CN1689148A - 退火晶片及退火晶片的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种退火晶片及其制造方法，涉及一种对由用切克劳斯基法生长的硅单晶制作的硅晶片实施了热处理的退火晶片，其特征是，从晶片表面到至少深5μm的区域的氧化膜耐压特性的良品率在95％以上，并且在投入器件工序前的阶段，能在晶片内部检测出的、具有吸收能力的尺寸以上的氧析出物的密度为1×109/cm3以上。根据本发明，其器件制作区即晶片表层的氧化膜耐压特性优良，并且在体层上，在投入器件工序前的阶段高密度存在氧析出物，从而具有优良的IG能力。

Description

退火晶片及退火晶片的制造方法
技术领域
本发明涉及兼备具有优良的氧化膜耐压特性的晶片表层和具有优良的吸收能力(gettering capablity)的体层(bulk layer)的退火晶片(annealedwafer)及退火晶片的制造方法。
背景技术
近年来，随着由半导体电路的高集成化带来的元件的微细化，提高了对成为其基板的、用切克劳斯基法(以下，缩写为CZ法)生长的硅单晶的质量要求。特别是存在恶化称之为FPD、LSTD、COP等的生长过程(Grown-in)缺陷的氧化膜耐压特性或器件特性的、单晶生长起因的缺陷，从而更重视着其密度和尺寸的降低。
如果说明这些缺陷，首先关于决定以下浓度的因子，一般都清楚，其中，这里的浓度是指：称之为进入硅单晶的空隙(Vacancy，以下有时缩写为V)的空穴型点缺陷，和称之为格子间式硅(Interstitial-Si，以下有时缩写为I)的格子间型硅点缺陷的各自的进入的浓度。
在硅单晶中，所谓V区域，是指Vacancy，即因硅原子的不足而产生的如凹部、穴这样的空隙多的区域，所谓I区域，是指因多余存在硅原子而产生的转位或多余的硅原子的块多的区域，另外在V区域和I区域的之间，存在硅原子不多不少的中性(Neutral，以下有时缩写为N)区域。另外，所谓所述生长过程缺陷(FPD、LSTD、COP等)，始终是在V和I过饱和的状态下产生的缺陷，即使原子多少偏离，只要是饱和以下，就能判断为作为缺陷不存在。
该两点缺陷的浓度，由CZ法中的晶体的拉晶速度(生长速度)和晶体中的固液界面附近的温度梯度G的关系决定，在V区域和I区域的边界附近，在从与晶体生长轴垂直的方向的断面看时，确认环状分布(以下，有时称为OSF环)称之为OSF(氧化引起的叠层缺陷，Oxidation InducedStacking Fault)的缺陷。
这些晶体生长起因的缺陷，在用采用通常的晶体中固液界面附近的温度梯度G大的炉内结构(热区：有时称为HZ)的CZ拉晶机，使在晶体轴向的生长速度从高速到低速变化的情况下，能以图9所示的缺陷分布图得到。
另外，如果分类这些起因于晶体生长的缺陷，则例如在生长速度达到0.6mm/min左右以上的比较高速的情况下，在晶体径向的整个区域，高密度存在空穴式的点缺陷集中的、空隙起因的FPD、LSTD、COP等生长过程缺陷，这些缺陷存在的区域称为V区域(图9的线(A))。
此外，生长速度达到0.6mm/min以下时，随着生长速度的降低，OSF环从晶体的周边产生，在该环的外侧，低密度存在认为起因转位环(loop)的L/D(Large Dislocation：格子间型转位环的缩写、LSEPD、LFPD等)的缺陷，且存在这些缺陷的区域称为I区域(有时称为L/D区域)。此外，如果使生长速度降到0.4mm/min左右以下的低速，则OSF环就凝集在晶片的中心、并消除，整个面都成为I区域(图9的线(C))。
此外，近年来，发现在V区域和I区域的中间，在OSF环的外侧，存在称为N区域的，既不存在起因空穴的FPD、LSTD、COP，也不存在起因转位环的LSEPD、LFPD的区域。对该区域已报告如下，即：位于OSF环的外侧，另外，在实施氧析出热处理，用X-ray观察等而确认析出的对比的情况下，是几乎没有氧析出，并且不是能形成LSEPD、LFPD那样富集的、I区域侧。
这些N区域，在普通的方法中，由于在降低生长速度时，与生长轴向倾斜地存在，因此在晶片面内只部分存在(图9的线(B))。关于该N区域，在Voronkov理论(V.V.Voronkov；Journal of Crystal Growth，59(1982)625～643)中，提出由拉晶速度(F)和晶体固液界面轴向温度梯度(G)的比F/G的参数来决定点缺陷的总浓度的方法。如果从此方面考虑，因为在面内拉晶速度理应一定，所以为了在面内G具有分布，例如，在某一拉晶速度下，只能得到在中心用V区域夹持N区域的、在周边成为I区域的晶体。
因此最近，通过改进面内的G的分布，例如在一边慢慢降低拉晶速度一边拉晶只以该斜度存在的N区域时，能够以某一拉晶速度制造N区域向横向全面扩展的晶体。此外，如要向长度方向扩大该整个N区域的结晶，则如果维持该N区域横向扩展时的拉晶速度进行拉晶，就能够在某种程度上实现上述目的。此外，考虑到G随着晶体生长而变化，如果以通过对其进行修正，使F/G始终保持固定的方式，调节拉晶速度，也能够相应地在生长方向扩大全面成为N区域的晶体(例如，特开平8-330316号公报)。
如果再进一步分类该N区域，有与OSF环的外侧邻接的Nv区域(空穴多的区域)和与I区域邻接的Ni区域(格子间硅多的区域)，得知在Nv区域，在热氧化处理时氧析出量大，在Ni区域几乎不析出氧(例如，特开2001-139396号公报)。
可是，如上所述，得知：尽管是整个面为N区域，在进行热氧化处理时不产生OSF环，并且在整个面不存在FPD、L/D的单晶，但有时也明显产生氧化膜缺陷。另外，这也成为使氧化膜耐压特性劣化原因，就因为以往的整个面是N区域，所以还不充分，希望进一步改进。
为此，本发明者们中部分人，利用Cu沉积法，更加详细地研究了N区域，结果发现，在OSF区域的外侧的N区域，在析出热处理后容易产生氧析出的Nv区域的局部上，存在明显产生能用Cu沉积法处理检测的缺陷的区域Dn(图10)，另外，关于弄清这成为使氧化膜耐压特性这样的电特性劣化的原因，研究结果已经公开(特开2002-201093号公报)。
