶片。另外，在此所记载的加工工序只是例示，本发明并不是仅仅局限于该加工工序。

然后，对制造出的硅晶片在氧气分压为20％以上且100％以下的氧化性气体气氛中，以最高到达温度1300℃以上且1380℃以下，进行快速加热和快速冷却热处理。

该快速加热和快速冷却热处理例如使用如图1所示的那样的RTP装置10进行，且作为气氛气体使用氧气分压为20％以上且100％以下的氧化性气体气氛进行。另外，这里所说的氧气分压若使用图1进行说明则是指供给到反应管20内时的混合气体(气氛气体)中的氧气分压。

这样，通过使用氧气分压为20％以上且100％以下的氧化性气体气氛作为气氛气体，可大幅度提高快速加热和快速冷却热处理中的原生缺陷的消除力。

另外，在上述氧化性气体气氛中的氧气分压为不足20％的情况下，快速加热和快速冷却热处理中的LSTD密度的消除力降低到极端，故而不予优选。

另外，在此所说的氧化性气体气氛是指氧气分压为20％以上且不足100％的混合气体或者氧为100％的气体。其中，优选混合气体中的上述氧气以外的气体为惰性气体。

在使用氮气作为上述氧气以外的气体的情况下，在快速加热和快速冷却热处理中将在硅晶片的表面形成氮化膜，为了除去该氮化膜就必须重新增加蚀刻工序，从而使工序增加，故而不予优选。在使用氢气作为上述氧气以外的气体的情况下，氧及氢的混合气体有爆炸的危险性，故而也不予优选。

作为上述惰性气体主要优选使用氩气。通过使用氩气，不会发生上述危险，并可进行良好的快速加热和快速冷却热处理。

图2是表示快速加热和快速冷却热处理中的温度程序中的一例的说明图。

快速加热和快速冷却热处理例如使用如图1所示的RTP装置10并通过如图2所示的那样的温度程序来进行。

即，将制造出的硅晶片在所期望的温度T₀(例如500℃)下设置于RTP装置10的反应管20内，在氧气分压为20％以上且100％以下的氧化性气体气氛中，按所期望的升温速度ΔTu(例如75℃/秒)进行升温直至所期望的最高到达温度T₁(1300℃以上且1380℃以下)，在所期望的最高到达温度T₁下保持随期望的时间t(例如15秒)。其后，按所期望的降温速度ΔTd(例如25℃/秒)进行降温直至所期望的温度T₀(例如500℃)，其后，从反应管20内取出硅晶片。

即，这里所说的快速加热和快速冷却热处理是指具备包含高速的升温速度ΔTu、最高到达温度T₁下的短的保持时间t及高速的降温速度ΔTd的温度程序的热处理。

另外，这里所说的高速的升温速度ΔTu优选10℃/秒以上，短的保持时间t优选1秒以上且60秒以内，另外，高速的降温速度ΔTd优选10℃/秒以上。由此，可实现生产率高的快速加热和快速冷却热处理。

如前所述，优选最高到达温度T₁为1300℃以上且1380℃以下。

如上所述，本专利申请中所说的最高到达温度T₁是指在将晶片W设置于如图1所示的那样的RTP装置10内的情况下，晶片W的下部的晶片径方向的晶片面内9点的平均温度。

这样，通过将最高到达温度T₁设为1300℃以上且1380℃以下，可抑制快速加热和快速冷却热处理时的滑移的发生，并且可提高原生缺陷的消除力。

在上述最高到达温度T₁不足1300℃时，快速加热和快速冷却热处理中的LSTD密度的消除力变低，故而不予优选。另外，在上述最高到达温度T₁超过1380℃时，在进行快速加热和快速冷却热处理的硅晶片上将发生大的滑移，故而不予优选。另外，在上述最高到达温度T₁超过1380℃时，在作为RTP装置的耐久性上存在问题，因此将会造成RTP装置的快速老化，甚至成为硅晶片的器件特性恶化的主要原因，故而不予优选。

如上所述，本发明的硅晶片的制造方法由于具备上述的构成，因而可抑制快速加热和快速冷却热处理时的滑移的发生，并且可提高原生缺陷的消除力。因此，可以以高生产率、低成本制造原生缺陷少的高品质的硅晶片。

下面，对降低本发明的LSTD密度的机制进行考察。图3是用于说明本发明的LSTD密度被降低的机制的概念图。

在如本发明那样在氧气分压高达20％以上的高氧化性气体气氛中进行快速加热和快速冷却热处理这样剧烈的升温时，硅晶片表面被氧化，同时，硅晶片内被快速导入氧(O₂)及裂隙的-Si(以下称为“i-Si”)(图3(a))。其后，在高温处理中，使包含于在COP的内壁形成的内壁氧化膜的氧溶解于硅晶片内，并在晶片内被生成为固溶氧(Oi)(图3(b))。通过该固溶氧(Oi)的生成来除去COP的内壁氧化膜，并通过将被导入的i-Si埋入除去了上述内壁氧化膜的COP内来消除COP，进而形成所谓的DZ(无缺陷区域)层(图3(c))。另外，虽然未图示，但在消除COP的同时，还消除了存在于DZ层的氧析出物。

另外，在所形成的DZ层上成为残存有上述固溶氧的状态(图3(c))。因此，由于上述DZ层中的固溶氧浓度变高，因此，由于从晶片里面等通过上述固溶氧来阻止因应力而发生的转位，因此可以抑制转位的伸张。

另外，由于上述DZ层通过晶格间硅的导入而成为晶格间硅过饱和的状态，因而在快速加热和快速冷却热处理后的热处理(例如，在器件工序的热处理)中，可防止固溶氧再析出于上述DZ层内。

另外，在本发明的硅晶片的制造方法中，有时晶片的表面附近残存有COP。图4是用于说明在本发明的LSTD密度被降低的机制中残存有晶片表面附近的COP的机制的概念图。

如本发明，在氧气分压为20％以上的高氧化性气体气氛中进行快速加热和快速冷却热处理时，晶片的表面附近成为氧过饱和状态。因此，在表面附近产生的COP的内壁形成的内壁氧化膜中含有的氧变得难以溶解于硅晶片内。因此，成为在晶片的表面附近形成的COP的内壁氧化膜残存的状态，由于在形成有该残存的内壁氧化膜的COP内部没有埋入被导入的i-Si，因而有时不能消除表面附近的COP(图4(a)～(c))。

在这样的情况下，通过对残存于晶片表面附近的COP进行研磨将其除去，可以很容易制造原生缺陷少的高品质的硅晶片。

另外，该研磨既可以只通过众所周知的技术即精研磨进行，也可以并用众所周知的技术即二次研磨和精抛光进行。

优选上述最高到达温度T1为1350℃以上且1380℃以下。

通过具备这样的构成，可抑制快速加热和快速冷却热处理中的滑移的发生，并且可进一步提高原生缺陷的消除力。详情将通过实施例进行叙述。

优选在利用上述快速加热和快速冷却热处理形成的硅氧化膜的晶片面内的膜厚标准离差在设上述膜厚的最大值为t_oxmax、上述膜厚的最小值为t_oxmin、上述膜厚的平均值为t_oxave时，通过(t_oxmax-t_oxmin)/(t_oxave)计算出的比为1.5％以内。

通过具备这样的构成，能够进一步抑制在快速加热和快速冷却热处理中的滑移的发生。

另外，上述膜厚之比可使用偏振光分析测定法对形成于进行了快速加热和快速冷却热处理的硅晶片表面的硅氧化膜膜厚进行测定并对其进行计算。另外，上述膜厚之比的控制在借助如图1所示的RTP装置10进行说明时，可通过在反应管20的上部分开配置的多个灯30的单独控制(ON-OFF控制及发出的光的发光强度的控制等)及气氛气体的流量等的控制来进行。

优选上述快速加热和快速冷却热处理前的硅晶片的至少存在于器件活性区域的过饱和空穴型点缺陷的凝聚体，换算成具有与该凝聚体相同的体积的球的直径的大小最大为180nm以下。

通过具备这样的构成，能够可靠地消除因上述快速加热和快速冷却热处理而发生的过饱和的空穴型点缺陷的凝聚体。

另外，在培养单晶硅块时，为了使所发生的过饱和空穴型点缺陷的凝聚体达到上述的大小以下，可通过进行氮掺杂处理来实现。这样的氮掺杂处理例如可通过在将多晶硅充填于石英坩埚时，通过同时充填生成有氮化硅膜的硅晶片来进行。

