CN104040702A - 单晶硅晶片的制造方法及电子器件 - Google Patents

单晶硅晶片的制造方法及电子器件 Download PDF

Info

Publication number
CN104040702A
CN104040702A CN201280066709.0A CN201280066709A CN104040702A CN 104040702 A CN104040702 A CN 104040702A CN 201280066709 A CN201280066709 A CN 201280066709A CN 104040702 A CN104040702 A CN 104040702A
Authority
CN
China
Prior art keywords
oxygen
single crystal
heat treatment
silicon single
mentioned
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN201280066709.0A
Other languages
English (en)
Other versions
CN104040702B (zh
Inventor
冈铁也
江原幸治
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Shin Etsu Handotai Co Ltd
Original Assignee
Shin Etsu Handotai Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Shin Etsu Handotai Co Ltd filed Critical Shin Etsu Handotai Co Ltd
Publication of CN104040702A publication Critical patent/CN104040702A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN104040702B publication Critical patent/CN104040702B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/04—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having potential barriers, e.g. a PN junction, depletion layer or carrier concentration layer
    • H01L21/18—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having potential barriers, e.g. a PN junction, depletion layer or carrier concentration layer the devices having semiconductor bodies comprising elements of Group IV of the Periodic Table or AIIIBV compounds with or without impurities, e.g. doping materials
    • H01L21/30—Treatment of semiconductor bodies using processes or apparatus not provided for in groups H01L21/20 - H01L21/26
    • H01L21/322—Treatment of semiconductor bodies using processes or apparatus not provided for in groups H01L21/20 - H01L21/26 to modify their internal properties, e.g. to produce internal imperfections
    • H01L21/3221—Treatment of semiconductor bodies using processes or apparatus not provided for in groups H01L21/20 - H01L21/26 to modify their internal properties, e.g. to produce internal imperfections of silicon bodies, e.g. for gettering
    • H01L21/3225—Thermally inducing defects using oxygen present in the silicon body for intrinsic gettering
    • H—ELECTRICITY
    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10D—INORGANIC ELECTRIC SEMICONDUCTOR DEVICES
    • H10D62/00—Semiconductor bodies, or regions thereof, of devices having potential barriers
    • H10D62/80—Semiconductor bodies, or regions thereof, of devices having potential barriers characterised by the materials
    • H10D62/83—Semiconductor bodies, or regions thereof, of devices having potential barriers characterised by the materials being Group IV materials, e.g. B-doped Si or undoped Ge

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Computer Hardware Design (AREA)
  • Microelectronics & Electronic Packaging (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)

Abstract

本发明是一种单晶硅晶片的制造方法，该方法通过对单晶硅晶片进行使用快速加热、快速冷却装置在含氧气氛下以第一热处理温度保持1～60秒之后，以1～100℃/秒的降温速度冷却至800℃以下的第一热处理，而使氧在内部扩散以在上述单晶硅晶片的表面附近形成氧浓度峰值区域，之后，通过进行第二热处理，而使上述单晶硅晶片内的氧凝聚于上述氧浓度峰值区域。由此，提供一种能够制造形成有靠近器件形成区域的良好的吸杂层的单晶硅晶片的方法。