因此，如果在该OSF的外侧的N区域中，将用Cu沉积法检测时没有缺陷区域Dn的区域扩展在晶片整个面上，则能够得到无所述种种生长过程缺陷，同时能够确实提高氧化膜耐压特性等的晶片。
Cu沉积法，是能正确测定半导体晶片的缺陷的位置，提高对半导体晶片的缺陷的检测限度，对更微细的缺陷也能够正确测定、分析的晶片评价方法。
具体的晶片评价方法是：在晶片表面上形成规定厚度的绝缘膜，破坏形成在所述晶片表面附近的缺陷部位上的绝缘膜，而在缺陷位置上析出(沉积)Cu等电解物质。即，Cu沉积法是利用如果在溶解有Cu离子的液体中，对形成在晶片表面上的氧化膜外加电位，则电流就在氧化膜劣化的部位上流动，Cu离子变成Cu析出的评价方法。已知在氧化膜容易劣化的部分上存在COP等缺陷。
Cu沉积的晶片的缺陷部位，能够通过在聚光灯下或直接肉眼分析评价其分布或密度，另外也可以用显微镜观察、透射电子显微镜(TEM)或扫描电子显微镜(SEM)等确认。
以下，解说各用语。
1)FPD(Flow Pattern Defect)，从生长后的硅单晶棒切下晶片，用氟酸和硝酸的混合液刻蚀去除表面的应变层后，通过用K2Cr2O7、氟酸和水的混合液刻蚀(Secco刻蚀)，产生陷坑及波纹模样(流动模样：FlowPattern)。该流动模样称为FPD，晶片面内的FPD密度越高，氧化膜耐压的不良越增加(参照，特开平4-192345号公报)。
2)SEPD(Secco Etch Pit Defect)，在实施与FPD同样的Secco刻蚀时，伴随流动模样的称为FPD，不伴随流动模样的称为SEPD。其中，认为10μm以上的大的SEPD(LSEPD)起因于转位偏聚(cluster)，在器件中存在转位偏聚的情况下，由该转位而使电流漏泄，起不到作为P-N结的作用。
3)LSTD(Laser Scattering Tomography Defect)，从生长后的硅单晶棒切下晶片，用氟酸和硝酸的混合液刻蚀去除表面的应变层后，劈开晶片。利用该劈开面(或晶片表面)射入红外光，通过检测从晶片表面(或劈开面)出射的光，能够检测出基于晶片内的缺陷的散射光。关于此处观察的散射体，在学会等中已有报告，被看作氧析出物(参照，Japanese Journal ofApplied Physics Vol.32，p.3679，1993)。此外，在最近的研究中，还报告了是八面体的空隙(空穴)的研究结果。
4)COP(Crystal Originated Particle)是指，按成为使晶片的中心部的氧化膜耐压劣化的原因的缺陷，在Secco刻蚀中成为FPD的缺陷，在SC-1清洗(利用NH4OH∶H2O2∶H2O＝1∶1∶10的混合液清洗)中，以选择刻蚀液工作，成为COP。该陷坑的直径在1μm以下，用光散射法进行研究。
5)在L/D(Large Dislocation：格子间型转位环的缩写)中，有LSEPD、LFPD等，是认为起因转位环的缺陷。如上所述，LSEPD即使在SEPD中也是10μm以上的大的缺陷。此外，LFPD即使在上述的FPD中也是前端陷坑的尺寸在10μm以上的大的缺陷。认为这些缺陷也起因于转位环。
另外，在利用CZ法生长的硅单晶中，作为杂质主要以1018atoms/cm3的浓度含有格子间氧。该格子间氧，在从晶体生长工序中的固化到室温冷却的热过程(以下，有时简称为结晶热过程。)或半导体元件的制作工序中的热处理工序中，因达到过饱和状态而析出，形成硅氧化物的析出物(以下，有时称为氧析出物或单称为析出物。)。
该氧析出物，作为捕获在器件工序中混入的重金属杂质的位置，有效地工作(Internal Gettering：IG)，能够提高器件特性或成品率。因此，作为硅晶片的质量之一，非常重视IG能力。
氧析出的过程，由析出核形成和其生长过程构成。在通常的As-grown晶片的情况下，在晶体热过程中进行核形成，通过其后的器件工序等的热处理增大生长，能够作为氧析出物检测。从而，在投入器件工序前的阶段存在的氧析出物极少，不具有IG能力。然而，通过经过器件工序，生长成大的氧析出物，从而能够具有IG能力。
另外，随着近年来的器件工序使用的晶片的大口径化，推进低温化短时间化，例如，能够频繁采用一系列的器件工序全部在1000℃以下进行，或者只需要几十秒左右的热处理时间的RTP(Rapid Thermal Processing)。如此的器件工序，由于即使全部的热处理加在一起，有时也只相当1000℃、2小时左右的热处理，因此如以往，不能期待在器件工序中的氧析出物的生长。因此，对于低温化短时间化的器件工序，需要在投入器件工序前的阶段具有优良的IG能力。即，最好高密度形成可在投入器件工序前的阶段检测的大的氧析出物。
另一方面，如果氧析出物存在于晶片表面附近的器件制作区，就会使器件特性劣化。因此，最好在晶片表面附近不存在氧析出物。
此外，在一般的CZ晶片中，存在利用晶体拉晶时的热过程导入的，也就是作为Grown-in缺陷的、因除Grown-in氧析出核之外、原子空穴的凝集而形成的空隙(空洞)缺陷。在该空隙在镜面研磨的晶片的表面露出时，成为称之为COP的表面陷坑。已知，如果在器件制作区也存在该COP及空隙，会劣化器件特性，特别是劣化重要的特性即氧化膜耐压特性。因此，在晶片表层的器件制作区(通常从表面往里几μm左右)，与氧析出物同样，最好也不存在COP及空隙。
为使晶片表层的COP及空隙消除，有时在氢气或氩气等惰性气体气体氛围下实施1200℃左右的高温处理。此外，在此种情况下，也优选附加IG能力。因此，作为同时实现使COP及表层附近的空隙消除和在内部形成氧析出物的方法，有在晶体生长时添加氮的方法(例如，特开平11-322490号公报、特开平11-322491号公报、特开2000-211995号公报等)。
在添加氮的晶片中，通过减小空隙的尺寸，容易在晶片表面附近通过高温热处理使消除间隙，此外，通过增大用晶体热过程形成的Grown-in析出核，在体(bulk)中，形成即使在高温热处理中也不消除，反而生长的氧析出物，从而能够附加IG能力。
然而，即使采用添加氮的晶片，要使表层的空隙消除，也需要1200℃左右的高温热处理，因情况的不同，会有残存不能检测程度的小的空隙的顾虑。此外，大的Grown-in析出核，因热稳定，有在晶片表层也难消除，残留在表层的顾虑。如果这些缺陷残留在表层内，存在器件特性劣化的问题。