但是，这样的氮掺杂处理具有从培养成的单晶硅块的直筒部的上部朝向下部逐渐增加氮的掺杂量的趋势。在这样的情况下，将会使得培养成的单晶硅块的轴方向的原生缺陷的大小及密度不均匀。因此，在单晶硅块的轴方向将会产生原生缺陷的大小及密度的标准离差。因此，对单晶硅块进行加工且对进行上述的快速加热和快速冷却热处理而得到的硅晶片的品质，在组间即同一单晶硅块内将产生大的标准离差。

另外，由于本发明的快速加热和快速冷却热处理中的原生缺陷的消除力提高，因此，即使不进行这样的氮掺杂处理，即就算不通过氮掺杂处理使过饱和空穴型点缺陷的凝聚体变小，也能够通过后续工序即快速加热和快速冷却热处理使其降低。

因此，在具备了上述的快速加热和快速冷却热处理的本发明的硅晶片的制造方法中，即使通过无氮掺杂进行上述单晶硅块的培养，也能够降低单晶硅培养时发生的过饱和空穴型点缺陷的凝聚体，进而还可以使单晶硅块的轴方向的原生缺陷的大小及密度的标准离差稳定。

另外，在通过利用无氮掺杂进行单晶硅块的培养，而发生难以利用上述的快速加热和快速冷却热处理消除的大小(最大超过180nm的大小)的过饱和空穴型点缺陷的凝聚体的情况下，通过并用无氮掺杂和高速拉晶来进行，可以使过饱和的空穴型点缺陷的凝聚体的大小变小直至可利用上述的快速加热和快速冷却热处理消除的范围。另外，这里所说的高速拉晶在制造直径为300mm的硅晶片的情况下是指平均为1.2mm/min以上，在制造直径为200mm的硅晶片的情况下，是指平均为1.8mm/min以上。

优选上述单晶硅块中的固溶氧浓度在5×10¹⁷原子/cm³以上、且1.3×10¹⁸原子/cm³以下的范围内。另外，本说明书中的固溶氧浓度是根据1970-1979年度版Old ASTM基准的换算系数求出的值。

通过具备这样的构成，可以使快速加热和快速冷却热处理中的LSTD密度的减小率比较大，进而可得到氧析出物密度高的硅晶片。

下面，通过实施例1-1～1-4具体说明本发明第一实施方式的效果，但本发明不限于下述的实施例。

(实施例1)

利用CZ法制作了P型、结晶面方位(001)、固溶氧浓度[Oi]为1.2×10¹⁸原子/cm³(根据Old ASTM的换算系数的计算值)、阻抗23～25Ω/cm的单晶硅块。

此时，进行投入被氮化硅膜覆盖的硅晶片的氮掺杂处理，平均将拉晶速度调整为1.2mm/min，同时，按照在培养单晶硅时不发生转位基团的方式对拉晶速度V和在1300℃下的结晶轴方向的速度梯度G进行控制，由此一边控制V/G一边进行拉晶。

然后，利用钢丝锯将得到的单晶硅块切割成晶片状，实施坡口加工、抛光、蚀刻、研磨，制作成进行了两面研磨的直径为300mm的硅晶片。

然后，在同组内对制作出的硅晶片取样数片。用AFM(原子间力显微镜：Atomic Force Microscopy)对该取样后的硅晶片的器件面的原生缺陷进行观察。测定换算成具有与观察到的原生缺陷相同体积的球直径的大小的最大值。其结果是，在实施例1-1测定的COP的大小的最大值为100nm。

然后，使用如图1所示的RTP装置10对上述制作出的硅晶片进行了快速加热和快速冷却热处理。在实施例1-1中，如图2所示的温度程序中，将T₀：500℃、ΔTu：75℃/秒、t：15秒、ΔTd：25℃/秒设为共同条件，使T₁在1250℃～1400℃的范围内，且气氛气体使用Ar和氧气的混合气体，将该混合气体中的氧气分压设为0％(Ar为100％)、10％、20％、30％、40％、100％(100％氧气)，并分别进行了快速加热和快速冷却热处理。此时的温度为通过埋在如图1所示的晶片支撑部40的载物台40b的多个辐射温度计50测定的晶片W下部的晶片径方向的晶片面内的9点的平均温度。

然后，对进行了快速加热和快速冷却热处理的硅晶片测定LSTD密度及滑移长度。LSTD密度是使用レイテツクス社制造的MO601，将激光波长调整为680nm、将进入深度调整为5μm来测定的。另外，滑移长度使用リガク社制造X射线表面形态测量装置(XRT300、400衍射)测定。

图5是表示在实施例1-1中的快速加热和快速冷却热处理后的各条件中的LSTD密度及全滑移长度的发生状况的结果图。横轴为RTP处理温度(℃)，第一纵轴(纸面左侧的纵轴)为LSTD密度(个/cm²)，第二纵轴(纸面右侧的纵轴)为总滑移长度(mm)。这里所说的总滑移长度是指使用X射线表面形态测量装置对晶片整体进行测定，并测定由晶片整体确认的多个滑移的各长度，所有滑移的长度的合计值。另外，在图5标绘的各点是表示与在◆为氧气分压0％、□为氧气分压10％、△为氧气分压20％、○为氧气分压30％、▲为氧气分压40％、■为氧气分压100％的各种气氛气体条件下的RTP处理温度相对的LSTD密度的标绘数据，×为在氧气分压为20％时发生的总滑移长度的标绘数据。

如图5所示，可以确认，在氧气分压为20％以上时，LSTD密度明显比氧气分压为10％以下时低。另外，还可以确认，在RTP处理温度中在1300℃以上也大大降低了LSTD密度，且可以确认，在1350℃以上以极低的密度使LSTD密度稳定。另外，还可以确认，对于总滑移长度，虽然直至1380℃尽管只有少许但毕竟有增加的趋势，但在超过1380℃时有快速增加的趋势。另外，虽然该总滑移长度的标绘数据是氧气分压为20％时的数据，但由于在其它的条件下也具有同样的趋势，因而在图5中省略了其它条件。

综上，如图5所示，可以确认具有LSTD密度的降低大且抑制发生滑移从而使滑移少发生的效果的条件是，氧气分压为20％以上100％以下且RTP处理温度为1300℃以上1380℃以下，优选1350℃以上且1380℃以下。

(实施例1-2)

利用CZ法制作了P型、结晶面方位(001)、固溶氧浓度[Oi]1.0×10¹⁸原子/cm³(根据Old ASTM的换算系数的计算值)、阻抗28～30Ω/cm，用其它与实施例1-1相同的方法制作了进行了两面研磨的直径为300mm的硅晶片。

其次，在同组内对制作出的硅晶片取样数片。用AFM(原子间力显微镜：Atomic Force Microscopy)对该取样后的硅晶片的器件面的原生缺陷进行了观察。对换算成具有与观察到的原生缺陷相同体积的球直径的大小的最大值进行了测定。其结果是，在实施例1-2测定的COP的大小的最大值为100nm。

其次，使用如图1所示的RTP装置10对上述制作出的硅晶片进行了快速加热和快速冷却热处理。在实施例1-2中，在如图2所示的温度程序中，将T₀：500℃、ΔTu：75℃/秒、t：15秒、ΔTd：25℃/秒、气氛气体：氧气100％设为共同条件，使T₁在1300℃、1350℃、1380℃这三个条件下，在快速加热和快速冷却热处理后，按照形成于晶片表面的氧化膜的膜厚标准离差发生变化的方式对每个样品调整处理条件，并进行快速加热和快速冷却热处理。

然后，对进行了快速加热和快速冷却热处理的硅晶片测定在快速加热和快速冷却热处理中形成的氧化膜的膜厚标准离差及滑移长度。膜厚标准离差是使用ルドルフリサ一チ社制造的AutoELIII并按照偏振光分析测定法进行的，测定位置如图6所示，在晶片中心(距离为0mm)及从晶片中心向晶片的半径方向40mm、75mm、110mm、145mm进行共计9点测定，并计算出上述9点测定中的上述膜厚的最大值t_oxmax、最小值t_oxmin、平均值t_oxave。且计算出通过(t_oxmax-t_oxmin)/(t_oxave)来计算的比即膜厚标准离差。另外，与实施例1-1同样使用リガク社制造的X射线表面形态测量装置对滑移长度进行了测定。

图7是表示相对于实施例1-2的快速加热和快速冷却热处理后的膜厚标准离差的滑移长度的发生状况的结果图。横轴为氧化膜的膜厚标准离差(％)，纵轴为此时的总滑移长度(mm)。另外，图7上描绘的各点是，◇为1300℃、□为1350℃、△为1380℃。

