專利名稱：：硅晶片及其制造方法
技術領域：
：本發(fā)明涉及硅晶片及其制造方法，特別是涉及將通過直拉法(Czochralski法)制備的硅單晶錠切片而得到的硅晶片的制造方法。本發(fā)明涉及抑制滑移位錯改善晶片的強度時使用的合適的技術。本申請要求2005年7月27日提交的申請日本特愿2005-217647號的優(yōu)先權，在此援用其內(nèi)容。
背景技術：
：用作半導體裝置等的基板的單晶硅晶片，通過將硅單晶錠切片、進行熱處理或鏡面加工等來制造。作為硅單晶錠的制備方法，可以舉出例如，直拉法(cz法)。cz法由于易得到大口徑的單晶錠、易對缺陷進行控制等，被廣泛用于硅單晶錠的制備中。通過cz法制備硅單晶時，由于使用石英坩鍋進行結晶生長，結晶中含有過飽和狀態(tài)的氧，該氧在裝置的電路形成步驟的熱處理過程等中形成熱施主(TD),所以在裝置制造時存在晶片的電阻率不穩(wěn)定地變動的大問題。在添加有摻雜劑的常規(guī)低電阻晶片的情況下，熱施主對晶片的電阻率的影響是輕微的，在實際操作上不存在問題。但是，在摻雜劑受限的高電阻晶片的情況下，若為n型則隨著熱施主的增加而電阻率激減。若為p型則雖然隨著熱施主的增加、最初電阻率激增，但是如果熱施主進一步繼續(xù)增加，p型轉換為n型、電阻率激減。通常，對硅晶片，為了防止由于熱施主所導致的電阻率變動，實施施主消除(donorkiller;DK)處理。對于供于氫退火、氬退火的硅晶片，同樣地為了抑制電阻率變動，在高溫退火處理前實施施主消除處理。熱施主除了為電阻率變動的因素之外，也是促進氧析出物形成的因素。通過CZ法拉晶而成的硅單晶中，過飽和的氧進入晶格之間。過飽和的氧在晶片加工步驟等的退火處理中，成為誘發(fā)被稱為BMD(BulkMicoDefect)的微小缺陷的原因。在單晶硅晶片上形成半導體裝置時，要求在裝置形成區(qū)域中無結晶缺陷。若在形成電路的表面上存在結晶缺陷，則成為由該缺陷部分引起電路破壞等的原因。另一方面，BMD具有對成為結晶缺陷的原因的金屬雜質等進行吸雜的作用。因此，DZ-IG法中，通過進行硅晶片的退火，在硅晶片的內(nèi)部誘發(fā)BMD、形成IG(本征吸雜(IntrinsicGettering))層。通過IG層對雜質進行吸雜，由此在硅晶片的表面上形成結晶缺陷極少的DZ(DenudedZone)層。DZ層在裝置形成中是不可欠缺的。但是若對形成有DZ層的硅晶片進行退火，則在DZ層上產(chǎn)生位錯缺陷(Slip)且擴展，硅晶片的強度降低。特別是若在晶片被熱處理口(熱処理爾一卜)等支撐的狀態(tài)下、進行退火則滑移位錯有可能從晶片的背面周邊的被支撐部分擴展。若硅晶片的強度降低則在其后的步驟中易產(chǎn)生晶片的損傷或破壞。因此，要求具有DZ層、強度特性優(yōu)異的硅晶片。為了避免上述問題，如日本特開2002-134521號公報所述，已知除去晶片表層的技術，但是由于步驟數(shù)的增加、切片厚度的增加等，不能避免制造成本的增加。形成氧化誘發(fā)堆姝層錯(OxidationInducedStackingFault,OSF)的核的氧析出物的微小缺陷、由結晶引起的顆粒(CrystalOriginatedParticle,COP)、侵入型位錯(Interstitial-typeLargeDislocation,LD)在制造半導體裝置時引起收率降低。因此，制造這樣缺陷少的晶片是重要的。日本特開平11-1393號公報中公開了無OSF、COP和LD的無缺陷的硅晶片。另一方面，制造半導體裝置時，有時必需無OSF、COP和LD且具有吸雜能力的硅晶片。
發(fā)明內(nèi)容但是，上述無OSF、COP和LD的無缺陷的硅晶片，在裝置制造步驟的熱處理中，未必在晶片內(nèi)部產(chǎn)生氧析出。因此，在DZ-IG法中的熱處理中，滑移擴展，結果不能排除晶片強度降低的可能性。進一步地，即使在不使用上述無缺陷的硅晶片時，在DZ-IG法中的熱處理中，也期待防止滑移位錯的擴展。本發(fā)明是鑒于上述問題而提出的，本發(fā)明提供在DZ-IG法等中進行100(TC以上的高溫熱處理時，通過抑制滑移擴展，防止晶片強度降低的硅晶片及其制造方法。本申請發(fā)明人進行精心研究，結果發(fā)現(xiàn)，通過在拉晶中，在含有含氫原子的物質的氣體的惰性環(huán)境氣體中進行cz結晶生長，與不添加氫的結晶生長條件相比，在生長(as-grown)的狀態(tài)下于體結晶("》夕結晶)中形成了高密度的熱施主(TD)。(參照圖13)熱施主為電阻率變動的因素、也是促進氧析出物形成的因素。因此，在通過高溫退火(Ar/H2退火)消除熱施主之前實施低溫熱處理，可以在體塊(八W夕)中形成高密度的小尺寸氧析出核。小尺寸氧析出核起著在高溫熱處理中阻止滑移的擴展的作用。在具有高密度的析出核的硅晶片上，通過在高溫退火步驟中形成于位錯線上的析出物，抑制滑移位錯的擴展?；谏鲜霭l(fā)現(xiàn)提出的本發(fā)明的硅晶片的制造方法包括在含有含氫原子的物質的氣體的惰性環(huán)境氣體中，通過CZ法生長硅單晶的步驟，由上述硅單晶切出晶片的步驟，在非氧化環(huán)境氣體中、于1000°C~130(TC下對上迷晶片實施熱處理的高溫熱處理步驟，在上述高溫熱處理步驟之前，在低于上述熱處理溫度的溫度下，對上述晶片實施熱處理的低溫熱處理步驟。由此，上述問題得到解決。本發(fā)明的硅晶片的制造方法包括在含有含氫原子的物質的氣體的惰性環(huán)境氣體中，通過CZ法生長硅單晶的步驟，由上述硅單晶切出晶片的步驟，對上述晶片實施用于防止電阻率變動的施主消除熱處理的施主消除熱處理步驟，在上述施主消除熱處理步驟之前，在低于上述熱處理溫度的溫度下，對上述晶片實施熱處理的低溫熱處理步驟。由此，上述問題得到解決。上述低溫熱處理步驟的處理溫度的范圍為400°C~65(TC,更優(yōu)選升溫速率為0.2°C/min~2.0。C/min。上述硅晶片的制造方法中，上述熱處理步驟可以采用梯度熱處理(，y匕':^/熱処理)。也可以使用通過上述低溫熱處理步驟，使上述高溫熱處理步驟前后的氧濃度差為1.5x10口個原子/cm3以上(ASTM-F1211979)的裝置或方法。上述單晶生長中的惰性環(huán)境氣體中的氫濃度，相對于爐內(nèi)壓力1.3~13.3kPa(10-100torr)被設定于0.1%~20%的范圍。本發(fā)明中，優(yōu)選使上述高溫熱處理后的氧析出物密度為1.0xl01Q個/cm3以上。