另外，在晶体生长时添加氮，使晶体制造工序复杂，同时氮浓度的管理等也麻烦。
发明内容
本发明鉴于以上的事实而提出的，其目的在于，提供一种作为器件制作区的晶片表层的、氧化膜耐压特性优良，并且在体层中当在投入器件工序前的阶段能高密度存在氧析出物，使其具有优良的IG能力的退火晶片及退火晶片的制造方法。
为解决上述问题，本发明的退火晶片，是对由用切克劳斯基法生长的硅单晶制作的硅晶片实施了热处理的退火晶片，其特征是：从晶片表面到至少深5μm的区域的氧化膜耐压特性的良品率在95％以上，并且在投入器件工序前的阶段，能在晶片内部检测出的、具有吸收能力的尺寸以上的氧析出物的密度为1×109/cm3以上。
此处，所谓的本发明的氧化膜耐压特性，是TZDB(Time Zero DielectricBreakdown)特性，所谓的良品率，是将判定电流设定为1mA/cm2时绝缘破坏电场达到8MV/cm以上的特性的比例。
如此，不仅是晶片表面，而且是从晶片表面到至少深5μm的区域，都形成氧化膜耐压特性优良的无缺陷层，所以即使在直到深的区域使用的器件中，也不会使其特性劣化。
作为检测晶片表层的缺陷的简便方法，有离子计数器或选择刻蚀法。但是，即使在利用这些方法不能检测出的情况下，也存在检测下限以下的小尺寸的缺陷，有时也使氧化膜耐压特性劣化。因此，具有氧化膜耐压特性优良的特征，极为重要。作为良品率，当然优选是100％。
此外，在投入器件工序前的阶段，如果可在去除上述无缺陷层的晶片内部检测出的氧析出物的密度在1×109/cm3以上，则即使在近年来的低温化短时间化的器件工序中，氧析出物也从器件工序的初期阶段开始就作为吸收部位工作，能够发挥足够的吸收能力。如果考虑到晶片的机械强度，优选氧析出物的密度设定在1×1013/cm3以下。
此处，具有IG能力的氧析出物的尺寸，以能够实验检测的氧析出物的尺寸(直径30～40nm的范围)为基准。一般，由于认为实验不能检测的尺寸的氧析出物，也具有IG能力，因此只要是实验能检测的尺寸，就能够判断具有足够的IG能力。因此，作为具有吸收能力的尺寸，优选直径大约在40nm以上。如此的氧析出物，例如，能够用光散射法之一的红外散射X射线断层照相法检测。
另外，作为本发明的退火晶片的原料实施热处理的硅晶片，优选是，所述硅晶片是由硅单晶制造，其中，所述硅单晶是在满足以下情况的条件下生长而成的，所述情况是：在生长所述硅单晶时，在对晶片整个面实施了热氧化处理时以环状产生的OSF的外侧的N区域中，不存在能用Cu沉积法检测出的缺陷区域。
在Cu沉积法中，能够高灵敏度检测COP及空隙(Void)。因此，可以判断在不存在能用Cu沉积法检测的缺陷区域的硅晶片中，不存在空隙。在对如此的不存在能用Cu沉积法检测的缺陷区域的硅晶片实施了热处理的退火晶片中，除不存在能用Cu沉积法检测的缺陷外，由于实施了退火，因此晶片表层的氧化膜耐压特性更优良。
另外，作为本发明的退火晶片的原料实施热处理的硅晶片，优选是，所述硅晶片，是由在生长用于制造硅晶片的硅单晶时以不添加氮的情况下生长的硅单晶而制造。
由于不添加氮，不存在热稳定好的Grown-in析出核(例如，直径40nm以上)，因此不用担心在热处理(退火)后在表层会残留该Grown-in析出核。此外，由于不需要添加氮，因此具有晶体生长工序不复杂且管理等也容易等优点。
此外，作为成为本发明的退火晶片的原料实施热处理的硅晶片，也能够采用：由在硅单晶的生长时在抑制空隙缺陷的发生的条件下拉晶成的硅单晶而制造的、几乎不存在COP及空隙的低缺陷晶片。
此处，上述低缺陷晶片，例如，如特开平11-147786号公报及特开平11-157996号公报等所记载，是能够采用通过控制晶体的拉晶速度F和拉晶晶体中的固液界面附近的温度梯度G的比F/G来进行拉晶的公知技术的、整个面由N区域构成的硅晶片。
本发明的退火晶片的制造方法的第1方式，其特征是：在用切克劳斯基法生长硅单晶的情况下，在逐渐降低拉晶中的硅单晶的生长速度时，将生长速度控制在OSF环消除后残存的能用Cu沉积法检测的缺陷区域消除的边界的生长速度、和在再次逐渐降低生长速度时产生格子间型转位环的边界的生长速度之间的生长速度，进行晶体的生长，将由此得到的硅单晶加工成硅晶片，对具有在该硅单晶的生长工序中形成的Grown-in析出核的硅晶片，在500℃～700℃范围内的温度T4℃下保温规定时间t1，然后以5℃/分钟以下的升温速度，升温到1000℃～1230℃范围内的温度T5℃，并在该温度T5℃下保温规定时间t2，由此，将所述Grown-in析出核生长为具有吸收能力的尺寸以上的氧析出物的同时，使所述硅晶片表面附近的氧向外扩散。
如此，通过从低温(T4℃)到高温(T5℃)，以5℃/分钟以下的升温速度缓慢升温，在高温下保温规定时间，能够在不使体中的Grown-in析出核消除的情况下，有效地使其生长到具有吸收能力的尺寸以上。此外，与此同时，通过使硅晶片表面附近的氧向外扩散，由于能够使氧析出核消除，因此能够在晶片表面附近形成无氧析出物的DZ层。而且，形成不存在能用Cu沉积法检测的缺陷的高质量的DZ层。即，如果采用本发明的退火晶片的制造方法的第1方式，只用简便的1个工序的热处理，就能够形成高质量的DZ-IG结构。
此处，如上所述，具有IG能力的氧析出物的尺寸，以能够实验检测的氧析出物的尺寸(直径30～40nm的范围)为基准。因此，作为具有IG能力的尺寸，优选直径大约在40nm以上。此外，氧析出物尺寸的上限不限定，但由于要增大生长需要长时间的热处理，因此优选设定在直径100nm以下。
如果所述高温T5℃大约低于1000℃，就延长生长成大的氧析出物所用的时间，延长整体的工序时间。T5℃越高，越缩短生长成大的氧析出物所用的时间，能够缩短整体的工序时间，但是由于在超过大约1230℃的高温下，来自热处理炉的金属污染显著，所以优选设定在1230℃以下。
所述温度T4℃越低析出物密度越高，但由于工序时间延长，因此优选设定在大约500℃以上。此外，如果是超过大约700℃的温度，有时就不能充分得到析出物密度。同样，升温速度R℃/分钟越低析出物密度越高，但如果过低，由于工序时间延长，因此优选大约1℃/分钟以上。如果升温速度R℃/分钟达到超过大约5℃/分钟，则不能生长Grown-in析出核而被消除的比例增大，有时不能充分得到析出物密度。
