TWI410539B - 矽晶圓，其製造方法及其熱處理之方法 - Google Patents

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Description

矽晶圓，其製造方法及其熱處理之方法
本發明係關於一種矽晶圓及一種用於製造待用作半導體器件之基板之矽晶圓的方法。
此外，本發明係關於一種用於對矽晶圓進行熱處理的方法。該方法經執行以便將藉由對由丘克拉斯基法(Czochralski process)生長之單晶矽晶錠進行切片獲得之矽晶圓應用至半導體器件。
本申請案主張以下各項之優先權：2008年7月31日申請之日本專利申請案第2008-198680號、2008年7月31日申請之日本專利申請案第2008-198681號、2009年2月26日申請之日本專利申請案第2009-044379號及2009年3月9日申請之日本專利申請案第2009-054703號，該等申請案之整個內容據此以引用方式併入。
在近年來半導體器件之高度整合的趨勢下，對待用作此等半導體器件之基板之矽晶圓之品質的要求變得愈加嚴格。詳言之，存在開發在器件作用區中具有較少內生(grown-in)缺陷及具有高吸氣效應之矽晶圓的迫切需求。
內生缺陷包括：(例如)稱為晶體起因之微粒(Crystal Originated Particle，COP)或雷射散射斷層掃描缺陷(Laser Scattering Tomography Defect，LSTD)的過飽和空位類型點缺陷之聚結，諸如將生長成OSF及BMD之氧化誘發疊差(Oxidation Induced Stacking Fault，OSF)核及主體微缺陷(Bulk Micro Defect，BMD)核的氧沈澱物，及稱為「錯位叢集」的過飽和填隙式矽類型點缺陷之聚結。
關於此等內生缺陷，可藉由調整拉引(pull up)單晶體時之拉引條件而防止產生填隙式矽類型點缺陷之聚結(錯位叢集)，但極其難以防止空位類型點缺陷之聚結或氧化物沈澱物的產生。
在氧化物沈澱物存在於主體區而非器件作用區中時，氧化物沈澱物為有用的，此係因為其具有對貴金屬的吸氣效應。另一方面，當氧化物沈澱物存在於器件作用區中時，氧化物沈澱物並非為較佳的，此係因為其可為降低器件良率的原因。
揭示各種技術作為用於減少此等內生缺陷的方法。
舉例而言，揭示一種技術，該技術用於在藉由丘克拉斯基(Czochralski)(CZ)法生長單晶矽時藉由控制拉製條件(拉製速率V及晶體中之溫度梯度G)而生產在其表面上無內生缺陷的單晶矽晶圓(例如，專利文獻1)。
亦揭示一種技術，該技術用於藉由在由所生長之CZ單晶矽生產之矽晶圓的表面上形成磊晶層同時將矽晶圓中之碳濃度、氮濃度及氧濃度控制為預定值而獲得具有優良結晶度及內部吸氣(IG)能力的磊晶晶圓(例如，專利文獻2)。
又揭示一種技術，該技術用於藉由在氫氣氛、氬氣氛或其混合氣氛中在1050℃或更高之溫度範圍內對晶圓進行熱處理而防止矽晶圓之缺陷的產生(例如，專利文獻3)。
近年來，用於使矽晶圓經受快速加熱/冷卻熱製程(RTP：快速熱製程)之技術已知為一種用於以高生產率及容易之方式生產在晶圓之表面部分處具有很少缺陷的矽晶圓的技術。
舉例而言，揭示一種技術，該技術用於藉由以下操作獲得一種具較少歸因於由OSF或其類似者形成之剩餘晶體缺陷(如歸因於諸如拋光之機械處理的核缺陷或剩餘缺陷)之疵點的具有優良閘極氧化物完整性(GOI)特性的矽晶圓：使自包括環狀氧化誘發之疊差之產生區的完美區(無填隙式矽類型點缺陷之聚結及空位類型點缺陷之聚結的區)切片之矽晶圓在氫氣氛、氬氣氛或其混合氣氛中經受快速加熱/冷卻熱製程(例如，專利文獻4)。
亦揭示一種技術，該技術用於藉由使矽晶圓至少臨時曝露至含氧氣氛並在經選定以便滿足預定不等式之溫度熱處理晶圓而生產在晶圓之厚度的主要部分中不含有COP的矽晶圓(例如，專利文獻5)。
又揭示一種技術，該技術用於藉由以下操作在無需控制藉由CZ法生產之矽基板中之氧濃度的情況下生產具有所要氧沈澱特性的矽基板：在100%氮氣氛、100%氧氣氛或氧與氮之混合氣氛中對矽基板進行熱處理，同時設定最大滯留溫度為自1125℃至矽之熔融點及將滯留時間設定為5秒或更長，且接著自最大滯留溫度以8℃/秒或更高之冷卻速率對所得基板進行淬火(例如，專利文獻6)。
此外，已知一種技術，該技術包含：拉製一含有一區之單晶矽晶錠，該區具有一小於可形成填隙式錯位之最小填隙式矽濃度的濃度，該區屬於既不具有填隙式矽類型點缺陷之聚結亦不具有空位類型點缺陷之聚結且同時具有自0.97×1018 至1.4×1018 原子/cm3 之氧濃度的完美區；及在矽烷化合物與一氧化二氮之混合氣體氣氛中將自晶錠切片之矽晶圓保持於自700至900℃下歷時30至120分鐘(例如，專利文獻7)。
已知一種技術，該技術用於藉由在1100℃或更高但小於由特定關係式表示之溫度T的溫度下加熱基板歷時至少10分鐘藉此使存在於表面層中之氧固溶體向外擴散而獲得具有足夠機械強度的矽基板(例如，專利文獻8)。
此外，關於用作用於形成半導體器件之基板的矽晶圓(下文中有時簡稱為「晶圓」)，通常在預定環境中使鏡面拋光之後的矽晶圓經受熱處理(退火)以便提高半導體器件處理中之良率。
在熱處理技術之相關技術實例中，存在一種在氧化氣氛中在1,300℃或更高之高溫下執行快速加熱/冷卻熱製程(RTP：快速熱處理)藉此消除晶體缺陷的技術。此RTP的有利之處在於，不同於在高溫下歷時長時間的相關技術熱處理，即使在晶圓表面層中之固溶體氧並未向外擴散時，仍可在不減少晶圓表面層中之固溶體氧之濃度的情況下形成無缺陷層(DZ層：剝蝕區)。
因此，即使在具有空洞缺陷(COP：晶體起因之微粒)之矽晶圓的狀況下，也藉由執行上述RTP增強了在器件生產製程中抑制錯位之擴展的效應，且此外可以低成本生產具有DZ層之晶圓。
然而，在於1,300℃或更高之高溫下在氧化氣氛中經受RTP的晶圓中，DZ層之範圍為寬的，且難以對雜質進行充分吸氣或難以抑制歸因於熱應力之滑動的產生。
在此方面，例如，在專利文獻9及10以及類似文獻中揭示一種在氮或惰性氣氛中執行RTP且控制冷卻速率藉此允許在晶圓中留存過量空位並形成氧沈澱核的方法。
關於用於在高溫下對晶圓進行熱處理的另一方法，存在一種技術，該技術在惰性氣體或還原氣體氣氛中在1,250℃或更高之高溫下執行熱處理歷時1小時或更長，藉此使晶圓表面部分中之固溶體氧向外擴散並消除COP、BMD(主體微缺陷)及類似者(參見例如專利文獻11)。
然而，在於專利文獻11中描述之熱處理方法中，由於長時間執行熱處理，所以生產率降低且熱處理方面之生產成本增大。
又，經受長時間熱處理之晶圓的表面部分經歷由氧之向外擴散產生之矽中之固溶體氧之濃度的降低，且在此晶圓用於器件處理中時，藉由施加應力產生之錯位或器件處理中產生之失真易於擴展，從而導致器件良率的降低。
此外，因為長時間之熱處理，所以在熱處理期間亦發生在晶圓中易於產生滑動的問題。
由於此等原因，近年來，正使用一種技術，該技術使矽晶圓在1,150℃之高溫下在秒時間標度上經受RTP，藉此在加工成器件作用區之晶圓表面部分中形成無缺陷層(參見例如專利文獻12)。
然而，在使用如於專利文獻12中描述之技術生產的矽晶圓中，形成於晶圓內部(下文中稱為「主體部分」)中之BMD的密度最大值為約5.0×109 cm-3 ，且主體部分中之BMD密度的增強受到限制。
又，在專利文獻12中，並未指示在熱處理期間於晶圓中產生之滑動可被抑制。
另一方面，如專利文獻6中所示，存在一種技術，其中藉由將最大保持溫度設定為自1,125℃至矽之熔融點的範圍且將保持時間設定為5秒或更長在100%氮、100%氧或氧與氮之混合物的氣氛中對由CZ方法生產之矽基板進行熱處理，且接著自最大保持溫度以8℃/秒或更大之冷卻速率對其進行快速冷卻，且可藉此在無需控制氧濃度的情況下獲得具有所要氧沈澱性質的矽基板。
藉由使用此技術，可形成具有最大值為約1.0×1010 cm-3 之內部缺陷密度(主體部分中之BMD密度)的高密度BMD。
[專利文獻1]日本專利特許公開案第1996-330316號
[專利文獻2]日本專利特許公開案第2006-188423號
[專利文獻3]日本專利特許公開案第2002-231726號
[專利文獻4]日本專利特許公開案第2003-224130號
[專利文獻5]日本專利特許公開案第2003-297840號
[專利文獻6]日本專利特許公開案第2000-31150號
[專利文獻7]日本專利特許公開案第2002-134513號
[專利文獻8]日本專利特許公開案第1993-291097號
[專利文獻9]日本專利特許公開案第2007-534579號
[專利文獻10]日本專利特許公開案第2005-522879號
[專利文獻11]日本專利特許公開案第2006-261632號
[專利文獻12]日本專利特許公開案第2001-509319號
在於專利文獻1中描述之技術中，對拉製條件之控制為極困難的，此係因為歸因於拉製條件之輕微變化而出現內生缺陷。
在專利文獻2中描述之用於形成磊晶層的技術需要高成本。在此技術中，應形成具有(例如)5微米或更大之厚度的磊晶層以便形成器件作用區。此技術因此在生產率方面為極差的，且要求高成本。
專利文獻3中描述之熱處理技術並非為較佳的，此係因為該熱處理技術需要長的熱處理時間且因此在生產率方面為差的，且此外滑動傾向於在熱處理期間發生。
在專利文獻4中描述之快速加熱/冷卻熱製程中，內生缺陷之減少為有限的，此係因為此技術以將既不具有填隙式矽類型點缺陷之聚結亦不具有空位類型點缺陷的聚結之完美區用作快速熱製程之前的矽晶圓作為前提。
根據專利文獻5中描述之快速加熱/冷卻熱製程，使用自單晶體獲得之矽晶圓作為熱製程的起始材料為有利的，該等單晶體經控制以以高濃度產生顯著小的COP。因此，在此項技術中快速加熱/冷卻熱製程中內生缺陷的減少亦為有限的。
於專利文獻6中描述之快速加熱/冷卻熱製程之目標為：在無需控制由CZ法生產之矽基板中之氧濃度的情況下獲得具有所要氧沈澱特性的矽基板，及不減少矽晶圓之器件作用區中的內生缺陷。
於專利文獻7及8中描述之技術旨在移除器件作用區中之內生缺陷或獲得高吸氣效應，但並非在考慮到器件作用區中BMD之沈澱的情況下開發出。在沈澱於主體區而非器件作用區中時，BMD通常為有效的，此係因為BMD具有對重金屬之吸氣效應，但在沈澱於器件作用區中時，BMD可能為減小器件良率之原因。此外，在具有高氧濃度之矽晶圓中，BMD之沈澱密度在主體區中變高，同時器件作用區中之沈澱密度亦變高。
根據專利文獻7及8之矽晶圓的熱製程對於使器件作用區中之內生缺陷無缺陷或獲得高吸氣效應為有效的，但存在由於熱製程在矽晶圓中發生滑動錯位的可能性。因此，也對矽晶圓之耐熱強度的改良對於防止滑動錯位之產生為有效的。
為了改良耐熱強度，已知用於提高矽晶圓中之氧固溶體之濃度的技術。氧固溶體之濃度的增大如上文所描述提昇器件作用區中之BMD的沈澱密度。