Description

单晶硅晶片的制造方法及电子器件
技术领域
本发明涉及一种适于制作摄像元件用器件或存储器件的单晶硅晶片的制造方法及使用了该单晶硅晶片的制造方法的电子器件。
背景技术
半导体器件所使用的单晶硅晶片，一般从利用切克劳斯基法(以下称为“CZ法”)所培养的单晶硅晶棒切出，并经研磨等工序而制造。对该单晶硅晶片要求以下项目：形成表层的无缺陷层(Denuded Zone：以下称为“DZ层”)；控制影响机械强度的固溶氧浓度；以及，控制形成于晶片内部的氧析出物(亦称为体微缺陷，Bulk Micro Defect：以下称为“BMD”)，以从晶片表层部去除在器件制造工序中混入的金属污染元素(称为吸杂(Gettering))。
在通常的单晶硅晶片中存在内生(grown-in)缺陷，即在利用CZ法培养单晶硅的阶段在结晶中所产生的结晶起因的微粒(Crystal Originated Particle，COP)或氧化诱生堆垛层错(Oxidation Induced Stacking Fault，OSF)核(成为OSF的产生原因的微小缺陷)等。因此，作为清除晶片表层的内生缺陷而形成高质量的DZ层的方法，提出有一种在Ar气氛中经高温退火处理的添加氮(N)的晶片(例如专利文献1)。而且，还提出有一种控制CZ法的培养条件，并培养不存在COP或OSF核之类的内生缺陷的单晶硅(以下称为完全结晶)的方法(例如专利文献2)。
此外，有一种在单晶硅晶片上进行外延生长，并将外延层用作DZ层的方法。
BMD的控制在所有器件中较为重要，在固体摄像元件中尤其重要。其理由在于，作为光电转换元件的固体摄像元件按照照射到摄像面的光的强度来产生电荷，并将光转换为电信号。因此，遮光时即光所完全未照射到的摄像面的电荷量最好为“零”。以电流来计测电荷量，遮光时的电流即暗电流最好尽量小。然而，若在形成于晶片表层的光电二极管区域存在金属污染或内生缺陷，则在半导体的禁带中形成较深的能级。其结果，导致在未照射光的状态下也通过缺陷而产生电荷。该电荷作为产生电流、复合电流而周知，其使得暗电流特性变差即降低固体摄像元件的电气特性。
然而，即便在固体摄像元件制作工序中被带入金属污染，若在比器件形成区域更深的位置形成有BMD，则由于BMD从晶片表层部去除金属污染元素(吸杂)，因此能够防止电气特性的变差。
为了进行吸杂，BMD的总体积(与密度×每1个BMD尺寸成比例)最好较大，而且，尽量邻近器件形成区域形成BMD(靠近吸杂)。其理由在于，为了吸杂金属等污染元素，在热处理中，需将污染元素扩散至作为吸杂位置(getter site)的BMD的位置，但伴随着近年来的器件制造工序的低温化、短时间化，污染元素的扩散距离趋于变短。
另一方面，若BMD尺寸过大，则BMD本身成为位错产生源，在器件制作工序的热处理中晶片变形，从而还产生在光刻工序中因器件图案的对准精度降低而导致成品率降低的不良影响，因此，需将尺寸抑制在规定大小以下。这样，BMD的密度及尺寸需控制在某一定的范围。这在存储器件也相同。
在固体摄像元件所使用的单晶硅晶片中，能够适用本征吸杂法(IntrinsicGettering：以下称为“IG法”)，该方法是在外延生长等之前实施氧析出热处理，并在体(bulk)内形成BMD。但是，IG法由于需要高温、长时间的热处理，因此在成本方面不利，且存在容易在热处理中产生金属污染或者因热处理而产生滑移(slip)的危险。因此，近年来多采用一种晶片，该晶片是在利用CZ法培养单晶硅的阶段掺杂有碳(C)的结晶切割出来的晶片上形成外延层而成的晶片。该晶片虽然在出库阶段并未形成BMD，但由于晶片中存在碳，因此存在以下特征：在400～800℃这样较低的温度下也容易析出氧，且在固体摄像元件制作工序的热处理中也容易形成BMD。
另一方面，在为存储器件的情况下，广泛采用从完全结晶切割而制作的单晶硅晶片。而且，作为元件分离，采用称为浅沟槽隔离(Shallow Trench Isolation，STI)的结构，该结构是在形成极浅沟之后，以氧化膜掩埋沟内部。但是，存在以下问题：在利用退火来焙烧掩埋在内部的氧化膜的工序中，氧化膜的体积发生变化，而在STI周边产生较大的应力，其结果，导致容易从STI的角落部分产生位错。为了缓解该应力或阻止(pinning)位错，在靠近STI底部的位置，高密度且陡峭的量变曲线(profile)的BMD较为有效(专利文献3)。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2002-353225号公报
专利文献2：日本特开平08-330316号公报
专利文献3：US2001/0055689
专利文献4：日本特开平11-116390号公报
专利文献5：日本专利第3763629号
专利文献6：日本特开2010-40587号公报
专利文献7：日本特开2009-170656号公报
专利文献8：日本特开2001-203210号公报
专利文献9：日本特开2003-297839号公报
专利文献10：WO2010/119614
发明内容
发明所要解决的问题
近年来，固体摄像元件的微小化、高灵敏度化、低快门电压化在不断进展，外延层的厚度趋于变薄，有时外延层的厚度甚至为5μm以下。伴随这种外延层的薄膜化，出现如下新问题。
外延层形成用的单晶硅晶片，是从利用CZ法培养的单晶硅切割而制作，而利用CZ法的提拉炉所提拉的单晶硅，是与硅熔液表面的温度变动相关，且氧、碳、掺杂剂元素(例如磷(P))的浓度在晶片面内是具有同心圆状的浓淡。该浓度的浓淡称为条纹(striation)。
其中，形成析出物且及扩散常数较大的氧的条纹尤其成为问题。若存在氧的条纹，则由于BMD形成热处理中所形成的BMD是将氧条纹作为样板而形成，因此在晶片中成为BMD的浓淡而出现。所形成的BMD作为从表层移除金属污染的吸杂源有效，但另一方面，由于形成缺陷能级，因此，带来增加作为暗电流的扩散电流的不良影响。在外延层较厚的情况下，由于BMD与器件形成区域的距离较大，因此扩散电流并不成问题，但若外延层变薄，则其影响不容忽视，作为问题而明显化。若将外延层的厚度增厚1μm左右，则大为改进这一问题，由此可认为，对固体摄像元件的特性带来不良影响的BMD是产生于最靠近器件形成区域的在位置即DZ层正下方的BMD。
另一方面，在器件制造工序的热处理中，有时晶片的体内氧扩散至DZ层或外延层，并在外延层内或DZ层内形成微小的氧析出物或氧供体。这些均成为将氧条纹作为样板的浓淡而出现，且若外延层变薄，则由于扩散至器件形成区域即外延层的表层的氧量增加，因此，其影响变大。其结果，若外延层变薄，则这些影响明显化，且在固体摄像元件中，作为将条纹作为样板的条纹状图像噪声而出现，导致质量大为变差。而且，在存储器件中，也带来漏电流的增加或使金属氧化物半导体(Metal Oxide Semiconductor，MOS)晶体管的阈值电压变化等不良影响。从这些情况来来看，在器件形成层最好不存在微小的BMD或氧供体，而且浓度的浓淡也较小为宜。
即、氧从晶片的体内向外延层或DZ层的扩散尽量较小为宜。或者，晶片的氧条纹较小为宜。
作为改进氧的条纹的方法，提出有通过改进CZ法的器件的炉内的加热器结构，并减少硅熔液表面的温度变动而进行改进的方法(专利文献4)。然而，由于在该方法中，也无法完全消除条纹，因此，不能称之为充分。而且，依然残留有在器件制造工序中的热处理中，氧有时会扩散至DZ层或外延层，并形成微小的BMD或氧供体之类的问题。
作为因外延层变薄所产生的另一问题，有未完全清除COP的问题。通常，在用作摄像元件用外延晶片的基片的单晶硅晶片中存在COP。例如在专利文献5中，记载有以下内容：在常压下使外延生长时，若外延层的厚度不是2μm以上，则在外延层表面会存在未完全清除的COP。
作为清除COP的方法，在专利文献6中提出有在氧气氛中以1300℃以上且1380℃以下进行快速热退火(Rapid Thermal Annealing，RTA)处理的方法。
利用该方法能够清除COP，并能够使氧在表层向内部扩散，但并未记载RTA处理后的热处理，由于在RTA处理中向内部扩散的氧，在后续热处理中遵循一般的外部扩散，并且，在CZ培养阶段混入单晶硅晶片体内的氧也照常扩散至表面，因此，不仅无法排除条纹的影响，而且在RTA处理中向内部扩散的氧和在CZ培养阶段混入单晶硅晶片的体内的氧这两者，在器件热处理中均扩散至DZ层或外延层。由此，存在以下问题：与未经RTA处理的单晶硅晶片相比，更多的氧混入器件形成区域，且更多的供体或析出物容易在器件形成区域产生。
本发明是鉴于上述问题而完成的，其目的在于提供一种能够制造形成有靠近器件形成区域的良好的吸杂层的单晶硅晶片的方法。
用于解决问题的方案
为了达到上述目的，本发明提供一种单晶硅晶片的制造方法，其特征在于，通过对单晶硅晶片进行第一热处理，该第一热处理是使用快速加热、快速冷却装置在含氧气氛下以第一热处理温度保持1～60秒之后以1～100℃/秒的降温速度冷却至800℃以下，而使氧在内部扩散以在上述单晶硅晶片的表面附近形成氧浓度峰值区域，之后，通过进行第二热处理，而使上述单晶硅晶片内的氧凝聚在上述氧浓度峰值区域。
这样，利用第一热处理在单晶硅晶片表层使氧在内部扩散，并进行第二热处理，以使晶片内部的氧凝聚在氧浓度峰值区域，由此能够在表面附近形成面内均匀的氧浓度的氧浓度峰值区域。因此，能够制造一种单晶硅晶片，该单晶硅晶片形成有靠近器件形成区域的均匀的吸杂层。
此时，理想的是，使进行上述第一和第二热处理的单晶硅晶片的氧浓度为4×1017atoms/cm3(ASTM‘79)以上且16×1017atoms/cm3(ASTM‘79)以下。
若为这种氧浓度的单晶硅晶片，通过第一和第二热处理能够有效地形成充分的峰值浓度的氧浓度峰值区域。
此时，理想的是，决定上述第一和第二热处理的条件，并以该所决定的条件进行上述第一和第二热处理，上述第一和第二热处理的条件如下：预先测定上述第一热处理后的单晶硅晶片、以及上述第一和第二热处理后的单晶硅晶片或在上述第一和第二热处理后进行了氧析出物明显化热处理的单晶硅晶片的氧浓度量变曲线，并使上述第一和第二热处理后的单晶硅晶片或在第一和第二热处理后进行了氧析出物明显化热处理的单晶硅晶片的氧浓度量变曲线的半辐值小于上述第一热处理后的单晶硅晶片的氧浓度量变曲线的半辐值。
通过如此地决定第一和第二热处理的条件并以该条件进行热处理，通过第一和第二热处理就能在晶片表面附近可靠地形成面内均匀的氧浓度的氧浓度峰值区域。
此时，理想的是，将上述第一和第二热处理的条件决定为在上述第一和第二热处理后的单晶硅晶片的表面不会形成氧析出缺陷的条件，并以该所决定的条件进行上述第一和第二热处理。
通过如此地决定第一和第二热处理的条件并以该条件进行热处理，通过第一和第二热处理就能制造一种在晶片表面不会产生缺陷且质量更高的单晶硅晶片。
此时，理想的是，在含有20％以上的氧的气氛下，以1320℃以上且硅的熔点以下的第一热处理温度进行上述第一热处理。
这样，通过进行第一热处理，能够在晶片表层使氧有效地向内部扩散。
此时，最好是在含有0.01％以上且不足20％的氧的气氛下，以1290℃以上且硅的熔点以下的第一热处理温度进行上述第一热处理。
这样，通过进行第一热处理，以较低的温度也能够在晶片表层使氧有效地向内部扩散。
此时，理想的是，在上述第二热处理中，以400～700℃进行2～20小时的析出核形成热处理。
通过进行这种第二热处理，能够有效地实施高密度的析出核的形成。
此时，理想的是，在上述第二热处理中，在上述析出核形成热处理后，以800～1200℃进行1小时以上的析出核生长热处理。
通过进行这种第二热处理，能够使高密度地形成的析出核生长而有效地进行稳定化。
此时，理想的是，在上述第一和第二热处理后，在上述单晶硅晶片的表面形成外延层。
通过如此地制作外延晶片，就能制造在外延层的正下方具有高密度的氧浓度峰值区域，且在外延层不会形成氧析出缺陷的晶片。
另外,提供一种电子器件，其特征在于，该电子器件形成于利用本发明的单晶硅晶片的制造方法所制造的单晶硅晶片的上述外延层表面。
若为这种电子器件，则成为在器件形成区域不具有缺陷，且在其正下方形成有良好的吸杂层的高质量的电子器件。
发明效果
如上所述，根据本发明，能够在单晶硅晶片的表面附近形成均匀且高浓度的氧浓度峰值区域。因此，形成靠近器件形成区域的良好的吸杂层，而且不会对器件形成区域带来不良影响。
附图说明