如图7所示，可以确认，随着晶片面内的膜厚标准离差的增加，总滑移长度也具有增加的趋势。另外，还可以确认，在温度变高时，总滑移长度也有增加的趋势。另外，如图7所示，还可以确认，在膜厚标准离差为1.5％以下时，总滑移长度的发生轻微，故而更予以优选。

(实施例1-3)

利用CZ法分别制作了P型、结晶面方位(001)、阻抗23～25Ω/cm，且固溶氧浓度在0.3×10¹⁸原子/cm³～1.5×10¹⁸原子/cm³的范围浮动的单晶硅块，用其它与实施例1-1相同的方法制作了固溶氧浓度不同的且进行了两面研磨的直径为300mm的硅晶片。

此时的固溶氧浓度是使用FTIR(傅里叶变换红外光谱仪：アクセントオブテイカルテクノロジ一社制造的QS-612)测定的值。

其次，在同组内对制作出的硅晶片取样数片。用AFM(原子间力显微镜：Atomic Force Microscopy)对该取样后的硅晶片的器件面的原生缺陷进行观察。对换算成具有与观察到的原生缺陷相同体积的球直径的大小的最大值进行了测定。其结果是，在实施例1-3测定的COP的大小的最大值为100nm。

其次，使用如图1所示的RTP装置10对上述制作出的硅晶片进行了快速加热和快速冷却热处理。在实施例1-3中，在如图2所示的温度程序中，将T₀：500℃、ΔTu：75℃/秒、t：15秒、ΔTd：25℃/秒、气氛气体：氧气100％设为共同条件，在T₁为1300℃、1350℃这两个条件下，对固溶氧浓度不同的各个样品进行了快速加热和快速冷却热处理。另外，还预先测定了快速加热和快速冷却热处理前的硅晶片表面的LSTD密度，为了在快速加热和快速冷却热处理后可一一对应，而对硅晶片实施了编号处理，之后，进行了快速加热和快速冷却热处理。

其次，对进行了快速加热和快速冷却热处理的硅晶片测定了LSTD密度，并根据快速加热和快速冷却热处理前后的LSTD密度的变化计算出了其减少率(快速加热和快速冷却热处理后的LSTD密度/快速加热和快速冷却热处理前的LSTD密度)。另外，还测定了氧析出物密度。快速加热和快速冷却热处理前后的LSTD密度与实施例1-1一样是使用レイテツクス社制造MO601，并将激光波长调整为680nm、将进入深度设为5μm来测定的。另外，氧析出物密度是使用IR层析X射线影像法(レイテツクス社制造的MO411)进行的。另外，在该IR层析X射线影像法的样品评价前，作为氧析出热处理，在100％氧气气氛中、800℃下进行了4个小时的热处理之后，在相同的气体气氛(100％氧气)中、1000℃下进行了16个小时的热处理。

图8是表示相对于实施例1-3的硅晶片的固溶浓度的LSTD密度减少率及氧析出物密度的结果图。

图8中，横轴为固溶氧浓度(×10¹⁸原子/cm³)，第一纵轴(纸面左侧的纵轴)为LSTD密度减少率(％)，第二纵轴(纸面右侧的纵轴)为氧析出物密度(/cm³)。另外，图8上描绘的各点是，●为与相对于1300℃的各固溶氧浓度的LSTD密度减少率相对应的曲线、■为与相对于1350℃的各固溶氧浓度的LSTD密度减少率相对应的曲线、○为与相对于1300℃的各固溶氧浓度的氧析出物密度相对应的曲线、□为与相对于1350℃的各固溶氧浓度的氧析出物密度相对应的曲线。

如图8所示，可以确认，在硅晶片的固溶氧浓度增加时，LSTD密度减少率有降低的趋势。特别是在固溶氧浓度超过1.3×10¹⁸原子/cm³时该趋势显著。这是因为，由于在硅晶片中的氧多，故而COP的内壁氧化膜难以消除。但是，在硅晶片的固溶氧浓度小的情况下由于氧析出核减少，因而可认为也使快速加热和快速冷却热处理及氧析出热处理后的析出密度减少。特别是如图8所示，在固溶氧浓度不足0.5×10¹⁸原子/cm³时该趋势更加显著。

另外，如图8所示，在硅晶片的固溶氧浓度增加时有氧析出物密度也增加的趋势，固溶氧浓度为0.7×10¹⁸原子/cm³以上时，该增加趋势几乎均匀。因此，从氧析出物密度的观点来看，更优选硅晶片的固溶氧浓度为0.7×10¹⁸原子/cm³以上。

如上，如图8所示，LSTD密度减少率比较大且氧析出物密度高的范围是硅晶片的固溶氧浓度为0.5×10¹⁸原子/cm³以上且1.3×10¹⁸原子/cm³以下这一范围，更优选0.7×10¹⁸原子/cm³以上且1.3×10¹⁸原子/cm³以下这一范围。显然，通过设成该范围，LSTD密度减少率比较大且氧析出物密度高，故而更予以优选。

(实施例1-4)

在实施例1-1中，对于在氧气分压为20％～100％、将RTP处理温度设为1300℃、1330℃、1350℃及1380℃下进行了快速加热和快速冷却热处理的各个样品，进行在实施例1-3进行了说明的氧析出热处理(在100％氧气气氛中、800℃下进行4个小时的热处理后，再在相同的气体气氛(100％氧气)中、1000℃下进行16个小时的热处理)，其后，对得到的样品的氧析出物密度进行评价，并以此作为实施例1-4。该析出物密度的评价是使用レイテツクス社制造的BMD分析器系统MO411在自晶片表面至深度50μm的范围进行的。将该氧析出物热处理假设成所谓的器件工序的热处理。

此外，作为该实施例1-4中的比较例1-1，在实施例1-1中，还对在氧气分压为0％、10％且在将RTP处理温度设为1300℃、1330℃、1350℃及1380℃下进行了快速加热和快速冷却热处理的样品进行同样的氧析出热处理并对氧析出物密度进行了评价。

其结果表明，氧气分压越低及RTP处理温度越低，则氧析出物密度越高。即，作为比较例1-1进行的样品与实施例1-4相比氧析出物密度高。这可以看作是由于氧气分压越高且RTP处理温度越高，则增加晶格间硅浓度而使过饱和度变高，从而抑制了氧析出热处理引起的氧析出的缘故。

根据以上的结果，认为是，使用本发明的硅晶片的制造方法制造出的硅晶片在快速加热和快速冷却热处理后的热处理(例如器件工序的热处理)中，可防止固溶氧在DZ层再析出。

下面，参照图9～16说明本发明第二实施方式。图9是模式性表示第二实施方式的硅晶片的剖面图。另外，本说明书中的固溶氧浓度是根据1970-1979年度版Old ASTM基准的换算系数求出的值。

如图9所示，第二实施方式的硅晶片在硅晶片110的至少含有器件活性区域的无缺陷区域(不存在BMD及原生缺陷(含转位基团)的区域：低缺陷区(denuded zone)，以下称为“DZ层”)112内，以过饱和状态含有晶格间硅(裂隙的-Si：在图中称为“i-Si”)113。

这里所说的以过饱和状态含有晶格间硅，是指在进行了两个阶段热处理(在100％氧气气氛中进行800℃、4个小时的热处理，再在相同的气氛(100％氧)中进行1000℃、16个小时热处理)之后，实施Sato蚀刻，在用显微镜观察硅晶片表面并测定存在于自表面至深度5μm的区域的蚀刻孔时，上述蚀刻孔密度为10个/cm²以下。

DZ层112自晶片的表面111起其深度为与器件活性区域一致，形成为与其同程度或者比其深。DZ层112的深度例如为5μm。

另外，在DZ层112内具备固溶氧浓度为0.7×10¹⁸原子/cm³以上的高氧浓度区域。

这样，由于第二实施方式的硅晶片在DZ层112内以过饱和状态含有晶格间硅，且具有固溶氧浓度为0.7×10¹⁸原子/cm³以上的高氧浓度区域，因而具备原生缺陷的无缺陷化及高吸出效应，且可防止析出器件活性区域的BMD，并提高器件活性区域的热强度。

另外，在即使在DZ层112内以过饱和状态含有晶格间硅，在固溶氧浓度不足0.7×10¹⁸原子/cm³时，也不能提高硅晶片的器件活性区域的热强度。

另外，即使上述固溶氧浓度为0.7×10¹⁸原子/cm³以上，在DZ层112内不是以过饱和状态含有晶格间硅时，DZ层112内固溶氧也会作为BMD(内部微小缺陷)析出，故而不予优选。