根據專利文獻9及10中描述之方法，難以充分消除上述COP，但藉由控制冷卻速率，許多氧沈澱核可形成於晶圓內部，且BMD之沈澱密度可得到提昇，藉此可對雜質進行吸氣。
以此方式，對於提昇BMD之沈澱密度而言，冷卻速率之增大為有效的。
然而，此快速冷卻具有如下問題：歸因於晶圓平面中之溫度分布的熱應力增大，且易於產生滑動。
因此，需要用於RTP之簡單且容易之方法，其中可藉由消除晶圓表面層中之COP而形成DZ層，且可藉由在主體中以高密度形成BMD而抑制滑動之產生。
本發明之一第一說明性態樣提供一種製造一矽晶圓之方法，該方法能夠在快速加熱/冷卻熱製程期間改良對內生缺陷之減少能力同時抑制滑動的產生。
本發明之一第二說明性態樣提供一種矽晶圓，該矽晶圓能夠移除內生缺陷、具有一高吸氣效應、能夠防止BMD在器件作用區中之沈澱，且能夠改良器件作用區的耐熱強度。
本發明之一第三說明性態樣提供一種藉由RTP對矽晶圓進行熱處理的方法，其中可藉由消除晶圓表面層中之COP形成一DZ層，且可藉由在主體中在高溫下形成BMD而抑制滑動之產生。
本發明之一第四說明性態樣提供一種對矽晶圓進行熱處理的方法，其中可加工成器件作用區之晶圓表面部分中消除諸如COP之晶體缺陷，BMD可以高密度形成於主體中，且可抑制RTP期間滑動的產生。
根據本發明之一第一態樣，根據本發明之一種製造矽晶圓的方法包含：使自藉由丘克拉斯基法生長之一單晶矽晶錠生產的矽晶圓在具有20%至100%之氧分壓的氧化氣體氣氛中在1300℃至1380℃之最大操作溫度下經受快速加熱/冷卻熱製程。
具有此組成之生產製程可在該快速加熱/冷卻熱製程期間改良對內生缺陷之減少能力，同時抑制滑動的產生。
該最大操作溫度較佳為1350℃至1380℃。
具有此組成之該生產製程可進一步在該快速加熱/冷卻熱製程期間改良對內生缺陷之減少能力同時抑制滑動的產生。
藉由該快速加熱/冷卻熱製程形成之二氧化矽膜在晶圓平面內的厚度之變化根據自(tox max-tox min)/(tox ave)計算之比率而較佳在1.5%內，其中tox max表示一最大膜厚度，tox min表示一最小膜厚度，且tox ave表示一平均膜厚度。
具有此組成之該生產製程可進一步抑制在該快速加熱/冷卻熱製程期間滑動的產生。
在快速加熱/冷卻熱製程之前，存在於矽晶圓之至少器件作用區中的過飽和空位類型點缺陷之聚結根據具有一與該聚結之體積類似之體積的球體之直徑各自較佳具有最大值為180奈米或更小的大小。
具有此組成之該生產製程可明確地消除由於該快速加熱/冷卻熱製程產生之過飽和空位類型點缺陷的聚結。
單晶矽晶錠之生長藉由無氮摻雜執行。
具有此組成之生產製程可使因此生長之單晶矽晶錠之軸向方向上之內生缺陷的大小及密度穩定化。
該單晶矽晶錠中之氧固溶體的濃度較佳屬於5×1017 原子/cm3 至1.3×1018 原子/cm3 之範圍內。
具有此組成之生產製程可提供一矽晶圓，該矽晶圓具有在快速加熱/冷卻熱製程中之相對大之LSTD-密度減少比率，且具有高氧沈澱密度。
在快速加熱/冷卻熱製程之後較佳拋光矽晶圓之表面。
具有此組成之生產製程可易於生產具有較少內生缺陷的高品質矽晶圓，即使在COP已留存於晶圓之表面的附近時亦是如此。
自矽晶圓之至少器件作用區消除過飽和空位類型點缺陷之聚結及氧沈澱物以形成DZ層為較佳的，且藉由應用快速加熱/快速淬火熱製程將氧固溶體引入至該DZ層中。
具有此組成之該生產製程可抑制錯位之伸長，此係因為該DZ層中之氧固溶體的濃度變高，且由應力誘發之錯位被氧固溶體阻止。
一種根據本發明之矽晶圓在該矽晶圓之一包括該矽晶圓之至少器件作用區的無缺陷區中包含一高氧濃度區，該高氧濃度區具有0.7×1018 原子/cm3 或更高之氧固溶體濃度，且同時該無缺陷區含有處於過飽和狀態的填隙式矽。
該無缺陷區中的氧固溶體的濃度較佳高於一存在於該矽晶圓之比該無缺陷區深的部分中之主體區中之氧固溶體濃度。
氧固溶體之該濃度較佳展示自高氧濃度區向矽晶圓之表面的逐漸降低。
一種用於對矽晶圓進行熱處理之方法具備：當自藉由丘克拉斯基方法生產之單晶矽晶錠切片之晶圓經受一快速加熱/冷卻熱製程時，將一最大可達溫度設定為自1,300℃至矽之熔融點的範圍；在該晶圓之一表面側上將在該最大可達溫度下處於一保持狀態之一氣氛設定為具有20%至100%之氧分壓的氧化氣體氣氛；及將該晶圓之一背面側上之一氣氛設定為非氧化氣體氣氛。
藉由執行此熱處理，在該晶圓表面側上，形成一DZ層且同時固溶體氧之濃度變高；而在該晶圓背面側上，剩餘空位濃度升高，且因此可在該晶圓的主體中形成高密度BMD。
在以上用於對矽晶圓進行熱處理的方法中，在RTP中該晶圓表面側上之氣氛在該溫度升高製程中可設定為非氧化氣體氣氛，且在達到該最大可達溫度之後切換至具有20%至100%之氧分壓的氧化氣體氣氛。
藉由此種對氣氛氣體之切換，可更完全地消除該表面側上之COP，且可獲得較高品質的DZ層。
又，在RTP中之溫度下降製程中，該晶圓之表面側及背面側兩者皆可設定為非氧化氣體氣氛。
藉由以此方式控制該氣氛氣體，可使得該DZ層之厚度為薄的。亦即，可使氧沈澱物之產生區靠近器件形成區，藉此可增強雜質吸氣效應。
此外，經供應以在晶圓之表面側上建立氧化氣體氣氛之氧化氣體的流動速率可小於經供應以在晶圓之背面側上建立非氧化氣體氣氛的非氧化氣體之流動速率。
藉由以此方式調整該供應氣體之流動速率，該晶圓表面上之氧化反應在該平面中均一地執行，且可形成一高品質的DZ層。
在用於對藉由將由丘克拉斯基方法生產之單晶矽晶錠切片而獲得之矽晶圓進行熱處理的另一方法中，藉由以下條件在含氧氣氛中執行一快速加熱/冷卻熱製程：將一最大可達溫度設定為自1,300℃至矽之熔融點的範圍，及將自該最大可達溫度起的溫度下降速率設定為自50℃/秒至145℃/秒的範圍。
藉由使用此方法，可消除加工成器件作用區之晶圓表面部分中之諸如COP之晶體缺陷，BMD可以高密度形成於該主體部分中，且可抑制RTP期間滑動的產生。
附帶而言，如本發明中使用之該表面部分指示自形成半導體器件之表面至約5微米至25微米之深度的一表面層區，且該主體部分指示比該表面部分深的一較低層區。
該溫度下降速率可係自50℃/秒至70℃/秒。藉由將該溫度下降速率控制至此範圍，BMD可以高密度形成於該主體部分中，同時大大抑制RTP期間滑動的產生。
或者，該溫度下降速率可係自90℃/秒至145℃/秒。
又，在將該溫度下降速率控制至此範圍之狀況下，BMD可以較高密度形成於該主體部分中，同時抑制RTP期間滑動的產生。
此外，在該含氧氣氛中，該氧分壓可設定為自20%至100%之範圍。
藉由將該氧分壓設定為以上範圍，可提昇消除晶圓表面部分中之晶體缺陷的能力。
可藉由自一主要存在空位類型點缺陷的區對該單晶矽晶錠進行切片而獲得經受熱處理之晶圓。
此矽晶圓之使用使得可提昇生長單晶矽晶錠時的拉製速率，使得可增強生產率且同時可減少晶錠生長之成本。
本發明提供一種矽晶圓生產製程，該生產製程能夠在快速加熱/冷卻熱製程期間改良對內生缺陷之減少能力同時防止滑動的產生，藉由使用此生產製程，可以低成本以高生產率生產具較少內生缺陷之具有高品質的矽晶圓。
本發明又提供一種矽晶圓，該矽晶圓能夠移除內生缺陷、具有一高吸氣效應、能夠防止BMD在器件作用區中之沈澱，且能夠改良器件作用區的耐熱強度。
根據本發明之用於對矽晶圓進行熱處理的方法，在該晶圓表面層中，達成COP之消失及DZ層的形成，且同時在主體中以高密度形成BMD，使得滑動之產生可被抑制且可以低成本生產高品質晶圓。
根據本發明之用於對矽晶圓進行熱處理的方法，提供一種對於矽晶圓之熱處理方法，該熱處理方法確保：可在加工成一器件作用區之晶圓表面部分中消除諸如COP之晶體缺陷且BMD可以高密度形成於主體部分中，且又確保可抑制RTP期間滑動的產生。
因此，藉由本發明之方法經受熱處理之矽晶圓極大地有助於增強半導體器件製程中的良率。
本發明之其他態樣及優點將自以下描述、圖式及申請專利範圍顯而易見。
下文將參看隨附之圖1至8描述本發明之第一實施例。
圖1為說明在本發明之矽晶圓之生產製程中使用之RTP裝置之一實例的示意性橫截面圖。
待用於本發明之矽晶圓之生產製程的RTP裝置10如圖1中所說明裝備有：具有一氣氛氣體入口20a及一氣氛氣體出口20b之反應管20、單獨地且在反應管20上方安置的複數個燈30，及用於在反應管20中之反應空間25中支撐晶圓W的晶圓支撐件40。晶圓支撐件40具有：一用於直接支撐晶圓W之環狀晶座40a，及一用於支撐晶座40a的平台40b。反應管20由(例如)石英製成。燈30由(例如)鹵素燈構成。晶座40a由(例如)矽製成。平台40b由(例如)石英製成。
當藉由使用說明於圖1中之RTP裝置10使晶圓W經受快速加熱/冷卻熱製程(RTP：快速熱製程)時，將晶圓W自反應管20之未說明之晶圓入口引入至反應空間25中，置放於晶圓支撐件40的晶座40a上。接著，將隨後描述之氣氛氣體自氣氛氣體入口20a引入，且同時使晶圓W之表面曝露至燈30。RTP裝置10之反應空間25中的溫度控制藉由以下操作實現：藉由使用嵌埋於晶圓支撐件40之平台40b中之複數個輻射溫度計量測在晶圓之直徑方向上晶圓W之下部部分的表面內之平均溫度，及基於因此量測之溫度而控制(對各別燈之開關控制或對光之發射強度的控制)複數個鹵素燈30。
下文將描述根據本發明之矽晶圓的生產製程。
根據本發明之矽晶圓之生產製程包含：使自藉由丘克拉斯基法生長之一單晶矽晶錠生產的矽晶圓在具有20%至100%之氧分壓的氧化氣體氣氛中在1300℃至1380℃之最大操作溫度下經受快速加熱/冷卻熱製程。
藉由丘克拉斯基法進行之單晶矽晶錠生長係以已知方式執行。
具體言之，單晶矽晶錠係藉由以下操作來生產：將填充於石英坩堝中之多晶矽加熱為矽熔體，自矽熔體之液體表面上方使晶種與矽熔體接觸，拉引所得晶種同時使晶體及石英坩堝旋轉，及使晶體延伸至預定直徑以形成直的圓柱狀部分。
接著以已知方式將因此獲得之單晶矽晶錠處理為矽晶圓。
矽晶圓係藉由以下操作來生產：藉由使用內徑刀片或線鋸將單晶矽晶錠切片為晶圓形式，及執行諸如晶錠之周邊部分的倒角、研磨、蝕刻及拋光的各種處理步驟。以上描述之處理步驟僅為例示性的，且本發明並不僅限於此等處理步驟。
接著使因此獲得之矽晶圓在具有20%至100%之氧分壓的氧化氣體氣氛中在1300℃至1380℃之最大操作溫度下經受快速加熱/冷卻熱製程。
在具有20%至100%之氧分壓的氧化氣體氣氛中(例如)使用如圖1中所說明之RTP裝置10來執行快速加熱/冷卻熱製程。如本文中所使用之術語「氧分壓」意謂在混合氣體被供應至反應管20時混合氣體(氣氛氣體)中的氧分壓。
使用具有20%至100%之氧分壓的氧化氣體氣氛作為氣氛氣體使得可強有力地改良快速加熱/冷卻熱製程中的內生缺陷減少能力。
氧化氣體氣氛中小於20%之氧分壓並非為較佳的，此係因為其極端劣化了快速加熱/冷卻熱製程中對LSTD密度之減少能力。
如本文中所使用之術語「氧化氣體氣氛」意謂具有20%至100%之氧分壓的混合氣體或100%氧氣。除氧氣外，含有於混合氣體中之氣體較佳為惰性氣體。