图1(a)是通过RTA处理使氧在内部扩散时的晶片的深度与氧浓度的曲线图，图1(b)是降温后的晶片的深度与氧浓度的曲线图。
图2是实施例1、比较例1中的样品1(通过快速加热、快速冷却热处理的氧在内部扩散热处理之后)的氧浓度的深度方向量变曲线(profile)。
图3是实施例1、比较例1中的样品3(实施快速加热、快速冷却热处理、氧固定热处理、以及氧析出物的明显化热处理之后)的氧浓度的深度方向量变曲线。
图4是表示实施例1、比较例1中的样品3(实施快速加热、快速冷却热处理、氧固定热处理、以及氧析出物的明显化热处理之后)的氧浓度的峰值高度对于氧固定热处理温度的相关性的曲线图。
图5是实施例2、比较例2中的样品1(快速加热、快速冷却热处理之后)的氧浓度的深度方向量变曲线。
图6是实施例2、比较例2中的样品3(实施快速加热、快速冷却热处理、氧固定热处理、以及氧析出物的明显化热处理之后)的氧浓度的深度方向量变曲线。
图7是实施例2、比较例2中的氧在内部扩散温度为1350℃时的样品3(实施快速加热、快速冷却热处理、氧固定热处理、以及氧析出物的明显化热处理之后)的剖面的选择性蚀刻结果的观察图。
图8是实施例2、比较例2中的样品3(实施快速加热、快速冷却热处理、氧固定热处理、以及氧析出物的明显化热处理之后)的深度为100μm的位置的BMD密度。
图9是表示实施例3、比较例3中的样品3(实施快速加热、快速冷却热处理、氧固定热处理、以及氧析出物的明显化热处理之后)的深度为100μm的位置的BMD密度与RTA温度的关系的曲线图。
图10是表示实施例4、实施例5和比较例4～比较例6中的样品2(形成外延层之后)的氧浓度的SIMS量变曲线的曲线图。
图11是对于实施例4、实施例5和比较例4～比较例6中的样品2(形成外延层之后)追加进行了热处理之后的氧浓度量变曲线。
具体实施方式
本发明人等针对在晶片表面附近形成高浓度的氧浓度峰值区域的方法进行了专心研讨。
首先，通过含氧气氛的快速热处理(Rapid Thermal Anneal，RTA)在单晶硅晶片内导入氧，之后，在各种温度区域进行了热处理之后，实施了氧浓度量变曲线和BMD的评价。
再有，已报告有通过含氧气氛的RTA处理，氧在晶片内向内部扩散。例如在专利文献7中，记载有以下方法：对于作为内生缺陷的COP存在于整个体内的单晶硅晶片，以1100～1300℃进行退火，由此清除COP，从而能够在表层形成无COP的DZ层，但由于与此同时氧从表面向外扩散，因此，导致表层的强度降低，为了解决这类问题，在氧气氛下进行RTA处理而将氧导入表层中，由此提高表层的氧浓度。
而且，记载有由于通过后续热处理，氧向外扩散，使得表层的氧浓度再次降低，因此，形成距表层为20μm之处不存在BMD的DZ层。这一点专利文献6也相同，氧基本上示出通常的扩散动态。
由这些可知，一般来讲，由于通过热处理氧通常向外扩散，因此，表层的氧浓度降低，在表层形成DZ层。
对此，本发明人等经评价上述氧浓度量变曲线和BMD，结果确认出在含氧气氛下的as RTA(RTA处理之后)的氧浓度量变曲线在深度为1μm至3μm左右处具有峰值。然而，其后在某一温度以下进行热处理时，氧浓度量变曲线其宽度变得比as RTA的氧浓度量变曲线窄，从而氧浓度量变曲线变得陡峭，使得峰值氧浓度升高，即外观上来看，在晶片内氧向浓度较高的峰值位置扩散，本发明人等发现这一逆扩散现象并完成了本发明。
这里，说明逆扩散现象。
通过含氧气氛的RTA处理，制成在距晶片表面大致为2μm的深度位置具有1.28×1018/cm3的峰值氧浓度的单晶硅晶片之后，准备了以600℃进行了4小时热处理的样品A和以800℃进行了4小时热处理的样品B。之后，对两样品以800℃进行了4小时热处理，然后以1000℃实施了16小时热处理，蚀刻并观察了其剖面的BMD。同时，利用二次离子质谱仪(Secondary Ion MassSpectrometer，SIMS)测定了氧浓度的深度方向的量变曲线。
其结果，在样品A中，在深度2μm的位置形成有高浓度BMD层，而且其峰值氧浓度为4×1018/cm3，示出高于as RTA的峰值浓度。进而发现，就峰值氧浓度分布的半辐值而言，相对于as RTA的2.90μm，样品A的半辐值较窄为1.45μm。在通常的扩散现象中，若对浓度分布具有峰值的物质进行热处理，则峰值浓度随热处理而减少，且峰值的半辐值变大，但上述现象是与此完全相反的现象。上述现象意味着晶片内的氧凝聚在浓度较高的位置(氧浓度峰值区域)，外观上表现为逆扩散现象。
氧在晶片内这样凝聚在浓度较高的位置的现象，反过来讲，意味着能够抑制氧从通过RTA处理所形成的峰值氧浓度位置向表面侧的扩散。
另一方面，在样品B的情况下，在as RTA的晶片中所看到的氧浓度的峰值被清除，成为了遵循通常的氧的扩散的氧浓度量变曲线。而且，在距表面的深度为2μm的位置并未形成BMD。
该现象可认为如下。
600℃温度下的氧的固溶浓度为1.5×1014/cm3。另一方面，在as RTA的晶片的氧峰值浓度为1.28×1018/cm3，且过饱和度(＝峰值浓度/固溶浓度)为大致8500倍的条件下实行析出热处理。
氧析出反应可认为如下。
2Si+2O+V→SiO2+ISi···(1)
这里，Si为硅，O为氧，V为空位，ISi为晶格间硅。
由上述(1)的反应式及传统的均匀核形成可知，氧浓度较高即过饱和度较高时，析出反应速度即析出核形成速度变大。
若形成析出核(或析出物)，则由于其周边的氧浓度降低，因而就局部而言，周边的氧朝向析出核扩散，并消耗于析出物，从而使析出核生长。同时，由于在热处理中，氧从表面向外扩散，因此表面的氧浓度降低，氧朝向表面扩散。当析出核的密度较小时，有助于析出核的生长的氧量相对较小，大部分氧朝向浓度较低的表面扩散并从表面排出而并未被消耗。然而，若过饱和度为某值以上，则可认为氧在扩散之前向析出层相变。其结果，形成高浓度氧析出层(以下称为HD-BMD层)。由此，由析出物的生长所消耗的氧量变大，与向表面及体外扩散所产生的浓度差相比，由析出物的生长所产生的析出物周边的浓度差更大，因而氧不会向外扩散。或者向外扩散极小，大部分氧朝向析出物扩散，从而氧由氧析出物所固定(消耗)。可认为其结果，晶片内的氧凝聚(逆向扩散)在浓度的峰值位置即HD-BMD层。可认为该现象与氧的析出难易度成比例。由于氧的析出难易度与某一热处理温度下的氧的过饱和度或空位浓度成比例，因此，可认为即便过饱和度较小，空位浓度较高时也会产生同样的效果。
以下，作为实施方式的一例，参照附图详细说明本发明，但本发明不限定于此。
本发明是一种单晶硅晶片的制造方法，其特征在于，通过对单晶硅晶片进行第一热处理，该第一热处理是使用快速加热、快速冷却装置在含氧气氛下以第一热处理温度保持1～60秒之后以1～100℃/秒的降温速度冷却至800℃以下，而使氧在内部扩散以在单晶硅晶片的表面附近形成氧浓度峰值区域，之后，通过进行第二热处理，而使单晶硅晶片内的氧凝聚在上述氧浓度峰值区域。以下，详细说明各工序。
(a)初始材料
作为在本发明中进行热处理的单晶硅晶片，能够采用由利用CZ法或FZ法培养的单晶硅晶棒所制作的单晶硅晶片、或在该单晶硅晶片上形成了外延层的外延晶片。
例如，能够使用在将利用CZ法培养的单晶硅晶棒切片而制成晶片之后，经倒角、研磨、以及蚀刻之后将晶片的一侧表面镜面研磨的单面抛光晶片(Single Side Polish晶片，以下称为SSP晶片)或、在对晶片的表面及背面进行双面研磨之后，将一主表面进行最终的镜面研磨的双面研磨晶片(DoubleSide Polish晶片，以下称为DSP晶片)。或者，也能够使用进行至上述制作工序的双面研磨而未进行最终的镜面研磨工序的晶片(以下，称为最终研磨前DSP晶片)。
此时，理想的是，使在本发明中进行第一和第二热处理的单晶硅晶片的氧浓度为4×1017atoms/cm3(ASTM‘79)以上，更为理想的是，为8×1017atoms/cm3(ASTM‘79)以上，并且理想的是，为16×1017atoms/cm3(ASTM‘79)以下。
若是这种氧浓度的单晶硅晶片，通过热处理能够形成更高浓度的氧浓度峰值区域，并且也能够有效地防止对表面的缺陷产生。
(b)第一热处理(氧在内部扩散热处理工序)
通过对如上所述的单晶硅晶片进行第一热处理，该第一热处理是使用快速加热、快速冷却装置在含氧气氛下以第一热处理温度保持1～60秒之后以1～100℃/秒的降温速度冷却至800℃以下，而使氧在内部扩散以在单晶硅晶片的表面附近形成氧浓度峰值区域。
通过在含氧气氛下快速升温并进行1～60秒热处理，使氧在热处理中从晶片表面向内部扩散以成为其热处理温度下的氧固溶浓度，并从表面在深度方向形成具有按照氧的扩散常数的简单的衰减量变曲线的氧浓度分布。之后，在以1℃/秒以上且100℃/秒以下的降温速度快速降温至800℃以下期间，氧从表面向外扩散使得表面侧的氧浓度降低，其结果，能够形成在距表面为1μm左右的深度位置具有氧浓度的峰值的量变曲线(氧浓度峰值区域)。能够以热处理的保持温度、时间、降温速度及晶片的氧浓度控制峰值浓度及峰值位置。从生产率方面来看，降温以1℃/秒以上的速度进行，若超过100℃/秒，则存在发生滑移的可能性。
以下，更详细地说明这种第一热处理。
在图1(a)中，示出使用高氧浓度单晶硅晶片和低氧浓度单晶硅晶片，并在含有氧的稀有气体气氛中保持加热，且使氧从晶片表面向内部扩散时的示意图。在图1(a)中，实线和虚线分别为低氧浓度晶片和高氧浓度晶片的氧在内部扩散热处理前的氧浓度分布，点划线和双点划线分别表示低氧浓度晶片和高氧浓度晶片在以第一热处理温度保持过程中在内部扩散的氧浓度分布。
第一热处理(氧在内部扩散热处理)是在氧气或含有氧的稀有气体(例如Ar、N2)中保持1～60秒。在该保持过程中，在单晶硅晶片的表面的氧浓度维持下述式(2)所给出的固溶浓度C0的状态下，氧按照所保持温度的氧的扩散常数在内部扩散(图1(a)的点划线和双点划线)。
C0＝9×1022×Exp(－1.52/kT)···(2)
这里，k为玻尔兹曼常数，T为绝对温度(K)。
由于温度越高，氧固溶界限浓度就越高，因此，在体内扩散的氧的量随热处理温度的增高而增加。而且，从扩散与表面的氧浓度(固溶浓度)及晶片(体内)的氧浓度差成比例观点来看，所得到的氧浓度量变曲线成为热处理温度与晶片的氧浓度以及热处理时间的函数。
而且，加热保持一定时间之后，若以1～100℃/秒的降温速度降温至800℃以下，则在降温时，晶片中的氧通过向外扩散而一部分从表面排出。其结果，如图1(b)的示意图所示，氧浓度量变曲线成为在距表层为某一深度处具有峰值的形状(图1(b)的点划线及双点划线)。即、形成氧浓度峰值区域。
若为1～100℃/秒这样快的降温速度，则带来以下好处：不仅能够减小氧从晶片表面向外扩散所引起的氧量的降低，而且，能够使更多的空位(高浓度)冻结(＝注入)在体内，因此，能够促进氧析出。
这里，峰值浓度及其位置能够由第一热处理温度(氧在内部扩散热处理温度)、保持时间、晶片的氧浓度、以及降温速度控制，并能够适当决定以成为所希望的量变曲线。
作为这种第一热处理温度(RTA处理温度)，若为例如1320℃以上，则能够清除COP，并且能够完全清除内生氧析出物(参照例如专利文献10)。因此，即便使用存在内生缺陷的晶片，通过第一热处理，也带来能够在其表层形成DZ层，并降低结晶的成本的好处。
而且，能够在含有20％以上的氧的气氛下，以1320℃以上且硅的熔点(大致1410℃)以下的第一热处理温度进行第一热处理。
过去认为含有20％以上的氧的气氛下的RTA处理，由于在晶片中注入有晶格间硅，因此，氧析出被抑制，不易形成HD-BMD层。然而，本发明人等发现了以下现象：在含有20％以上的氧的气氛的RTA处理中，若处理温度为1320℃以上，则促进后续的氧析出。虽然其理由并不明确，但认为这是由于在1320℃以上的RTA处理中空位会被注入之故。这样，若通过空位注入二促进后续的析出，则更容易形成HD-BMD层，因而较为有利。而且，在以1320℃以上的高温进行RTA处理时，能够得到具有9×1017atoms/cm3以上的峰值浓度的氧浓度量变曲线。因此，在第二热处理中，通过以例如最容易形成氧析出核的400℃～700℃的温度进行热处理，使得氧的过饱和度充分，能够有效地形成HD-BMD层。
而且，也能够在含有0.01％以上且不足20％的氧的气氛下，以1290℃以上且硅的熔点以下的第一热处理温度进行第一热处理。