本發(fā)明的硅晶片可以通過上述任意一項所述的制造方法制造。本發(fā)明的硅晶片的制造方法包括在含有含氫原子的物質的氣體的惰性環(huán)境氣體中，通過CZ法生長硅單晶的步驟；由上述硅單晶切出晶片的步驟；在非氧化環(huán)境氣體中、于1000。C~130(TC下進行的高溫熱處理步驟或用于防止電阻率變動的施主消除熱處理步驟；在上迷高溫熱處理步驟或上述施主消除熱處理之前，在低于上述熱處理溫度的溫度下進行的低溫熱處理步驟。若在含有含氫原子的物質的氣體的惰性環(huán)境氣體中，通過CZ法生長硅單晶，則在生長的狀態(tài)下在體塊單晶中形成高密度的熱施主(TD)。通過對由該單晶切片得到的晶片實施上述低溫熱處理步驟，在體塊中形成高密度的小尺寸的氧析出核，通過該小尺寸高密度的氧析出核，可以抑制在高溫熱處理中或施主消除熱處理中產(chǎn)生的滑移擴展。在生長狀態(tài)下形成的高密度的熱施主(TD)，通過低溫下的梯度熱處理，形成氧析出物。通過對含有高密度的熱施主的氬摻雜晶片實施低溫梯度處理，可以在體塊中形成高密度的小氧析出物。為了抑制熱處理中的滑移擴展，在位錯開始擴展的溫度(卯O'C以上)下，在滑移擴展方向的位錯線上析出氧析出物是重要的。若采用低溫梯度處理(低溫，^匕vy処理)，則通過使體塊中含有小尺寸、高密度的析出物，可以促進析出，從而抑制滑移擴展。通常，對于硅晶片，為了防止由于熱施主所導致的電阻率變動而實施施主消除(donorkiller,DK)處理。對于供于氫退火、氬退火的硅晶片，同樣地為了抑制電阻率變動，在高溫退火處理前在600°C-70(TC下實施施主消除處理0.5-2小時左右。因此，實施梯度熱處理時，優(yōu)選在施主消除處理前(處于存在充分的熱施主的狀態(tài))進行。為了抑制高溫熱處理步驟中的滑移擴展，必須在體塊結晶中形成高密度的小尺寸的氧析出核。本發(fā)明中，通過使上述低溫熱處理步驟的處理溫度在400。C~650。C的溫度范圍且升溫速率為0.2°C/mm~2.(TC/min、更優(yōu)選為0.3'C/min~1.0。C/min,可以形成優(yōu)選的氧析出核。通過立式爐等進行處理時，由于來源于高溫爐壁的污染物，在熱處理中產(chǎn)生污染的可能性較大。通過梯度熱處理進行上述熱處理步驟，由此降低污染可能性，準確地對升溫速率進行控制，可以使溫度條件嚴格化。由此，可以準確地對氧析出核的形成狀態(tài)進行控制、得到具有所期望的氧析出核的晶片。通過實施上述低溫熱處理步驟，可以使上述高溫熱處理步驟前后的氧濃度差為1.5x1017個原子/cm3以上(ASTM-F1211979)來減少氧濃度。由此，可以準確地對氧析出核的形成狀態(tài)進行控制、得到具有所期望的氧析出核的晶片。對于單晶生長時的惰性環(huán)境氣體中的氫濃度，在爐內(nèi)壓力為1.3~13.3kPa(10~100torr)的條件下，可以設定在0.1%~20%的范圍。由在該環(huán)境氣體下生長的單晶切出的晶片中，通過上迷低溫熱處理維持所期望的氧析出核的狀態(tài)，形成充分的氧析出核以防止滑移擴展。對于惰性環(huán)境氣體中的氫濃度，在爐內(nèi)壓力為4.09.33kPa(30-70torr)的條件下，可以設定在0.3%~10%的范圍。本發(fā)明中，通過使上述高溫熱處理后的氧析出物密度為1.0xl01Q個/cm3以上，可以充分抑制高溫熱處理中的滑移擴展。其中，上迷氧析出物的尺寸優(yōu)選為80~200nm左右、更優(yōu)選為100nm左右的尺寸。其中，圖1和圖2中，以縱軸表示氧析出核密度、橫軸表示尺寸。圖中，符號BB為表示90(TC以上的溫度下殘留的臨界BMD尺寸的邊界線。不實施低溫梯度熱處理(低溫熱處理)時，如圖1所示，在高溫退火(氬退火)前的體塊中，在邊界BB右側的90(TC的臨界BMD尺寸以上的BMD的密度為1.0x109個/^113左右(1.OxlO0個/cmS臺)。另一方面，實施低溫梯度熱處理時，由于與氧析出核的形成的同時產(chǎn)生析出核的生長，如圖2所示，在邊界BB右側的90(TC的臨界BMD尺寸以上的BMD密度為1.0x1010個/cm3左右(1.0X101。個/cm3臺)。由此，進行120(TC以上的高溫退火(氬退火)時，在實施了低溫梯度熱處理的晶片中，確保了BMD密度為l.Ox10"個/ci^以上，通過高密度的BMD，抑制了高溫熱處理中的滑移擴展。通過事前的實驗，考慮到氬退火步驟的燃燒舟(求Hv)投入溫度、梯度速率，得到通過高溫退火(氬退火)殘留的BMD密度與900。C的臨界BMD尺寸以上的BMD密度相等的結果。因此，將邊界設定于90CTC。本發(fā)明的晶片可以通過上述任意一項所述的制造方法制造。本發(fā)明人著眼于用含氫的環(huán)境氣體進行拉晶的技術進行研究，結果達成下述2個結論。第1，在使用熱場結構的爐，控制成結晶中心部的溫度梯度Gc與結晶外周部的溫度梯度Ge相等或前者更大，緩慢降低拉晶速度的同時生長單晶的情況下，單晶的縱截面中的OSF產(chǎn)生區(qū)域的形狀為下方突起、末端較平的U字形狀。在結晶橫截面上觀察時，拉晶速度快時，OSF產(chǎn)生區(qū)域呈環(huán)狀的形狀，在其內(nèi)側觀察到產(chǎn)生COP(也稱為紅外線散射體缺陷)的區(qū)域。環(huán)狀的OSF產(chǎn)生區(qū)域，隨著拉晶速度的降低縮小于結晶中心部。若進一步降低拉晶速度則出現(xiàn)位錯團產(chǎn)生區(qū)域。在上述拉晶條件下，若在導入拉晶爐內(nèi)的惰性氣體中混入微量的氫，則實現(xiàn)無缺陷化的拉晶速度范圍擴大，在結晶縱截面的缺陷分布中，無缺陷區(qū)域在結晶軸向上擴大。該效果可以通過不摻雜氫時的圖3的B-C與摻雜氪時的圖4的B，-C，的對比觀察到。圖3中的B-C范圍的拉晶速度條件，為OSF產(chǎn)生區(qū)域在結晶中心部消失的臨界速度附近的拉晶條件。通過在該速度條件下進行拉晶，可以使結晶徑向的全部區(qū)域無缺陷化。通過添加氬而使無缺陷化的拉晶速度范圍的擴大，是通過OSF產(chǎn)生區(qū)域在結晶中心部消失的臨界速度Vo的上升、和產(chǎn)生位錯團的臨界速度Vd的降低來實現(xiàn)的。圖4所示的實現(xiàn)無缺陷化的拉晶速度范圍B'-C，，與不添加氫時的圖3的B-C相比，向高速一側即圖3中的B的上方以及向低速一側即圖3中的C的下方擴大。