當將氮氣用作除氧氣外之氣體時，在快速加熱/冷卻熱製程中不可避免地在矽晶圓的表面上形成氮化物膜。應添加用於移除氮化物膜之新蝕刻步驟，所以步驟之數目的此增加並非為較佳的。當將氫氣用作除氧氣外之氣體時，氧與氫之混合氣體並非為較佳的，此係因為其造成爆炸之風險。
作為惰性氣體，使用氬氣作為主要惰性氣體為較佳的。使用氬氣使得可在不引起上述不便的情況下平穩地執行快速加熱/冷卻熱製程。
圖2為說明快速加熱/冷卻熱製程中的溫度製程之一實例的示意圖。
(例如)藉由使用如圖1中所說明之RTP裝置10及如圖2中所說明之溫度製程執行快速加熱/快速淬火熱製程。
具體言之，將因此生產之矽晶圓置放於處於所要溫度T0 (例如，500℃)之RTP裝置10的反應管20中，在具有20%至100%之氧分壓的氧化氣體氣氛中以所要溫度增大速率ΔTu(例如，75℃/秒)將矽晶圓加熱至所要最大操作溫度T1 (1300℃至1380℃)，並保持於所要最大操作溫度T1 歷時所要時間t(例如，15秒)。接著，使溫度以所要溫度降低速率ΔTd(例如，25℃/秒)降低至所要溫度T0 (例如，500℃)。接著將因此經處理之矽晶圓自反應管20取出。
如本文中所使用之術語「快速加熱/冷卻熱製程」意謂具有一包括以下各項之溫度製程的熱製程：高速溫度增大速率ΔTu、於最大操作溫度T1 之短滯留時間t及高速溫度降低速率ΔTd。
本文中高速溫度增大速率ΔTu較佳為10℃/秒或更大，短滯留時間較佳為1秒至60秒，且高速溫度降低速率ΔTd較佳為10℃/秒或更大。此溫度製程使得可實現具有高生產率的快速加熱/冷卻熱製程。
如上文所描述，最大操作溫度T1 較佳為1300℃至1380℃。
如本文中所使用之術語「最大操作溫度T1 」意謂在晶圓W置放於如圖1中所說明之RTP裝置10中時晶圓W之下部部分的表面內的在直徑方向上之九個點處之平均溫度。
藉由將最大操作溫度T1 調整為1300℃至1380℃，有可能在快速加熱/冷卻熱製程期間改良對內生缺陷之減少能力同時抑制滑動的產生。
小於1300℃之最大操作溫度T1 並非為較佳的，此係因為快速加熱/冷卻熱製程中的LSTD密度減少能力降低。另一方面，超出1380℃之最大操作溫度T1 亦非較佳的，此係因為在經受快速加熱/冷卻熱製程的矽晶圓中發生大的滑動。此外，超出1380℃之最大操作溫度T1 並非為較佳的，此係因為其由於RTP裝置之耐久性方面的問題而加速RTP裝置之劣化，該情形可使矽晶圓之器件特性惡化。
如上文所描述，根據本發明之矽晶圓的生產製程具有此組成，使得其可在快速加熱/冷卻熱製程期間改良對內生缺陷之減少能力同時抑制滑動的產生。可因此以低成本、高生產率生產具較少內生缺陷之具有高品質的矽晶圓。
接著，將考慮本發明中的對LSTD密度的減少機制。圖3A至圖3C為用於說明本發明中的對LSTD密度之減少機制的示意圖。
當如在本發明中於具有高達20%或更高之氧分壓之氧化氣體氣氛中執行用於快速加熱/冷卻熱製程之急劇溫度增大時，矽晶圓之表面經氧化，且氧(O2 )及填隙式Si(其下文將稱為「i-Si」)被突然引入至矽晶圓中(圖3A)。在高溫製程期間，含有於形成於COP之內壁上的一內壁氧化物膜中之氧接著溶解於矽晶圓中，且氧固溶體(Oi)形成於晶圓中(圖3B)。歸因於此氧固溶體(Oi)之形成，自COP移除內壁氧化物膜，i-Si填充於已移除內壁氧化物膜的COP中，從而導致COP之消失，且結果形成所謂之DZ(剝蝕區)層(圖3C)。雖然並未說明，但存在於DZ層中之氧化物沈澱物亦與COP之消失同時消失。
在因此形成之DZ層中，留存有氧固溶體(圖3C)。由於DZ層中之氧固溶體的濃度增大且歸因於來自晶圓之背面側的應力已發生之錯位經氧固溶體阻止，所以可抑制錯位之伸長。
此外，具有引入於其中之填隙式矽的DZ層為由填隙式矽過飽和的，使得可防止在快速加熱/冷卻熱製程之後藉由熱處理(例如，器件製程中之熱處理)原本將發生的氧固溶體在DZ層中的重新沈澱。
在本發明之矽晶圓的生產製程中，COP可能有時留存於晶圓表面的附近。圖4A至圖4C為用於說明關於本發明之LSTD密度減少機制中在晶圓表面附近的COP之留存機制的示意圖。
當如在本發明中於具有高達20%或更高之氧分壓之氧化氣體氣氛中執行快速加熱/冷卻熱製程時，晶圓在其表面之附近為由氧過飽和的。在形成於在表面附近產生之COP之內壁上的內壁氧化物膜中所含有之氧變為在晶圓中不可溶的。因此形成於晶圓表面附近之COP的內壁氧化物膜不可避免地留存。由於i-Si並未填充於具有留存的內壁氧化物膜之COP中，所以晶圓之表面附近的COP有時無法被消除(圖4A至4C)。
在此狀況下，可藉由用拋光移除已留存於晶圓表面附近的COP而容易地生產具較少內生缺陷之具有高品質的矽晶圓。
僅可藉由為已知技術之精整拋光或二次拋光與精整拋光之已知組合技術來實現拋光。
最大操作溫度T1 較佳為1350℃至1380℃。
具有此組成之生產製程可在快速加熱/冷卻熱製程期間進一步改良內生缺陷減少能力同時抑制滑動的產生。將隨後在實例1-1至1-4中描述此效應之細節。
藉由該快速加熱/冷卻熱製程形成之二氧化矽膜在晶圓平面中的厚度之變化根據自(tox max-tox min)/(tox ave)計算之比率較佳係在1.5%內，其中tox max表示最大膜厚度，tox min表示最小膜厚度，且tox ave表示平均膜厚度。
具有此組成之生產製程可進一步在快速加熱/冷卻熱製程期間抑制滑動的產生。
可藉由使用橢圓對稱量測來量測形成於經受快速加熱/冷卻熱製程之矽晶圓之表面上的二氧化矽膜之厚度來判定上述膜厚度比率。在參看說明於圖1中之RTP裝置10進行描述時，可藉由控制分開安置於反應管20上方之複數個燈30中的每一者(對燈之開關控制或對光之發射強度的控制)或控制氣氛氣體之流動速率來執行對膜厚度比率之控制。
在快速加熱/冷卻熱製程之前，矽晶圓之至少器件作用區中的過飽和空位類型點缺陷之聚結根據具有與聚結的體積相等之體積的球體之直徑較佳具有最大值為180奈米或更小的大小。
具有此組成之生產製程可明確地消除已藉由快速加熱/冷卻熱製程產生之過飽和空位類型點缺陷的聚結。
執行氮摻雜處理以調整在單晶矽晶錠之生長期間產生之過飽和空位類型點缺陷之聚結的大小。(例如)藉由在將多晶矽填充於坩堝中時用上面具有氮化矽膜之矽晶圓填充石英坩堝而實現此氮摻雜處理。
然而，此氮摻雜處理傾向於引起氮摻雜量自因此生長之單晶矽晶錠之直圓柱體部分的上部部分至下部部分的逐漸增加。在此狀況下，在因此生長之單晶矽晶錠之軸向方向上內生缺陷的大小及密度變為不均勻的。此不均勻性導致在單晶矽晶錠之軸向方向上內生缺陷之大小及密度中之每一者的變化。結果，藉由對單晶矽晶錠之處理且接著快速加熱/冷卻熱製程可得之矽晶圓的品質在晶錠之批次之間相差很大，換言之，品質在一單晶矽晶錠中改變。
在本發明中的快速加熱/冷卻熱製程中之內生缺陷減少能力經改良，使得可在無氮摻雜處理之情況下(換言之，在不藉由氮摻雜處理減少過飽和空位類型點缺陷之聚結的大小之情況下)藉由係後處理步驟之快速加熱/冷卻熱製程來減少內生缺陷。
根據本發明之包括快速加熱/冷卻熱製程之矽晶圓生產製程可因此減少在單晶矽之生長期間產生之過飽和空位類型點缺陷的聚結，即使在藉由無氮摻雜生長單晶矽晶錠的情況下亦是如此。此外，可使在單晶矽晶錠之軸向方向上的內生缺陷之大小及密度的變化穩定化。
在將無氮摻雜用於生長單晶矽晶錠時，當產生了具有過大而不能藉由快速加熱/冷卻熱製程消除之大小(最大值超出180奈米)的過飽和空位類型點缺陷之聚結時，可組合使用無氮摻雜與高速拉製以將過飽和空位類型點缺陷之聚結的大小減小至可藉由快速加熱/冷卻熱製程消除的大小範圍。如本文中所使用之術語「高速拉製」意謂：在生產具有300毫米之直徑的矽晶圓時以平均1.2毫米/分鐘或更大的速率進行拉製；及在生產具有200毫米之直徑的矽晶圓時以平均1.8毫米/分鐘或更大的速率進行拉製。
單晶矽晶錠中之氧固溶體之濃度較佳為5×1017 原子/cm3 至1.3×1018 原子/cm3 。
如本文中所使用之「氧固溶體之濃度」意謂根據1970至1979年版中之Old ASTM標準之轉換因數判定的值。
本發明之具有此組成之方法可提供一種矽晶圓，該矽晶圓在經受快速加熱/冷卻熱製程時具有相對大之LSTD密度減少比率且具有高氧沈澱密度。
[實例1]
下文將使用實例1-1至1-4來描述本發明之第一實施例的優點，但本發明並不限於實例1-1至1-4或受實例1-1至1-4限制。
(實例1-1)
藉由CZ法生產具有以下各項之單晶矽晶錠：P類型、晶體平面方向(001)、1.2×1018 原子/cm3 之氧固溶體濃度[Oi](根據基於Old ASTM之轉換因數所計算)，及自23至25Ω/cm的電阻。
藉由用覆有氮化矽膜之矽晶圓填充坩堝而執行氮摻雜處理，且將拉製速率V調整為平均1.2毫米/分鐘，且同時控制拉製速率V及在晶體軸線方向上1300℃處的溫度梯度G以控制V/G比率以便防止在單晶矽之生長期間產生錯位叢集。
接著用線鋸將所得單晶矽晶錠切片為晶圓，並使其經受斜切、研磨、蝕刻及拋光以獲得具有300毫米之直徑的經雙側拋光之矽晶圓。
接著，自因此獲得之同一批次之矽晶圓取樣若干矽晶圓，且藉由原子力顯微法(AFM)觀察在因此取樣的矽晶圓之器件表面之內生缺陷。量測因此觀察到之內生缺陷之大小的最大值(根據具有與內生缺陷之體積相等之體積的球體之直徑)。結果，在實例1-1中量測之COP的最大大小為100奈米。
接著，使用如圖1中所說明之RTP裝置10，執行矽晶圓之快速加熱/冷卻熱製程。在實例1-1中，快速加熱/冷卻熱製程藉由使用圖2中所說明之溫度製程的T0 ：500℃、ΔTu：75℃/秒、t：15秒及ΔTd：25℃/秒作為共同條件並將T1 設定為1250℃至1400℃，使用Ar與氧之混合氣體作為氣氛氣體，及將混合氣體中之氧分壓調整為0%(100% Ar氣)、10%、20%、30%、40%及100%(100%氧氣)而執行。此製程中的溫度為使用如圖1中所說明之嵌埋於晶圓支撐件40之平台40b中之複數個輻射溫度計50所量測之晶圓W之下部部分的表面內之在晶圓之直徑方向之九個點的平均溫度。
接著，量測經受快速加熱/冷卻熱製程之矽晶圓的LSTD密度及滑動長度。使用「MO601」(Raytex公司之產品)且調整雷射波長為680奈米及接近深度為5微米而量測LSTD密度。使用由Rigaku公司製造之X射線構形儀(X-ray topography)(XRT 300、400繞射)來量測滑動長度。
圖5說明實例1-1中在快速加熱/冷卻熱製程之後每一條件下之LSTD密度及總滑動長度之產生情形的量測結果。在橫座標上繪製RTP溫度(℃)，在第一縱座標(紙左側上的縱座標)上繪製LSTD密度(個/cm2 )，且在第二縱座標(紙右側上的縱座標)上繪製總滑動長度(毫米)。如本文中所使用之術語「總滑動長度」意謂藉由使用X射線構形儀觀察整個晶圓且接著量測在整個晶圓中發現之複數個滑動的每一長度而判定之所有滑動長度的和。在圖5中，藉由實心菱形、空白正方形、空白三角形、空白圓形、實心三角形及實心正方形指示之點為分別表示在具有0%氧分壓、10%氧分壓、20%氧分壓、30%氧分壓、40%氧分壓及100%氧分壓之氣氛氣體中之關於RTP溫度之LSTD密度的繪圖資料。藉由「x」指示之點為在氧分壓為20%時產生之總滑動長度的繪圖資料。