若使用氧浓度为0.01％以上且不足20％的稀有气体气氛(例如Ar)，则与氧为100％的场合相比，即便在更低的温度的1290℃，后续的氧析出也会被促进。即、由于以温度低于氧为100％的气氛的场合的RTA温度有效地进行空位注入，因此，以更低温度的RTA温度能够得到与氧为100％且高温的RTA温度的场合相同的氧析出，因而能够实现工序的低温化。
另外，作为本发明中所使用的快速加热、快速冷却装置，能够使用单片式或分批式的RTA装置，并能够使用市场销售的RTA装置(例如MattsonTechnology公司制造，Helios)。
(c)第二热处理(氧固定热处理工序)
在第一热处理之后，通过进行第二热处理，而使单晶硅晶片内的氧凝聚在氧浓度峰值区域。
这样，通过使氧凝聚在氧浓度峰值区域而形成氧析出核并使其生长，而在晶片表面附近形成高浓度氧析出层(HD-BMD层)。
在该第二热处理中，最好以400～700℃进行2～20小时的析出核形成热处理。
通过以这种温度、时间进行析出核形成热处理，能够形成析出核而不会清除表面附近的氧浓度峰值，从而使氧有效地凝聚在氧浓度峰值区域。
进而，在上述析出核形成热处理之后，最好以800～1200℃进行1小时以上的析出核生长热处理。
这样，由于在析出核形成热处理之后，进行更高温度的析出核生长热处理，由此能够使氧更有效地凝聚在氧浓度峰值区域，因此，能够使体内所形成的析出核生长并使其稳定化。
在该第二热处理中，能够使用市场销售的立式热处理装置或卧式热处理装置进行热处理。作为气氛气体，可以为O2、N2、Ar或它们的混合气体、或H2气体中的任一。
氧析出现象是取决于氧的过饱和度、点缺陷的浓度、以及C或N等杂质浓度的极为复杂的现象，形成上述HD-BMD层的条件是这些所有因子的函数，不能单值决定其条件。尤其，已知在点缺陷中，空位促进氧析出物的形成，而且，空位浓度因RTA处理的气氛或温度而大不相同。
在例如NH3气氛的RTA处理中注入空位，而且，RTA处理的最高温度越高，所注入的空位浓度就越高。而且，降温速度越大，所注入的空位浓度就越高(例如专利文献8)。与此相反地、报告有在O2气氛的RTA处理中，注入抑制氧析出的晶格间硅(例如专利文献9)。
因此，在本发明中，对于第一热处理和第二热处理，最好预先通过如下预备实验调查形成氧浓度峰值区域、以及产生氧向该区域的凝聚的条件。
例如，准备已分配氧浓度的晶片，并准备改变第一热处理条件(气氛气体、温度、保持时间、降温速度)而进行了热处理的样品1和在样品1所进行的第一热处理的基础上，进而改变第二热处理条件(温度和时间)而进行了热处理的样品2。在该情况下，第二热处理可以分两个阶段进行上述析出核形成热处理和析出核生长热处理，还可以进而进行另外的热处理。
而且，在第一热处理和第二热处理不充分时，氧的扩散距离过小，因而难以看出差异。此时，最好准备进行了氧析出物明显化热处理的样品3，该样品3在以样品2的热处理条件进行了热处理的基础上，进而例如以800℃保持4小时，之后升温至1000℃并在1000℃保持16小时，由此使氧析出物明显化。
之后，测定各样品的深度方向的氧浓度量变曲线，求出具有氧浓度量变曲线从主表面上的值开始增加的第一区域、以及从上述第一区域的最大值开始减少的第二区域，且第一区域和第二区域的氧浓度为最大值的1/2的位置间的宽度(半辐值)。而且，最好求出样品2或样品3的半辐值小于样品1的半辐值的第一热处理条件与第二热处理条件的组合，并以该组合条件进行第一热处理和第二热处理。
或者，最好选择性蚀刻样品2(已进行第一热处理和第二热处理)，而求出在表面不会出现缺陷的第一热处理条件与第二热处理条件的组合，并以该组合条件进行第一热处理和第二热处理。
或者，最好求出样品的半辐值满足上述条件，且不会出现表面缺陷的第一热处理条件与第二热处理条件的组合，并以该组合条件进行第一热处理和第二热处理。
若以如此决定的条件实施第一热处理和第二热处理，则表面无缺陷，而且，能够在距表层为1μm左右的深处形成高密度且均匀的HD-BMD层，而且，由HD-BMD层而能够制作极力抑制了来自晶片的氧在表面侧向外扩散的单晶硅晶片。
另外，在上述预备实验中，将第二热处理条件作为器件制造工序的热处理条件来进行预备实验，并决定第一热处理条件亦可。在该情况下，省略第二热处理，仅实施第一热处理而出库，由此利用器件制造工序的热处理就能在距晶片表层为1μm左右的深处形成高密度且均匀的HD-BMD层。而且，带来以下好处：由HD-BMD层而能够做成极力抑制了来自晶片的氧在表面侧向外扩散的单晶硅晶片，并能够确保目标质量，并且能够大幅度抑制热处理成本。
(d)氧化膜移除清洗工序
在第二热处理(省略第二热处理时为第一热处理)后，为了移除已形成于晶片表面和背面的氧化膜，例如使用市场销售的湿式清洗装置，将晶片浸渍在满足5％浓度的HF水溶液的清洗槽中而移除氧化膜。之后，连续进行所谓RCA清洗(按SC1清洗槽、SC2清洗槽的顺序浸渍晶片)即可。
本发明虽然也能够如上所述那样对外延生长后的晶片进行本发明的热处理，但还能够准备外延晶片以外的晶片而作为在本发明中以上述(a)工序进行热处理的单晶硅晶片，并在已进行上述(b)～(d)工序的本发明的热处理后的晶片的表面形成外延层。由此，能够制造一种对外延层的缺陷产生得以抑制，且外延层下方1μm左右的深处形成有高密度且均匀的HD-BMD层的外延晶片。
另外，在将最终研磨前DSP晶片用作起始材料时，根据需要在外延生长工序之前实施对一主表面进行最终的镜面研磨的工序亦可。
在该情况下，最好在电阻率为5mΩcm以下的单晶硅晶片的表面形成外延层。
这种电阻率的晶片的掺杂剂浓度极高，大致为1×1019/cm3以上。当在其上方使通常的电阻率为5Ωcm左右(掺杂剂浓度大致为1×1016/cm3)的外延层生长时，以高浓度含有例如P(磷)那样离子半径大于Si的掺杂剂的晶片的晶格常数大于外延层的晶格常数。因此，因晶格失配而容易产生错配(misfit)位错。然而，如本发明那样通过热处理而在表层形成了HD-BMD层的单晶硅晶片，由于以高密度存在于表层的BMD缓解因晶格常数之差而产生的应力，因此，能够抑制外延生长中所产生的错配位错的产生。
根据如上所述的本发明，能够在表层形成较浅的DZ层，并且在DZ层正下方面内均匀地且以2μm左右较窄的宽度形成陡峭且高密度的BMD。该BMD密度高于单晶硅培养中所混入的氧在体内形成的BMD的密度，而且，形成于体内BMD与器件形成区域之间。因此，能够遮蔽将体内的氧条纹作为样板的面内不均匀的条纹模样的BMD密度分布对器件的影响，并能够制作具有面内均匀的特性的器件。
而且，在整个体内形成了高密度的BMD的情况下，析出物过量而成为导致晶片翘曲的原因，但如本发明那样形成密度高却形成层的宽度较小的BMD层，从而析出物在晶片整体所占的总量变小，因而也具有能够抑制因析出过多而引起的翘曲的产生的好处。
而且，在器件热处理中，能够抑制来自晶片体内的氧扩散至DZ层或外延层中。由此，能够抑制晶片的氧扩散至DZ层或外延层中而形成微小氧析出物或氧供体化，因此，能够防止器件特性的变差。
而且，通过形成于DZ层或外延层正下方的陡峭的BMD，能够实现缓解器件的元件分离所使用的STI底部的应力，并抑制滑移产生。
实施例
以下，示出实施例和比较例来更具体地说明本发明，但本发明并不限定于此。
(实施例1、比较例1)
利用CZ法培养了p型、氧浓度为6.5×1017atoms/cm3、电阻率为20Ωcm的单晶硅晶棒，将其切片而切割成晶片状，并经倒角、研磨、以及蚀刻之后，对晶片的表面和背面进行了双面研磨，并对一主表面进行了最终的镜面研磨。由此，准备了直径为12英寸(300mm)且厚度为775μm的双面研磨晶片(DSP晶片)。
继而，使用市场销售的RTA装置(Mattson Technology公司制造，Helios)，对于多片上述DSP晶片，在100％氧气氛中以50℃/秒的升温速度从室温升温至1350℃，并保持10秒后，以30℃/秒的降温速度降温至800℃而进行了快速加热、快速冷却热处理(RTA处理)即氧在内部扩散热处理，抽取其中一片作为样品1。
继而，对于经上述RTA处理(氧在内部扩散热处理)的晶片，使用市场销售的立式炉(国际电气公司(株式会社日立国际电气)制造，VERTEX-Ⅲ)，将炉内做成氧浓度为5％的N2气体气氛，热处理温度分配为400℃、500℃、600℃、700℃、以及800℃，各取两片并分别保持(氧固定热处理)4小时之后再取出。各两片中的第一片作为样品2。第二片使用市场销售的立式炉(国际电气公司制造，VERTEX-Ⅲ)，投入至氧浓度为5％的N2气体气氛的、保持600℃的炉内，并以5℃/分升温至800℃，以800℃保持4小时，再以5℃/分升温至1000℃之后，追加进行保持16小时的氧析出物的明显化热处理，且以3℃/分降温至600℃之后，从炉内取出，作为样品3。
而且，选择性蚀刻样品2，并调查了表面有无缺陷产生，但在所有样品中均未检测出表面缺陷。
而且，样品1是利用SIMS测定了氧浓度的深度方向分布，样品3是利用SIMS测定了氧浓度的深度方向分布，进而通过剖面的选择性蚀刻进行了BMD的深度方向分布的观察。
图2是样品1(通过快速加热、快速冷却热处理的氧在内部扩散热处理之后)的氧浓度的深度方向量变曲线。示出在距表面为1μm左右的深处具有峰值浓度的分布，峰值浓度为1.28×1018atoms/cm3，峰值浓度的高度(图中A)成为1/2的半辐值(图中的B)为2.90μm。
图3是样品3(实施快速加热、快速冷却热处理、氧固定热处理、以及氧析出物的明显化热处理之后)的氧浓度的深度方向量变曲线。在氧固定热处理温度为400℃至700℃时，得到在大致2μm的深度位置具有明显的氧浓度的峰值的分布。峰值氧浓度的高度成为1/2的半辐值在400℃、500℃、600℃、以及700℃分别为1.1μm、1.5μm、1.0μm、以及1.1μm，无论是哪一种情况均小于as RTA的样品1的半辐值2.90μm。由此可知，在400～700℃的氧固定热处理温度下，晶片内的氧聚集在通过RTA处理所导入的氧的峰值位置。即、可知氧的向外扩散得以抑制。另一方面，在以800℃进行了热处理的情况下，氧浓度量变曲线的峰值被清除，成为了遵循所谓向外扩散的量变曲线。
从样品3的BMD的剖面观察结果来看，在以400℃、500℃、600℃、以及700℃进行了氧固定热处理时，在距晶片表面为2μm左右的深度位置且宽度大致为3μm的较窄的区域形成有高密度且陡峭的BMD，而在以800℃进行了氧固定热处理时，在比距晶片表面大致为20μm还深的位置形成有BMD。
一般来讲，BMD与氧浓度分布成比例，在以400℃、500℃、600℃、以及700℃进行氧固定热处理时，氧浓度具有陡峭的峰值部分，相对于此，在以800℃进行了氧固定热处理时，氧浓度在深度方向平缓地增加，从而可知BMD分布也呈平缓的变化而不具有峰值部分。
图4是样品3的氧浓度的峰值高度对于氧固定热处理温度的相关性。由图4可知，若氧固定热处理的析出核形成步骤的温度为300℃以上且750℃以下的温度，则出现氧浓度的峰值，因而成为本发明的第二热处理条件。进而可知更为理想的是，氧固定热处理(第二热处理)的析出核形成步骤的温度为400℃以上且700℃以下。
(实施例2、比较例2)
利用CZ法培养了p型、氧浓度为6.5×1017atoms/cm3、电阻率为20Ωcm的单晶硅晶棒，将其切片而切割成晶片状，并经倒角、研磨、以及蚀刻之后，对晶片的表面和背面进行了双面研磨，并对一主表面进行了最终的镜面研磨。由此，准备了直径为12英寸(300mm)且厚度为775μm的双面研磨晶片(DSP晶片)。
继而，使用市场销售的RTA装置(Mattson Technology公司制造，Helios)，将多片上述DSP晶片，在100％氧气氛中以50℃/秒的升温速度从室温升温至X℃，并保持10秒后，以30℃/秒的降温速度降温至800℃而进行了快速加热、快速冷却热处理(RTA处理)即氧在内部扩散热处理。作为X℃，设为1300℃、1320℃、1330℃、以及1350℃。抽取在各温度下进行了氧在内部扩散热处理的晶片中的一片作为样品1。
继而，对于经上述RTA处理(氧在内部扩散热处理)的各两片晶片，使用市场销售的立式炉(国际电气公司制造，VERTEX-Ⅲ)，在炉内，在氧浓度为5％的N2气体气氛下以450℃保持(氧固定热处理)4小时之后取出。将其中的第一片作为样品2。第二片使用市场销售的立式炉(国际电气公司制造，VERTEX-Ⅲ)，投入至氧浓度为5％的N2气体气氛的、保持600℃的炉内，并以5℃/分升温至800℃，以800℃保持4小时，再以5℃/分升温至1000℃之后，追加进行保持16小时的氧析出物的明显化热处理，且以3℃/分降温至600℃之后，从炉内取出，作为样品3。