通过将从所述T4℃到T5℃的升温速度R℃/分钟设定在5℃/分钟以下，能够在尽量不消除Grown-in析出核的情况下，使其有效地生长。即，由于使在晶体生长工序形成的已有的Grown-in析出核生长，因此即使去掉重新形成氧析出核的热处理工序，也能够充分提高析出物密度，而且，能够缩短整体的工序时间。
此外，在本发明的退火晶片的制造方法的第1方式中，在从所述T4℃升温到T8℃之前，在T4℃的保温时间t1也可以是0分钟，但更优选设定在15分钟以上。由此，更难消除Grown-in析出核，而且除Grown-in析出核外，还能够生成新的氧析出核，能够形成更高密度的氧析出核。此外，由于如果延长保温时间t1，就会延长工序时间，因此优选设定在大约60分钟以下。
此外，所述温度T4℃越低，另外在T4℃的保温时间t1越长，另外升温速度越慢，越在升温工序中形成新的析出核，析出物的密度越高。
在所述温度T5℃的保温时间t2，为了确实使Grown-in析出核生长到具有吸收能力的尺寸，此外，为了形成具有足够宽度的DZ层，优选大约在30分钟以上。保温时间t2越长，体中的氧析出物的尺寸越增大，从而能够扩大表面附近的DZ宽度，但由于工序时间延长，因此优选设定在大约4小时以下，更优选设定在大约2小时以下。另一方面，如果保温时间t2小于大约30分钟，因时间的微小偏差，就有可能得不到所要求尺寸的氧析出物或DZ宽度。
为充分得到本发明的退火晶片的制造方法的第1方式的效果，热处理的硅晶片的氧浓度最好在大约14ppma以上。如果氧浓度高，能够提高析出物密度，能够附加更优良的IG能力。此外，由于氧浓度越高，析出物的生长速度越快，所以缩短整体的工序时间。但是，即使在氧浓度低的情况下，例如通过降低升温工序的升温开始温度T4℃，或延长T5℃的保温时间，也能够得到本发明的退火晶片的制造方法的第1方式的效果。因此，在本发明的退火晶片的制造方法的第1方式中，不限定氧浓度的上限，但如果考虑到硅单晶制造的容易性，优选设定在大约23ppma以下。更优选的氧浓度的范围是14～17ppma。
此外，如果采用本发明的退火晶片的制造方法的第1方式，能够得到抑制由器件工序中的热应力形成的滑移(slip)转位的发生的效果。已知构成滑移的转位被氧析出物阻塞。因此，如果利用本发明的退火晶片的制造方法的第1方式，高密度形成具有某种程度的大尺寸的氧析出物，就能够提高阻塞转位的概率，抑制滑移转位的发生。即，本发明的退火晶片的制造方法的第1方式，能够特别适合用于因热处理容易产生滑移转位的直径300mm以上的大口径的晶片。为了抑制滑移转位的发生，优选将所述温度T5℃设定在1200℃以下，更优选设定在大约1150℃以下。
此外，如果利用本发明的退火晶片的制造方法的第1方式，能够在不实施1200℃左右的高温热处理的情况下，不仅是氧析出物，还几乎不存在COP及空隙的极高质量的DZ-IG结构。此点，从抑制滑移的发生的观点看，对于成为今后主流的300mm晶片特别有效。
本发明的退火晶片的制造方法的第2方式，一种退火晶片的制造方法，在用切克劳斯基法生长硅单晶的情况下，在逐渐降低拉晶中的硅单晶的生长速度时，将生长速度控制在OSF环消除后残存的能用Cu沉积法检测的缺陷区域消除的边界的生长速度、和在再次逐渐降低生长速度时产生格子间型转移环的边界的生长速度之间的生长速度，进行晶体的生长，将由此得到的硅单晶加工成硅晶片，且为对具有在该硅单晶的生长工序中形成的Grown-in析出核的硅晶片附加吸收能力，对该硅晶片实施热处理的退火晶片的制造方法，其特征是：具有使所述Grown-in析出核生长的升温工序A1、升温到更高的保温温度的升温工序B1、使所述Grown-in析出核生长成具有吸收能力的尺寸以上的氧析出物的同时，使所述硅晶片表面附近的氧向外扩散的等温保温工序C1等至少3个工序。其中，更优选的方式是：连续进行所述升温工序A1、升温工序B1及等温保温工序C1。
在本发明的退火晶片的制造方法的第2方式中，上述升温工序A1是从T6℃到T7℃以R3℃/分钟的速度升温的工序，优选T6℃为700℃以下，T7℃为800℃～1000℃，R3℃/分钟在3℃/分钟以下。
T6℃越低，越能够通过提高Grown-in析出核的密度来提高析出物密度，但由于生长Grown-in析出核所需的必要工序时间延长，因此优选设定在大约500℃以上。此外，如果是超过大约700℃的温度，则有时就不能充分得到析出物密度。
如果T7℃低于800℃，则不能在所述升温工序A1充分生长Grown-in析出核，在其后的升温工序B1中消除的比例增大，有时不能充分得到析出物密度。如果是T7℃超过1000℃的温度，则表面附近的Grown-in析出核也增大生长，即使经过其后的升温工序B1及等温保温工序C1，也残存在表面附近，有时DZ层中的析出物密度增加。
此外，由于R3℃/分钟的速度越低，越能够通过提高不消除Grown-in析出核地生长的比例来提高析出物密度，因此为得到足够的析出物密度，优选3℃/分钟以下，但如果速度过低，由于工序时间延长，效率低，因此优选设定0.5℃/分钟以上。
通过该升温工序A1，能够在尽量不消除Grown-in析出核的情况下，使其有效地生长。即，由于使在晶体生长工序形成的已有的Grown-in析出核生长，因此即使去掉重新形成氧析出核的热处理工序，也能够充分提高析出物密度，而且，能够缩短整体的工序时间。
此外，在从所述升温工序A1的T6℃升温到T7℃之前，在T6℃的保温时间t3也可以是0分钟，但更优选设定在30分钟以上。由此，更难消除Grown-in析出核，而且除Grown-in析出核外，还能够生成新的氧析出核，能够形成更高密度的氧析出核。此外，由于如果延长保温时间t3，就会延长工序时间，因此优选设定在大约4小时以下。
上述升温工序B1是从T7℃到T8℃以R4℃/分钟的速度升温的工序，优选T7℃为800℃～1000℃，T8℃为1050℃～1230℃，R4℃/分钟在5℃/分钟以上。在该升温工序B1中，通过以单一时间升温到高温，能够抑制表面附近的氧析出物的生长，在其后的等温保温工序C1中，能够容易消除表面附近的氧析出物。