自圖5，已確認，與當氧分壓為10%或更小時相比較，當氧分壓為20%或更大時，LSTD密度顯著降低。亦已確認，LSTD密度在1300℃或更高之RTP溫度下大大降低，且LSTD密度在1350℃或更高之RTP溫度下穩定於相當低的密度。總滑動長度在高達1380℃之RTP溫度下展示輕微增大的傾向，但總滑動長度在超出1380℃之RTP溫度下傾向於大大增大。總滑動長度之繪圖資料係在20%之氧分壓下。由於總滑動長度在其他條件下展示類似傾向，所以自圖5省略其他條件下的總滑動長度。
自圖5，已確認：當氧分壓為20%至100%且RTP溫度為1300℃至1380℃，較佳1350℃至1380℃時，LSTD密度大大降低且滑動之產生被最小化。
(實例1-2)
除使用藉由CZ法製備且具有P類型、晶體平面方向(001)、1.0×1018 原子/cm3 (自基於Old ASTM之轉換因數所計算)之氧固溶體濃度[Oi]，及自28至30Ω/cm之電阻的單晶矽晶錠外，以類似於實例1-1之方式製備具有300毫米直徑之經雙側拋光的矽晶圓。
接著，自同一批次取樣若干矽晶圓，且藉由AFM觀察因此取樣的矽晶圓之器件表面中之內生缺陷。量測因此觀察到之內生缺陷的最大大小(根據具有與內生缺陷之體積相等之體積的球體之直徑)。結果，在實例1-2中量測之COP的最大大小為100奈米。
接著，使用如圖1中所說明之RTP裝置10，執行矽晶圓之快速加熱/冷卻熱製程。在實例1-2中，快速加熱/冷卻熱製程係藉由在圖2中所說明之溫度製程中使用T0 ：500℃、ΔTu：75℃/秒、t：15秒、ΔTd：25℃/秒及氣氛氣體：100%氧氣作為共同條件並將T1 設定為1300℃、1350℃及1380℃(因此針對每一樣本調整製程條件，使得形成於晶圓表面上之氧化物膜之厚度的變化在快速加熱/冷卻熱製程之後改變)來執行。
接著，關於經受快速加熱/冷卻熱製程之矽晶圓，量測藉由快速加熱/冷卻熱製程形成之氧化物膜之厚度的變化及滑動長度。膜厚度之變化係使用「Auto ELIII」(Rudolph Research Analytical之產品)藉由橢圓對稱法來量測。藉由量測總計九個點(亦即，在晶圓之中心(距離：0毫米)及在半徑方向上距晶圓之中心40毫米、75毫米、110毫米及145毫米的點)處之膜厚度來判定膜厚度之變化。找尋以上九點量測中之最大膜厚度tox max、最小膜厚度tox min及平均膜厚度tox ave，且計算膜厚度之變化，亦即(tox max-tox min)/(tox ave)比率。另一方面，如在實例1-1中一般，使用由Rigaku公司製造之X射線斷層攝影儀(X-ray tomography)量測滑動長度。
圖7說明實例1-2中在快速加熱/冷卻熱製程之後相對於膜厚度變化的滑動長度之發生之量測結果。在橫座標上繪製氧化物膜之膜厚度變化(%)，而在縱座標上繪製彼時間的總滑動長度(毫米)。在圖7中，藉由空白菱形、空白正方形及空白三角形指示之所繪製點分別為1300℃、1350℃及1380℃下的結果。
如圖7中所說明，可確認，在晶圓表面內之膜厚度變化增大的情況下，總滑動長度傾向於增大。亦可確認，在溫度增大的情況下，總滑動長度傾向於增大。如圖7中所說明，可確認膜厚度變化較佳為1.5%或更小，此係因為在此狀況下總滑動長度輕微發生。
(實例1-3)
除使用藉由CZ法製備且具有P類型、晶體平面方向(001)及自23至25Ωcm之電阻且同時具有範圍自0.3×1018 原子/cm3 至1.5×1018 原子/cm3 之氧固溶體濃度的單晶矽晶錠外，以類似於實例1-1之方式製備具有300毫米直徑但不同氧固溶體濃度的經雙側拋光之矽晶圓。
使用傅里葉變換紅外線光譜儀(FTIR：「QS-612」，商品名；Accent Optical Technologies之產品)來量測氧固溶體之濃度。
接著，自同一批次取樣若干矽晶圓，且藉由AFM觀察因此取樣的矽晶圓之器件表面中之內生缺陷。量測因此觀察到之內生缺陷之最大大小(根據具有與內生缺陷之體積相等之體積的球體之直徑)。結果，在實例1-3中量測之COP的最大大小為100奈米。
接著，使用如圖1中所說明之RTP裝置10，執行所得矽晶圓之快速加熱/冷卻熱製程。在實例1-3中，在氧固溶體之濃度方面不同之樣本的快速加熱/冷卻熱製程係藉由在圖2中所說明之溫度製程中使用T0 ：500℃、ΔTu：75℃/秒、t：15秒、ΔTd：25℃/秒及氣氛氣體：100%氧氣作為共同條件並將T1 設定為1300℃及1350℃來執行。在快速加熱/冷卻熱製程之前量測矽晶圓之表面中的LSTD密度，且對矽晶圓編號以使得可實現快速加熱/冷卻熱製程之後的一對一對應性。
接著，量測經受快速加熱/冷卻熱製程之矽晶圓的LSTD密度，且基於LSTD密度在快速加熱/冷卻熱製程之前及之後的改變來計算減少比率(RTP之後的LSTD密度/RTP之前的LSTD密度)。此外，量測氧沈澱密度。如在實例1-1中一般，藉由使用「MO601」(商品名；Raytex公司之產品)且調整雷射波長及接近深度分別為680奈米及5微米來量測快速加熱/冷卻熱製程之前及之後的LSTD密度。使用IR斷層攝影儀(「MO411」，商品名；Raytex公司之產品)來量測氧沈澱密度。作為藉由IR斷層攝影儀進行之樣本評估之前的氧沈澱熱處理，在100%氧氣氣氛中在800℃下執行熱處理歷時4小時，繼之以在同一氣體氣氛(100%氧氣)中在1000℃下執行熱處理歷時16小時。
圖8展示在實例1-3中獲得之矽晶圓中相對於氧固溶體之濃度的LSTD密度減少比率及氧沈澱密度的量測結果。
在圖8中，在橫座標上繪製氧固溶體之濃度(×1018 原子/cm3 )，在第一縱座標(紙左側上的縱座標)上繪製LSTD密度減少比率(%)，且在第二縱座標(紙右側上的縱座標)上繪製氧沈澱密度(/cm3 )。在圖8中，用實心圓形繪製之點對應於1300℃下相對於氧固溶體之每一濃度的LSTD密度減少比率，用實心正方形繪製之彼等點對應於1350℃下相對於氧固溶體之每一濃度的LSTD密度減少比率，用空白圓形繪製之彼等點對應於1300℃下相對於氧固溶體之每一濃度的氧沈澱密度，且用空白正方形繪製之彼等點對應於1350℃下相對於氧固溶體之每一濃度的氧沈澱密度。
自圖8，可確認，LSTD減少比率傾向於隨矽晶圓中之氧固溶體之濃度增大而降低。詳言之，在氧固溶體之濃度超出1.3×1018 原子/cm3 時，此傾向為顯著的，此係由於COP之內壁氧化物膜因為矽晶圓中含有之大量氧而並不易於消失。另一方面，當矽晶圓中氧固溶體之濃度為小的時，氧沈澱核之數目降低，且因此假定沈澱密度在快速加熱/冷卻熱製程或氧沈澱熱處理之後減少。詳言之，如圖8中所說明，在氧固溶體之濃度小於0.5×1018 原子/cm3 時，此傾向為顯著的。
如自圖8顯而易見，隨著矽晶圓中之氧固溶體之濃度增大，氧沈澱密度傾向於增大。在0.7×1018 原子/cm3 或更大之氧固溶體濃度下，其增大傾向變為均一的。就氧沈澱密度而言，矽晶圓中之氧固溶體之濃度較佳為0.7×1018 原子/cm3 或更大。
因此，當矽晶圓中之氧固溶體之濃度屬於0.5×1018 原子/cm3 至1.3×1018 原子/cm3 之範圍內，更佳0.7×1018 原子/cm3 至1.3×1018 原子/cm3 之範圍內時，LSTD密度減少比率為相對高的，且氧沈澱密度為高的。因此較佳地控制該濃度以屬於上述範圍內，從而提供相對高之LSTD密度減少比率及高的氧沈澱密度。
(實例1-4)
在實例1-1中獲得且在自20%至100%之氧分壓及分別1300℃、1330℃、1350℃及1380℃之RTP溫度下經受快速加熱/冷卻熱製程的矽晶圓之樣本如實例1-3所描述經受氧沈澱熱處理(在100%氧氣氣氛中800℃下歷時4小時的熱處理，繼之以在同一氣體氣氛(100%氧氣)中1000℃下歷時16小時的熱處理)。如同實例1-4中之評估，評估因此獲得之樣本的氧沈澱密度。藉由使用「BMD Analyzer System MO411」(商標名稱；Raytex公司之產品)在距晶圓表面50微米內之區中執行氧沈澱密度之評估。如同通常在器件製程中執行之熱處理一般執行氧沈澱熱處理。
在比較性實例1-1(實例1-4之比較性實例)中，使在0%及10%之氧分壓以及1300℃、1330℃、1350℃及1380℃之RTP溫度下藉由快速加熱/冷卻熱製程在實例1-1中獲得之矽晶圓的樣本經受類似氧沈澱熱處理，且評估所得樣本之氧沈澱密度。
結果已發現，氧分壓愈低且RTP溫度愈低，則氧沈澱密度愈高。簡言之，在比較性實例1-1中獲得之樣本與在實例1-4中獲得之樣本相比較具有較高氧沈澱密度。假設此結果發生，此係因為隨著氧分壓及RTP溫度兩者增大，填隙式矽濃度增大，此提昇過飽和度並抑制由氧沈澱熱處理引起的氧沈澱。
迄今描述之結果暗示，在使用根據本發明之矽晶圓生產製程生產之矽晶圓中，有可能防止氧固溶體在DZ層中的重新沈澱，該重新沈澱原本會由於快速加熱/冷卻熱製程之後的熱處理(例如，器件製程中之熱處理)而發生。
以下將參看圖9描述本發明之第二實施例。圖9為說明第二實施例之矽晶圓的示意性橫截面圖。如本文中所使用之「氧固溶體之濃度」意謂根據基於1970至1979年版之Old ASTM之轉換因數而判定的值。
如圖9中所說明，根據第二實施例之矽晶圓在矽晶圓110的含有至少一器件作用區之無缺陷區(無BMD或內生缺陷(包括錯位叢集)之區：剝蝕區；其下文將稱為「DZ層」)112中含有處於過飽和狀態的填隙式矽(在圖9中指示為「i-Si」的填隙式Si)113。
含有處於過飽和狀態之填隙式矽意謂，當用顯微鏡觀察在兩級熱處理(在100%氧氣氛中800℃下歷時4小時之熱處理，繼之以在同一氣氛(100%氧)中1000℃下歷時16小時的熱處理)之後經受佐藤(Sato)蝕刻之矽晶圓的表面且對存在於距表面5微米內之區中的蝕刻坑之數目進行計數時，蝕刻坑密度不大於10個/cm2 。
矽晶圓之DZ層112為自晶圓表面111至幾乎等於器件作用區之深度或更深之深度。DZ層112具有(例如)約5微米之厚度。
DZ層112具備一高氧濃度區，其具有高達0.7×1018 原子/cm3 或更高之氧固溶體濃度。
因此，根據本發明之矽晶圓在其DZ層112中含有處於過飽和狀態之填隙式矽，且同時具有一具有0.7×1018 原子/cm3 或更高之氧固溶體濃度的高氧濃度區，使得其無內生缺陷，具有高吸氣效應，可防止BMD在器件作用區中的沈澱，且可在其器件作用區中具有改良之耐熱強度。
當氧固溶體之濃度小於0.7×1018 原子/cm3 時，即使在填隙式矽以過飽和狀態包含於DZ層112中的情況下，矽晶圓也無法在其器件作用區中具有改良之耐熱強度。
當填隙式矽並不以過飽和狀態包含於DZ層112中時，即使在氧固溶體之濃度為0.7×1018 原子/cm3 或更大的情況下，氧固溶體也非所要地作為BMD沈澱於DZ層112中。