而且，选择性蚀刻样品2，并调查了表面有无缺陷产生，但在所有样品中均未检测出表面缺陷。
而且，样品1是利用SIMS测定了氧浓度的深度方向分布，样品3是利用SIMS测定了氧浓度的深度方向分布，进而通过剖面的选择性蚀刻进行了BMD的深度方向分布的观察。
图5是样品1(快速加热、快速冷却热处理之后)的氧浓度的深度方向量变曲线。均表示在距晶片表面为1μm左右的深处具有峰值浓度的分布。
图6是样品3(实施快速加热、快速冷却热处理、氧固定热处理、以及氧析出物的明显化热处理之后)的氧浓度的深度方向量变曲线。在氧在内部扩散温度为1320℃以上时，出现氧浓度的峰值。与样品1相比，峰值浓度的半辐值在氧在内部扩散热处理温度为1320℃时从2.2μm减少至0.27μm，在为1330℃时从2.4μm减少至0.86μm，在为1350℃时从2.9μm减少至1.6μm。另一方面，在氧在内部扩散温度为1300℃时，峰值浓度被清除，成为了遵循所谓向外扩散的量变曲线。
图7表示氧在内部扩散温度为1350℃时的样品3的剖面的选择性蚀刻的结果。由图7可知，在距表面为2μm的深处且宽度为几μm的较窄的区域形成有高浓度的BMD层。在1320℃以上进行了氧在内部扩散热处理时，观察到了同样的高密度BMD层，但在1300℃并未观察到。
图8表示样品3的深度为100μm的位置的BMD密度。深度为100μm的BMD密度表示原本存在于体内的氧是否形成了BMD，而不是指通过RTA处理(氧在内部扩散热处理)内部扩散至表层的高浓度氧层的氧。在图8中作为参考还表示了在1200℃、1250℃、以及1280℃经RTA处理(氧在内部扩散热处理)的样品的BMD密度。
由图8可知，在为在100％氧气氛下经RTA处理(氧在内部扩散热处理)的样品的情况下，至处理温度为1300℃为止，温度越高则BMD密度就越减少，再现了过去的见解。即、认为由于在氧气氛的RTA处理中从表面注入晶格间硅，因而氧析出得以抑制。另一方面，若超过1300℃，则与至今为止的见解不同，BMD转而显出增加倾向。其理由虽不清楚，但认为是由于在高于1300℃的温度下产生空位注入，因而提高了氧析出。
由这些结果来看，若使第一热处理为在1320℃以上的RTA处理(氧在内部扩散热处理)，则由内部扩散所注入的氧浓度变高，而且，空位也被注入，其结果，在后续的氧固定热处理(此时为450℃)中成为极高的氧的饱和度，而且，受空位的影响而得到更容易析出之类的协同效果。
(实施例3、比较例3)
利用CZ法培养了p型、氧浓度为6.5×1017atoms/cm3、电阻率为20Ωcm的单晶硅晶棒，将其切片而切割成晶片状，并经倒角、研磨、以及蚀刻之后，对晶片的表面和背面进行了双面研磨，并对一主表面进行了最终的镜面研磨。由此，准备了直径为12英寸(300mm)且厚度为775μm的双面研磨晶片(DSP晶片)。
继而，使用市场销售的RTA装置(Mattson Technology公司制造，Helios)，将多片上述DSP晶片，在氧浓度为19％的Ar气体气氛中以50℃/秒的升温速度从室温升温至X℃，并保持10秒后，以30℃/秒的降温速度降温至800℃而进行了快速加热、快速冷却热处理(RTA处理)即氧在内部扩散热处理。作为X℃，1250℃、1270℃、1290℃、以及1310℃。抽取经氧在内部扩散热处理的晶片中的一片作为样品1。
继而，对于经上述RTA处理(氧在内部扩散热处理)的各两片晶片，使用市场销售的立式炉(国际电气公司制造，VERTEX-Ⅲ)，在炉内，在氧浓度为5％的N2气体气氛下以450℃保持(氧固定热处理)4小时之后取出。将其中的第一片作为样品2，第二片使用市场销售的立式炉(国际电气公司制造，VERTEX-Ⅲ)，投入至氧浓度为5％的N2气体气氛的、保持600℃的炉内，并以5℃/分升温至800℃，以800℃保持4小时，再以5℃/分升温至1000℃之后，追加进行保持16小时的氧析出物的明显化热处理，且以3℃/分降温至600℃之后，从炉内取出，作为样品3。
而且，选择性蚀刻样品2，并调查了表面有无缺陷产生，但在所有样品中均未检测出表面缺陷。
样品1是利用SIMS测定了氧浓度的深度方向分布，样品3是利用SIMS测定了氧浓度的深度方向分布，进而通过剖面的选择性蚀刻进行了BMD的深度方向分布的观察。
表1中示出由样品1(氧在内部扩散热处理之后)的氧浓度量变曲线所求出的半辐值、以及样品3有无氧浓度峰值和出现氧浓度峰值时由氧浓度量变曲线所求出的半辐值。
表1
由表1可知，RTA温度(氧在内部扩散热处理的温度)为1290℃以上的高温，在样品3中氧浓度量变曲线具有峰值，而且，半辐值小于样品1，符合本发明的热处理条件。另一方面，在不足1290℃时，在样品3中不存在氧浓度量变曲线的峰值，从而成为遵循了通常的氧的向外扩散的氧浓度分布，因而不符合本发明的热处理条件。
图9表示样品3的深度为100μm的位置的BMD密度和RTA温度。
由图9可知，在为在氧浓度为19％的Ar气体气氛下经RTA处理的样品的情况下，至RTA温度为1270℃为止，温度越高则BMD密度就越减少，因此，认为由于从表面注入晶格间硅，因而氧析出得以抑制。另一方面，若超过1270℃，则BMD转而显出增加倾向。
在100％氧气氛中进行了RTA处理的情况下，若超过1300℃，则BMD增加(图8)，但在为氧为19％的Ar气体气氛时，从温度更低的1270℃开始提高氧析出(图9)。其结果，与在氧为100％的气氛下进行了RTA处理的场合相比，在氧为不足20％的气氛下进行了RTA处理(氧在内部扩散热处理)时，在更低的温度推进氧析出，因此，认为HD-BMD层在1290℃以上的RTA温度形成。
(实施例4、实施例5、比较例4～比较例6)
利用CZ法培养了p型、氧浓度为6.5×1017atoms/cm3、电阻率为20Ωcm的单晶硅晶棒，将其切片而切割成晶片状，并经倒角、研磨、以及蚀刻之后，对晶片的表面和背面进行了双面研磨，并对一主表面进行了最终的镜面研磨。由此，准备了直径为12英寸(300mm)且厚度为775μm的双面研磨晶片(DSP晶片)。
继而，使用市场销售的RTA装置(Mattson Technology公司制造，Helios)，对于多片上述DSP晶片，在100％氧气氛中以50℃/秒的升温速度从室温升温至1350℃，并保持10秒后，以30℃/秒的降温速度降温至800℃而进行了快速加热、快速冷却热处理(RTA处理)即氧在内部扩散热处理，抽取其中一片作为样品1，并利用SIMS测定了氧浓度量变曲线。就所测定的氧浓度而言，峰值浓度为1.2×1018atoms/cm3，且峰值浓度的半辐值为2.90μm。
继而，准备四片经上述RTA处理(氧在内部扩散热处理)的晶片，进而准备一片未经RTA处理的晶片(Ref：比较例6)。
对于这些晶片，使用市场销售的立式炉(国际电气公司制造，VERTEX-Ⅲ)，在氧浓度为5％的N2气体气氛的炉内实施了氧固定热处理(在析出核形成步骤后连续实施析出核生长步骤)。表2中示出实施例4、实施例5和比较例4、5的氧固定热处理条件。
之后，进行氧化膜移除清洗，使用市场销售的外延生长装置(应用材料有限公司(Applied Materials)制造Centura)，形成厚度为8μm的外延层，作为样品2。
使用SIMS测定了样品2的氧浓度量变曲线，通过选择性蚀刻评价了表面有无缺陷。调查了样品2的氧浓度量变曲线中有无氧浓度峰值、以及出现氧浓度峰值时由氧浓度量变曲线所求出的半辐值。这些结果示于表2中。
表2
图10表示实施例4、实施例5以及比较例4～比较例6的样品2的氧浓度的SIMS量变曲线。由图10和表2可知，在实施例4中出现明显的氧浓度的峰值。而且，峰值氧浓度的半辐值比氧固定热处理前的样品1的半辐值2.90μm窄，由此可知，符合本发明的热处理条件。进而，在实施例4中也未产生表层缺陷。而且，至于实施例5，也出现明显的氧浓度的峰值，且峰值氧浓度的半辐值比氧固定热处理前的样品1的半辐值窄，因此，符合本发明的热处理条件。但由于产生了表层缺陷，可知实施例4的条件更为理想。
另一方面，比较例4～比较例6由于并未出现氧浓度的峰值，因而不符合本发明的热处理条件。
就本发明的实施例4而言，在追加进行热处理之前与比较例4或比较例6相同地距表面为8μm的范围即外延层中的氧浓度较高。其原因在于，在RTA处理(氧在内部扩散热处理)中向晶片内扩散的氧的量高于原本存在于晶片中的氧浓度，其在外延生长中热扩散至外延层中。
然而，由于通过RTA处理而面内均匀地向内部扩散的氧扩散至外延层中，因此，外延层中的氧的分布是面内均匀。再有，在实施例4的情况下，由图10可知，由于通过氧固定热处理，在外延层正下方形成高密度的HD-BMD层，因此，即便在之后进行了追加热处理的情况下，体内扩散的氧也在该HD-BMD层中使氧析出物生长而被消耗，因而向外延层中的扩散得以抑制。
图11是对于实施例4、实施例5和比较例4～比较例6的样品2(外延层形成之后)，作为追加的热处理而进行了1000℃/8小时的热处理之后的氧浓度量变曲线。上述HD-BMD层所带来的效果的结果，如图11所示，追加热处理后的外延层中的氧浓度小于比较例6的氧浓度。由此，显著抑制器件制造工序中的氧的供体化或析出物的形成，因而能够防止器件特性的变差。
进而，就原本存在于体内的氧而言，形成称之为条纹的面内条纹状(同心圆图案)的浓淡，若使其直接扩散至外延层中，则扩散至外延层中的氧也将该浓淡作为样板而形成条纹状的浓淡。其结果，若在器件热处理中扩散至外延层的氧被供体化或形成析出物，则这些也变成条纹状的分布，因而器件特性也作为条纹状不均匀特性而出现。然而，如本发明那样，若原本存在于体内的氧向外延层中的扩散得以抑制，则能够防止如上所述的不良情况的产生。而且，在实施例4、实施例5的样品中，外延层正下方的氧浓度在追加热处理中显著增加，在该区域形成形状与该氧浓度分布相同的陡峭且高密度的BMD层，对靠近吸杂有效地发挥作用。该高浓度BMD层是面内均匀的氧析出核生长而成，该氧析出核是由通过RTA处理而面内均匀地向内部扩散的氧所形成，且面内均匀地形成BMD，因此，不会如过去那样成为由体内的氧条纹所引起的条纹状BMD浓淡。
比较例4是氧固定热处理的析出核形成步骤的热处理温度为800℃，在该阶段并未形成HD-BMD层，在该状态下进行1000℃、16小时的长时间热处理而作为析出核生长步骤(表2)。
因此，氧遵循通常的扩散向外扩散，从而表面的氧浓度显著降低。由此，在后续外延生长中及外延生长后的追加热处理中，扩散至外延层中的氧也较少。但是，在外延层正下方不能形成高密度的BMD，因而无法期望靠近吸杂的效果。进而，存在以下问题：在离开了外延层的位置所形成的BMD是原本存在于晶片中的氧作为BMD明显化而成，导致形成由条纹引起的条纹状的BMD浓淡。进而，存在扩散至外延层中的氧的面内分布也成为由氧条纹引起的条纹状的分布的问题。
比较例5是仅进行RTA处理(氧在内部扩散热处理)，而并未进行氧固定热处理就使外延生长的晶片(表2)。
在该情况下，由于并未实施氧固定热处理，因而并未形成HD-BMD层。因此，在外延生长或追加热处理之际，氧以通常的向外扩散而朝向表面扩散，但由于原本存在于晶片中的氧和通过RTA处理在内部扩散的氧这两者均向外扩散，因此，在AsEpi(外延生长之后)以及外延生长后经追加热处理的样品，扩散至外延层中的氧量均成为最大(图10、图11)。这是与单纯地提高了晶片的氧浓度的场合等同的结果。比较例6(Ref)是未实施氧在内部扩散热处理、氧固定热处理中的任一的通常的外延晶片(表2)。
在该情况下，由于只是原本存在于晶片内的氧遵循通常的向外扩散而扩散而已，并不具有抑制氧向外延层的扩散的效果，因此，外延生长后经追加热处理之后的外延层中(图11的深度为0～大致8μm)的氧浓度变得大于实施例4的氧浓度。
在比较例4～比较例6中，氧浓度量变曲线是从表面朝向体内缓慢增加，BMD量变曲线也为与此相同的分布，因而在外延层正下方的陡峭且宽度较窄的区域不能形成高密度BMD。而且，在比较例4～比较例6中，所形成的BMD和扩散至外延层中的氧浓度分布是将条纹作为样板的不均匀的分布。
另外，本发明并不限定于上述实施方式。上述实施方式是例示，具有与本发明的权利要求书中所记载的技术思想实质相同的构成并带来相同的作用效果的所有技术无论怎样也均包括在本发明的技术范围。