通过将T8℃设定在1050℃以上，通过有效率地使体中的氧析出物生长到足够大的尺寸的同时使表面附近的氧向外扩散，能够使表面附近的氧析出物消除。此外，T8℃越高，体中的析出物越增大，并且DZ宽度越大，但是由于在超过大约1230℃的高温下，来自热处理炉的金属污染显著，所以优选设定在1230℃以下。
如果R4℃/分钟低于5℃/分钟，则表面附近的氧析出物的增大生长，难在其后的等温保温工序C1中消除。但是，由于如果R4℃/分钟的速度过高，体中的氧析出物消除的比例提高，析出物密度降低，因此最好设定10℃/分钟以上。
所述等温保温工序C1是在T8℃保温t4时间的工序，优选T8℃为1050℃～1230℃，t4时间为30分钟以上。通过该等温保温工序C1，能够使在其前面的升温工序A1及升温工序B1中生长的微小氧析出物，在体中生长成具有IG能力的大的氧析出物，能够使其在表面附近消除。此外，由于在原料晶片上不存在能用Cu沉积法检测的缺陷，因此在热处理后当然不会存在。从而，能够形成兼备具有无缺陷的DZ层和具有优良的IG能力的IG层的高质量的DZ-IG结构。
在所述T8℃的保温时间t4越长，体中的氧析出物的尺寸越增大，并且DZ宽度越大，但由于工序时间延长，因此优选设定在大约4小时以下。另一方面，如果保温时间t4小于大约30分钟，因时间的微小偏差，就有可能得不到所要求尺寸的氧析出物或DZ宽度。
此外，通过变化保温温度T8℃或保温时间t4，能够容易变化氧析出物的尺寸或DZ宽度。认为越增大氧析出物的尺寸，IG能力越增加，但是工序时间延长。因此，对于有效率地得到所需氧析出物的尺寸或DZ宽度来说，能够容易变化氧析出物的尺寸或DZ宽度的效果也很重要。
也能够在升温工序A1和升温工序B1的之间及升温工序B1和等温保温工序C1的之间，将晶片取出炉外，但是通过连续进行上述3工序，能够缩短整体的工序时间。
在所述等温保温工序C1后，在将晶片取出到热处理炉外时的热处理炉内温度或降到该温度的降温速度不限定，但最好以不发生由热应力形成的滑移的方式决定。例如，在将热处理炉内温度从T8℃以3℃/分钟降温到700℃后，能够将晶片取出到热处理炉外。
为充分得到本发明的退火晶片的制造方法的第2方式的效果，热处理的硅晶片的氧浓度最好在14～17ppma。如果氧浓度高，析出物密度就提高，能够附加更优良的IG能力，但如果氧浓度过高，难于消除表面附近的析出物。此外，如果氧浓度降低，就降低在硅单晶的生长工序中形成的Grown-in析出核的密度，从而降低析出物密度。但是，即使在氧浓度低的情况下，例如通过降低升温工序A1的升温开始温度T6℃，或使R3℃/分钟低速，也能够得到本发明的硅晶片的制造方法的第2方式的效果。
此外，如果采用本发明的硅晶片的制造方法的第2方式，能够得到抑制由器件工序中的热应力形成的滑移转位的发生的效果。已知构成滑移的转位被氧析出物阻塞。因此，如果利用本发明的退火晶片的制造方法的第2方式，高密度形成具有大尺寸的氧析出物，就能够提高阻塞转位的概率，抑制滑移转位的发生。即，本发明的退火晶片的制造方法的第2方式，能够特别适合用于因热处理容易产生滑移转位的直径300mm以上的大口径的晶片。
为了抑制滑移转位的发生，优选将所述温度T8℃设定在1200℃以下，更优选设定在大约1150℃以下。
此外，如果采用本发明的硅晶片的制造方法的第2方式，能够形成不仅是氧析出物，而且也几乎不存在COP及空隙的极高质量的DZ-IG结构。此点，从抑制滑移的发生的观点看，对于成为今后主流的300mm晶片特别有效。
通过如此的热处理，能够得到足够深度的无缺陷层(无空隙且无氧析出物)，同时无论在Nv区域，还是在难形成氧析出的Ni区域，都能够在上述热处理后不追加特别的热处理的情况下(即，在投入器件工序前的阶段)，充分得到可在晶片内部检测到的具有吸收能力的尺寸以上的氧析出物。
本发明方法所用的硅晶片，是利用上述的特开2002-201093号公报公开的单晶生长方法中的1种方法，即在用切克劳斯基法生长硅单晶的情况下，在逐渐降低拉晶中的硅单晶的生长速度时，将生长速度控制在OSF环消除后残存的能用Cu沉积法检测的缺陷区域消除的边界的生长速度、和在再次逐渐降低生长速度时产生格子间型转位环的边界的生长速度之间的生长速度，进行晶体的生长，通过将由此得到的硅单晶加工成硅晶片而得到的硅晶片。
从利用该方法生长的单晶棒切下的晶片，是在对晶片整个面进行热氧化处理时以环状产生的OSF的外侧的N区域中完全不存在能用Cu沉积法检测的缺陷区域的无缺陷硅单晶晶片。
附图说明
图1是表示本发明的硅晶片的制造方法的第1方式的一例工序顺序的流程图。
图2是模式表示图1的工序顺序的主要步骤的说明图。
图3是表示本发明的硅晶片的制造方法的第2方式的1例工序顺序的流程图。
图4是模式表示图3的工序顺序的主要步骤的说明图。
图5是表示在本发明方法的单晶拉晶工序中采用的1例单晶拉晶装置的概略说明图。
图6是表示在本发明方法的单晶拉晶工序中采用的另1例单晶拉晶装置的概略说明图。
图7是表示从实施例1中的退火晶片的表面的深度和TZDB良品率的关系的曲线图。
图8是表示从比较例1中的退火晶片的表面的深度和TZDB良品率的关系的曲线图。
图9是表示单晶生长速度和结晶缺陷分布的关系的1例说明图。
图10是表示单晶生长速度和结晶缺陷分布的关系的另1例说明图。
具体方式
以下，参照附图详细说明本发明的方式，但图示例是举例所示的例子，当然能够在不脱离本发明的技术思想的范围内，进行多种变更。
本发明的退火晶片，是对从用切克劳斯基法生长的硅单晶制造的硅晶片，实施了热处理的退火晶片，其特征是，从晶片表面到至少深5μm的区域的氧化膜耐压特性的良品率在95％以上，并且在投入器件工序前的阶段，能在晶片内部检测出的具有吸收能力的尺寸以上的氧析出物的密度在1×109/cm3以上。
作为上述硅晶片，从在生长上述硅单晶时，优选由在满足以下情况的条件下生长的硅单晶而制造，其中，要满足的情况是：在对晶片整个面进行热氧化处理时环状产生的OSF的外侧的N区域中，不存在能用Cu沉积法检测的缺陷区域。该硅晶片，可通过后述的本发明方法所用的单晶生长方法制造。
此外，作为上述硅晶片，也能够采用由在生长上述硅单晶时在抑制空隙的发生的条件下拉出的硅单晶制造的、几乎不存在COP及空隙(Void)的低缺陷晶片(即，整个面由N区域构成的晶片)。该低缺陷晶片，例如，如特开平11-147786号公报及特开平11-157996号公报等所记载，能够采用通过控制结晶的拉晶速度F和拉晶中的固液界面附近的温度梯度G的比F/G进行拉晶的已知技术而得到。
下面，说明本发明的退火晶片的制造方法。图1是表示本发明的硅晶片的制造方法的第1方式的一例工序顺序的流程图，图2是模式表示图1的工序顺序的主要步骤的说明图。如图1所示，首先准备成为实施热处理的对象的具有Grown-in析出核的晶片(工序200)。
所述晶片，优选是，在晶片整个面被进行热氧化处理时环状产生OSF的区域的外侧的N区域中，不存在能用Cu沉积法检测的缺陷区域的硅晶片。即，采用以下硅晶片：在利用切克劳斯基法生长硅单晶的情况下，在逐渐降低拉晶中的硅单晶的生长速度时，将生长速度控制在OSF环消除后残存的能用Cu沉积法检测的缺陷区域消除的边界的生长速度、和在再次逐渐降低生长速度时产生格子间型转位环的边界的生长速度之间的生长速度之间，生长晶体，并通过将由此得到的硅单晶加工成硅晶片而得到的硅晶片。
下面，通过图5及图6说明用于拉提上述硅单晶的装置的构成例。如图5所示，该单晶拉晶装置30具备以下部分构成：拉晶室31、设在拉晶室3 1中的坩埚32、配置在坩埚32周围的加热器34、使坩埚32旋转的坩埚保持轴33及其旋转机构(未图示)、保持硅的种晶的籽晶夹6、拉提籽晶夹6的丝7、旋转或卷取丝7的卷取机构(未图示)。关于坩埚32，在收容其内侧的硅熔液2的一侧设置石英坩埚，在其外侧设置石墨坩埚。此外，在加热器34的外侧周围配设隔热材料35。
此外，为了设定上述单晶生长方法的生长条件，设置环状的石墨筒(隔热板)9。此外，如图6所示，在晶体的固液界面4的外周设置环状的外侧隔热材料10。该外侧隔热材料10，以2～20cm的间隔设置在其下端和硅熔液2的液面3的之间。另外，也有时设置通过吹入冷气，或遮挡辐射热冷却单晶的筒状的冷却装置。另外在最近也多采用通过在拉晶室3 1的水平方向的外侧，设置未图示的磁铁，对硅熔液2外加水平方向或垂直方向等的磁场，来抑制熔液的对流，谋求单晶的稳定生长的所谓MCZ法。另外，在图5及图6中，4是表示硅单晶和硅熔液的边界的固液界面。
下面，说明利用上述单晶拉晶装置30的单晶生长方法。首先，在坩埚32内，将硅的高纯度多晶原料加热到熔点(大约1420℃)以上，熔化。然后，通过卷取丝7使种晶的前端接触或浸渍在熔液2表面的大致中心部。其后，通过使坩埚保持轴33向适宜的方向旋转，同时一边使丝7旋转一边卷取，拉提种晶，由此开始单晶的生长。以后，通过适当调节拉晶速度和温度，能够得到大致圆柱状的单晶棒1。
在此种情况下，特别重要的是，如图5或图6所示，在拉晶室31的液面上的单晶棒1中的液状部分的外周空间，以能够控制从液面附近的晶体的熔点到1400℃的温度区的方式，设置环状的石墨筒(隔热板)9或外侧隔热材料10。
即，为控制炉内温度，例如，如图6所示，只要在拉晶室31内设置外侧隔热材料10，以2～20cm设定该下端和硅熔液的间隔就可以。如果如此，能够减小晶体中心部分的温度梯度Gc[℃/cm]和晶体周边部分的温度梯度Ge的差，例如也能够以晶体周边部分的温度梯度低于晶体中心的方式，控制炉内温度。该外侧隔热材料10位于石墨筒12的外侧，还在石墨筒12的内侧设置隔热筒11。此外，石墨筒12的上面与金属筒连接，在其上面有冷却筒14，流动冷却剂，进行强制冷却。
将如此得到的硅单晶进行切片而得到的硅单晶晶片，是在对晶片进行热氧化处理时，在环状产生的OSF的区域的外侧的N区域中，不存在能用Cu沉积法检测的缺陷区域的无缺陷晶片。如果是如此的晶片，在热处理后，晶片表层的氧化膜耐压特性更好。
此外，所述晶片，优选在晶体生长工序中不添加氮。由此，由于降低热处理后在晶片表层残存氧析出物的可能性，此外不需要添加氮，所以晶体制造工序不复杂，管理等也容易。
将用上述方法制造的晶片插入热处理炉内(工序202)。该热处理炉维持在T4℃(500℃～700℃)，在进行下一升温工序之前，插入的晶片在T4℃保温规定时间(t1时间)，优选保温15分钟以上(升温前保温工序：工序204)。
然后，如图2所示，以5℃/分钟以下的升温速度R℃/分钟，将炉内温度从T4℃升温到1000℃～1230℃的之间规定温度T5℃(升温工序：工序206)。在该升温工序(工序206)中，能够不使高密度的Grown-in析出核消除地、使其有效地生长。
在与器件工序的污染程度对照地变化氧析出物的密度时，例如，通过将T5℃设定为1100℃，升温速度R℃/分钟固定在大约3℃/分钟，变化T4℃，就能够容易变化密度。
然后，在T5℃保温规定时间(t2时间)(升温后保温工序：工序208)。此处，优选将保温时间设定在大约30分钟以上。在该升温后保温工序(工序208)中，能够使在其前面的升温工序(工序206)中生长的体中的微小的氧析出物，生长成具有所要求的尺寸即直径30nm～40nm的范围、优选大约50nm以上的尺寸的氧析出物，同时通过向外扩散表面附近的氧，能够使氧析出物消除，从而能够形成无氧析出物的DZ层。
如此，在T5℃的升温后保温工序(工序208)，其目的是使在升温工序(工序206)中生长的体中的微小的氧析出物进一步生长，以及向外扩散表面附近的氧。因此，只要能够达到该目的，不局限于只在一定温度下保温，也能够在伴随若干温度变化(升温、降温)等的工序中变化。另外，通过变化升温后保温工序(工序208)中的T5℃及保温时间t2，能够容易变化氧析出物的尺寸。
在上述热处理后，例如，在以2℃/分钟的速度，将热处理炉内温度从T5℃降温到700℃(降温工序：工序210)后，将晶片取出到热处理炉外(工序212)。另外，关于上述降温速度及降温后达到的温度，不特别限定。
上述热处理的气体氛围不限定。例如，有氧气体氛围、氧和氮的混合气体氛围、氩气体氛围、氢气体氛围等。在是氩气或氢气的非氧化气体氛围时，由于不在晶片表面上形成氧化膜，因此与采用氧化性气体氛围时相比，能够促进氧的向外扩散，因此更优选。
为充分得到本发明的热处理方法的效果，热处理的硅晶片的氧浓度最好在14～17ppma。如果氧浓度高，析出物密度就提高，能够附加更优良的IG能力。此外，由于氧浓度越高，析出物的生长速度越快，因此能够缩短整体的工序时间。
图3是表示本发明的硅晶片的制造方法的第2方式的一例工序顺序的流程图，图4是模式表示图3的工序顺序的主要步骤的说明图。本发明的硅晶片的制造方法的第2方式，如图3及图4所示，将使在硅单晶的生长工序中形成的Grown-in析出核生长的升温工序A1(工序304)、更效率地升温到更高的保温温度的升温工序B1(工序306)、使所述Grown-in析出核生长成具有吸收能力的尺寸以上的氧析出物，同时使所述硅晶片表面附近的氧向外扩散的等温保温工序C1(工序308)等3个工序作为必需的工序。另外，在图3及图4中，作为优选的例子，表示连续进行上述升温工序A1(工序304)、升温工序B1(工序306)及等温保温工序C1(工序308)。
如图3所示，首先准备成为实施热处理的对象的具有Grown-in析出核的晶片(工序300)。作为该晶片，同样采用在前面所述的本发明的硅晶片的制造方法的第1方式中所用的硅晶片。将该晶片插入保温在T6℃热处理炉内(工序302)。此处，优选将T6℃设定在700℃以下。
然后，如图4所示，以R3℃/分钟的速度，将炉内温度从T6℃升温到T7℃(升温工序A1：工序304)。此处，优选将T7℃设定为800℃～1000℃，将R3℃/分钟设定为3℃/分钟以下。此外，在从升温工序A1(工序304)的T6℃升温到T7℃之前，在T6℃的保温时间t3也可以是0分钟，但优选设定在30分钟以上。在该升温工序A1(工序304)中，能够不使高密度的Grown-in析出核消除地、使其有效率地生长。
然后，以R4℃/分钟的速度，将炉内温度从T7℃升温到T8℃(升温工序B1：工序306)。此处，优选将T8℃设定为1050℃～1230℃，将R4℃/分钟设定为5℃/分钟以下。在升温工序B1(工序306)中，通过在短时间内升温到更高的保持温度，能够避免析出物生长到所需以上，能够容易消除表面附近的析出物。
然后，在T8℃保温t4时间(等温保温工序C1：工序308)。此处，优选T8℃为1050℃～1230℃，t4时间为大约30分钟以上。在该等温保温工序C1(工序308)中，通过使在其前面的升温工序(工序304及306)中生长的微小氧析出物，在体中生长成具有所希望的尺寸即直径大约40nm以上、优选大约50nm以上的尺寸的氧析出物，同时能够使表面附近的氧向外扩散，从而能够使氧析出物消除，且能够形成无氧析出物的DZ层。
在此种情况下，由于能够更完全地使表面附近的氧析出物消除，因此能够有效率地得到极高质量的DZ层。
如此，在T8℃的等温保温工序C1(工序308)，其目的是使在升温工序(工序304及306)中生长的体中的微小的氧析出物进一步生长，以及向外扩散表面附近的氧。因此，只要能够达到该目的，不局限于只在一定温度下保温，也能够在伴随若干温度变化(升温、降温)等的工序中变化。另外，通过变化等温保温工序C1(工序308)中的T8℃及保温时间t4，能够容易变化氧析出物的尺寸或DZ宽度。
在上述热处理后，例如，在以3℃/分钟的速度，将热处理炉内温度从T8℃降温到700℃(降温工序D1：工序310)后，将晶片取出到热处理炉外(工序312)。另外，关于上述降温速度及降温后达到的温度，不特别限定。
上述热处理的气体氛围不限定。例如，有氧气体氛围、氧和氮的混合气体氛围、氩气体氛围、氢气体氛围等。在是氩气或氢气的非氧化气体氛围时，由于不在晶片表面上形成氧化膜，因此与采用氧化性气体氛围时相比，能够进一步促进氧的向外扩散，因此更优选。
为充分得到本发明的退火晶片的制造方法的第2方式的效果，热处理的硅晶片的氧浓度最好在14～17ppma。如果氧浓度高，析出物密度就增大，能够附加更优良的IG能力，但如果氧浓度过高，表面附近的析出物就难消除。此外，如果氧浓度降低，则在硅单晶的生长工序形成的Grown-in析出核的密度就降低，从而降低析出物的密度。但是，即使在氧浓度低的情况下，例如通过降低升温工序A1的升温开始温度T6℃，或降低R3℃/分钟的速度，也能够得到本发明的退火晶片的制造方法的第2方式的效果。
实施例
以下，通过列举实施例更具体地说明本发明，当然不应在举例所示的范围内局限地解释这些实施例。
(实施例1)
利用切克劳斯基法，通过在图10(特开2002-201093号公报)的(Nv-Dn)+Ni的区域(在逐渐降低拉晶中的硅单晶的生长速度时，将生长速度控制在，OSF环消除后残存的能用Cu沉积法检测的缺陷区域(Dn)被消除的边界的生长速度、和在再次逐渐降低生长速度时产生格子间型转位环的边界(N区域和I区域的边界)的生长速度之间的生长速度的条件下)拉晶，在抑制空隙发生的条件下拉出硅单晶，从该硅单晶上制作镜面研磨的硅晶片，完成准备。
在晶体生长时，不添加氮。直径为8英寸、结晶方位为<100>、电阻率为大约10Ω·cm(添加硼)。准备氧浓度不同的2种晶片，该氧浓度大约在15及17ppma(JEIDA Scale)。其中，JEIDA是日本电子工业振兴协会(现在改为JEITA：日本电子信息技术产业协会。)的简称。在利用Cu沉积法评价该晶片时，未检测出缺陷。
然后，对该晶片，在氩气气氛下实施热处理。即，在700℃的热处理炉内插入晶片，在保温30分钟后，以3℃/分钟的速度升温到900℃，再以5℃/分钟的速度升温到1150℃，在1150℃保温4小时。在保温后，以3℃/分钟的速度降温到700℃，将晶片取出到热处理炉外。
在热处理后的晶片(退火晶片)上，利用机械式化学式研磨，从表面研磨加工到大约3～13μm的深度，测定各深度下的氧化膜耐压特性[TZDB(Time Zero Dielectric Breakdown)良品率]。在测定TZDB良品率时，在晶片表面形成膜厚大约25nm的热氧化膜，在其上面制作添加磷的多晶硅电极(电极面积：8mm2)。另外，判定电流值设定为1mA/cm2，将绝缘破坏电场在8MV/cm以上的作为良品，通过测定晶片面内的100个点，算出了良品率。其结果示于图7。
由图7可以看出，无论在哪种氧浓度下，至少深度大约5μm为止的良品率大致接近100％，即使在深度大约到6～7μm的区域也在95％以上。
另外，对热处理后的晶片，在不追加其它热处理的情况下，利用红外散射层析X射线照相法(Tomography)测定晶片内部的氧析出物密度。如果利用该红外散射层析X射线照相法，则能够检测到具有直径40nm以上的尺寸的氧析出物。结果表明，在氧浓度在大约15ppma时为达到5×109/cm3、且大约17ppma时为达到9×109/cm3，即使不经器件工序，也能够检测高密度的氧析出物。
(实施例2)
对按与实施例1相同的条件制作的硅镜面晶片，在氩气气氛下实施热处理。即，在700℃保温1小时，然后以3℃/分钟的速度升温到900℃，再以5℃/分钟的速度从900℃升温到1200℃，在1200℃保温1小时。在保温后，以3℃/分钟的速度将热处理炉内温度降温到700℃，将晶片取出到热处理炉外。
在热处理后的晶片(退火晶片)上，按与实施例1相同的条件，测定TZDB良品率及氧析出物密度。结果表明，无论在哪种氧浓度时，都与实施例1同样，即，至少深度到5μm为止的良品率大致接近100％，即使在深度大约到6～7μm的区域也是95％以上。此外，关于氧析出物密度，了解到：在氧浓度大约在15ppma时为大约达到4×109/cm3，大约在17ppma时为大约达到8×109/cm3，且不经器件工序也能够检测高密度的氧析出物。
(比较例1)
以比实施例1时稍快的速度拉晶硅单晶，从该硅单晶上制作镜面研磨的硅晶片，做好准备。在晶体生长时，不添加氮。直径为8英寸、面方位为<100>、电阻率为大约10Ω·cm(添加硼)。氧浓度大约在15ppma。在利用Cu沉积法评价该晶片时，检测出缺陷。
然后，对该晶片，按与实施例1相同的条件，实施热处理，进行相同的评价。图8表示TZDB良品率。从该结果得知，深度到大约6μm的良品率大致接近90％，虽是高水平，但如果与实施例1时(图7)相比，还是逊色。晶片内部的氧析出物密度大约在5×109/cm3，为与实施例1相同的水平。
如上所述，在对不存在能利用Cu沉积法检测的缺陷区域的硅晶片实施热处理的情况下，从表面至少到深5μm的区域的氧化膜耐压特性的良品率在95％以上，并且，在投入器件工序前的阶段，可在晶片内部检测的缺陷密度为1×109/cm3以上。即，形成了兼备具有优良的氧化膜耐压特性的晶片表层和具有优良吸收能力的体层的退火晶片。
如上所述，如果采用本发明，能够提供一种退火晶片及其制造方法，其作为器件制作区的晶片表层的氧化膜耐压特性优良，并且在体层上，在投入器件工序前的阶段高密度存在氧析出物，从而具有优良的IG能力。

Claims (11)

1.一种退火晶片，是对由用切克劳斯基法生长的硅单晶制作的硅晶片实施了热处理的退火晶片，其特征是：
从晶片表面到至少深5μm的区域的氧化膜耐压特性的良品率在95％以上，并且在投入器件工序前的阶段，能在晶片内部检测出的、具有吸收能力的尺寸以上的氧析出物的密度为1×109/cm3以上。
2.如权利要求1所述的退火晶片，其特征是：
所述硅晶片是由硅单晶制造，其中，所述硅单晶是在满足以下情况的条件下生长而成的，所述情况是：在生长所述硅单晶时，在对晶片整个面实施了热氧化处理时以环状产生的OSF的外侧的N区域中，不存在能用Cu沉积法检测出的缺陷区域。
3.如权利要求1或2所述的退火晶片，其特征是：
所述硅晶片，是由在生长所述硅单晶时以不添加氮的情况下生长的硅单晶而制造。
4.一种退火晶片的制造方法，其特征是：
在用切克劳斯基法生长硅单晶的情况下，在逐渐降低拉晶中的硅单晶的生长速度时，将生长速度控制在OSF环消除后残存的能用Cu沉积法检测的缺陷区域消除的边界的生长速度、和在再次逐渐降低生长速度时产生格子间型转位环的边界的生长速度之间的生长速度，进行晶体的生长，将由此得到的硅单晶加工成硅晶片，对具有在该硅单晶的生长工序中形成的Grown-in析出核的硅晶片，在500℃～700℃范围内的温度T4℃下保温规定时间t1，然后以5℃/分钟以下的升温速度，升温到1000℃～1230℃范围内的温度T5℃，并在该温度T5℃下保温规定时间t2，由此，将所述Grown-in析出核生长为具有吸收能力的尺寸以上的氧析出物的同时，使所述硅晶片表面附近的氧向外扩散。
5.如权利要求4所述的退火晶片的制造方法，其特征是：
在所述T4℃的保温时间t1在15分钟以上。
6.如权利要求4或5所述的退火晶片的制造方法，其特征是：
在所述T5℃的保温时间t2在30分钟以上。
7.一种退火晶片的制造方法，在用切克劳斯基法生长硅单晶的情况下，在逐渐降低拉晶中的硅单晶的生长速度时，将生长速度控制在OSF环消除后残存的能用Cu沉积法检测的缺陷区域消除的边界的生长速度、和在再次逐渐降低生长速度时产生格子间型转位环的边界的生长速度之间的生长速度，进行晶体的生长，将由此得到的硅单晶加工成硅晶片，且为对具有在该硅单晶的生长工序中形成的Grown-in析出核的硅晶片附加吸收能力，对该硅晶片实施热处理的退火晶片的制造方法，其特征是：
具有使所述Grown-in析出核生长的升温工序A1、升温到更高的保温温度的升温工序B1、使所述Grown-in析出核生长成具有吸收能力的尺寸以上的氧析出物的同时，使所述硅晶片表面附近的氧向外扩散的等温保温工序C1等至少3个工序。
8.如权利要求7所述的退火晶片的制造方法，其特征是：
连续进行所述升温工序A1、升温工序B1及等温保温工序C1。
9.如权利要求7或8所述的退火晶片的制造方法，其特征是：
所述升温工序A1，是从T6℃到T7℃以R3℃/分钟的速度升温的工序，其中，T6℃为700℃以下，T7℃为800℃～1000℃，R3℃/分钟为3℃/分钟以下。
10.如权利要求7～9中任何一项所述的退火晶片的制造方法，其特征是：
在从所述升温工序A1的T6℃升温到T7℃之前，在T6℃保温30分钟以上。
11.如权利要求7～10中任何一项所述的退火晶片的制造方法，其特征是：
所述升温工序B1，是从T7℃到T8℃以R4℃/分钟的速度升温的工序，其中，T7℃为800℃～1000℃，T8℃为1050℃～1230℃，R4℃/分钟为5℃/分钟以上。
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