另一方面，在存在於矽晶圓110之比DZ層112深之部分中的主體區115中，COP及LSTD之過飽和空位類型點缺陷之聚結或氧沈澱物可留存而沒有問題。
下文將描述根據第二實施例之矽晶圓的製造方法。
為了生產根據第二實施例之矽晶圓，首先，在藉由丘克拉斯基法生長單晶矽晶錠之後，將氧固溶體之濃度調整為大約0.7×1018 原子/cm3 或0.7×1018 原子/cm3 或更大。
具體言之，在爐中將填充於石英坩堝中的多晶矽加熱為矽熔體。使晶種向下至矽熔體之液體表面而與矽熔體接觸，且拉引所得晶種同時使晶種及坩堝旋轉。晶體之直徑延伸為所要直徑，且生長直圓柱形部分，藉此製備單晶矽晶錠。可藉由控制石英坩堝之旋轉數或爐中之壓力來調整氧固溶體之濃度。
接著，將因此獲得之單晶矽晶錠如在第一實施例中一般以已知方式處理為矽晶圓。
在具有20%至100%之氧分壓的氧化氣體氣氛中在1,300℃至1,380℃之溫度下使以上生產之矽晶圓經受快速加熱/冷卻熱製程(RTP：快速熱製程)。
接著使具有約0.7×1018 原子/cm3 或0.7×1018 原子/cm3 或更高之氧固溶體濃度的矽晶圓經受快速加熱/冷卻熱製程以在無缺陷區中併入處於過飽和狀態的填隙式矽。
可用於快速加熱/冷卻熱製程之溫度製程的實例包括：在諸如氧之氧化氣體氣氛中以10℃/秒或更大之速率將溫度提昇至最大滯留溫度T1 ，使溫度保持於最大滯留溫度T1 歷時所要時間(例如，1秒至60秒)，且接著以10℃/秒或更大之速率降低溫度的製程(圖10A)；在諸如氬之非氧化氣體氣氛中以上述速率將溫度提昇至最大滯留溫度T1 ，在最大滯留溫度T1 下之滯留期間將氣氛改變至諸如氧氣之氧化氣體氣氛且進一步保持該條件歷時所要時間週期，及以上述速率降低溫度的製程(圖10B)；以及在諸如氬之非氧化氣體氣氛中將溫度提昇至最大滯留溫度T2 ，將溫度降低至最大滯留溫度T3 (<T2 )，在溫度降低期間將氣氛改變至諸如氧氣之氧化氣體氣氛，及接著又將溫度提昇至最大滯留溫度T1 (<T2 )的製程(圖10C)。
第二實施例類似於第一實施例之處在於藉由快速加熱/冷卻熱製程形成DZ層且同時用填隙式矽使DZ層過飽和的機制。
圖11A至圖11C為用於描述藉由快速加熱/冷卻熱製程形成DZ層且同時填隙式矽進入過飽和狀態的機制之概念圖。
在上述快速加熱/冷卻熱製程中，當藉由快速加熱/冷卻熱製程進行之突然溫度升高在具有20%或更高之氧分壓的高氧濃度狀態下發生時，矽晶圓表面經氧化，且藉此產生並引入填隙式矽(i-Si)(圖11A)。隨後，在形成於COP(該COP在單晶矽晶錠之生長時產生)之內壁上之內壁氧化物膜中含有的氧在高溫處理期間融入矽晶圓中。以上產生之i-Si填充於移除了內壁氧化物膜的COP中，結果COP消失(圖11B)且無缺陷區(DZ層)形成(圖11C)。此時，在COP消失之後，留存的填隙式矽(i-Si)形成以上無缺陷區中之填隙式矽的過飽和狀態(圖11C)。
附帶而言，COP在快速加熱/冷卻熱製程之後有時留存於晶圓表面附近。圖12A至12C為用於描述藉由快速加熱/冷卻熱製程形成DZ層並建立填隙式矽之過飽和狀態之機制的概念圖，其中COP留存於晶圓表面附近。
此處，允許COP留存於晶圓表面附近之狀況的實例包括：氧固溶體之濃度在藉由丘克拉斯基方法獲得之單晶矽晶錠的生長時為極高(例如，1.7×1018 原子/cm3 或更高)的狀況，及在快速加熱/冷卻熱製程時氧化氣氛中之氧分壓為高(例如，100%氧氣氛)的狀況。
舉例而言，當單晶矽晶錠之生長時的氧固溶體之濃度為高時或在快速加熱/冷卻熱製程時氧化氣氛中之氧分壓為高時，氧在晶圓表面附近進入過飽和狀態，且因此在形成於COP(該COP產生於表面附近)之內壁上之內壁氧化物膜中含有之氧幾乎不融入晶圓中。因此，形成於晶圓表面之附近之COP的內壁氧化物膜留存，且留存的內壁氧化物膜防止i-Si填充於COP內部。為此，在一些狀況下無法消除接近表面之COP(圖12A至圖12C)。
在此狀況下，可藉由拋光晶圓以移除在晶圓表面附近留存之COP而形成填隙式矽處於過飽和狀態之無缺陷區(DZ層)。此處，僅可藉由為通常熟知之技術的精整拋光或藉由組合地使用為熟知技術之二次拋光與以上精整拋光來執行拋光。
將接著參看圖11至圖13描述在第二實施例之矽晶圓10中氧固溶體之濃度在矽晶圓10內部自其表面起在深度方向上的分布。
圖11至圖13為展示此實施例之矽晶圓中之氧固溶體之濃度的深度方向分布之圖表。在圖11至圖13中，在橫座標上繪製自矽晶圓之表面的深度(微米)，而在縱座標上繪製氧固溶體的濃度(×1018 原子/cm3 )。圖11展示當如在圖3A至圖3C之上述狀況下含有處於過飽和狀態之填隙式矽時氧固溶體之濃度的深度方向分布；圖12展示當如在圖4A至圖4C之上述狀況下含有處於過飽和狀態之填隙式矽且藉由曝光自表面移除COP時氧固溶體之濃度的深度方向分布；且圖13展示當拋光量大於圖12之拋光量時氧固溶體之濃度的深度方向分布。
第二實施例之氧固溶體之濃度的深度方向分布包括三個模式：第一模式為矽晶圓在其含有至少一器件作用區之無缺陷區(例如，在自晶圓表面5微米之深度內的區)中具有一具有0.7×1018 原子/cm3 或更大之最大氧固溶體濃度的高氧濃度區，且同時在矽晶圓之比無缺陷區深的區(例如，自晶圓表面深度大於5微米的區)中具有一具有0.7×1018 原子/cm3 或更高之氧固溶體濃度的主體區(圖11(2)及圖11(3)、圖12(6)及圖12(7)，該模式下文將稱為「第一模式」)；第二模式除主體區具有小於0.7×1018 原子/cm3 之氧固溶體濃度外類似於第一模式(圖11(1)及圖12(5)，該模式下文將稱為「第二模式」)；且剩餘模式為氧固溶體之濃度並不具有0.7×1018 原子/cm3 或更大之峰值(最大值)但無缺陷區及主體區中的氧固溶體之濃度為0.7×1018 原子/cm3 或更大(圖11(4)、圖12(8)及圖13(9)至圖13(11))。
矽晶圓較佳具備模式(圖11(1)至圖11(3)及圖12(5)至圖12(7))，在該模式中無缺陷區中的氧固溶體濃度高於矽晶圓內部之比無缺陷區深之主體區中的氧固溶體濃度。
具有此組成之矽晶圓可阻止已顯現於主體區中之BMD或已自晶圓背面側顯現的滑動錯位，且因此BMD及滑動錯位至晶圓表面中之器件形成區的傳播可被防止。
矽晶圓更佳地具有模式(圖11(1)至圖11(4)及圖12(8))，在該模式中氧固溶體之濃度展示自矽晶圓之高氧濃度區朝向表面的逐漸降低。
具有此組成之矽晶圓可抑制形成於表面中之熱供體的量。
[實例2]
下文將基於實例2-1至2-11來描述本發明之第二實施例的優點，但本發明並不限於實例2-1至2-11或受實例2-1至2-11限制。
(實例2-1至2-11)
藉由拉製生產具有P類型及晶體平面方向(001)及不同[Oi]的三個單晶矽晶錠，以便在表面上形成一其中具有空位類型點缺陷之聚結的空位類型點缺陷區(I區)，同時在藉由CZ法生產單晶矽晶錠時調整氧固溶體之濃度為0.5、0.7、1.2及1.7(×1018 原子/cm3 )(使用根據1970至1979年版之Old ASTM之轉換因數所計算)且控制V/G(其中V表示拉製速率，且G表示在晶軸方向上1300℃下的溫度梯度)。
藉由使用線鋸將單晶矽晶錠中之每一者切片為晶圓形式且接著使矽晶圓經受斜切、研磨、蝕刻及拋光而生產具有300毫米直徑的經雙側拋光矽晶圓。
接著，在以下條件下：75℃/秒之溫度提昇速率、1300℃之最大操作溫度、最大操作溫度下30秒之滯留時間及25℃/秒之溫度降低速率，在100%氧氣氛中根據如圖10A中所示之溫度製程如圖2中所說明用RTP裝置10執行快速加熱/冷卻熱製程以生產四個矽晶圓，亦即，具有如圖11(1)中所說明之氧濃度分布的矽晶圓(實例2-1：0.5×1018 原子/cm3 之氧固溶體濃度)、具有如圖11(2)中所說明之氧濃度分布的矽晶圓(實例2-2：0.7×1018 原子/cm3 之氧固溶體濃度)、具有如圖11(3)中所說明之氧濃度分布的矽晶圓(實例2-3：1.2×1018 原子/cm3 之氧固溶體濃度)，及具有如圖11(4)中所說明之氧濃度分布的矽晶圓(實例2-4：1.7×1018 原子/cm3 之氧固溶體濃度)。
此外，自類似於在實例2-1至2-4中獲得之矽晶圓的批次獲得之經受快速加熱/冷卻熱製程的樣本經受表面拋光(具有自表面之約2.5微米之裕度)以獲得：具有如圖12(5)中所說明之氧濃度分布的矽晶圓(實例2-5：0.5×1018 原子/cm3 之氧固溶體濃度)、具有如圖12(6)中所說明之氧濃度分布的矽晶圓(實例2-6：0.7×1018 原子/cm3 之氧固溶體濃度)、具有如圖12(7)中所說明之氧濃度分布的矽晶圓(實例2-7：1.2×1018 原子/cm3 之氧固溶體濃度)及具有如圖12(8)中所說明之氧濃度分布的矽晶圓(實例2-8：1.7×1018 原子/cm3 之氧固溶體濃度)。
另外，自類似於在實例2-2至2-4中獲得之矽晶圓的批次獲得之經受快速加熱/冷卻熱製程的樣本經受表面拋光(具有自表面之約5.0微米之裕度)以獲得：具有如圖13(9)中所說明之氧濃度分布的矽晶圓(實例2-9：0.7×1018 原子/cm3 之氧固溶體濃度)、具有如圖13(10)中所說明之氧濃度分布的矽晶圓(實例2-10：1.2×1018 原子/cm3 之氧固溶體濃度)及具有如圖13(11)中所說明之氧濃度分布的矽晶圓(實例2-11：1.7×1018 原子/cm3 之氧固溶體濃度)。
(比較性實例2-1及2-2)
以除氧固溶體之濃度調整為0.3與0.5(×1018 原子/cm3 )外類似於實例2-9至2-11之方式(RTP+約5.0微米之裕度的表面拋光)，分別獲得具有如圖14(12)中所說明之氧濃度分布的矽晶圓(比較性實例2-1：0.3×1018 原子/cm3 之氧固溶體濃度)及具有如圖14(13)中所說明之氧濃度分布的矽晶圓(比較性實例2-2：0.5×1018 原子/cm3 之氧固溶體濃度)。
(比較性實例2-3至2-5)
藉由拉製生產具有P類型及晶體平面方向(001)及不同氧固溶體濃度的複數個單晶矽晶錠，以便在表面上形成無空位類型點缺陷之聚結且富含填隙式矽類型點缺陷的無缺陷區，同時在藉由CZ法生產單晶矽晶錠時調整氧固溶體之濃度為0.7、1.2及1.7(×1018 原子/cm3 )(使用根據1970至1979年版之Old ASTM之轉換因數所計算)且控制V/G(其中V表示拉製速率，且G表示在晶軸方向上1300℃下的溫度梯度)。
藉由線鋸將因此獲得之單晶矽晶錠切片為晶圓形式，且經受斜切處理、研磨、蝕刻及拋光以生產具有300毫米直徑之經雙側拋光的矽晶圓。結果，分別獲得具有如圖14(14)中所說明之氧濃度分布的矽晶圓(比較性實例2-3：0.7×1018 原子/cm3 之氧固溶體濃度)、具有如圖14(15)中所說明之氧濃度分布的矽晶圓(比較性實例2-4：1.2×1018 原子/cm3 之氧固溶體濃度)及具有如圖14(16)中所說明之氧濃度分布的矽晶圓(比較性實例2-5：1.7×1018 原子/cm3 之氧固溶體濃度)。