Claims (10)

1.一种单晶硅晶片的制造方法，其特征在于，
通过对单晶硅晶片进行第一热处理，该第一热处理是使用快速加热、快速冷却装置在含氧气氛下以第一热处理温度保持1～60秒之后以1～100℃/秒的降温速度冷却至800℃以下，而使氧在内部扩散以在上述单晶硅晶片的表面附近形成氧浓度峰值区域，之后，通过进行第二热处理，而使上述单晶硅晶片内的氧凝聚在上述氧浓度峰值区域。
2.根据权利要求1所述的单晶硅晶片的制造方法，其特征在于，
使进行上述第一和第二热处理的单晶硅晶片的氧浓度为4×1017atoms/cm3(ASTM‘79)以上且16×1017atoms/cm3(ASTM‘79)以下。
3.根据权利要求1或2所述的单晶硅晶片的制造方法，其特征在于，
决定上述第一和第二热处理的条件，并以该所决定的条件进行上述第一和第二热处理，上述第一和第二热处理的条件如下：预先测定上述第一热处理后的单晶硅晶片、以及上述第一和第二热处理后的单晶硅晶片或在上述第一和第二热处理后进行了氧析出物明显化热处理的单晶硅晶片的氧浓度量变曲线，并使上述第一和第二热处理后的单晶硅晶片或在第一和第二热处理后进行了氧析出物明显化热处理的单晶硅晶片的氧浓度量变曲线的半辐值小于上述第一热处理后的单晶硅晶片的氧浓度量变曲线的半辐值。
4.根据权利要求1至3中任一项所述的单晶硅晶片的制造方法，其特征在于，
将上述第一和第二热处理的条件决定为在上述第一和第二热处理后的单晶硅晶片的表面不会形成氧析出缺陷的条件，并以该所决定的条件进行上述第一和第二热处理。
5.根据权利要求1至4中任一项所述的单晶硅晶片的制造方法，其特征在于，
在含有20％以上的氧的气氛下，以1320℃以上且硅的熔点以下的第一热处理温度进行上述第一热处理。
6.根据权利要求1至4中任一项所述的单晶硅晶片的制造方法，其特征在于，
在含有0.01％以上且不足20％的氧的气氛下，以1290℃以上且硅的熔点以下的第一热处理温度进行上述第一热处理。
7.根据权利要求1至6中任一项所述的单晶硅晶片的制造方法，其特征在于，
在上述第二热处理中，以400～700℃进行2～20小时的析出核形成热处理。
8.根据权利要求7所述的单晶硅晶片的制造方法，其特征在于，
在上述第二热处理中，在上述析出核形成热处理后，以800～1200℃进行1小时以上的析出核生长热处理。
9.根据权利要求1至8中任一项所述的单晶硅晶片的制造方法，其特征在于，
在上述第一和第二热处理后，在上述单晶硅晶片的表面形成外延层。
10.一种电子器件，其特征在于，
该电子器件形成于利用权利要求9所述的单晶硅晶片的制造方法所制造的单晶硅晶片的上述外延层表面。
CN201280066709.0A 2012-01-11 2012-12-14 单晶硅晶片的制造方法及电子器件 Active CN104040702B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012-003509 2012-01-11
JP2012003509A JP5621791B2 (ja) 2012-01-11 2012-01-11 シリコン単結晶ウェーハの製造方法及び電子デバイス
PCT/JP2012/008002 WO2013105179A1 (ja) 2012-01-11 2012-12-14 シリコン単結晶ウェーハの製造方法及び電子デバイス