另一方面，在比硅晶片110的DZ层112更深的硅晶片内部的主体区域115内，即使残存有被称为COP(结晶引起的微粒)、LSTD(激光散射X线断层缺陷)的过饱和的空穴型点缺陷的凝聚体及氧析出物也无所谓。

下面，说明第二实施方式的硅晶片的制造方法。

为了制造第二实施方式的硅晶片，首先，在培养根据切克劳斯基法制造的单晶硅块时，对固溶氧浓度进行调整使其为0.7×10¹⁸原子/cm³附近或者设成0.7×10¹⁸原子/cm³以上。

具体而言，对充填于炉内的石英坩埚的多晶硅进行加热并做成硅融液，从该硅融液的液面上方开始让籽晶接触，并边旋转籽晶和石英坩埚边拉晶，并扩径至所期望的直径以培养直筒部，由此来制造单晶硅块。此时的上述固溶氧浓度的调整可通过调整石英坩埚的转数及炉内压力等来进行。

然后，与第一实施方式一样，利用公知的方法将制造出的单晶硅块加工成硅晶片。

然后，对上述制造出的硅晶片在氧气分压为20％以上且100％以下的氧化性气体气氛中并在1300℃以上且1380℃以下的温度下进行快速加热和快速冷却热处理(RTP：快速热处理)。

通过利用上述条件对固溶氧浓度为0.7×10¹⁸原子/cm³附近或者为0.7×10¹⁸原子/cm³以上的硅晶片进行快速加热和快速冷却热处理，可在上述无缺陷区域内以过饱和状态含有晶格间硅。

该快速加热和快速冷却热处理中的温度程序可使用下述等情况：例如图10(a)所示，在氧等氧化性气体气氛中以10℃/秒以上的速度升温至最高保持温度T₁，并在最高保持温度T₁下保持所期望的时间(例如1秒～60秒)，之后，以10℃/秒以上的速度降温(图10(a))；开始在氩等非氧化性气体气氛中以上述速度升温至最大保持温度T₁之后，在最大保持温度T₁下保持过程中，切换成氧气等氧化性气体气氛并再保持所期望的时间，之后，以上述速度降温(图10(b))；开始在氩等非氧化性气体气氛中升温至最大保持温度T₂，其后一旦降温至最大保持温度T₃(＜T₂＝，中途切换到氧气等氧化性气体气氛中之后，再升温至最大保持温度T₁(＜T₂＝的情况(图10(c))等。

通过上述快速加热和快速冷却热处理形成DZ层且使晶格间硅达到过饱和状体的机制与第一实施方式相同。

图11是用于说明利用快速加热和快速冷却热处理形成DZ层且使晶格间硅达到过饱和状态的机制的概念图。

在上述快速加热和快速冷却热处理中以氧气分压为20％以上和氧浓度高的状态进行因快速加热和快速冷却热处理带来的急剧的升温时，通过将硅晶片表面氧化而生成晶格间硅(i-Si)并将其导入(图11(a))。其后，在高温处理中，使包含于在培养单晶硅块时发生的在COP内壁形成的内壁氧化膜的氧溶解到硅晶片内。通过使上述形成的i-Si埋入除去了内壁氧化膜的COP内可消除COP(图11(b))，并形成无缺陷区域(DZ层)(图11(c))。此时，消除COP之后，残存的晶格间硅(i-Si)在上述无缺陷区域内形成晶格间硅的过饱和状态(图11(c))。

另外，有时通过上述快速加热和快速冷却热处理而在晶片的表面附近残存有COP。图12是用于说明在利用快速加热和快速冷却热处理形成DZ层且使晶格间硅达到过饱和状态的机制中使晶片表面附近的COP残存的机制的概念图。

另外，在上述晶片的表面附近残存有COP的情况，例如在利用切克劳斯基法培养单晶硅块时，可列举固溶氧浓度非常高的情况(例如为1.7×10¹⁸原子/cm³以上)、及快速加热和快速冷却热处理中的氧化性气氛的氧气分压高的情况(例如100％氧气气氛)等。

例如，在培养单晶硅块时的固溶氧浓度高或者快速加热和快速冷却热处理中的氧化性气氛的氧气分压高时，由于晶片的表面附近达到氧过饱和状态，因而包含于表面附近发生的在COP内壁形成的内壁氧化膜的氧难以溶解到晶片内。因此，成为形成的COP的内壁氧化膜残存于晶片的表面附近的状态，由于该残存的内壁氧化膜妨碍i-Si埋入COP内部，因而有时不能消除表面附近的COP(图12(a)～(c))。

该情况下，通过利用研磨除去残存于晶片的表面附近的COP，可形成晶格间硅达到过饱和状态的无缺陷区域(DZ层)。另外，该研磨既可仅用通常公知的技术即精研磨进行，也可并用公知的技术即二次研磨和上述精研磨进行。

参照附图说明从利用上述制造方法制造出的第二实施方式的硅晶片110的从晶片表面111向其内部方向的固溶氧浓度的深度方向分布。

图13～图15是表示第二实施方式的硅晶片的固溶氧浓度的深度方向分布的曲线图。在此，图13～图15的横轴为距硅晶片表面的深度(μm)，纵轴为固溶氧浓度(×10¹⁸原子/cm³)。另外，图13为在如上述的图11所示的情况下，晶格间硅达到过饱和状态时的固溶氧浓度的深度方向分布，图14为在如上述的图12所示的情况下，晶格间硅达到过饱和状态时对表面的COP进行研磨的情况下的固溶氧浓度的深度方向分布，图15为其研磨量比图14更多时的固溶氧浓度的深度方向分布。

第二实施方式的硅晶片的固溶氧浓度的深度方向分布在硅晶片的至少包含器件活性区域的无缺陷区域(例如距晶片表面的深度为5μm以内的区域)具有有固溶氧浓度为0.7×10¹⁸原子/cm³以上的最大值的高氧浓度区域，且有下述情况，即：在比上述无缺陷区域深的硅晶片内部的主体区域(例如距晶片表面的深度超过5μm的区域)固溶氧浓度为0.7×10¹⁸原子/cm³以上的情况(图13(2-2)～(2-3)、图14(2-6)～(2-7)，以下称为第一方式)；改变上述第一方式，在上述主体区域，固溶氧浓度不足0.7×10¹⁸原子/cm³的情况(图13(2-1)、图14(2-5)，以下称为第二方式)；以及虽然不具有0.7×10¹⁸原子/cm³以上的峰值(最大值)，但在上述无缺陷区域及上述主体区域，固溶氧浓度为0.7×10¹⁸原子/cm³以上的情况(图13(2-4)、图14(2-8)、图15(2-9)～(2-11))。

其中，优选具备无缺陷区域内的固溶氧浓度高于比上述无缺陷区域深的硅晶片内部的主体区域内的固溶氧浓度的方式(图13(2-1)～(2-3)、图14(2-5)～(2-7))。

通过具备这样的构成，可以在上述主体区域内阻止产生于上述主体区域的BMD或者从里面产生的滑移转位等，进而可防止向晶片表面的器件形成区域的传播。

另外，优选具备自上述高氧浓度区域朝向上述硅晶片的表面，上述固溶氧浓度递减的实施方式(图13(2-1)～(2-4)、图14(2-8))。

通过具备这样的构成，可抑制形成于表面的热施主的生成量。

(实施例2)

下面，通过实施例2-1～2-11来具体说明本发明第二实施方式的效果，但本实施方式不限于下述的实施例。

(实施例2-1～2-11)

在利用CZ法进行的单晶硅块制作时，将固溶氧浓度分别在0.5、0.7、1.2、1.7(×10¹⁸原子/cm³)(根据1970-1979年度版Old ASTM的换算系数的计算值)调整，且一边控制V/G(拉晶速度V和1300℃下的结晶轴方向的温度梯度G)，一边进行拉晶以在整个面上形成存在有空穴型点缺陷的凝聚体的空穴型点缺陷区域(I区域)，从而制造出[Oi]不同的P型、结晶面方位(001)的三种类型的单晶硅块。

其次，用钢丝锯将得到的单晶硅块切割成晶片状，实施坡口加工、抛光、蚀刻、研磨，制作成进行了两面研磨的直径为300mm的硅晶片。

其次，使用如图1所示的RTP装置10并利用如图10(a)所示的温度程序，在100％的氧气气氛下且在升温速度为75℃/秒、最高到达温度为1300℃、最高到达温度的保持时间为30秒、降温速度为25℃/秒的条件下进行快速加热和快速冷却热处理，分别制造出下述的硅晶片：具有如图13(2-1)所示的固溶氧浓度分布的硅晶片(实施例2-1：固溶氧浓度分布为0.5×10¹⁸原子/cm³)；具有如图13(2-2)所示的固溶氧浓度分布的硅晶片(实施例2-2：固溶氧浓度分布为0.7×10¹⁸原子/cm³)；具有如图13(2-3)所示的固溶氧浓度分布的硅晶片(实施例2-3：固溶氧浓度分布为1.2×10¹⁸原子/cm³)；具有如图13(2-4)所示的固溶氧浓度分布的硅晶片(实施例2-4：固溶氧浓度分布为1.7×10¹⁸原子/cm³)。

另外，对与进行了快速加热和快速冷却热处理的实施例2-1～2-4同组(同固溶氧浓度)的样品从表面进行加工余量为2.5μm左右的表面研磨，分别制作了下述的硅晶片：具有如图14(2-5)所示的固溶氧浓度分布的硅晶片(实施例2-5：固溶氧浓度为0.5×10¹⁸原子/cm³)；具有如图14(2-6)所示的固溶氧浓度分布的硅晶片(实施例2-6：固溶氧浓度为0.7×10¹⁸原子/cm³)；具有如图14(2-7)所示的固溶氧浓度分布的硅晶片(实施例2-7：固溶氧浓度分布为1.2×10¹⁸原子/cm³)；具有如图14(2-8)所示的固溶氧浓度分布的硅晶片(实施例2-8：固溶氧浓度为1.7×10¹⁸原子/cm³)。

另外，对与进行了快速加热和快速冷却热处理的实施例2-2～2-4同组(同固溶氧浓度)的样品从表面进行加工余量为5.0μm左右的表面研磨，分别制作了下述的硅晶片：具有如图15(2-9)所示的固溶氧浓度分布的硅晶片(实施例2-9：固溶氧浓度为0.7×10¹⁸原子/cm³)；具有如图15(2-10)所示的固溶氧浓度分布的硅晶片(实施例2-10：固溶氧浓度为1.2×10¹⁸原子/cm³)；具有如图15(2-11)所示的固溶氧浓度分布的硅晶片(实施例2-11：固溶氧浓度为1.7×10¹⁸原子/cm³)。

(比较例2-1～2-2)

在利用CZ法进行的单晶硅块制作时，将固溶氧浓度调整为0.3、0.5(×10¹⁸原子/cm³)，其它用与实施例2-9～2-11同样的方法(快速加热和快速冷却热处理+加工余量为5.0μm左右的表面研磨)制造出具有如图16(2-12)所示的固溶氧浓度分布的硅晶片(比较例2-1：固溶氧浓度为0.3×10¹⁸原子/cm³)、及具有如图16(2-13)所示的固溶氧浓度分布的硅晶片(比较例2-2：固溶氧浓度为0.5×10¹⁸原子/cm³)。

(比较例2-3～2-5)

在利用CZ法进行的单晶硅块制作时，将固溶氧浓度分别调整在0.7、1.2、1.7(×10¹⁸原子/cm³)(根据1970-1979年度版Old ASTM的换算系数的计算值)，且边控制V/G(拉晶速度V和1300℃下的结晶轴方向的温度梯度G)，边以不存在空穴型点缺陷的凝聚体且在整个面上形成晶格间硅型点缺陷浓的无缺陷区域的方式进行拉晶，从而制造出固溶氧浓度不同的P型、结晶面方位(001)的多个的单晶硅块。

用钢丝锯将得到的单晶硅块切割成晶片状，实施坡口加工、抛光、蚀刻、研磨，制作成进行了两面研磨的直径为300mm的硅晶片，并分别制造出具有如图16(2-14)所示的固溶氧浓度分布的硅晶片(比较例2-3：固溶氧浓度分布为0.7×10¹⁸原子/cm³)、具有如图16(2-15)所示的固溶氧浓度分布的硅晶片(比较例2-4：固溶氧浓度为1.2×10¹⁸原子/cm³)、及具有如图16(2-16)所示的固溶氧浓度分布的硅晶片(比较例2-5：固溶氧浓度为1.7×10¹⁸原子/cm³)。

(氧析出物密度的评价)

对实施例2-1～2-11及比较例2-1～2-5的各样品在100％氧气气氛下进行800℃、4个小时的热处理，其后，在同一气氛(100％氧)下进行1000℃、16个小时的热处理，之后，实施Sato蚀刻(液组成为，HF(浓度49％)∶HNO₃(浓度69％)∶CH₃COOH∶H₂O＝1∶15∶3∶1)，用显微镜观察样品表面，测量出存在于自表面至深度5μm的区域的蚀刻孔的密度。

其结果是，在实施例2-1～2-11和比较例2-1及2-2的样品中，蚀刻孔密度为10个/cm²以下，几乎观察不到蚀刻孔，但在比较例2-3～2-5的样品中，确认氧析出物密度多达超过10个/cm²以上的蚀刻孔。

(滑移的评价)

对实施例2-1～2-11及比较例2-1～2-5的各样品在比上述的氧析出物密度的评价更严酷的条件(100％氧气氛下进行1200℃、1个小时的热处理)下进行热处理，对在成为各样品的器件形成面的无缺陷区域的滑移转位的发生状况进行了评价。

其结果是，关于比较例2-1及2-2的样品，己确认滑移从里面传播到晶片表面的器件形成区域，但没确认在其它样品中滑移从里面到达表面的器件活性区域。

下面，参照图17详细说明第三实施方式。

在上述第三实施方式的硅晶片的热处理方法中，对于将根据CZ法制造出的单晶硅块进行切割得到的晶片实施RTP。上述第三实施方式的特征在于，在该RTP时，将最高到达温度设为1300℃以上且硅的熔点以下的温度，在上述晶片的表面侧，将上述最高到达温度下的保持状态中的气氛设为氧气分压20～100％的氧化性气体气氛，在上述晶片的里面侧，设为非氧化性气体气氛。

如上所述，在晶片表面，通过在氧气气氛下进行RTP，随着氧化反应而生成晶格间硅，并将此埋入存在于晶片中的空穴缺陷(COP)。

另一方面，通过将晶片里面侧设为非氧化性气氛，可以具有使空穴浓度变高的趋势，并在冷却后可提高残留于主体中的空穴浓度。

因此，可在晶片表面侧形成DZ层且固溶氧浓度提高，在晶片里面侧，残留空穴浓度提高。

其结果是，在后面的热处理中，可在晶片的主体中形成高密度的BMD。

在上述硅晶片的热处理方法中，优选将RTP中的晶片的表面侧的气氛在升温过程中做成非氧化性气体气氛，在达到最高到达温度后切换成氧气分压为20～100％的氧化性气体气氛。

通过这样的气氛气体的切换，可更彻底地消除表面侧的COP，进而可实现DZ层更高的高品质。

另外，还优选在从非氧化性气氛向氧化性气氛的切换时使温度暂时下降至1000℃以下。

通过在1000℃以下切换成氧化性气氛，可防止因剧烈的氧化反应引起的表面粗糙度的劣化。

另外，还优选在上述RTP的降温过程中，将上述晶片的表面侧及里面侧中的任一侧设成非氧化性气体气氛。

由此，可在其后的热处理中使产生氧析出的区域靠近晶片表面侧。即，可使DZ层的厚度变薄，由此使得氧析出物的生成区域靠近器件形成区域，可提高杂质的吸出效应。

再者，还优选为将上述晶片的表面侧设成氧化性气体气氛而供给的氧化性气体的流量小于为将上述晶片的里面侧设成非氧化性气体气氛而供给的非氧化性气体的流量。

通过这样调整供给气体的流量，可防止晶片里面侧的非氧化性气体从晶片的外周部转入表面侧，进而可以使因氧化性气氛带来的晶片表面的氧化反应在面内均匀地进行。即可以在晶片表面侧形成高品质的DZ层直至外周部。

另外，可防止氧化气体转入里面侧，并均匀地形成BMD直至里面侧的外周部。

上述这样的所述第三实施方式的RTP例如可适合通过如图15所示的装置进行。

图17表示第三实施方式的硅晶片的热处理方法中使用的晶片热处理装置的腔部的概要。

如图17所示的晶片热处理装置为RTP装置，该腔部201具备：收容晶片W的反应管202、设置于上述反应管202内并载置上述晶片W的晶片支撑部203、通过光照射对上述晶片W进行加热的多个灯204。

而且，上述反应管202具备：供给上述晶片W的表面W1侧的气氛气体的气体供给口211及气体排出口212、供给上述晶片W的里面W2侧的气氛气体的气体供给口221及气体排出口222。

下面，说明使用了如图17所示的晶片热处理装置的硅晶片的RTP。

首先，在反应管202内的晶片支撑部203的接受器203a上载置并支撑晶片W，边通过接受器旋转部203b使接受器203a转动，边从气体供给口211向反应管202内的晶片W的表面W1侧供给氧气分压为20～100％的氧化性气体或者非氧化性气体。另一方面，从气体供给口221向反应管202内的晶片W的里面侧W2供给非氧化性气体。

如上所述，边从气体供给口211及221双方向反应管202内供给规定的气体，边利用来自灯204的光照射对晶片W进行加热。该过程为升温过程。

在上述晶片W达到规定的最高到达温度之后，将来自气体供给口211的供给气体设成氧气分压为20～100％的氧化性气体。因此，在上述的升温过程，在来自气体供给口211的供给气体为非氧化性气体的情况下，切换成氧气分压为20～100％的氧化性气体气氛。同时，将来自气体供给口221的供给气体设成非氧化性气体。

此时，为使从气体供给口211供给的氧化性气体的流量变得比从气体供给口221供给的非氧化性气体的流量小，而调节气体供给口211及221双方的气体流量。

这样，在上述最高到达温度下的保持状态中，可使从气体供给口221供给的非氧化性气体不致于转入晶片W的表面W1侧，并将上述晶片W的表面W1侧设成氧气分压为20～100％的氧化性气体气氛，同时，将晶片W的里面W2侧设成非氧化性气体气氛，将晶片W的表面W1及W2分别保持在不同的气体气氛中。

而且，在最高到达温度下保持数秒～数十秒左右的规定时间之后，降低晶片W的灯204的功率，从气体供给口211及221供给冷却气体，对晶片W进行冷却。在该降温过程中，从气体供给口211及221双方供给非氧化性气体。

在上述第三实施方式中，通过上述那样的工序进行硅晶片的热处理。

另外，通过公知的控制装置(未图示)进行反应管202内的温度控制及气体的流量控制。

在上述第三实施方式进行RTP的晶片为切割根据CZ法制造的单晶硅块而得到的晶片。

根据CZ法进行的单晶硅块的制造可利用公知的方法进行。具体而言，对充填于石英坩埚的多晶硅进行加热并做成硅融液，使籽晶接触该硅融液的液面，边旋转籽晶和石英坩埚边对籽晶进行拉晶，并进行扩径直至所期望的直径以形成直筒部，其后，通过从硅融液中切割，来培养单晶硅块。

然后，利用公知的方法将这样得到的单晶硅块加工成硅晶片。具体而言，就是通过内周刀或者钢丝锯等将单晶硅块切割成晶片状之后，进行外周部的倒角、抛光、蚀刻、镜面研磨等加工。

另外，优选将上述RTP中的最高到达温度设成1300℃以上且硅熔点以下。

通过设成这样的温度条件，可更彻底地消除存在于热处理前的晶片上的生长期缺陷(原生缺陷)。在上述最高到达温度超过硅熔点时，将会使进行快速加热和快速冷却热处理的硅晶片熔化故而不予优选。

从作为上述RTP装置的装置寿命的观点来看，更优选将上述最高到达温度的上限值设成1380℃以下。

另外，这里所说的最高到达温度以在晶片的里面侧的多个点的平均温度为基准。

另外，还优选在上述氧化性气体中，将氧气分压设成20％以上且100％以下。

在上述氧气分压不足20％时，充分消除晶片表层的COP，在晶片的主体中生成高密度的BMD，抑制滑移的发生都是困难的。

另外，作为包含于上述氧化性气体的氧之外的气体及非氧化性气体，可使用氮、氮化合物气体、惰性气体等，而特别优选惰性气体。

在使用氮气的情况下，在RTP中，在晶片表面形成氮化膜，有时不得不增加用于除去该氮化膜的蚀刻工序。

另外，氢气通过与氧的混合而有爆炸的危险，故而不予优选。

作为上述惰性气体特别优选使用氩气。若是氩气则不会发生上述那样的氮化膜等其它膜的形成及化学反应等，可进行RTP。

上述RTP中的升温速度及降温速度都优选10℃/秒以上且150℃/秒以下。

在上述升温速度或者降温速度不足10℃/秒时，生产率差，另一方面，在超过150℃/秒时，硅晶片将不能承受过于急剧的温度变化易于发生滑移。

另外，优选上述最高到达温度下的保持时间为1秒以上60秒以下。

在上述保持时间不足1秒时，将难以实现COP的降低及BMD密度的提高等。

另一方面，在上述保持时间超过60秒时，生产率差，且明显发生因晶片支撑位置的应力集中而引起的滑移故而不予优选。

(实施例3)

下面，基于实施例3更具体地说明上述第三实施例，但上述第三实施例并不局限于下述的实施例3。

对于通过CZ法在V-浓区域培养成的单晶硅块进行切割而得到的硅晶片(直径300mm，厚度775mm，氧浓度1.3×10¹⁸原子/cc)在如图17所示的RTP装置内，且在如表1所示的实施例3-1～3-6及比较例3-1～3-5所示的的各条件的最高到达温度及气氛中进行RTP。将最高到达温度中的保持时间都设为15秒。另外，将降温速度部设为同一条件。

另外，在实施例3-6中，将在最高到达温度下的保持状态中的向晶片表面侧的供给气体的流量设成比向晶片里面侧的供给气体的流量小10％。实施例3-6之外，向晶片表面侧及里面侧的供给气体的流量都相等。

表1

上述RTP后，通过LSTD(激光散射X线断层缺陷)的检测来评价自晶片表面至深度5μm的COP的消除程度，另外，还对距晶片表面的DZ层的厚度、两步热处理(在780℃下保持3个小时之后，在1000℃下保持10个小时)后的BMD的析出密度进行了评价。

将这些结果汇总并表示于表2。

另外，比较例3-1～3-4的DZ层的厚度不足测定下限。

表2

	LSTD密度(cm3)	DZ层厚度(μm)	BMD密度(/cm3)
				比较例3-1	89	-	5.6×108
实施例3-1	21	28	3.7×109
				实施例3-2	9	85	2.1×109
比较例3-2	62	-	3.3×109
				比较例3-3	92	-	1.1×109
比较例3-4	101	-	4.9×109
				比较例3-5	18	34	4.4×109
实施例3-3	7	63	1.8×109
				实施例3-4	1	29	4.2×109
实施例3-5	1	28	7.7×109
				实施例3-6	1	30	6.9×109

另外，关于实施例3-5及3-6的处理晶片，使用二次离子质量分析装置(SIMS：Ims-6f，Cameca社制造)分别对在晶片中心部及晶片外周部(从外周朝向中心方向3mm的距离)中的距晶片表面的深度方向的氧浓度曲线进行了评价。

其结果是，在实施例3-5中，晶片外周部的氧浓度低于晶片中心部。另一方面，在实施例3-6中，晶片中心部和晶片外周部都表现出大致相等的氧浓度曲线。

据此可以认为，通过使得在最高到达温度下的保持状态中向晶片表面侧的供给气体的流量小于向晶片里面的供给气体的流量，并调整晶片表面侧和里面侧的气氛，可以在晶片表面上通过面内均匀地进行氧化反应。

下面，参照图18～图23详细说明第四实施方式。

上述第四实施方式的硅晶片的热处理方法是对根据CZ法制造的单晶硅块进行切割而得到的硅晶片实施RTP，其特征在于，在含氧气氛下，将最高到达温度设成1300℃以上且硅的熔点以下，将从上述最高到达温度起的降温速度设成50℃/秒以上且145℃/秒以下，来进行RTP。

通过进行这样的热处理，在成为器件活性区域的晶片表面部可消除COP等结晶缺陷，在主体部可用1.0×10¹⁰cm^-3水平的高密度形成BMD，且在RTP中可抑制发生于晶片的滑移。

如上所述，通过在含氧气氛下进行RTP，可在晶片表面形成硅氧化膜。此时，在硅氧化膜及硅界面上可生成大量的晶格间硅。由于在RTP温度为高温时，这些晶格间硅向晶片内部扩散，特别是占满存在于晶片表面部的COP，因而可消除晶片表面部的结晶缺陷。

另外，由于将氧注入到晶片内，因此，可提高晶片表面部的固溶氧浓度。因此，在器件加工中使用实施了上述这样的热处理的晶片时，可抑制因器件加工而产生的应力及应变的增加而产生的转位的伸长。

另外，通过将从RTP中的最高到达温度起的降温速度进行高速化并控制在上述范围，来抑制滑移的发生，扩散速度快的晶格问硅向外扩散，但是为了BMD成长所需要的空穴可以形成残存的深度区域。

由此，可防止存在于晶片的主体部的空穴被上述晶格间硅挤占而成对消失，并可提高残留于主体部的空穴浓度，因此，可提高晶片的主体部的BMD密度。

另外，通过在RTP中将最高到达温度设成1300℃以上且硅的熔点以下，可有效地溶解晶片内存在的COP的内壁氧化膜。

因此，在晶片表面部，可提高因晶格间硅挤占而引起的COP的消减力，同时，在晶片的主体部，由于可大量形成空穴，因而能够以高密度形成BMD。

上述第四实施方式的硅晶片的热处理方法例如可通过如图16所示的那样的RTP装置适宜地进行。

图18是表示第四实施方式的硅晶片的热处理方法中使用的RTP装置的腔部的概要的剖面图。

如图18所示的RTP装置的腔部310具备：收容晶片W的反应管320、设置于上述反应管320内并载置上述晶片W的晶片支撑部330、通过光照射对上述晶片W进行加热的多个灯340。

上述反应管320具备：向上述晶片W的形成半导体器件的表面W1侧的第一空间320a供给第一气氛气体F_A(图18中实线箭头)的气体供给口322、从上述第一空间320a排出气体的气体排出口326、向上述晶片W的里面W2侧的第二空间320b供给第二气氛气体F_B(图18中虚线箭头)的气体供给口324、从上述第二空间320b排出气体的气体排出口328。

上述第一气氛气体F_A作为晶片W的RTP中的热处理时的气氛气体使用，上述第二气氛气体F_B根据需要作为在RTP中的冷却气体使用。即，在本发明中，第一气氛气体F_A为含氧气氛气体。

下面，说明使用了如图18所示的RTP装置的硅晶片的热处理方法中的一例。图19是用于说明适用于第四实施方式的硅晶片的热处理方法的RTP中的热处理顺序中的一例的概念图。

在如图19所示的热处理顺序中，首先将晶片W的里面W2的外周部载置并支撑在保持在温度T0(例如600℃)的反应管320内的晶片支撑部330的接受器332上。然后，持续从气体供给口322供给第一气氛气体F_A，同时从气体排出口326排出第一气氛气体F_A，并一边通过接受器旋转部334使接受器332旋转一边通过来自灯340的光照射且以规定地升温速度ΔTu(℃/秒)对晶片W进行快速加热直至最高到达温度T1(℃)。

然后，将上述最高到达温度T1保持规定时间t(秒)。

其后，根据需要从气体供给口324供给第二气氛气体F_B，同时，从气体排出口328排出第二气氛气体F_B，并以规定的降温速度ΔTd(℃/秒)对晶片W进行快速冷却。

另外，在上述热处理顺序中的晶片W的温度测定例如通过配置于晶片W的下方的辐射温度计(未图示)来进行。另外，上述升温速度及降温速度的控制是基于上述那样测定的温度并通过控制装置(未图示)利用灯340的单独的输出控制及第一气氛气体F_A或者第二气氛气体F_B的流量的控制等来进行的。

在上述第四实施方式中进行RTP的晶片为对根据CZ法制造出的单晶硅块进行切割而得到的晶片。

根据CZ法进行的单晶硅块的制造可利用公知的方法进行。具体而言，就是对充填于石英坩埚的多晶硅进行加热并做成硅融液，使籽晶接触到该硅融液的液面，边旋转籽晶和石英坩埚边对籽晶进行拉晶，并进行扩径直至所期望的直径以形成直筒部，其后，通过从硅融液中切割，来培养单晶硅块。

其次，利用公知的方法将这样得到的单晶硅块加工成硅晶片。具体而言，就是用内周刀或者钢丝锯等将单晶硅块切割成晶片状，之后，进行外周部的倒角、抛光、蚀刻、镜面研磨等加工。

对上述那样得到的进行了镜面研磨的硅晶片使用如图18所示的RTP装置，在含氧气氛下将最高到达温度设成1300℃以上且硅的熔点以下，将自上述最高到达温度起的降温速度设为50℃/秒以上且145℃/秒以下来进行RTP。

在上述最高到达温度不足1300℃时，难以在成为器件活性区域的晶片表面部提高COP等结晶缺陷的消除力。

另一方面，在上述最高到达温度超过硅的熔点时，由于将会使进行热处理的硅晶片融化，故而不予优选。

另外，从作为RTP装置的装置寿命的观点来看，优选上述最高到达温度的上限值为1380℃以下。

另外，在上述降温速度不足50℃/秒时，难以将晶片的主体部的BMD密度提高至1.0×10¹⁰cm^-3水平。

另一方面，在上述降温速度超过145℃/秒时，尽管可以使晶片内部的BMD密度更高，但由于在RTP中难以抑制晶片发生的滑移故而不予优选。

优选上述降温速度为50℃/秒以上且70℃/秒以下或者90℃/秒以上且145℃/秒以下。

通过将降温速度控制在上述范围，可极大地抑制在RTP中发生的滑移，并且可在主体部以高密度形成BMD。

特别是在将上述降温速度设成90℃/秒以上且145℃/秒以下的情况下，可将主体部中的BMD密度提高至3.0×10¹⁰cm^-3左右。

优选在上述含氧气氛中将氧气分压设成20％以上且100％以下。

在上述氧气分压不足20％时，由于将降低挤占COP的晶格间硅的浓度，在晶片表面部使COP的消除力降低，故而不予优选。

另外，还优选上述含氧气氛中的氧气之外的气体为惰性气体。

在使用氮气作为上述氧气之外的气体时，由于在RTP中将会在晶片表面形成氮化膜，为除去该氮化膜必须重新增加蚀刻工序而使工序增多，故而不予优选。另外，由于氧气及氢气的混合气体存在爆炸的危险性，故而不能使用氢气。另外，由于氨系气体会降低COP等结晶缺陷的消除力，故而不予优选。

优选使用氩气作为上述惰性气体。通过使用氩气不会形成氮化膜等其它的膜及发生化学反应等，进而可进行RTP。

另一方面，还优选供给到上述晶片W的里面W2侧的第二空间320b的第二气氛气体F_B为热传导率高的氦。

通过使用这样的冷却效果高的气体，可实现降温速度的高速化，从而可有助于BMD的高密度化。

优选上述RTP热处理顺序中的升温速度为10℃/秒以上且150℃/秒以下。

在上述升温速度不足10℃/秒时因生产率低故而不予优选。

另一方面，在上述升温速度超过150℃/秒时，有可能不能承受过于剧烈的温度变化而使晶片发生滑移。

另外，优选保持上述最高到达温度的保持时间t为1秒以上且60秒以下。

在上述保持时间t不足1秒时，将难以实现RTP的本来目的即降低结晶缺陷及提高BMD密度等。

另一方面，在上述保持时间t超过60秒时，因生产率低故而不予优选。

如上所述，在本发明中进行RTP的晶片为对根据CZ法制造出的单晶硅块进行切割而得到的晶片，而上述单晶硅块中优选从支配性存在有空穴型点缺陷的区域切割得到的晶片。

下面，参照图20说明单晶硅块中的缺陷区域。

图20是模式性表示制造单晶硅块时的v/G和结晶缺陷的发生位置的关系的结晶块的剖面图。在此，v表示拉晶速度，G表示单晶体内的拉晶轴方向的温度梯度。另外，“V”属于支配性存在有空穴型点缺陷的区域(以下称为“V”区域)、“I”属于支配性存在有晶格间硅型点缺陷的区域(以下，称为“I”区域)、“N”属于不存在晶格间硅型点缺陷的凝聚体及空穴型点缺陷的凝聚体的区域(以下，称为“N”区域)、“OSF”属于上述“V”区域，在对单晶硅块以硅晶片的状态进行热氧化处理时为发生OSF(氧化感应叠层缺陷)的区域(以下，称为“OSF”区域)。

在图20中，优选第四实施方式中进行热处理的晶片为从含有支配性存在有空穴型点缺陷的区域，即只含有“V”区域或者只含有“OSF”和“V”区域的位置切割出的晶片。

在从“N”区域切割出的晶片上，由于为了在主体部使BMD核成长不存在必要的空穴，因而BMD密度的提高是有界限的。另外，众所周知，从“I”区域切割出的晶片不能作为半导体器件形成用基板使用。

如上所述，由于只要是从只含有“V”区域或者“OSF”区域和“V”区域的位置切割出的晶片，在CZ法中的单晶硅块的培养时，就可以通过提高v/G即通过提高拉晶速度v来制造，因而可提高生产率，同时可降低结晶块培养成本。再者，由于为了在主体部使BMD核成长可以多形成必要的空穴，因而可在后面的RTP中以高密度形成BMD。

更优选的是，晶片整体使用以不含“OSF”区域的只是由“V”区域构成的方式切割成的晶片。只要是不含“OSF”区域的晶片，就可在上述效果的基础上，还实现BMD密度在晶片面内的均匀化。

(实施例4)

下面，基于实施例4更具体地说明上述第四实施方式，但上述第四实施方式不局限于下述的实施例4。

(试验1)降温速度和BMD密度及滑移总长度的关系

通过CZ法控制v/G制造具有支配性存在有空穴型点缺陷的区域的单晶硅块，将从该区域切割得到的两面进行了镜面研磨的硅晶片(直径300mm、厚度775μm)在氧气100％(流量20slm)气氛中以温度T0为600℃、升温速度为70℃/秒、最高到达温度为1350℃、其保持时间为15秒，并使降温速度以表1所示的方式变化来进行RTP。

另外，在降温速度为120℃/秒以上的情况(实施例4-4、4-5，比较例4-3、4-4)下，为了提高晶片的冷却速度而将热传导率高的氦导入晶片里面侧。

对得到的退火晶片实施了BMD析出热处理(780℃×3小时+100℃×16小时)后，用IR层析X射线影像法(株式会社レイテツクス制MO-411)测定从表面到深度180μm的晶片表层部的BMD密度。

另外，对上述得到的退火晶片使用X射线表面形态测量仪(株式会社リガク制造XRT300)测定了滑移总长度。

表3表示各降温速度中的BMD密度及滑移总长度的测定结果。另外，图21是基于表3的结果将降温速度和BMD密度及滑移总长度的关系做成曲线表示的。

另外，图22表示规定的降温速度中的IR层析X射线影像。

表3

	降温速度(℃/秒)	BMD密度(cm-3)	滑移总长度mm)
				比较例4-1	12.5	＜1.2×107	不能确认
比较例4-2	25	1.79×109	3
				实施例4-1	50	9.73×109	5
实施例4-2	70	1.0×1010	10
				实施例4-3	90	3.2×1010	16
实施例4-4	120	4.5×1010	23
				实施例4-5	145	5.1×1010	43
比较例4-3	160	5.8×1010	88
				比较例4-4	200	6.4×1010	120

根据示于表3及图21的曲线的结果可看出，晶片的BMD密度随着RTP中的降温速度的增加而增加，且还具有使由热应力而引起的滑移长度增加的趋势。

另外，从图22的IR层析X射线影像可看出，在降温速度增大时，BMD存在区域靠近晶片表面侧，且具有使晶片的主体部的BMD密度增大的趋势。

从以上的结果可看出，降温速度在50℃/秒以上且145℃/秒以下的范围内时，可将RTP中发生的滑移控制在允许范围，且可在主体部以高密度使BMD密度成长。特别是降温速度在50℃/秒以上且70℃/秒以下的范围内时，既可使BMD密度以高密度形成，又能将上述滑移控制在最低限度，而降温速度在90℃/秒以上且145℃/秒以下的范围内时，既能够将RTP中发生的滑移控制在允许范围，又能以更高密度使BMD成长。

(试验2)降温速度和晶片的氧浓度的关系

通过CZ法控制v/G制造具有支配性存在有空穴型点缺陷的区域的单晶硅块，将从该区域切割得到的两面进行了镜面研磨的晶片(直径300mm、厚度775μm)使用立式扩散炉在Ar气氛中用1200℃进行1个小时热处理，使晶片表层的氧向外方扩散。

其后，在氧气100％(流量20slm)气氛中以温度T0为600℃、升温速度为70℃/秒、最高到达温度为1350℃、其保持时间为15秒，使降温速度变化来进行RTP(比较例4-5：12.5℃/秒，比较例4-6：25℃/秒，实施例4-6：50℃/秒，实施例4-7：120℃/秒)。

使用二次离子质量分析仪(SIMS：Ims-6f，Cameca社制造)对得到的各退火晶片的晶片中心的深度方向的氧浓度曲线进行了评价。

图23表示这些评价结果的曲线图。氧浓度为old-ASTM换算值。另外，图23中，所谓的“AT”是不进行上述RTP而只进行了用立式扩散炉进行热处理后的晶片，所谓的“PW”是使用上述立式扩散炉进行热处理前的进行了镜面研磨的晶片。

根据图23的曲线图的结果可看出，在降温速度增大时降温时间缩短，从而抑制氧向外方扩散，得到表面部固溶氧浓度比PW高的晶片。特别是降温速度为50℃/秒以上的情况(实施例4-6、4-7)比降温速度不足50℃/秒的情况(比较例4-5、4-6)，晶片表面部的氧浓度显著增加。

(试验3)气氛及最高到达温度的比较

通过CZ法控制v/G制造具有支配性存在有空穴型点缺陷的区域的单晶硅块，将从该区域切割得到的两面进行了镜面研磨的晶片(直径300mm、厚度775μm)以温度T0为600℃、升温速度为70℃/秒、在最高到达温度下的保持时间为30秒、降温速度为120℃/秒，使热处理气氛中的氧气分压及气体的种类、最高到达温度发生变化来进行RTP。

使用LSTD扫描仪(株式会社レイテツクス制造，MO-601)对从形成有得到的各退火晶片的半导体器件的表面至5μm深度的晶片表面部的上述RTP前后的LSTD减少率进行了评价。表4表示评价结果。

表4

	气氛	最高到达温度(℃)	保持时间(秒)	LSTD减少率(％)
					实施例4-8	氧气100％	1300	30	68
比较例4-7	氧气100％	1275	30	30
					比较例4-8	氧气15％+氩	1300	30	38
实施例4-9	氧气20％+氩	1300	30	60
					比较例4-9	氨	1300	30	8

如表4所示，可以看出，在氧100％的气氛下、最高到达温度为1300℃的情况下(实施例4-8)，可消除LSTD近70％。另外，还可看出，即使氧气分压为20％以上(实施例9)，也可消除LSTD 60％。

另一方面，最高到达温度·℃·不足1300℃时(比较例4-7)，氧气分压为15％(比较例4-8)，或者氨气氛下(比较例4-9)中，LSTD的减少率小。

Claims (8)

1.一种硅晶片的制造方法，其特征在于，

对于根据利用切克劳斯基法培养成的单晶硅块制造的硅晶片，在氧气分压为20％以上且100％以下的氧化性气体气氛中，进行以10℃/秒以上的升温速度升温至1300℃以上且1380℃以下的最高到达温度，在所述最高到达温度下保持1秒以上且60秒以内，然后，以10℃/秒以上的降温速度进行降温的快速加热和快速冷却热处理。

2.如权利要求1所述的硅晶片的制造方法，其特征在于，

所述最高到达温度为1350℃以上且1380℃以下。

3.如权利要求1或者2所述的硅晶片的制造方法，其特征在于，

在利用所述快速加热和快速冷却热处理所形成的硅氧化膜的晶片面内的膜厚标准离差，在设所述膜厚的最大值为t_oxmax、所述膜厚的最小值为t_oxmin、所述膜厚的平均值为t_oxave时，通过(t_oxmax-t_oxmin)/(t_oxave)计算出的比为1.5％以内。

4.如权利要求1所述的硅晶片的制造方法，其特征在于，

在所述快速加热和快速冷却热处理前的硅晶片的至少存在于器件活性区域的过饱和空穴型点缺陷的凝聚体，换算成具有与该凝聚体相同的体积的球的直径的大小最大为180nm以下。

5.如权利要求1所述的硅晶片的制造方法，其特征在于，

通过无氮掺杂进行所述单晶硅块的培养。

6.如权利要求1所述的硅晶片的制造方法，其特征在于，

所述单晶硅块中的固溶氧浓度在5×10¹⁷原子/cm³以上、且1.3×10¹⁸原子/cm³以下的范围内。

7.如权利要求1所述的硅晶片的制造方法，其特征在于，

对进行了所述快速加热和快速冷却热处理的硅晶片表面进行研磨。

8.如权利要求1所述的硅晶片的制造方法，其特征在于，

通过增加所述快速加热和快速冷却热处理，使在所述硅晶片的至少存在于器件活性区域的过饱和空穴型点缺陷的凝聚体以及氧析出物消除并形成DZ层，同时，将固溶氧导入所述DZ层。

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