(氧沈澱密度之評估)
使在實例2-1至2-11及比較性實例2-1至2-5中獲得之樣本在100%氧氣氛中在800℃下經受熱處理歷時4小時，繼之以在同一氣氛(100%氧)中在1000℃下歷時16小時的熱處理。接著，使所得樣本經受佐藤蝕刻(蝕刻劑組成；HF(濃度：49%)：HNO3 (濃度：69%)：CH3 COOH:H2 O=1:15:3:1)。用顯微鏡觀察樣本之表面，且量測存在於自表面5微米內之區中的蝕刻坑之密度。
結果，在實例2-1至2-11以及比較性實例2-1及2-2中獲得之樣本具有10個/cm2 或更小之蝕刻坑密度，且因此幾乎觀察不到蝕刻坑。另一方面，在比較性實例2-3至2-5中獲得之樣本具有超出10個/cm2 之氧沈澱密度，且發現該等樣本具有許多蝕刻坑。
(滑動之評估)
使在實例2-1至2-11及比較性實例2-1至2-5中獲得之樣本曝露至比在氧沈澱密度之評估中使用之條件更為嚴苛的條件下(100%氧氣氛中在1200℃下歷時1小時的熱處理)。評估在每一樣本之將為器件形成表面之無缺陷區中的滑動錯位之產生。
結果，關於在比較性實例2-1及2-2中獲得之樣本，確認了滑動自晶圓之背面側至晶圓表面之器件形成區的傳播，而關於其他樣本，並未確認滑動的此種傳播。
以下藉由參看圖17詳細描述第三實施例。
在根據第三實施例之用於對矽晶圓進行熱處理的方法中，使藉由對由CZ方法生產之單晶矽晶錠切片而獲得之晶圓經受RTP。第三實施例之特徵在於，在RTP處，最大可達溫度設定為1,300℃與矽之熔融點之間的溫度，且在最大可達溫度下保持狀態中的氣氛在晶圓之表面側上設定為具有20%至100%之氧分壓的氧化氣體氣氛且在晶圓之背面側上設定為非氧化氣體氣氛。
如上文所描述，在晶圓表面上之氧氣氛中執行RTP，藉此隨著氧化反應產生填隙式矽，且填隙式矽填充存在於晶圓中的空洞缺陷(COP)。
另一方面，晶圓之背面側上的氣氛設定為非氧化氣體氣氛，藉此空位濃度傾向於變高，且可提昇冷卻之後留存於主體中之空位的濃度。
因此，在晶圓表面側上，形成DZ層且同時氧固溶體之濃度變高，而在晶圓背面側上，殘餘空位之濃度提昇。
結果，在隨後之熱處理中，高密度BMD可形成於晶圓的主體中。
在矽晶圓之上述熱處理方法中，在RTP中晶圓表面側上之氣氛在溫度升高製程中較佳被設定為非氧化氣體氣氛，且在達到最大可達溫度之後切換至具有20%至100%之氧分壓的氧化氣體氣氛。
藉由氣氛氣體之此切換，可更完全地消除表面側上之COP，且可形成具有較高品質的DZ層。
在自非氧化氣氛切換至氧化氣氛時，溫度較佳降低至1,000℃或更小一次。
藉由在1,000℃或更小溫度下將氣氛切換至氧化氣氛，可防止表面粗糙度歸因於突然的氧化反應而劣化。
又，在RTP中之溫度下降製程中，晶圓之表面側及背面側較佳皆設定為非氧化氣體氣氛。
藉由此控制，可使得在隨後熱處理中用於氧沈澱的區靠近晶圓表面側。亦即，可使DZ層之厚度為薄的，藉此用於氧沈澱之產生區可接近器件形成區，且可增強雜質吸氣效應。
此外，經供應以在晶圓之表面側上建立氧化氣體氣氛之氧化氣體的流動速率較佳小於經供應以在晶圓之背面側上建立非氧化氣體氣氛的非氧化氣體之流動速率。
藉由以此方式調整供應氣體之流動速率，可防止晶圓背面側上之非氧化氣體經由晶圓之外部周邊部分流動至表面側中，且可允許藉由氧化氣氛進行之晶圓表面上的氧化反應在該平面中均一地進行。亦即，在晶圓表面側上，高品質DZ層亦可形成於外部周邊部分中。
此外，防止氧化氣體流動至背面側中，藉此BMD亦可均一地形成於背面側上的外部周邊部分中。
可(例如)藉由展示於圖17中之裝置合適地執行根據第三實施例之上述RTP。
圖17展示根據第三實施例之在矽晶圓之熱處理方法中使用之晶圓熱處理裝置的腔室部分之輪廓。
展示於圖17中之晶圓熱處理裝置為RTP裝置，其中腔室部分201包含：用於收容晶圓W之反應管202；安置於反應管202內部之晶圓支撐部分203；及照射光以對晶圓W進行加熱的複數個燈204。晶圓W置放於晶圓支撐部分203上。
反應管202包含用於在晶圓W之表面W1側上供應氣氛氣體的氣體供應口211及氣體排出口212，且又包含用於在晶圓W之背面W2側上供應氣氛氣體之氣體供應口221及氣體排出口222。
以下描述藉由使用展示於圖17中之晶圓熱處理裝置進行的矽晶圓之RTP。
將晶圓W置放且支撐於反應管202中之晶圓支撐部分203的晶座203a上且同時藉由晶座旋轉部分203b使晶座203a旋轉，將具有20%至100%之氧分壓的氧化氣體或非氧化氣體自氣體供應口211供應至反應管202中之晶圓W的表面W1側。另一方面，自氣體供應口221，將非氧化氣體供應至反應管202中之晶圓W的背面W2側。
在因此將預定氣體自兩個氣體供應口211及221供應至反應管202中的同時，藉由來自燈204的光照射加熱晶圓W。此製程為溫度升高製程。
在晶圓W達到預定最大可達溫度之後，將來自氣體供應口211之供應氣體設定為具有20%至100%之氧分壓的氧化氣體氣氛。因此，在來自氣體供應口211之供應氣體在溫度升高製程中為非氧化氣體的狀況下，供應氣體被切換至具有20%至100%之氧分壓的氧化氣體氣氛。另一方面，來自氣體供應口221之供應氣體為原樣的非氧化氣體。
此時，調整來自氣體供應口211及221之兩個氣體流動速率，使得自氣體供應口211供應之氧化氣體的流動速率變得小於自氣體供應口221供應之非氧化氣體的流動速率。
以此方式，在最大可達溫度下之保持狀態中，防止自氣體供應口221供應之非氧化氣體流動至晶圓W之表面W1側，且將晶圓W之表面W1側置於具有20%至100%之氧分壓的氧化氣體氣氛中同時將晶圓W之背面W2側置於非氧化氣體氣氛中，藉此將晶圓W之表面W1及背面W2保持於不同氣體氣氛中。
在將晶圓W保持於最大可達溫度下歷時大約數秒至數十秒之預定時間之後，減少燈204之功率，且藉由自氣體供應口211及221供應冷卻氣體而冷卻晶圓W。在此溫度下降製程中，自氣體供應口211及221兩者供應非氧化氣體。
在第三實施例中，經由上述步驟執行矽晶圓之熱處理。
附帶而言，藉由已知控制單元(未圖示)執行反應管202中之溫度控制或氣體流動速率控制。
在第三實施例中，經受RTP之晶圓為藉由將由CZ方法生產之單晶矽晶錠切片所獲得的晶圓。
可藉由熟知方法執行藉由CZ方法進行之單晶矽晶錠的生產。更具體而言，加熱填充於石英坩堝中之多晶矽以獲得矽熔體，使晶種與矽熔體之液體位準接觸，且拉製晶種同時使晶種及石英坩堝旋轉，且在將大小擴展至所要直徑並形成直圓筒部分之後自矽熔體分離，藉此生長單晶矽晶錠。
其後，藉由熟知方法將因此獲得之單晶矽晶錠處理為矽晶圓。更具體而言，藉由內徑刀片、線鋸或其類似者將單晶矽晶錠切片為晶圓形狀，且接著使其經受諸如外部周邊部分之倒角、研磨、蝕刻及鏡面拋光的處理。
RTP中之最大可達溫度較佳設定為自1,300℃至矽之熔融點的範圍。
藉由設定此溫度條件，可完全消除在熱處理之前存在於晶圓中之內生缺陷。若最大可達溫度超出矽之熔融點，則矽晶圓在快速加熱/冷卻熱製程期間熔融掉，且此並非較佳的。
更佳地，自如RTP裝置之裝置壽命的立場，最大可達溫度之上限設定為1,380℃或更小。
附帶而言，如本文中所使用之最大可達溫度係基於晶圓之背面側上之大量點處之溫度的平均溫度。
在氧化氣體中，氧分壓較佳設定為自20%至100%之範圍。
若氧分壓小於20%，則充分消除晶圓表面層中的COP、在晶圓主體中產生高密度BMD及抑制滑動的產生為困難的。
關於非氧化氣體及包含於氧化氣體中之除氧外的氣體，可使用(例如)氮、氮化合物氣體或惰性氣體，但惰性氣體為尤其較佳的。
在使用氮氣之狀況下，氮化物膜有時在RTP中形成於晶圓表面上，且可能另外要求用於移除氮化物膜的蝕刻步驟或其類似者。
氫氣因為與氧混合就存在爆炸之風險，故並非為較佳的。
至於惰性氣體，使用氬氣為尤其較佳的。氬氣使得可在不涉及形成諸如氮化物膜之其他膜或不引起化學反應或其類似者的情況下執行RTP。
RTP中之溫度升高速率及溫度下降速率較佳皆自10℃/秒至150℃/秒。
若溫度升高速率或溫度下降速率小於10℃/秒，則導致差的生產率，而若溫度升高速率或溫度下降速率超出150℃/秒，則矽晶圓無法承受過快之溫度改變且易於產生滑動。
最大可達溫度下之保持時間較佳係自1至60秒。
若保持時間小於1秒，則難以實現(例如)COP之減少或BMD密度的增大。
另一方面，若保持時間超出60秒，則不僅生產率為低的，而且歸因於晶圓支撐部分處的應力集中之滑動的產生也變得顯著，此並非為較佳的。
[實例3]
以下藉由參看實例3更詳細地描述第三實施例，但第三實施例並不限於以下實例3。
關於藉由將由CZ方法在富V區中生長之單晶矽晶錠切片而獲得之矽晶圓(直徑：300毫米、厚度：775毫米、氧濃度：1.3×1018 原子/ml)，在展示於表1中之用於實例3-1至3-6及比較性實例3-1至3-5中的每一者之最大可達溫度及氣氛的條件下在展示於圖17中之RTP裝置中執行RTP。在所有實例及比較性實例中，最大可達溫度下之保持時間設定為15秒，且溫度下降速率設定為同一條件。
附帶而言，在實例3-6中，使得至最大可達溫度下保持狀態中之晶圓表面側之供應氣體的流動速率比至晶圓背面側之供應氣體的流動速率小10%。除實例3-6外，使得供應氣體之流動速率在晶圓表面側及背面側兩者上為相同的。
在RTP之後，藉由對LSTD(雷射散射構形缺陷)之偵測來評估直至自晶圓表面5微米之深度處的COP的消失程度。又，評估兩步驟熱處理(保持於780℃歷時3小時及接著保持於1,000℃歷時10小時)之後的DZ層之自晶圓表面起之厚度及BMD之沈澱密度。
此等結果一起展示於表2中。
附帶而言，在比較性實例3-1至3-4中，DZ層之厚度小於量測下限。
關於實例3-5及3-6之經處理之晶圓，藉由次級離子質譜儀(SIMS；Ims-6f，由Cameca製造)評估晶圓中心部分及晶圓外部周邊部分(自外部周邊朝向中心方向3毫米的位置)之每一者中的深度方向上之自晶圓表面起的氧濃度剖面。
結果，在實例3-5中，氧濃度在晶圓外部周邊部分比在晶圓中心部分中低，而在實例3-6中，晶圓中心部分及晶圓外部周邊部分顯現幾乎相同的氧濃度剖面。
自此等結果認識到，當至在最大可達溫度下保持狀態之晶圓表面側之供應氣體的流動速率被設定為小於至晶圓背面側之供應氣體的流動速率且晶圓表面及背面側上之氣氛經調整時，氧化反應在平面中均一地進行。
以下藉由參看圖18至圖23詳細描述第四實施例。
根據第四實施例之用於對矽晶圓進行熱處理的方法為使藉由將由CZ方法生產之單晶矽晶錠切片而獲得之矽晶圓經受RTP的方法，其中藉由以下操作而在含氧氣氛中執行RTP：將最大可達溫度設定為自1,300℃至矽之熔融點的範圍，及將自最大可達溫度起的溫度下降速率設定為自50℃/秒至145℃/秒的範圍。
藉由以此方式執行熱處理，可消除在加工成器件作用區之晶圓表面部分中的諸如COP之晶體缺陷，可在主體部分中形成處於1.0×1010 cm-3 之位準的高密度BMD，且可抑制在RTP期間在晶圓中滑動的產生。
藉由如上在含氧氣氛中執行RTP，在晶圓表面上形成二氧化矽膜。此時，在二氧化矽膜與矽之間的界面處產生大量填隙式矽。當RTP溫度為高溫時，填隙式矽擴散至晶圓內部，且填充尤其存在於晶圓表面部分中的COP，且因此可消除晶圓表面部分中的晶體缺陷。
又，由於將氧注入至晶圓中，所以可提昇晶圓表面部分中之氧固溶體的濃度，使得當因此經熱處理之晶圓用於器件製程中時，由於施加應力或在器件製程中產生之變形而產生的錯位之延伸可被抑制。
此外，RTP中自最大可達溫度起之溫度下降速率被設定為高速率且被控制至以上範圍，使得儘管具有高擴散速率之填隙式矽向外擴散同時抑制滑動的產生，對於BMD之生長所必要的空位仍可形成會留存之深度區。
因此，可防止存在於晶圓主體部分中之空位被填隙式矽填充及消除，且可提昇留存於主體部分中之空位的濃度，結果，可使晶圓主體部分中的BMD密度增大。
此外，藉由將RTP中之最大可達溫度設定為自1,300℃至矽之熔融點的範圍，存在於晶圓內部之COP的內壁氧化物膜可被有效熔融。
因此，在晶圓表面部分中，可提昇藉由用填隙式矽進行填充而消除COP的能力，而在晶圓主體部分中，可形成許多空位且又可以高密度形成BMD。
根據第四實施例之用於對矽晶圓進行熱處理的方法可(例如)藉由展示於圖18中之RTP裝置合適地執行。
圖18為根據第四實施例之展示在矽晶圓之熱處理方法中使用之RTP裝置的腔室部分之輪廓的橫截面圖。
展示於圖18中之RTP裝置之腔室部分310包含：用於收容晶圓W之反應管320、安置於反應管320內部之晶圓支撐部分330，及照射光以加熱晶圓W的複數個燈340。晶圓W置放於晶圓支撐部分330上。
反應管320包含：氣體供應口322，其用於向晶圓W之形成半導體器件之表面W1側上的第一空間320a供應第一氣氛氣體FA (在圖18中，藉由實線箭頭指示)；氣體排出口326，其用於自第一空間320a排出氣體；氣體供應口324，其用於向晶圓W之背面W2側上的第二空間320b供應第二氣氛氣體FB (在圖18中，藉由虛線箭頭指示)；及氣體排出口328，其用於自第二空間320b排出氣體。
將第一氣氛氣體FA 用作RTP中晶圓W之熱處理期間的氣氛氣體，且第二氣氛氣體FB 用作(若需要)RTP中的冷卻氣體。亦即，在本發明中，第一氣氛氣體FA 為含氧氣氛氣體。
以下描述藉由使用展示於圖18中之RTP裝置對矽晶圓進行熱處理之方法的一實例。圖19為根據第四實施例之用於描述應用至矽晶圓之熱處理方法之RTP中的熱處理序列之一實例的概念圖。
在展示於圖19中之熱處理序列中，將晶圓W之背面W2側的外部周邊部分置放且支撐於保持在T0(例如，600℃)之溫度的反應管320內部之晶圓支撐部分330的晶座332上。隨後，自氣體供應口322供應第一氣氛氣體FA 同時自氣體排出口326排出第一氣氛氣體FA ，且自燈340照射光同時藉由晶座旋轉部分332旋轉晶座334以將晶圓W以預定溫度升高速率ΔTu(℃/秒)快速加熱至最大可達溫度T1(℃)。
保持最大可達溫度T1歷時預定時間t(秒)。
其後，若需要，自氣體供應口324供應第二氣氛氣體FB 且同時自氣體排出口328排出第二氣氛氣體FB ，藉此使晶圓W以預定溫度下降速率ΔTd(℃/秒)快速冷卻。
附帶而言，(例如)藉由安置於晶圓W下方之輻射溫度計(未圖示)量測處於熱處理序列中之晶圓W的溫度。又，藉由控制(例如)個別燈340之輸出或第一氣氛氣體FA 或第二氣氛氣體FB 的流動速率，基於如上所量測之溫度，使用控制單元(未圖示)來控制溫度升高速率及溫度下降速率。
在第四實施例中，經受RTP之晶圓為藉由將由CZ方法生產之單晶矽晶錠切片所獲得的晶圓。
藉由CZ方法進行之單晶矽晶錠的生產可藉由熟知方法執行。更具體而言，加熱填充於石英坩堝中之多晶矽以獲得矽熔體，使晶種與矽熔體之液體位準接觸，且拉製晶種同時使晶種及石英坩堝旋轉，且在將大小擴展至所要直徑並形成直圓筒部分之後，自矽熔體分離，藉此生長單晶矽晶錠。
其後，藉由熟知方法將因此獲得之單晶矽晶錠處理為矽晶圓。更具體而言，藉由內徑刀片、線鋸或其類似者將單晶矽晶錠切片為晶圓形狀，且接著使其經受諸如外部周邊部分之倒角、研磨、蝕刻及鏡面拋光的處理。
藉由以下操作在含氧氣氛中使用展示於圖18中之RTP裝置使以上獲得之經鏡面拋光的矽晶圓經受RTP：將最大可達溫度設定為自1,300℃至矽之熔融點的範圍，及將自最大可達溫度起的溫度下降速率設定為自50℃/秒至145℃/秒的範圍。
若最大可達溫度小於1,300℃，則幾乎不能提昇消除加工成器件作用區之晶圓表面部分中的諸如COP之晶體缺陷的能力。
另一方面，若最大可達溫度超出矽之熔融點，則矽晶圓在熱處理期間熔融掉，且此並非為較佳的。
附帶而言，自如RTP裝置之裝置壽命的立場，最大可達溫度之上限較佳為1,380℃或更小。
若溫度下降速率小於50℃/秒，則晶圓主體部分中之BMD密度幾乎不能提昇至1.0×1010 cm-3 之位準。
另一方面，若溫度下降速率超出145℃/秒，則晶圓內部之BMD密度可經提昇，但在RTP期間晶圓中滑動的產生難以抑制且此並非為較佳的。
溫度下降速率更佳係自50至70℃/秒，或自90℃/秒至145℃/秒。
藉由將溫度下降速率控制至以上範圍，BMD可以高密度形成於主體部分中，同時大大抑制在RTP期間滑動的產生。
詳言之，當溫度下降速率設定為自90℃/秒至145℃/秒之範圍時，主體部分中之BMD密度可提昇至約3.0×1010 cm-3 。
在含氧氣氛中，氧分壓較佳設定為自20%至100%之範圍。
若氧分壓小於20%，則填充COP之填隙式矽的濃度降低，且又不利地減小消除晶圓表面部分中之COP的能力。
含氧氣氛中之除氧氣外的氣體較佳為惰性氣體。
在使用氮氣作為除氧氣外之氣體的狀況下，在RTP中在晶圓表面上形成氮化物膜，且必須新添加用於移除氮化物膜之蝕刻步驟或其類似者，該情形因為步驟之數目的增大而並非為較佳的。又，氫氣並非為較佳的，此係因為氧與氫之混合氣體具有爆炸的危險。此外，基於氨之氣體減小了消除諸如COP之晶體缺陷的能力，且並非為較佳的。
至於惰性氣體，使用氬氣為較佳的。氬氣使得可在不涉及形成諸如氮化物膜之其他膜或不引起化學反應或其類似者的情況下執行RTP。
另一方面，供應至晶圓W之背面W2側上之第二空間320b的第二氣氛氣體FB 較佳為具有大熱導率的氦。
藉由使用此種具有高冷卻效應之氣體，可易於增大溫度下降速率，且此有助於形成高密度BMD。
RTP之熱處理序列中之溫度升高速率較佳係自10℃/秒至150℃/秒。
若溫度升高速率小於10℃/秒，則生產率降低且此情形並非為較佳的。
另一方面，若溫度升高速率超出150℃/秒，則晶圓無法承受過快之溫度改變且可能造成滑動之產生。
保持最大可達溫度所歷時之保持時間t較佳係自1至60秒。
若保持時間t小於1秒，則難以達到RTP之所要目的，諸如，晶體缺陷之減少或BMD密度的增大。
另一方面，若保持時間t超出60秒，則生產率降低且此情形並非為較佳的。
在本發明中，經受RTP之晶圓如上文所描述為藉由將由CZ方法生產之單晶矽晶錠切片而獲得之晶圓，但較佳為藉由自主要存在空位類型點缺陷之區將單晶矽晶錠切片所獲得的晶圓。
以下藉由參看圖20描述單晶矽晶錠中之缺陷區。
圖20為示意性展示生產單晶矽晶錠時v/G與晶體缺陷產生位置之間的關係之晶錠之橫截面圖，其中v指示拉製速率，且G指示單晶體內之拉製軸線方向上的溫度梯度G。又，「V」為主要存在空位類型點缺陷之區(下文中稱為「V」區)，[I]為主要存在填隙式矽類型點缺陷之區(下文中稱為「I」區)，[N]為並不存在填隙式矽類型點缺陷之聚結及空位類型點缺陷之聚結的區(下文中稱為「N」區)，且「OSF」為屬於「V」區且當單晶矽晶錠在矽晶圓狀態下經受熱氧化處理時在其中產生氧化誘發之疊差(OSF)的區(下文中稱為「OSF」區)。
在第四實施例中經受熱處理之晶圓較佳為在圖20中自主要存在空位類型點缺陷之區(亦即，自僅含有「V」區或僅含有「OSF」區及「V」區的位置)切片之晶圓。
在自「N」區切片之晶圓中，對於BMD核在主體部分中生長所必要的空位並不存在，且因此BMD密度之提高為有限的。又，如所熟知，自「I」區切片之晶圓不可用作用於形成半導體器件的基板。
只要晶圓為自僅含有「V」區或僅含有「OSF」區及「V」區的位置切片之晶圓，就可以大v/G(亦即，高拉製速率v)執行藉由CZ方法進行之單晶矽晶錠的生長，使得生產率可被提昇且晶錠生長之成本可減小。此外，對於BMD核之生長必要之許多空位形成於主體部分中，使得隨後在RTP中可以高密度形成BMD。
更佳地，使用經切片以使得整體晶圓僅由「V」區構成且不含有「OSF」區的晶圓。當晶圓為並不含有「OSF」區之晶圓時，除上述效應外，可使得BMD密度在晶圓平面中為均一的。
[實例4]
以下藉由參看實例4更詳細地描述第四實施例，但第四實施例並不限於以下實例4。
(測試1)溫度下降速率、BMD密度及總滑動長度之間的關係：
在控制v/G的同時藉由CZ方法生產具有主要存在空位類型點缺陷之區的單晶矽晶錠，且藉由如表1中所示改變溫度下降速率在以下各項條件下在100%氧(流動速率：20slm)氣氛中使自該區切片並在兩個表面上經鏡面拋光之矽晶圓(直徑：300毫米、厚度：775微米)經受RTP：溫度T0：600℃、溫度升高速率：70℃/秒、最大可達溫度：1,350℃及最大可達溫度下之保持時間：15秒。
附帶而言，在溫度下降速率為120℃/秒或更大之狀況下(實例4-4及4-5以及比較性實例4-3及4-4)，為了增大晶圓冷卻速率，將具有大熱導率之氦氣引入至晶圓背面側。
使所得之經退火晶圓經受BMD沈澱熱處理(780℃×3小時+1,000℃×16小時)，且接著藉由IR斷層攝影儀(MO-411，由Raytex公司製造)來量測晶圓表面層部分中直至自表面180微米深度處的BMD密度。
又，藉由X射線構形儀(XRT300，由Rigaku公司製造)來量測以上獲得之經退火晶圓的總滑動長度。
每一溫度下降速率下的BMD密度及總滑動長度之量測結果展示於表3中。圖21為基於表3中之結果的展示溫度下降速率、BMD密度及總滑動長度之間的關係之圖表。
圖22為預定溫度下降速率下之IR斷層攝影影像。
如自展示於表3中之結果及圖21之圖表可見，存在以下傾向：隨著RTP中之溫度下降速率增大，晶圓之BMD密度增大，且同時歸因於熱應力之滑動長度增大。
又，如自圖22之IR斷層攝影影像可見，存在以下傾向：當溫度下降速率增大時，存在BMD之區接近晶圓表面側，且同時晶圓主體部分中之BMD密度增大。
自此等結果認識到，當溫度下降速率係自50℃/秒至145℃/秒時，可在主體部分中以高密度生長BMD同時將RTP期間之滑動產生抑制至容許範圍；詳言之，當溫度下降速率係自50℃/秒至70℃/秒時，可將滑動產生抑制至最小值同時以高密度形成BMD，且當溫度下降速率係自90℃/秒至145℃/秒時，可以較高密度生長BMD同時將RTP期間之滑動產生抑制至容許範圍。
(測試2)溫度下降速率與晶圓之氧濃度之間的關係：
在控制v/G的同時藉由CZ方法生產具有主要存在空位類型點缺陷之區的單晶矽晶錠，且藉由使用垂直擴散爐使自該區切片並在兩個表面上經鏡面拋光之晶圓(直徑：300毫米、厚度：775微米)經受Ar氣氛中之1,200℃下歷時1小時的熱處理，藉此使氧自晶圓表面層向外擴散。
其後，藉由改變溫度下降速率(比較性實例4-5：12.5℃/秒、比較性實例4-6：25℃/秒、實例4-6：50℃/秒、實例4-7：120℃/秒)在100%氧(流動速率：20slm)氣氛中在以下條件下執行RTP：溫度T0：600℃、溫度升高速率：70℃/秒、最大可達溫度：1,350℃及最大可達溫度下之保持時間：15秒。
藉由次級離子質譜儀(SIMS；Ims-6f，由Cameca製造)評估所得之經退火晶圓中之每一者的晶圓中心處的在深度方向上的氧濃度剖面。
圖23為展示評估結果之圖表。氧濃度為根據舊版ASTM轉換得到的值。在圖23中，「AT」為在不進行以上RTP的情況下僅執行垂直擴散爐中之熱處理之後的晶圓，且「PW」為在垂直擴散爐中之熱處理之前的經鏡面拋光之晶圓。
如自圖23之圖表可見，當溫度下降速率增大時，溫度下降時間縮短，藉此氧之向外擴散被抑制，且獲得與PW相比在表面部分中具有較高氧固溶體濃度的晶圓。詳言之，認識到，當溫度下降速率為50℃/秒或更大(實例4-6及4-7)時，晶圓表面部分中之氧濃度與小於50℃/秒(比較性實例4-5及4-6)之狀況相比顯著增大。
(測試3)氣氛與最大可達溫度之比較：
在控制v/G的同時藉由CZ方法生產具有主要存在空位類型點缺陷之區的單晶矽晶錠，且藉由改變熱處理氣氛中之氧分壓、氣體物質或最大可達溫度而在以下條件下使自該區切片並在兩個表面上經鏡面拋光之晶圓(直徑：300毫米、厚度：775微米)經受RTP：溫度T0：600℃、溫度升高速率70℃/秒、最大可達溫度下之保持時間：30秒，及溫度下降速率：120℃/秒。
藉由LSTD掃描儀(MO-601，由Raytex公司製造)評估所得之經退火晶圓的晶圓表面部分中直至自形成半導體器件之表面5微米深度處的在RTP之前與之後之間的LSTD之降低百分數。評估結果展示於表4中。
如自表4可見，在100%氧氣氛及1,300℃之最大可達溫度(實例4-8)之狀況下，可消除幾乎70%的LSTD。又，認識到，當分壓為20%或更大(實例4-9)時，可消除60%的LSTD。
另一方面，在小於1,300℃之最大可達溫度(℃)(比較性實例4-7)、15%之氧分壓(比較性實例4-8)或氨氣氛(比較性實例4-9)之狀況下，發現LSTD之消失百分數為小的。
雖然已參看本發明之某些例示性實施例展示並描述了本發明之概念，但一般熟習此項技術者應理解，可在不脫離如由附加申請專利範圍所界定的本發明之精神及範疇之情況下在本發明中進行形式及細節的各種改變。
10．．．快速熱製程(RTP)裝置
20．．．反應管
20a．．．氣氛氣體入口
20b．．．氣氛氣體出口
25．．．反應空間
30．．．燈
40．．．晶圓支撐件
40a．．．環狀晶座
40b．．．平台
50．．．輻射溫度計
110．．．矽晶圓
111．．．晶圓表面
112．．．無缺陷區/DZ層
113．．．填隙式矽(i-Si)
115．．．主體區
201．．．腔室部分
202．．．反應管
203．．．晶圓支撐部分
203a．．．晶座
203b．．．晶座旋轉部分
204．．．燈
211．．．氣體供應口
212．．．氣體排出口
221．．．氣體供應口
222．．．氣體排出口
310．．．腔室部分
320．．．反應管
320a．．．第一空間
320b．．．第二空間
322．．．氣體供應口
324．．．氣體供應口
326．．．氣體排出口
328．．．氣體排出口
330．．．晶圓支撐部分
332．．．晶座
334．．．晶座旋轉部分
340．．．燈
FA ．．．第一氣氛氣體
FB ．．．第二氣氛氣體
W．．．晶圓
W1．．．表面
W2．．．背面
圖1為根據本發明之說明在矽晶圓之生產製程中使用之RTP裝置之一實例的示意性橫截面圖；
圖2為快速加熱/冷卻熱製程中的溫度製程之一實例的說明；
圖3A至圖3C為用於描述關於本發明之LSTD-密度減少機制的示意圖；
圖4A至圖4C為用於描述關於本發明之LSTD密度減少機制中晶圓表面附近的COP之留存機制的示意圖；
圖5展示在實例1-1中在快速加熱/冷卻熱製程之後在每一條件下LSTD密度及總滑動長度之產生的量測結果；
圖6為用於描述當在實例1-2中判定氧化物膜之厚度的變化時的量測點的示意圖；
圖7展示在實例1-2中在快速加熱/冷卻熱製程之後相對於膜厚度之變化的滑動長度之產生的量測結果；
圖8展示在實例1-3中矽晶圓中相對於氧固溶體之濃度的LSTD密度減少比率及氧沈澱密度的量測結果；
圖9為關於第二實施例之矽晶圓的示意性橫截面圖；
圖10A至10C為說明快速加熱/冷卻熱製程中之溫度製程之一實例的示意圖；
圖11A至11C為用於描述一機制的概念圖，在該機制中藉由快速加熱/冷卻熱製程形成DZ層且填隙式矽進入過飽和狀態；
圖12A至12C為用於描述一機制之概念圖，在該機制中在藉由快速加熱/冷卻熱製程形成DZ層並建立填隙式矽之過飽和狀態的機制中，COP留存於晶圓表面附近；
圖13為根據第二實施例之說明矽晶圓中之氧固溶體之濃度的深度方向分布之圖表；
圖14為根據第二實施例之說明矽晶圓中之氧固溶體之濃度的深度方向分布之圖表；
圖15為根據第二實施例之說明矽晶圓中之氧固溶體之濃度的深度方向分布之圖表；
圖16為說明在比較性實例2-1至2-5中獲得之矽晶圓中之氧固溶體之濃度的深度方向分布之圖表；
圖17為根據第三實施例之展示在矽晶圓之熱處理方法中使用之晶圓熱處理裝置的腔室部分之輪廓的橫截面圖；
圖18為根據第四實施例之展示在矽晶圓之熱處理方法中使用之RTP裝置的腔室部分之輪廓的橫截面圖；
圖19為根據第四實施例之用於描述應用至矽晶圓之熱處理方法之RTP中的熱處理序列之一實例的概念圖；
圖20為示意性展示第四實施例中在單晶矽晶錠之生產時V/G與晶體缺陷產生位置之間的關係之視圖；
圖21為展示第四實施例之測試1中溫度下降速率、BMD密度及總滑動長度之間的關係之圖表；
圖22為測試1中預定溫度下降速率下的IR斷層攝影影像；及
圖23為展示第四實施例之測試2中在每一溫度下降速率下在晶圓之中心處深度方向上之氧濃度分布的圖表。
(無元件符號說明)

Claims (20)

  1. 一種用於製造一矽晶圓之方法，其包含：使自藉由丘克拉斯基法生長之一單晶矽晶錠所生產的一矽晶圓，在一具有20%至100%之氧分壓的氧化氣體氣氛中，以最大可達溫度1,300℃以上1380℃以下，昇溫速度及降溫速度為10℃/秒以上，且上述最大可達溫度下之保持時間為1秒以上60秒以下之條件下執行快速加熱/冷卻熱製程。
  2. 如請求項1之用於製造該矽晶圓的方法，其中該最大可達溫度設定為自1350℃至1380℃之一範圍。
  3. 如請求項1之用於製造該矽晶圓的方法，其中藉由該快速加熱/冷卻熱製程形成之一二氧化矽膜在一晶圓平面內之一厚度變化根據自(tox max-tox min)/(tox ave)計算之一比率係在1.5%內，其中tox max表示一最大膜厚度，tox min表示一最小膜厚度，且tox ave表示一平均膜厚度。
  4. 如請求項1之用於製造該矽晶圓的方法，其中在該快速加熱/冷卻熱製程之前之該矽晶圓之至少存在於一器件作用區中的過飽和空位類型點缺陷之一聚結之大小，換算為具有與該聚結之體積相等之一體積的一球體之一直徑為最大值為180奈米或更小。
  5. 如請求項1之用於製造該矽晶圓的方法，其中該單晶矽晶錠係藉由無氮摻雜生長。
  6. 如請求項1之用於製造該矽晶圓的方法，其中 該單晶矽晶錠中之氧固溶體的一濃度屬於自5×1017 原子/cm3 至1.3×1018 原子/cm3 之一範圍。
  7. 如請求項1之用於製造該矽晶圓的方法，其進一步包含：在該快速加熱/冷卻熱製程之後拋光該矽晶圓之該表面。
  8. 如請求項1之用於製造該矽晶圓的方法，其中將該快速加熱/冷卻熱製程應用至該矽晶圓，以自該矽晶圓之至少一器件作用區消除過飽和空位類型點缺陷之該聚結及氧沈澱物，以形成一無缺陷(DZ)層，及將氧固溶體引入至該DZ層中。
  9. 一種矽晶圓，其包含：一高氧濃度區，其在該矽晶圓之包括至少一器件作用區的一無缺陷區中具有為0.7×1018 原子/cm3 或更大之一固態氧濃度的一濃度，其中該無缺陷區含有處於過飽和狀態的填隙式矽。
  10. 如請求項9之矽晶圓，其中該無缺陷區中之氧固溶體的該濃度高於存在於該矽晶圓之比該無缺陷區深的一部分中之一主體區中之氧固溶體的一濃度。
  11. 如請求項9之矽晶圓，其中氧固溶體之該濃度自該高氧濃度區朝向該矽晶圓之一表面逐漸降低。
  12. 一種用於對一矽晶圓進行熱處理之方法，其包含： 當對藉由將由一丘克拉斯基方法生產之一單晶矽晶錠進行切片而獲得之一晶圓執行一快速加熱/冷卻熱製程時，將一最大可達溫度設定為1,300℃以上矽之熔點以下，昇溫速度及降溫速度設為10℃/秒以上150℃/秒以下，且上述最大可達溫度下之保持時間設為1秒以上60秒以下；將在該最大可達溫度下處於一保持狀態之一氣氛設定為在該晶圓之一表面側為一具有20%至100%之氧分壓的氧化氣體氣氛；及該晶圓之一背面側為一惰性氣體氣氛。
  13. 如請求項12之方法，其中在該快速加熱/冷卻熱製程中該晶圓表面側上之該氣氛在溫度升高製程中被設定為一惰性氣體氣氛，且在達到該最大可達溫度之後切換至一具有20%至100%之氧分壓的氧化氣體氣氛。
  14. 如請求項12之方法，其中在該快速加熱/冷卻熱製程中之溫度下降製程中，該晶圓之該表面側及該背面側皆設定為一惰性氣體氣氛。
  15. 如請求項12之方法，其中經供應以在該晶圓之該表面側上建立一氧化氣體氣氛之一氧化氣體的流動速率小於經供應以在該晶圓之該背面側上建立一惰性氣體氣氛的一惰性氣體之流動速率。
  16. 一種用於對藉由將由一丘克拉斯基方法生產之一單晶矽晶錠進行切片而獲得之一矽晶圓進行熱處理的方法，其 中藉由以下條件在一含氧氣氛中執行一快速加熱/冷卻熱製程：將一最大可達溫度設定為1,300℃以上矽之熔點以下，昇溫速度設定為10℃/秒以上150℃/秒以下，上述最大可達溫度下之保持時間設定為1秒以上60秒以內，且設定自該最大可達溫度起的一降溫速度為50℃/秒以上145℃/秒以下。
  17. 如請求項16之方法，其中該降溫速度係自50℃/秒至70℃/秒。
  18. 如請求項16之方法，其中該降溫速度係自90℃/秒至145℃/秒。
  19. 如請求項16之方法，其中在該含氧氣氛中，該氧分壓設定為20%至100%之一範圍。
  20. 如請求項16之方法，其中藉由自主要存在一空位類型點缺陷的一區對該單晶矽晶錠進行切片而獲得該經受一熱處理之晶圓。
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