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN104040702A true CN104040702A (zh) 2014-09-10
CN104040702B CN104040702B (zh) 2016-06-22

Family

ID=48781158

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201280066709.0A Active CN104040702B (zh) 2012-01-11 2012-12-14 单晶硅晶片的制造方法及电子器件

Country Status (7)

Country Link
US (1) US9252025B2 (zh)
JP (1) JP5621791B2 (zh)
KR (1) KR101973017B1 (zh)
CN (1) CN104040702B (zh)
DE (1) DE112012005509B4 (zh)
TW (1) TWI527121B (zh)
WO (1) WO2013105179A1 (zh)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110062824A (zh) * 2016-12-15 2019-07-26 硅电子股份公司 由单晶硅构成的半导体晶片和用于制备由单晶硅构成的半导体晶片的方法
CN110945632A (zh) * 2017-07-19 2020-03-31 环球晶圆日本股份有限公司 三维结构体的制造方法、垂直晶体管的制造方法、垂直晶体管用晶元以及垂直晶体管用基板
CN111624460A (zh) * 2020-06-28 2020-09-04 西安奕斯伟硅片技术有限公司 一种单晶硅缺陷分布区域的检测方法
CN113906171A (zh) * 2019-04-16 2022-01-07 信越半导体株式会社 单晶硅晶圆的制造方法及单晶硅晶圆