該現(xiàn)象可以通過圖5如下說明。圖5就缺陷分布對拉晶速度與OSF環(huán)直徑的關系的影響度進行說明。圖中，虛線為結晶中心部的溫度梯度Gc比結晶外周部的溫度梯度Ge小的情況。此時，一邊緩慢降低拉晶速度一邊生長的單晶的縱截面中的OSF產(chǎn)生區(qū)域的形狀為下方凸出的V字形。此時，隨著拉晶速度的降低，OSF環(huán)直徑緩慢縮小，在臨界速度Vo收束為O。較細的實線為在不添加氫的條件下，結晶中心部的溫度梯度Gc與結晶外周部的溫度梯度Ge相等或前者更大的情況。此時，一邊緩慢降低拉晶速度一邊生長的單晶的縱截面中的OSF產(chǎn)生區(qū)域的形狀U字形化。此時，OSF環(huán)直徑開始縮小的拉晶速度降低，從該開始速度產(chǎn)生急劇縮小，在與虛線的情況大致相同的拉晶速度Vo收束為0。即，臨界速度Vo恒定而環(huán)直徑的減少梯度變急。由此，在臨界速度Vo的附近，生長在結晶徑向全部區(qū)域上不存在位錯團和COP的無缺陷的單晶。但是，由于臨界速度Vo不上升，必須使拉晶速度為低速。此外，較粗的實線為在惰性氣體環(huán)境氣體中添加氫的條件下，結晶中心部的溫度梯度Gc與結晶外周部的溫度梯度Ge相等或前者更大的情況。此時，一邊緩慢降低拉晶速度一邊生長的單晶的縱截面中的OSG產(chǎn)生區(qū)域的形狀變成U字形。此時，與較細的實線相比，環(huán)直徑的減少梯度仍為較急的梯度而臨界速度從Vo上升到Vo'。若將較細的實線向高速一側平行移動，則基本上對應于較粗的實線。如上所述，通過在無原生(Grown-in)缺陷結晶的生長中組合添加氫，增大了環(huán)OSF區(qū)域在結晶中心部消失的臨界速度，可以通過速度比以往快的拉晶生長在生長狀態(tài)下在結晶徑向全部區(qū)域中不存在位錯團和COP的無原生缺陷的單晶。進一步地，由于通過添加氫，產(chǎn)生位錯團的上限的拉晶速度Vd降低至Vd，，實現(xiàn)無缺陷化的拉晶速度范圍從B-C擴大到B，-C'。從而可以穩(wěn)定地生長無缺陷結晶，無原生缺陷結晶的制造收率顯著提高。通過組合添加氫，實現(xiàn)無原生缺陷化的拉晶速度范圍擴大的原因，即環(huán)OSF的臨界速度Vo增大、產(chǎn)生位錯團的臨界速度Vd降低的原因，i人為如下所述。在1300-139(TC的高溫氬中對硅晶片進行熱處理、急冷時，空穴或晶格間硅與氬反應形成空穴-氫或晶格間硅-氫復合體(末澤正志，1999年6月3日，應用物理學會結晶工學分科會第110回研究會textPll)。因此，在含有氫的惰性環(huán)境氣體中生長CZ結晶時，在結晶冷卻過程的高于COP(約U00。C)或位錯團(約IOO(TC)等原生缺陷形成的溫度的高溫部，在硅結晶中，過量存在的空穴或晶格間硅與氫反應，形成空穴-氫或晶格間硅-氫等復合體。由于通過復合體的形成，降低了空穴和晶格間硅的濃度，抑制了空穴或晶格間硅的凝聚，可以生長無COP和位錯團且尺寸小的cz結晶。但是已知在含氫的惰性環(huán)境氣體中于V/G充分大的空穴優(yōu)勢條件下，生長CZ結晶時，若增大氪濃度則可以形成被稱為氫缺陷的尺寸為數(shù)Mm數(shù)10Mm的巨大空洞(認為是空穴的凝聚體)(E丄ino、K.Takano、M.Kim腦、H.Yamagishi:MaterialScienceandEngineeringB36(1996)146-149和T.H.Wang、T.F.Ciszk、andT.Schuyler:J.Cryst.Growth109(1991)155-161)。在V/G充分小的晶格間硅優(yōu)勢條件下，可以形成晶格間硅型的氫缺陷(認為是晶格間硅的凝聚體的位錯對)(Y.Sugit:Jpn.J.Appl.Phys4(1965)p962)。因此，即使不將拉晶速度降低至產(chǎn)生環(huán)OSF區(qū)域的臨界速度以下，在含有充分的氫的環(huán)境氣體中用CZ法拉晶時，也可以抑制COP的生成。即使在低速拉晶時，也可以抑制位錯團的生成。圖6為CZ結晶生長時結晶中心部的1100'C以上溫度下的空穴和晶格間硅的濃度Cv和Ci以及拉晶速度V和固液界面附近的結晶一側的溫度梯度G之比V/G的關系，對氫存在于結晶中時的COP和位錯團的生成抑制效果進行說明。使用該圖對抑制COP和位錯團的生成的原因進行說明。其中，Vo、Vc和Vd分別為在結晶中心部或徑向的一部分開始生成環(huán)OSP區(qū)域、COP區(qū)域和位錯團的臨界速度，Cv-OSF、Cv-COP和Ci-disk分別表示OSF環(huán)區(qū)域、COP和位錯團生成的臨界點缺陷濃度。為了可以生長無原生缺陷的結晶，使用含有被設計成在結晶方向上V/G滿足Gc>Ge的關系的熱場的CZ爐，生長結晶時，若使拉晶速度大于Vc(圖6中[H2]-0的情況)，則通常產(chǎn)生空穴優(yōu)勢的點缺陷種(點欠陥種')即COP。但是在含有含氫原子的物質的氣體的環(huán)境氣體中生長CZ結晶時(圖6中Hl、H2的情況)，由于空穴與氫形成復合體，自由空穴的濃度降低。該自由空穴的濃度降低依賴于結晶中的氫濃度，氫濃度越大則空穴濃度的降低越多。因此，存在氫時，生成OSF環(huán)的拉晶速度Vo如Vo'、Vo"那樣向高速一側偏移，生成COP的拉晶速度Vc也如Vc'、Vc"那樣向高速一側偏移。另一方面，若拉晶速度小于Vd(圖6中[H2]-0的情況)，晶格間硅為優(yōu)勢的點缺陷種，晶格間硅的濃度為Ci>Ci-disl，通常以晶格間硅的2次缺陷的形式產(chǎn)生位錯團。但是在含有含氫原子的物質的氣體的環(huán)境氣體中生長時(圖6中[H2]-H1或H2的情況)，由于晶格間硅與氫形成復合體，自由的晶格間硅的濃度降低。因此，生成位錯團的拉晶速度Vd，與臨界濃度Ci-disl—致向更低速一側的Vd'或Vd"偏移。如圖6的[H2]-H1和H2所示，氫濃度相對較低時，若V/G充分增大，則由于空穴濃度比生成COP的臨界濃度Cv-COP大，不能完全抑制COP的生成。但是由于與不存在氫時相比，空穴濃度降低，COP的尺寸減小。在OSF環(huán)產(chǎn)生的臨界速度Vo，或Vo"以下以及位錯團產(chǎn)生的臨界速度Vd'或Vd"以上的拉晶速度的范圍內(nèi)，由于空穴和晶格間硅的濃度足夠低，不產(chǎn)生COP和位錯團，并且也不產(chǎn)生巨大空洞即空穴型的氫缺陷或位錯對即晶格間硅型的氫缺陷。進一步地，與不添加氫時相比，由于無原生缺陷的拉晶速度的范圍(margin)顯著擴大，可以更穩(wěn)定地高收率地生長無缺陷結晶。在雖然與OSF環(huán)消失的臨界V/G條件相比、V/G較大，但是接近于臨界條件的情況下，雖然環(huán)OSF在結晶中心部不消失、COP在其內(nèi)側區(qū)域產(chǎn)生，但是其尺寸由于通過添加氫、空穴濃度降低而減小。此外，該情況下，由于空穴濃度充分低，不會產(chǎn)生巨大空洞。上述惰性環(huán)境氣體中的氫濃度，在爐內(nèi)壓力為1.3~13.3kPa(10~100torr)的條件下，可以設定在0.1%~20%、更優(yōu)選3%~10%的范圍。爐內(nèi)壓力為1.3kPa(10torr)以上，優(yōu)選為1.3~13.3kPa(10~100torr)，進一步優(yōu)選為4.0~9.33kPa(30~70torr)。若氫的分壓降低則熔體和結晶中的氫濃度降低。為了防止這些問題，對爐內(nèi)壓力的下限進行規(guī)定。若降低Ar流速，則難以對由碳加熱器或碳零件(力-求y八'一力脫氣的碳、由熔液蒸發(fā)的SiO等反應物氣體進行排氣。由此，碳濃度增大，SiO在爐內(nèi)的熔液上部的110(TC左右或更低溫的部分凝聚，由此產(chǎn)生灰，落到熔液中，引起結晶產(chǎn)生位錯。為了防止這些問題，對爐內(nèi)壓力的上限進行規(guī)定。對在含有氫的惰性環(huán)境氣體中生長時的硅單晶中的氫濃度，可以通過環(huán)境氣體中的氫分壓進行控制。環(huán)境氣體中的氫溶解于硅熔液中形成穩(wěn)定(平衡)狀態(tài)，結晶凝固時通過濃度偏析對液相和固相中的濃度進行分配。從而向結晶中導入氫。熔液中的氫濃度，由亨利定律可知依賴于氣相中的氫分壓來決定，表示為Pm=kCLH2其中，PH2為環(huán)境氣體中的氫分壓、CLH2為硅熔液中的氫濃度、k為兩者之間的系數(shù)。另一方面，結晶中的氫濃度由熔液中的氬濃度和偏析的關系決定，表示為CSH2=k，CLH2=(k，/k)PH2其中，CSH2為結晶中的氫濃度、k'為氫的硅熔液-結晶間的偏析系數(shù)。如上式所示，通過對環(huán)境氣體中的氫分壓進行控制，可以在結晶的軸向上恒定地以所期望的濃度對剛凝固后的結晶中的氫濃度進行控制。對于本發(fā)明的硅晶片，也可以在含有含氫原子的物質的氣體的惰性環(huán)境氣體中生長結晶，制成在晶片的全部區(qū)域中僅含有晶格間硅優(yōu)勢區(qū)域(PI區(qū)域)的硅晶片。此時，晶片由于不含PV區(qū)域，可以維持晶片中的均勻性。其中，晶片的均勻性指的是氧析出物的密度和尺寸以及DZ寬度等的均勻性。此時，以氧濃度和熱處理時的溫度和時間等為參數(shù)，可以分別設定為氧濃度在根據(jù)ASTM-F1211979進行的測定中為10~20x1017個原子/cm3，更優(yōu)選為12-18x10"個原子/cm3，熱處理溫度為450°C~140(TC，更優(yōu)選為1100。C~1250°C，時間為0秒以上。由此，可以得到氧析出物的密度和尺寸以及DZ寬度在晶片的面內(nèi)顯箸均勻的優(yōu)異的晶片。此時，可以將單晶中的氧濃度(Oi)設定在10~20x1017個原子/cm3(ASTM-F1211979)的高范圍，進行RTA處理。此時，不進行用于在形成DZ層過程中使氧向外方擴散的高溫長時間的熱處理，可以得到能充分地確保吸雜能力的氧析出物的密度、尺寸以及能使裝置活性區(qū)域完全無缺陷的足夠DZ寬度可以確保均勻的優(yōu)異晶片。此外，可以將單晶中的氧濃度(Oi)設定在10x10"個原子/cn^以下(ASTM-F1211979)的低范圍內(nèi)。此時，即使對裝置進行熱處理，也可以抑制氧析出物在裝置活性區(qū)域中的產(chǎn)生，從而可以減少或消除該氧析出物，從而可以得到裝置的特性不變差的優(yōu)異晶片。本發(fā)明中，作為硅單晶生長方法，通過在含有含氫原子的物質的氣體的惰性環(huán)境氣體中對硅單晶進行拉晶，可以擴大能拉晶成結晶徑向全部區(qū)域中不含COP和位錯團且含有晶格間硅優(yōu)勢區(qū)域(PI區(qū)域)的單晶的PI區(qū)域拉晶速度的范圍。因此，可以使單晶直筒部(直胴部)為不含位錯團的晶格間硅優(yōu)勢區(qū)域(PI區(qū)域)。以往，對無原生缺陷單晶進行拉晶時，必須將PI區(qū)域拉晶速度設定于極窄的范圍內(nèi)。本發(fā)明中，通過擴大PI區(qū)域拉晶速度的范圍，可以極其容易地且以快于以往拉晶速度的速度生長無原生缺陷的單晶。其中，對于PI區(qū)域拉晶速度的范圍，以在氫環(huán)境氣體中和在無氫的惰性環(huán)境氣體中進行比較時，以上述剛凝固后的結晶內(nèi)的軸向溫度梯度G的值恒定不變化的狀態(tài)進行比較。具體地說，在氬環(huán)境氣體中進行單晶拉晶時，可以拉晶成由晶格間硅型的無原生缺陷區(qū)域(PI區(qū)域)構成的無原生缺陷單晶的PI區(qū)域拉晶速度范圍，與在無氫的條件下拉晶成單晶相比，可以擴大至4倍以上、甚至是如圖7所示4.5倍的范圍。此時，也可以減小OSF環(huán)的產(chǎn)生區(qū)域。而且，PV區(qū)域(無空穴型的原生缺陷區(qū)域)的尺寸不因添加氫而變化。本發(fā)明中，如上述生長方法中的PI區(qū)域拉晶速度范圍那樣，可以增大拉晶成無原生缺陷硅單晶所必需的拉晶速度范圍。因此，對多個單晶進行拉晶時可以以相同的拉晶條件進行拉晶，可以更容易地設定拉晶速度拉晶成無原生缺陷的單晶。即，用相同的實際設備多次或同時用多個實際設備拉晶成無原生缺陷的單晶時，與以往相比，可以簡化拉晶條件設定、可以得到能拉晶成無原生缺陷單晶的拉晶速度范圍、可以拉晶成具有所期望品質的單晶。通過該簡化，操作效率提高，硅單晶或由該硅單晶制造的硅晶片的制造成本大幅降低。本發(fā)明中所使用的含氫原子的物質是可以在溶解于硅熔液中時熱分解、向硅熔液中供給氫原子的物質。通過將該含氫原子的物質導入惰性氣體環(huán)境氣體中，可以提高硅熔液中的氫濃度。作為含氫原子的物質，例如，可以使用氫氣、H20、HC1等含氫原子的無機化合物，硅烷氣體，CH4、C2H2等烴，醇，羧酸等含氫原子的各種物質。作為含氫原子的物質優(yōu)選使用氫氣。作為惰性氣體，優(yōu)選為廉價的Ar氣。除了Ar之外，還可以使用He、Ne、Kr、Xe等各種稀有氣體單質或它們的混合氣體。本發(fā)明中，含氫環(huán)境氣體中的含氫物質的濃度以氫氣換算濃度表示。其中，以氫氣換算濃度表示是由于，含氫物質熱分解等得到的氬原子的量由含氫物質本來含有的氫原子的數(shù)量等決定。例如，1摩爾&0中含有1摩爾的H2，而1摩爾HC1中僅含有0.5摩爾的H2。因此，本發(fā)明中，將以規(guī)定濃度在惰性氣體中導入氫氣而得到的含氫環(huán)境氣體作為基準，優(yōu)選得到與該成為基準的環(huán)境氣體同等的環(huán)境氣體來決定含氫物質的濃度，此時優(yōu)選的含氫物質的濃度以氫氣換算濃度表示。即，若假設含氫物質溶解于硅熔液中、在高溫的硅熔液中熱分解轉換為氫原子則可以調整含氫物質的添加量以使變換后的環(huán)境氣體中的氬氣換算濃度在規(guī)定范圍。本發(fā)明的制造方法中，在含氫物質存在于惰性氣體中的含氫環(huán)境氣體中形成硅單晶。來源于含氫物質的氫原子溶入硅熔液中，進一步該氫原子在硅凝固時進入硅的晶格之間。氫氣添加量若不夠則提高臨界速度的效果不充分。若氫氣添加量較多則空氣泄漏到爐內(nèi)時，存在燃燒、乃至產(chǎn)生爆炸的危險性。因此，氫氣添加量的下限優(yōu)選為0.1體積％以上，特別優(yōu)選為3體積％以上。小于0.1%時幾乎無氫氣的效果。若氫氣換算濃度超過50%(氫分壓為6.7SkPa)則由于在氧氣泄漏到CZ爐內(nèi)時，爆炸等危險性增大，在安全上不優(yōu)選。若氫氣換算濃度超過20%(氫分壓為2.7kPa)則由于即使不產(chǎn)生爆炸但是燃燒的危險增大而不優(yōu)選。若氫濃度為20%以下則由于產(chǎn)生氧氣泄漏等時，即使在爐內(nèi)產(chǎn)生燃燒，燃燒時的壓力變動不超過1個大氣壓，在安全上不存在問題。由此，對氫氣添加量的上限進行規(guī)定。優(yōu)選的含氫物質(氫氣)的濃度為0.1%~20%，特別優(yōu)選的濃度為3%~10%。惰性環(huán)境氣體中存在氧氣(02)時，氣體的氫分子換算的濃度和氧氣濃度的2倍的濃度差被規(guī)定為3體積％以上的濃度。若含氫原子的氣體的氫分子換算的濃度和氧氣濃度的2倍的濃度差小于3體積％則不能得到通過進入硅單晶中的氫原子實現(xiàn)的抑制COP和位錯團等原生缺陷的生成的效果。若作為惰性氣體中的雜質的氮為高濃度，則硅單晶有可能有位錯。在通常的爐內(nèi)壓1.3-13.3kPa(10~100Torr)的范圍內(nèi)，優(yōu)選氮濃度為20%以下。向CZ爐內(nèi)供給氬氣時，可以由市售的氫氣貯氣鋼瓶、氫氣貯藏罐、填充了儲藏有氫氣的儲氫合金的罐等通過專用的管道，供給到拉晶爐內(nèi)。使用結晶中心部的溫度梯度Gc比外周部的溫度梯度Ge小、緩慢降低拉晶速度的同時生長的單晶的縱截面中環(huán)OSF產(chǎn)生區(qū)域形成下方尖的V字形狀的通常的熱場結構，在臨界速度附近進行拉晶時，換而言之，Ge〉Gc時，若組合添加氬，則通過氫的效果，在結晶中心部開始產(chǎn)生環(huán)OSF產(chǎn)生區(qū)域和COP的臨界速度Vo、Vc增大，在結晶的一部分中開始產(chǎn)生位錯團的臨界速度Vd降低。因此，即使Ge〉Gc，兩者較為接近時，也有可能得到無COP或位錯團的完全無原生缺陷的結晶，但是拉晶速度的范圍，若與滿足Ge《Gc時相比，不能穩(wěn)定地制造無原生缺陷的結晶。此外，Ge〉Gc且Ge與Gc的差較大時，即使添加氫也不能得到無原生缺陷的速度范圍。本發(fā)明是以上迷發(fā)現(xiàn)為基礎完成的。本發(fā)明的硅晶片，是對在含有含氫原子的物質的氣體的惰性環(huán)境氣體中通過CZ法生長的硅單晶的晶片。、'、，'、，'、、、、、作為高溫熱處理步驟，例如可以使用RTA(RapidThermalAnnealing)。作為RTA條件的一個例子，可以采用從1100到135(TC、0秒以上，在Ar、He、含NH3的Ar或He環(huán)境氣體中的條件。此時，不進行用于使形成DZ層過程中的氧向外方擴散的高溫下的長時間熱處理，可以得到能充分地確保吸雜能力的氧析出物的密度、尺寸以及能使裝置活性區(qū)域完全無缺陷的足夠DZ寬度可以得到均勻地確保的優(yōu)異晶片。此時，若對于PV、PI或環(huán)OSF區(qū)域混在一起的以往的無原生缺陷的晶片，進行與上迷相同的RTA處理，則在結晶生長時，空穴優(yōu)勢的PV和環(huán)OSF區(qū)域中，氧析出物的密度和尺寸，與PI區(qū)域相比增大，此外，DZ寬度變窄，進一步地，由于裝置上的氧化處理，存在在環(huán)OSF區(qū)域中產(chǎn)生OSF等產(chǎn)生缺陷分布的不均勻的問題。通過本發(fā)明得到的僅PI區(qū)域的在晶片面內(nèi)均勻的無原生缺陷晶片，解決了該問題。根據(jù)本發(fā)明，通過在含有含氫原子的物質的氣體的惰性氣體環(huán)境中生長硅單晶錠，可以得到含有高密度的熱施主的硅單晶錠，通過對由該硅單晶錠得到的硅晶片實施低溫梯度熱處理，可以在體塊中形成高密度的小氧析出物。通過如此在體塊中含有小尺寸、高密度的析出物，在高溫熱處理中的析出得到促進，通過在熱處理中的滑移位錯開始擴展的溫度(卯o。c以上)下，在滑移擴展的方向的位錯線上析出充分的氧析出物，可以抑制滑移擴展。為對高溫退火前的體塊中的氧析出核的密度和尺寸分布進行說明的圖。出核的密度和尺寸分布進行說明"圖。'、''、為一邊緩慢降低拉晶速度一邊生長的單晶的縱截面中的缺陷分布圖，對結晶中心部的溫度梯度Gc與結晶外周部的溫度梯度Ge相等或前者更大的情況進行說明。一邊為緩慢降低拉晶速度一邊生長的單晶的縱截面中的缺陷分布圖，對結晶中心部的溫度梯度Gc與結晶外周部的溫度梯度Ge相等或前者更大且添加氫的情況進行說明。為說明缺陷分布對拉晶速度和OSF環(huán)直徑的關系的影響度的圖。圖6為CZ結晶生長時結晶中心部的IIO(TC以上溫度下的空穴和晶格間硅的濃度Cv和Ci以及拉晶速度V和固液界面附近的結晶一側的溫度梯度G之比V/G的關系。為對通過添加氫實現(xiàn)的拉晶速度區(qū)域的變化進行說明的示意圖。為適于實施本實施方式中的硅單晶制備方法的CZ爐的縱截面圖。為通過V/G和氬濃度的關系對各種缺陷的產(chǎn)生區(qū)域進行說明的圖表，對通過添加氫而使產(chǎn)生缺陷的V/G區(qū)域擴大進行說明。為對結晶位置和得到無原生缺陷區(qū)域的拉晶速度范圍(margin)的關系進行說明的圖表。為對用于進行低溫熱處理步驟的板式(牧菜式)的梯度熱處理裝置進行說明的示意圖。圖12A、B、C為用于驗證通過添加氫實現(xiàn)的各結晶區(qū)域的變化的v字拉晶評價的結晶截面照片。為對摻雜氫拉晶而成的結晶和無摻雜拉晶而成的結晶的各部位中的熱施主的密度(雜質濃度)進行說明的圖。符號說明1蚶鍋la石英坩鍋lb石墨坩鍋2加熱器3原料熔液4拉晶軸5籽晶夾6單晶7熱屏蔽體具體實施例方式下文基于附圖對本發(fā)明涉及的一個實施方式進行說明。圖8為適于實施本實施方式中的硅單晶制造方法的CZ爐的縱截面圖。首先對CZ爐的結構進行說明。CZ爐，如圖8所示，具有配置于腔內(nèi)的中心部的坩鍋1、和配置于坩鍋1的外側的加熱器2。坩鍋1具有用外側的石墨坩鍋lb保持在內(nèi)側容納硅熔液3的石英坩鍋la的雙層結構，通過被稱為基座的支撐軸驅動旋轉和升降。在坩鍋1的上方設置有圓筒形狀的熱屏蔽體7。熱屏蔽體7具有用石墨制造外殼、在內(nèi)部填充石墨氈的結構。熱屏蔽體7的內(nèi)面形成內(nèi)徑從上端部到下端部逐漸減小的錐面。熱屏蔽體7的上部外表面為對應于內(nèi)表面的錐面，下部外表面大致形成直面以使熱屏蔽體7的厚度向著下方逐漸增大。該CZ爐，例如可以生長目標直徑為210mm、軀干長(求f^長)例如為1200mm的200mm的單晶。通過熱屏蔽體7，形成結晶中心部的溫度梯度Gc與結晶外周部的溫度梯度Ge相等或前者更大的熱場結構。此時，熱屏蔽體7的規(guī)格例子如下所述。進入坩鍋部分的外徑例如為470mm、最下端的最小內(nèi)徑S例如為270mm、半徑向的寬度W例如為100mm、倒圓錐梯形面的內(nèi)表面相對于垂直方向的斜率6例如為21°。此外，坩鍋1的內(nèi)徑例如為550mm、熱屏蔽體7的下端距熔液表面的高度H例如為60mm。使用上述截面結構的單晶生長裝置進行拉晶時，從熔點到1370。C的軸向溫度梯度單晶中心部(Gc)為3,0~3.2。C/mm、周邊部(Ge)為2.32.5°C/mm、Gc/Ge約為1.3。該狀態(tài)即使改變拉晶速度也幾乎不改變。接著對用于生長硅單晶的操作條件的設定方法進行說明。首先，為了掌握氫濃度和得到無缺陷結晶的拉晶速度的容許范圍，使氫濃度例如為0、0.1、3、5、8、0體積％的混合比率，在各條件下生長目標直徑例如210mm的單晶。即，將高純度硅的多晶例如130Kg裝入坩鍋內(nèi)，添加p型(B、Al、Ga等)或n型(P、As、Sb等)摻雜劑以使單晶的電阻率為所期望的值例如lOQm。使裝置內(nèi)為氬氣環(huán)境并減壓至1.33-13.3kPa(100~100torr)，進行設定使氫氣以相對于氬氣為10體積％以下的上述規(guī)定混合比率流入爐內(nèi)。然后，通過加熱器2加熱使硅熔融，制成熔液3。然后，將安裝于籽晶夾5的晶種浸漬于熔液3中，旋轉坩鍋1和拉晶軸4的同時進行拉晶。結晶方位為{100}、{111}或{110}中的任意一種，為了使結晶無位錯而對晶種進行縮頸后，形成肩部，放肩生長成目標軀干徑的結晶。當結晶軀干長度達到例如300mm時，使拉晶速度充分大于臨界速度，例如調整為1.0mm/min,然后，根據(jù)拉晶長度大致直線地降低拉晶速度，軀干長度達到例如600mm時，使拉晶速度小于臨界速度例如為0.3mm/min，然后以該拉晶速度生長例如1200mm的軀千部，在通常條件下進行收尾后，結束結晶生長。將在不同的氫濃度下生長的單晶沿著拉晶軸縱切，制造含有拉晶軸附近的板狀試驗片，為了對原生缺陷的分布進行觀察，進行Cu綴飾(r3k—>3y)。首先，將各試驗片浸漬于硫酸銅水溶液中后，自然干燥，在氮氣環(huán)境中于90(TC下實施20分鐘左右的熱處理。然后，為了除去試驗片表層的Cu硅化物層，浸漬于HF/HN03混合溶液中，腐蝕除去表層數(shù)十微米。然后通過X射線拓樸法(X線卜求y7法)對OSF環(huán)的位置或各缺陷區(qū)域的分布進行檢查。此外，例如用OPP法對該切片的COP的密度進行檢查、例如用Secco腐蝕法對位錯團的密度進行檢查。如此，使用滿足Gc/Ge》1的單晶拉晶裝置生長的結晶的缺陷分布，如圖3所示，環(huán)狀OSF產(chǎn)生U字的狀態(tài)。若增大氫濃度則形成無缺陷的部位如圖4的B'-C'那樣擴大，形成無缺陷結晶的拉晶速度的范圍(margin)擴大。換而言之，如圖4的E，-C，所示，在由無空穴型原生缺陷的區(qū)域(PV區(qū)域)即氧析出促進區(qū)域和無晶格間硅型原生缺陷的區(qū)域(PI區(qū)域)構成的無原生缺陷的單晶中，本實施方式中，圖4的F'-C'所示的用于拉晶成僅含有PI區(qū)域的無原生缺陷單晶的晶格間硅優(yōu)勢區(qū)域拉晶速度范圍擴大。具體地說，與如圖7所示的無氫的情況相比，PI區(qū)域的范圍擴大4倍以上。通過上述拉晶實驗，得到COP區(qū)域、OSF環(huán)區(qū)域、V型無原生缺陷區(qū)域(PV區(qū)域)和I型無原生缺陷區(qū)域(PI區(qū)域)、位錯團區(qū)域等各缺陷區(qū)域的V/G和氫濃度的關系(圖9)。此外，通過使改變拉晶速度的位置在300mm到600mm、500mm到800mm以及700mm到1000mm的不同部位實施數(shù)處，求得實現(xiàn)無原生缺陷化的拉晶速度范圍(margin)和結晶軸向位置的關系(圖10)。由該圖10,可以設定用于得到無原生缺陷單晶的操作條件。本實施方式中，通過直拉法在含有含氫原子的物質的氣體的惰性環(huán)境氣體中生長硅單晶時，對是否向熔液施加磁場不限定。也可以采用施加石茲場的MCZ法。如此，通過在含有含氬原子的物質的氣體的惰性環(huán)境氣體中對硅單晶進行拉晶，可以將能拉晶成在結晶徑向全部區(qū)域上不含COP和位錯團、晶格間硅優(yōu)勢區(qū)域(PI區(qū)域)的單晶的PI區(qū)域拉晶速度的范圍擴大至4倍以上來進行拉晶。因此，可以使單晶直筒部全部為晶格間硅優(yōu)勢區(qū)域(PI區(qū)域)。以往，對所謂的無原生缺陷單晶進行拉晶時，必須將PI區(qū)域拉晶速度設定在極窄的范圍內(nèi)。通過擴大PI區(qū)域速度，可以極其容易地且以快于以往的拉晶速度生長無原生缺陷單晶。接著，對各種晶片的制造方法進行說明。通過在圖10中的實線所示的速度范圍內(nèi)設定對應于拉晶速度的結晶位置，可以在從頂部到底部的全部區(qū)域中生長無原生缺陷的結晶。而且，通過摻雜氫，無原生缺陷的拉晶速度的范圍(margin)如圖10所示，從以往未添加氯的虛線的范圍如實線所示顯著擴大，無原生缺陷結晶的制造收率極大地增大。此外，在圖10的實線所示的上限值以上，將拉晶速度設定于上限值的1.7倍左右以內(nèi)的速度時，雖然不能完全無原生缺陷，但是可以生長所含有的COP尺寸為O.ljum以下的結晶。若使用該結晶，則通過在氪或氬等環(huán)境氣體中的退火，可以使至少1Mm以上的深度的表層附近區(qū)域無原生缺陷。而且，為了使缺陷的尺寸為0.1)am以下，可以通過lH0。C/2hr左右的退火在從表層到1Mm左右的深度的區(qū)域中完全消除COP。如此，通過cz法得到含有所需濃度的氫和氧的硅單晶棒后，對其根據(jù)通常的加工方法使用ID鋸或鋼絲鋸等切斷裝置進行切片后，經(jīng)過倒角、研磨、蝕刻、拋光等步驟加工成硅單晶晶片。而且，除了這些步驟之外還存在洗滌等各種步驟，可以根據(jù)步驟順序的改變、省略等目的適當變更步驟。本實施方式的硅晶片的制造方法中，作為熱施主的熱處理，包括在非氧化環(huán)境氣體中于IOO(TC~uo(rc進行的氫退火、氬退火等高溫熱處理步驟；在施主消除處理之前于存在充分的熱施主的狀態(tài)下進行的低溫熱處理步驟，所述施主消除處理是在上迷高溫熱處理之前進行的用于抑制電阻率變動的65(TCxlhr左右的施主消除處理。該低溫熱處理步驟是在40(TC-65(TC的溫度、升溫速率為0.2°C/min-2.(TC/min且通過梯度熱處理進行的。此外，低溫熱處理步驟中，更優(yōu)選溫度范圍為500°C~60(TC和/或升溫速率為0.3°C/min~l.(TC/min。進行該低溫熱處理步驟以使上述高溫熱處理步驟前后的氧濃度差為1.5x10"個原子/cm3以上(ASTM-F1211979)且上述高溫熱處理后的氧析出物密度為l.Ox101()個/眼3以上。圖11對用于進行低溫熱處理步驟的板式的梯度熱處理裝置進行說明。上述熱處理裝置中，如圖所示，具有可以栽置硅晶片W的圓環(huán)狀的基座11和在內(nèi)部容納上述基座11的反應室12。而且，在反應室12的外部配置有對硅晶片W進行加熱的卣燈13。基座11由硅碳化物等形成，在內(nèi)周側設置有段部lla、在上迷段部lla上載置硅晶片W的周緣部。反應室12中設置有向硅晶片W的表面供給環(huán)境氣體G的供給口12a和排出所供給的環(huán)境氣體G的排出口12b。此外，供給口12a與環(huán)境氣體G的供給源M相連結。通過該熱處理裝置對硅晶片W進行低溫熱處理時，在基座11上栽置硅晶片W后，從供給口12a向硅晶片W的表面供給環(huán)境氣體G，在該狀態(tài)下，點亮燈13，以上述范圍的溫度條件、升溫速度進行熱處理。通過該熱處理，在硅晶片W內(nèi)形成氧析出核。在含有含氫原子得到物質的氣體的惰性環(huán)境氣體中通過CZ法生長硅單晶，由此在該單晶中，在生長的狀態(tài)下于體塊中形成高密度的熱施主(TD)。由該單晶切片得到晶片，對該晶片實施上述低溫熱處理步驟，由此在體塊中形成高密度的小尺寸的氧析出核，通過該小尺寸高密度的氧析出核，抑制在高溫熱處理中產(chǎn)生的滑移擴展。上述低溫熱處理步驟中，由于對含有高密度的熱施主的氫摻雜晶片實施低溫梯度處理，可以在體塊中形成抑制高溫熱處理步驟中的滑移擴展所必需的高密度的小尺寸的氧析出核。其中，為了抑制高溫熱處理步驟中的滑移擴展，在位錯開始擴展的溫度(900。C以上)下，在滑移擴展方向的位錯線上是否析出氧析出物是重要的。因此，在低溫熱處理步驟中，若將溫度范圍設定至高于上述溫度范圍的溫度，則由于在高溫熱處理步驟中滑移有可能擴展而不優(yōu)選，若設定在低于上述溫度范圍的溫度則由于有可能不能促進必需的氧析出核形成而不優(yōu)選。作為高溫熱處理，除了通過DZ-IZ進行的氫退火、氬退火之外，還可以舉出在1300'C以上的高溫下實施的SIMOX退火等。此外，可以采用能用msec指令進行急速升降溫的RTA(RapidThermalAnnealing)處理或通過激光照射進行的熱處理。本實施方式中，通過在含有含氫原子的物質的氣體的惰性環(huán)境氣體中對硅單晶進行拉晶，對充分存在有熱施主的硅晶片實施上述低溫梯度熱處理，可以在晶片中形成在氬退火等后殘留的可以防止滑移擴展的Si04。該晶片可以直接作為通常的PW(拋光后晶片、鏡面晶片)用于裝置制造中，也可以用作SOI用的基板。其中，說明對通過硅單晶拉晶裝置進行的V字拉晶進行評價的結果。改變拉晶速度以形成最大拉晶速度的0.7—0.35—0.7的比，此時，拉晶時的氬濃度和爐內(nèi)壓力分別為(a)0。/0、30torr(b)60/0、30torr(c)6%、70torr，分別進行拉晶，對結晶軸向的表面進行觀察。對上述結晶的切斷表面實施下述處理進行觀察的結果如圖12A、B、C所示。如此，將在不同的氫濃度下生長的單晶沿著拉晶軸縱切，制造含有拉晶軸附近的板狀試驗片，為了對原生缺陷的分布進行觀察，進行Cu綴飾。首先，將各試驗片浸漬于硫酸銅水溶液中后，自然千燥，在氮環(huán)境氣體中于90(TC下實施20分鐘左右的熱處理。然后，為了除去試驗片表層的Cu硅化物層，浸漬于HF/HN03混合溶液中，腐蝕除去表層數(shù)十微米后，通過X射線拓樸法對OSF環(huán)的位置或各缺陷區(qū)域的分布進行檢查。此外，此時的對應于圖9的各區(qū)域和拉晶速度因添加氫有何種程度的變化的結果如圖7以及表1所示。表1的各缺陷區(qū)域中的拉晶速度范圍，通過對在結晶中心部的結晶軸向上觀察到的各缺陷區(qū)域的寬度進行測定來算出。表l<table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table>由圖7和表1所示的結果可知，通過添加氫，雖然PV區(qū)域和環(huán)OSF區(qū)域的拉晶速度范圍沒有大幅變化，但是PI區(qū)域的拉晶速度范圍，在爐內(nèi)壓力為30torr的情況下與不添加氫的情況相比，擴大約4.4倍，此外在70torr的情況下擴大約7倍。由此可知，依賴于氫分壓，PI區(qū)域的寬度顯著擴大。實施例下文對本發(fā)明涉及的實施例進行說明。[實施例1]為了調查高溫熱處理中的耐滑移特性，在拉晶速度恒定為0.7mm/min、氫濃度為6%的環(huán)境氣體的條件下拉晶得到硅單晶，對于由該硅單晶切片得到的硅晶片，實施表2所示的3種熱處理步驟，實施這些硅晶片的XRT(X-rayTopograph)評價，基于所得到的照片比較從晶片支撐燃燒舟傷的滑移長度。晶片強度的熱處理步驟依賴性結果如表2所示。而且，熱處理環(huán)境氣體都在Ar環(huán)境氣體下實施。<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table>表2中所示的"梯度熱處理1"是從500'C-6S0'C的梯度速率為2.5°C/min的熱處理，"梯度熱處理2"是從50(TC65(TC的梯度速率為0.3。C/min的熱處理。通過實施"梯度熱處理2"，判明從燃燒舟傷的滑移基本上得到抑制。進一步地，對高溫退火后的晶片(水準13)在氧氣環(huán)境氣體中實施IOO(TCx16hr的追加熱處理后，用蝕刻處理使BMD表面化，對BMD個數(shù)實施計數(shù)的結果和熱處理前后的氧濃度差(AOi)以晶片強度的BMD密度/AOi依賴性示于表3。[表3]<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table>由上述結果確認，為了抑制熱處理中的滑移，至少l.Ox10"個/cm3以上的BMD密度和熱處理前后的AOi為1.5x10"個原子/cn^以上是必要的。此外，在拉晶速度恒定為0.7mm/min、氫濃度為6%的環(huán)境氣體的條件下拉晶得到全長800mm的氫摻雜結晶，由該結晶切出晶片，通過四探針法對各部位的比電阻進行測定。然后，實施650°Cx30min的熱處理作為消除熱施主的DK(donorkiller)處理后，再次測定晶片的比電阻。圖13中記有由各部位中的DK處理前后的比電阻值的變化換算的雜質濃度(熱施主的密度)。還記有作為REF(無摻雜)不供給氫時的雜質濃度。由圖的結果可知，通過添加氫，可以增大雜質濃度(熱施主的密度)。由此，如表2所示，通過低溫熱處理，可以抑制1200°Cxlhr退火中的滑移擴展。[實施例2〗接著，為了調查通過惰性環(huán)境氣體中的氬濃度(體積％)實現(xiàn)的耐滑移特性，使拉晶速度恒定于0.7mm/min,以0.1%、3%、6%、10%、20%、0%共6個水準改變惰性環(huán)境氣體中的氫濃度(體積％)生長硅單晶錠，準備由上述錠切出的硅晶片。對于各硅晶片實施從50CTC到65(TC的梯度速率為0.3°C/min的低溫梯度熱處理后，實施650°Cx30min的DK處理和12CKTCxlhr的高溫熱處理。實施這些硅晶片的XRT(X-myTopograph)評價，基于所得到的照片比較從晶片支撐燃燒舟傷的滑移長。其結果如表4所示。而且，在熱處理環(huán)境氣體都為Ar環(huán)境氣體下實施。[表4]<table>tableseeoriginaldocumentpage25</column></row><table>由表4可知，本發(fā)明例子(水準1-5)的硅晶片，與比較例(水準6)的硅晶片相比，可以極大地抑制滑移擴展。特別是若惰性環(huán)境氣體中的氫濃度為3%以上則可以抑制成在目視水平上不能檢出滑移擴展。工業(yè)實用性根據(jù)本發(fā)明，通過在含有含氫原子的物質的氣體的惰性環(huán)境氣體中生長硅單晶錠，可以得到在生長的狀態(tài)下含有高密度的熱施主的硅單晶。由該結晶切出晶片，通過實施低溫熱處理，可以形成高密度的小氧析出物，用DZ-IG法等進行1000。C以上的高溫熱處理時，通過析出物抑制滑移擴展，由此防止強度的降低。通過本發(fā)明，可以得到具有在裝置形成中不可欠缺的DZ層且強度優(yōu)異的硅晶片。本發(fā)明的硅晶片中，可以得到在晶片全部區(qū)域中僅含有晶格間硅優(yōu)勢區(qū)域，氧析出物的密度和尺寸以及DZ寬度在晶片的面內(nèi)顯著均勻的優(yōu)異晶片。此外，根據(jù)本發(fā)明，通過在無原生缺陷結晶的生長中組合添加氫，實現(xiàn)無缺陷化的拉晶速度范圍擴大，可以穩(wěn)定地生長無缺陷結晶，顯著提高無原生缺陷結晶的制造收率。權利要求1.一種硅晶片的制造方法，其為硅單晶晶片的制造方法，該方法包括在含有含氫原子的物質的氣體的惰性環(huán)境氣體中，通過CZ法生長硅單晶的步驟，由所述硅單晶切出晶片的步驟，在非氧化環(huán)境氣體中、于1000℃～1300℃下對所述晶片實施熱處理的高溫熱處理步驟，在所述高溫熱處理步驟之前，在低于該熱處理溫度的溫度下，對所述晶片實施熱處理的低溫熱處理步驟。2.—種硅晶片的制造方法，該方法包括在含有含氫原子的物質的氣體的惰性環(huán)境氣體中，通過CZ法生長硅單晶的步驟，由所述硅單晶切出晶片的步驟，對所述晶片實施用于防止電阻率變動的消除施主的熱處理的施主消除熱處理步驟，在所述施主消除熱處理步驟之前，在低于該熱處理溫度的溫度下，對所述晶片實施熱處理的低溫熱處理步驟。3.如權利要求1或2所述的硅晶片的制造方法，其中，所述低溫熱處理步驟的溫度范圍為400°C~650°C、升溫速率為0.2。C/min-2.0°C/min。4.如權利要求3所述的硅晶片的制造方法，其中，所述熱處理步驟通過梯度熱處理進行。5.如權利要求1所述的硅晶片的制造方法，其中，通過所述低溫熱處理步驟，使所述高溫熱處理步驟前后的氧濃度差根據(jù)ASTM-F1211979測定為1.5x10"個原子/cm3以上。6.如權利要求1所述的硅晶片的制造方法，其中，所述惰性環(huán)境氣體中的氫濃度，在爐內(nèi)壓力為1.3-13.3kPa的條件下，被設定于0.1%~20°/。的范圍。7.如權利要求1或2所述的硅晶片的制造方法，其中，使所述高溫熱處理后的氧析出物密度為l.Ox10"個/cn^以上。8.—種硅晶片，其通過權利要求1或2中任意一項所迷的制造方法制造。全文摘要在含有含氫原子的物質的氣體的惰性環(huán)境氣體中，通過CZ法生長硅單晶。對通過生長的硅單晶得到的晶片在非氧化環(huán)境氣體中、于1000℃～1300℃下實施高溫熱處理。此時，在高溫熱處理步驟之前，在低于此溫度的溫度下實施低溫熱處理。文檔編號C30B29/06GK101238557SQ200580050229公開日2008年8月6日申請日期2005年11月9日優(yōu)先權日2005年7月27日發(fā)明者寶來正隆,小野敏昭,杉村涉申請人:勝高股份有限公司