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6268948B2 (ja) * 2013-11-07 2018-01-31 富士電機株式会社 Ｍｏｓ型半導体装置の製造方法
KR101822479B1 (ko) * 2014-01-14 2018-01-26 가부시키가이샤 사무코 실리콘 웨이퍼의 제조 방법
JP2015140270A (ja) * 2014-01-28 2015-08-03 グローバルウェーハズ・ジャパン株式会社 シリコンウェーハ
JP6176593B2 (ja) * 2014-04-11 2017-08-09 信越半導体株式会社 シリコンウェーハの製造方法
DE112015002599T5 (de) * 2014-06-02 2017-04-06 Sumco Corporation Silicium-Wafer und Verfahren zu dessen Herstellung
JP5938113B1 (ja) * 2015-01-05 2016-06-22 信越化学工業株式会社 太陽電池用基板の製造方法
DE102015200890A1 (de) * 2015-01-21 2016-07-21 Siltronic Ag Epitaktisch beschichtete Halbleiterscheibe und Verfahren zur Herstellung einer epitaktisch beschichteten Halbleiterscheibe
JP6897598B2 (ja) * 2018-02-16 2021-06-30 信越半導体株式会社 シリコン単結晶ウェーハの熱処理方法
JP6881387B2 (ja) * 2018-04-26 2021-06-02 信越半導体株式会社 Ｄｚ層の測定方法
JP7090295B2 (ja) * 2020-06-24 2022-06-24 グローバルウェーハズ・ジャパン株式会社 シリコンウェーハ、及び、シリコンウェーハの製造方法
JP7590839B2 (ja) 2020-09-17 2024-11-27 グローバルウェーハズ・ジャパン株式会社 シリコンウェーハの製造方法
JP7613858B2 (ja) * 2020-09-17 2025-01-15 グローバルウェーハズ・ジャパン株式会社 シリコンウェーハおよびシリコンウェーハの製造方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS60136218A (ja) * 1983-12-23 1985-07-19 Nec Corp 半導体装置およびその製造方法
US5674756A (en) * 1994-07-29 1997-10-07 Mitsubishi Materialc Corporation Method for intrinsic-gettering silicon wafer
JP2003115491A (ja) * 2001-10-03 2003-04-18 Sumitomo Mitsubishi Silicon Corp シリコン半導体基板の熱処理方法
US20030157341A1 (en) * 2000-09-25 2003-08-21 Kazuhiro Ikezawa Epitaxial wafer
TW200400642A (en) * 2002-04-26 2004-01-01 Sumitomo Mitsubishi Silicon High resistance silicon wafer and manufacturing method for the same
CN101638807A (zh) * 2008-07-31 2010-02-03 科发伦材料株式会社 硅晶片、硅晶片的制造方法及硅晶片的热处理方法
US20100055884A1 (en) * 2008-07-31 2010-03-04 Covalent Materials Corporation Manufacturing method for silicon wafer

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2600852B2 (ja) 1987-10-12 1997-04-16 セイコーエプソン株式会社 電気光学装置の駆動方法
CA2037349C (en) 1990-03-26 2008-06-17 James G. Wetmur Branch migration of nucleotides
JPH07321120A (ja) * 1994-05-25 1995-12-08 Komatsu Electron Metals Co Ltd シリコンウェーハの熱処理方法
JP3085146B2 (ja) 1995-05-31 2000-09-04 住友金属工業株式会社 シリコン単結晶ウェーハおよびその製造方法
JP3763629B2 (ja) 1997-01-24 2006-04-05 株式会社Ｓｕｍｃｏ エピタキシャルウェ−ハの製造方法
US6485807B1 (en) 1997-02-13 2002-11-26 Samsung Electronics Co., Ltd. Silicon wafers having controlled distribution of defects, and methods of preparing the same
US6503594B2 (en) 1997-02-13 2003-01-07 Samsung Electronics Co., Ltd. Silicon wafers having controlled distribution of defects and slip
JPH11116390A (ja) 1997-10-08 1999-04-27 Toshiba Ceramics Co Ltd Ｃｚ法シリコン単結晶引上炉及びそのヒータ
JP3711199B2 (ja) * 1998-07-07 2005-10-26 信越半導体株式会社 シリコン基板の熱処理方法
KR100378184B1 (ko) 1999-11-13 2003-03-29 삼성전자주식회사 제어된 결함 분포를 갖는 실리콘 웨이퍼, 그의 제조공정및 단결정 실리콘 잉곳의 제조를 위한 초크랄스키 풀러
JP4646440B2 (ja) 2001-05-28 2011-03-09 信越半導体株式会社 窒素ドープアニールウエーハの製造方法
JP2003297839A (ja) 2002-04-03 2003-10-17 Sumitomo Mitsubishi Silicon Corp シリコンウエーハの熱処理方法
JP5251137B2 (ja) 2008-01-16 2013-07-31 株式会社Ｓｕｍｃｏ 単結晶シリコンウェーハおよびその製造方法
WO2009151077A1 (ja) * 2008-06-10 2009-12-17 株式会社Sumco シリコン単結晶ウェーハの製造方法およびシリコン単結晶ウェーハ
JP5590644B2 (ja) * 2009-03-09 2014-09-17 グローバルウェーハズ・ジャパン株式会社 シリコンウェーハの熱処理方法
US8476149B2 (en) * 2008-07-31 2013-07-02 Global Wafers Japan Co., Ltd. Method of manufacturing single crystal silicon wafer from ingot grown by Czocharlski process with rapid heating/cooling process
US7977216B2 (en) 2008-09-29 2011-07-12 Magnachip Semiconductor, Ltd. Silicon wafer and fabrication method thereof
KR101657970B1 (ko) 2009-04-13 2016-09-20 신에쯔 한도타이 가부시키가이샤 어닐 웨이퍼 및 어닐 웨이퍼의 제조방법, 그리고 디바이스의 제조방법

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS60136218A (ja) * 1983-12-23 1985-07-19 Nec Corp 半導体装置およびその製造方法
US5674756A (en) * 1994-07-29 1997-10-07 Mitsubishi Materialc Corporation Method for intrinsic-gettering silicon wafer
US20030157341A1 (en) * 2000-09-25 2003-08-21 Kazuhiro Ikezawa Epitaxial wafer
JP2003115491A (ja) * 2001-10-03 2003-04-18 Sumitomo Mitsubishi Silicon Corp シリコン半導体基板の熱処理方法
TW200400642A (en) * 2002-04-26 2004-01-01 Sumitomo Mitsubishi Silicon High resistance silicon wafer and manufacturing method for the same
CN101638807A (zh) * 2008-07-31 2010-02-03 科发伦材料株式会社 硅晶片、硅晶片的制造方法及硅晶片的热处理方法
US20100055884A1 (en) * 2008-07-31 2010-03-04 Covalent Materials Corporation Manufacturing method for silicon wafer

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110062824A (zh) * 2016-12-15 2019-07-26 硅电子股份公司 由单晶硅构成的半导体晶片和用于制备由单晶硅构成的半导体晶片的方法
CN110062824B (zh) * 2016-12-15 2021-07-06 硅电子股份公司 由单晶硅构成的半导体晶片和用于制备由单晶硅构成的半导体晶片的方法
CN110945632A (zh) * 2017-07-19 2020-03-31 环球晶圆日本股份有限公司 三维结构体的制造方法、垂直晶体管的制造方法、垂直晶体管用晶元以及垂直晶体管用基板
CN113906171A (zh) * 2019-04-16 2022-01-07 信越半导体株式会社 单晶硅晶圆的制造方法及单晶硅晶圆
CN111624460A (zh) * 2020-06-28 2020-09-04 西安奕斯伟硅片技术有限公司 一种单晶硅缺陷分布区域的检测方法
CN111624460B (zh) * 2020-06-28 2022-10-21 西安奕斯伟材料科技有限公司 一种单晶硅缺陷分布区域的检测方法

Also Published As

Publication number Publication date
WO2013105179A1 (ja) 2013-07-18
TW201344795A (zh) 2013-11-01
JP5621791B2 (ja) 2014-11-12
KR20140109945A (ko) 2014-09-16
DE112012005509T5 (de) 2015-03-12
TWI527121B (zh) 2016-03-21
KR101973017B1 (ko) 2019-04-26
JP2013143504A (ja) 2013-07-22
DE112012005509B4 (de) 2021-12-23
US20150001680A1 (en) 2015-01-01
US9252025B2 (en) 2016-02-02
CN104040702B (zh) 2016-06-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN104040702A (zh) 单晶硅晶片的制造方法及电子器件
TWI553173B (zh) An annealing wafer, an annealing wafer, and a method of manufacturing the device
US8916953B2 (en) Method for manufacturing silicon single crystal wafer and annealed wafer
JP2010532585A (ja) 高ドープ基板の拡散制御
TWI523206B (zh) Epitaxial wafer and its manufacturing method
JPH06232141A (ja) 半導体基板の作成方法及び固体撮像装置の製造方法
JPH09199416A (ja) 半導体基板とその製造方法
JP2007273959A (ja) 光検出素子及びその製造方法
JP5938969B2 (ja) エピタキシャルウエーハの製造方法および固体撮像素子の製造方法
CN103237930B (zh) 制造退火晶片的方法
WO2021166895A1 (ja) 半導体シリコンウェーハの製造方法
EP3428325B1 (en) Semiconductor wafer made of single-crystal silicon and process for the production thereof
CN105297140A (zh) 硅片及退火处理方法
JP2007242920A (ja) 窒素ドープアニールウェーハの製造方法及び窒素ドープアニールウェーハ
JP2011253978A (ja) エピタキシャル基板およびその製造方法
JP4270713B2 (ja) シリコンエピタキシャルウェーハの製造方法
WO2014057741A1 (ja) シリコンエピタキシャルウェーハ及びそれを用いた固体撮像素子の製造方法
JP7207204B2 (ja) 炭素ドープシリコン単結晶ウェーハの製造方法
JP3144378B2 (ja) 固体撮像装置の製造方法
JPH0555233A (ja) 半導体基板の製造方法
JPH11288942A (ja) 半導体装置の製造方法
TWI859576B (zh) 單晶矽半導體晶圓及其生產方法
JP6555217B2 (ja) シリコンウェーハの熱処理方法及びシリコンウェーハの製造方法
JP2023070066A (ja) シリコンウェーハおよびエピタキシャルシリコンウェーハ
JP5434239B2 (ja) シリコンウェーハの製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant