CN101240447B - 硅晶片及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及能够在器件制造过程中抑制滑移位错及翘曲的产生的硅晶片及其制造方法。在包括板状BMD的硅晶片内，存在于距离该硅晶片表面的深度为50μm或更大的位置上的BMD中，对角线长度在10nm至120nm范围内的BMD的密度为1×10¹¹/cm³或更高，存在于距离该硅晶片表面的深度为50μm或更大的位置上的BMD中，对角线长度为750nm或更大的BMD的密度为1×10⁷/cm³或更低，而间隙氧浓度为5×10¹⁷个原子/cm³或更低。

Description

硅晶片及其制造方法

技术领域

本发明涉及能够在半导体晶片制造技术领域尤其是在器件制造过程中抑制滑移位错及翘曲的产生的硅晶片，及其制造方法。

背景技术

用作半导体器件等的基材的硅晶片是通过切割硅单晶锭、对切割的锭实施热处理、镜面抛光等步骤而制造的。该硅单晶锭的制造方法例如是Czochralski法(以下称作“CZ法“)。CZ法由于容易获得大直径的单晶锭，或者缺陷的控制相对容易，所以占据了硅单晶锭制造的大部分。

由CZ法拉伸的硅单晶(以下称作“CZ硅“)包括称作“生长缺陷(grown in defects)”的晶体缺陷。CZ硅吸入晶格中过饱和状态的氧，但该过饱和的氧(氧析出物)导致在随后实施的热处理(退火)中诱发称作块体微缺陷(以下称作“BMD”)的微小缺陷。

为了在硅晶片上形成半导体器件，要求在半导体器件形成区域内不存在晶体缺陷。这是因为若在应当形成电路的表面内存在晶体缺陷，则由缺陷部分导致电路断路等。同时要求硅晶片内部存在适当量的BMD。BMD用于吸收金属杂质等。金属杂质导致半导体器件发生故障。

为了满足以上要求，采用对硅晶片实施高温退火以在硅晶片内部诱发BMD而形成内在吸收层(以下称作“IG层”)并且减少存在于硅晶片表面内的生长缺陷以形成无限制地减少晶体缺陷的剥去区域层(以下称作“DZ层”)的技术。

特别地，有人建议用于对添加氮的基材实施高温退火以减少基材表面上的生长缺陷并在基材内部形成包括作为核心的氮的BMD的方法(专利文献1)。

然而，在前述高温退火过程中于硅晶片的正反面上形成的DZ层中，由于在热处理期间氧向外扩散，氧浓度极剧下降。结果是由于对位错缺陷在晶片正反面上延伸的抑制力明显降低，位错缺陷(以下称作“滑移”)容易地从在退火过程中引入的正反面上的细小缺陷延伸至块体内，这导致由于该滑移位错的延伸而使硅晶片的强度下降的问题。例如，若硅晶片在由热处理端点等支撑的状态下退火，则滑移位错通常从围绕晶片背面的支撑部分延伸。此外，存在滑移位错从硅晶片边缘部分延伸的情况。

若硅晶片强度降低，则考虑晶片在制造步骤中被损伤或破坏的情况。然而，DZ层对于半导体器件的形成是不可避免的，需要具有DZ层且强度特性优异的硅晶片。

以下的专利文献1所述的传统方法中，没有注意到硅晶片强度的下降，从而由该方法制造的硅晶片无法阻止滑移位错的延伸。

同时，为了阻止产生该滑移位错，已有人建议用于产生高密度BMD的方法。

具体而言，专利文献2建议了硅晶片制造方法，其中通过在氮气、惰性气体或者由氨气和惰性气体组成的混合气体气氛中，在500至1200℃的温度下，在1至600分钟的时间内对由硅单晶锭切割下的基材实施温度迅速升高/下降的热处理，而在BMD层内形成1×10¹⁰个原子/cm³或更多的量的尺寸为20nm或更小的氧析出物核心。专利文献3也建议了其中通过重复若干次热处理步骤产生具有1×10¹⁰个原子/cm³至1×10¹²个原子/cm³的高浓度的BMD的硅晶片。

专利文献1：JP-A-10-98047

专利文献2：JP-A-2006-40980

专利文献3：JP-A-08-213403

然而，由于近年来硅晶片直径增大，通常使用快速热退火仪(以下称作“RTA”)以实施温度迅速升高/下降的热处理，除了产生滑移位错以外，晶片内产生的翘曲也成为问题。

图1所示为由RTA热处理引入的滑移及翘曲的示意图。滑移是由晶片背面与晶片支撑部分之间的接触点引入的。引入的滑移在110方向上延伸，这导致晶片在某些情况下被损伤或破坏。翘曲是晶片由于RTA热处理期间的热应变而发生变形的现象。例如在晶片的100平面上出现山形部分及谷形部分，如图1所示。在实施用于使晶片具有所期望的特性的热处理之前，硅晶片的翘曲被抑制为等于或小于10μm。然而，若对硅晶片实施诸如RTA的热处理，则在硅晶片上出现山与谷之间的高度差达到几十微米的情况。若翘曲变大，则半导体器件图案无法在晶片表面上正确曝光，这导致半导体器件产量的下降。

若晶片直径变为等于或大于200mm，则翘曲的问题变得显著，而且该问题不可能仅通过简单地调节BMD浓度至如上所述的高浓度来避免。

发明内容

因此，本发明的目的在于提供能够在器件制造过程中抑制滑移位错和翘曲的产生的硅晶片及其制造方法。

用于解决上述问题的大量研究的结果是，本发明的发明人指出，包含于硅晶片内的BMD具有宽的尺寸分布，例如密度为10⁵至10¹³/cm³或尺寸为5至1000nm，并且发现在器件制造过程中滑移和翘曲的产生可以通过控制具有预定尺寸的BMD的密度而显著地加以抑制，从而实现本发明。

换而言之，本发明涉及硅晶片，其中形成高密度的小尺寸BMD，而降低大尺寸BMD的密度，优选进一步降低间隙氧浓度，及其制造方法。本发明包括以下发明(1)至(11)。

(1)硅晶片，其中BMD形状为八面体，其特征在于，

存在于距离该硅晶片表面的深度为50μm或更大的位置上的BMD中，对角线长度在10nm至50nm范围内的BMD的密度为5×10¹¹/cm³或更高，

存在于距离该硅晶片表面的深度为50μm或更大的位置上的BMD中，对角线长度为300nm或更大的BMD的密度为1×10⁷/cm³或更低，及

间隙氧浓度为5×10¹⁷个原子/cm³或更低。

(2)硅晶片，其中存在板状BMD和八面体BMD，其特征在于，

存在于距离该硅晶片表面的深度为50μm或更大的位置上的BMD中，对角线长度在10nm至50nm范围内的八面体BMD的密度为5×10¹¹/cm³或更高，

存在于距离该硅晶片表面的深度为50μm或更大的位置上的BMD中，对角线长度为750nm或更大的板状BMD的密度为1×10⁷/cm³或更低，及

间隙氧浓度为5×10¹⁷个原子/cm³或更低。

(3)硅晶片，其中BMD形状为板状，其特征在于，

存在于距离该硅晶片表面的深度为50μm或更大的位置上的BMD中，对角线长度在10nm至120nm范围内的BMD的密度为1×10¹¹/cm³或更高，

存在于距离该硅晶片表面的深度为50μm或更大的位置上的BMD中，对角线长度为750nm或更大的BMD的密度为1×10⁷/cm³或更低，及

间隙氧浓度为5×10¹⁷个原子/cm³或更低。

(4)根据上述(1)的硅晶片的制造方法，其中对基材实施热处理，包括

(A)：在600至750℃的温度下实施低温热处理30分钟至10小时；

(B)：包括以0.1至1℃/分钟的升温速率历时5至50小时升温至1000℃的步骤，及

(C)：在1000℃至1250℃的温度下实施的高温热处理步骤，从而使间隙氧的扩散长度在30μm至50μm的范围内。

(5)根据上述(1)的硅晶片的制造方法，其中对基材实施热处理，所述热处理包括：

(A)：在600至750℃的温度下实施热处理30分钟至10小时的步骤作为低温热处理步骤；

(B)：在低温热处理步骤之后的作为升温步骤的步骤，其包括以0.1至1℃/分钟的升温速率历时1至20小时升温至800℃；

(C)：包括以1至10℃/分钟的冷却速率使炉温下降、在600℃至800℃之间的炉温下将基材从炉中取出并将该基材冷却至室温的步骤；及

(D)：作为高温热处理步骤的步骤，其包括将基材放入炉温在600℃至800℃之间的炉内，并以1至10℃/分钟的升温速率升温至1000℃，以及在1000℃至1250℃的温度下实施热处理，从而使间隙氧的扩散长度在30μm至50μm的范围内。

(6)根据上述(2)的硅晶片的制造方法，其中

基材中的氮浓度在5×10¹⁴个原子/cm³至1×10¹⁶个原子/cm³的范围内，及

对该基材实施热处理，所述热处理包括：

(A)：在600至750℃的温度下实施低温热处理30分钟至10小时；

(B)：包括以0.1至1℃/分钟的升温速率历时5至50小时升温至1000℃的步骤，及

(C)：在1000℃至1250℃的温度下实施的高温热处理步骤，从而使间隙氧的扩散长度在30μm至50μm的范围内。

(7)根据上述(2)的硅晶片的制造方法，其中

基材中的氮浓度在5×10¹⁴个原子/cm³至1×10¹⁶个原子/cm³的范围内，及

对该基材实施热处理，所述热处理包括：

(A)：在600℃至750℃的温度下实施热处理30分钟至10小时的步骤作为低温热处理步骤；

(B)：包括以0.1至1℃/分钟的升温速率历时1至20小时升温至800℃的步骤；

(C)：包括以1至10℃/分钟的冷却速率使炉温下降、在600℃至800℃之间的炉温下将基材从炉中取出并将该基材冷却至室温的步骤；及

(D)：作为高温热处理步骤的步骤，其包括将基材放入炉温在600℃至800℃之间的炉内，并以1至10℃/分钟的升温速率升温至1000℃，以及在1000℃至1250℃的温度下实施热处理，从而使间隙氧的扩散长度在30μm至50μm的范围内。

(8)根据上述(3)的硅晶片的制造方法，其中

对基材实施热处理，所述热处理包括：

(A)：用于在600℃至750℃的温度下实施热处理10分钟至10小时的低温热处理；

(B)：升温步骤，其包括以0.1℃/分钟至1℃/分钟的速率历时5至50小时升温至1000℃的步骤；及

(C)：在1000℃至1250℃的温度下实施的高温热处理步骤，从而使间隙氧的扩散长度在20μm至30μm的范围内。

(9)根据上述(3)的硅晶片的制造方法，其中

对基材实施热处理，所述热处理包括：

(A)：在600至750℃的温度下实施热处理10分钟至10小时的步骤作为低温热处理步骤；

(B)：在低温热处理步骤之后的作为升温步骤的步骤，其包括以0.1至1℃/分钟的升温速率历时1至20小时升温至800℃；

(C)：包括以1至10℃/分钟的冷却速率使炉温下降、在600℃至800℃之间的炉温下将基材从炉中取出并将该基材冷却至室温的步骤；及

(D)：作为高温热处理步骤的步骤，其包括将基材放入炉温在600℃至800℃之间的炉内，并以1至10℃/分钟的升温速率升温至1000℃，以及在1000℃至1250℃的温度下实施热处理，从而使间隙氧的扩散长度在20μm至30μm的范围内。

(10)根据上述(8)或(9)的制造方法，其中

基材中的氮浓度在5×10¹⁴个原子/cm³至1×10¹⁶个原子/cm³的范围内。

(11)根据上述(4)至(9)之一的硅晶片制造方法，其中

基材中的碳浓度在2×10¹⁵个原子/cm³至3×10¹⁶个原子/cm³的范围内。

在此，在本发明中，具有八面体形状的BMD是指，由多个{111}面及其他的面围绕的BMD，如图2所示。通常存在由8个{111}面围绕的八面体，如图2(1)或图2(3)所示，以及由{100}面连同{111}面围绕的八面体，如图2(2)所示。在BMD上还可能出现除{111}面或{100}面以外的另一个面。

存在于晶片内的BMD的形状可以是除八面体以外的板状，而板状BMD是由相对较大的2个{100}面及其他的面围绕的BMD，如图2(4)或2(5)所示。在BMD内部可能形成树枝状，如图2(5)所示。关于八面体和板状之间的区别，如图3所示，若从[001]方向观察时[100]方向及[010]方向的尺寸中较长者表示为A，较短者表示为B，则1.5或更小的A/B(以下称作“扁平率”)被定义为八面体，而超过1.5的A/B被定义为板状。因为在硅晶片内存在BMD形状的变化，所以可以通过测量存在于晶片内的不同位置上的多个BMD的A/B以获得其平均值(以下称作“平均扁平率”)并判断该平均值是否超过1.5从而确定关于存在于晶片内的BMD是八面体还是板状。若平均值超过1.5，则改变施加在BMD周围的晶格的应变，从而变为用于抑制滑移及翘曲的产生的最佳BMD尺寸分布。

此外，在本发明中，BMD的对角线长度是指，上述[100]方向及[010]方向中的较长者A。

在根据本发明的硅晶片中，以上述方式控制具有预定尺寸的BMD的密度，从而在器件制造过程中显著地抑制滑移及翘曲的产生，该硅晶片具有可以防止强度下降的DZ层，该硅晶片具有大的直径(典型地，200mm或更大)，并且能够制造高品质的器件。

与其中不具有BMD而是具有高吸收能力的镜面晶片相比，根据本发明的硅晶片降低了滑移位错及翘曲的产生。

因为间隙氧浓度为5×10¹⁷个原子/cm³或更低，根据本发明的硅晶片能够在器件制造过程中减少热处理中BMD分布的改变，并且能够防止由于该改变引起的滑移和翘曲的产生。

依照根据本发明的制造方法，可以制造具有上述优异特性的本发明硅晶片。

附图说明

图1所示为用于解释在RTA热处理中引入的滑移和翘曲的示意图。

图2所示为用于显示八面体BMD与板状BMD之间的区别的示意图。

具体实施方式

下面根据实施方案详细地阐述本发明。

(硅晶片)

根据本发明的硅晶片的特征在于，在器件制造过程中可以将滑移及翘曲的产生均抑制为极小的数值。

在此，并未特别限制实现本发明的晶片尺寸(直径及厚度)以及存在/不存在不同元素的掺杂。这些特征可以根据所需半导体硅晶片的种类加以适当选择。

并未特别限制利用本发明的硅晶片制造的半导体器件，本发明的硅晶片可以应用于制造各种不同的半导体器件。具体而言，本发明的硅晶片可以广泛地应用于制造在其表面上具有外延层的外延晶片、叠层SOI晶片、实施了SIMOX过程(通过注入氧而分离)的SIMOX晶片或者在其表面上具有SiGe层的SiGe晶片等。

本发明的硅晶片的一个特征在于，在硅晶片内，BMD形状是板状或八面体，或者存在板状BMD和八面体BMD，在BMD的形状是板状时，存在于距离硅晶片表面的深度为50μm或更大的位置上的BMD中，对角线长度在10nm至120nm范围内的BMD的密度为1×10¹¹/cm³或更高，在BMD的形状是八面体时，存在于距离硅晶片表面的深度为50μm或更大的位置上的BMD中，对角线长度在10nm至50nm范围内的BMD的密度为5×10¹¹/cm³或更高。这是基于本发明的发明人的以下发现。

即存在于距离硅晶片表面的深度为50μm或更大的位置上的BMD影响滑移或翘曲的特性，而在硅晶片内，以预定密度或更高的高密度形成具有预定对角线长度的BMD，在一般的器件制造过程中滑移的产生显著下降，特别是产生的滑移被抑制在10mm或更小。因此，即使在器件制造过程中于晶片支撑部分产生滑移，也可以防止该滑移暴露于硅晶片的表面，并且即使在晶片边缘部分产生滑移，也可以防止该滑移到达半导体器件制造区域，从而可以避免对器件的负面影响。

若八面体BMD的对角线长度小于10nm或八面体BMD密度小于5×10¹¹/cm³，或者若板状BMD的对角线长度小于10nm或八面体BMD密度小于1×10¹¹/cm³，则BMD并不用作滑移延伸的充分的障碍。不存在可用作滑移延伸的障碍的BMD对角线长度的上限，但是如下所述，在实际的硅晶片内实现的BMD对角线长度范围的上限在八面体BMD的情况下是50nm，而在板状BMD的情况下是120nm。若BMD以高密度存在，则几乎所有的固溶体氧均作为BMD析出。同时，作为BMD析出的氧原子的数量不超过作为固溶体溶解于CZ硅内的氧原子的数量，因此固溶体氧浓度的上限最大约为1×10¹⁸个原子/cm³。若BMD以类似于1×10¹¹/cm³或更大的高密度存在，则可以看出作为BMD析出的氧原子达到上限，并且几乎是恒定的(密度约为1×10¹⁸个原子/cm³)。在此情况下，随着BMD的对角线长度的增加，BMD的密度变小。因此，不可能实现以5×10¹¹/cm³的密度存在的八面体BMD，以至于它们的对角线长度大于50nm，而且不可能实现以1×10¹¹/cm³的密度存在的板状BMD，以至于它们的对角线长度大于120nm。

因为板状BMD对滑移延伸的障碍效应强于八面体BMD，所以即使在密度低于八面体时仍然期望其能够发挥滑移抑制作用。

若以高密度形成的BMD是板状，则优选对角线长度在该范围内的BMD的密度为1×10¹²/cm³或更高，或者所有BMD的对角线长度均为30nm或更大，而对角线长度为120nm或更小的BMD的密度为1×10¹¹/cm³。若以高密度形成的BMD是八面体，则优选对角线长度在该范围内的BMD的密度为1×10¹²/cm³或更高，或者所有BMD的对角线长度均为20nm或更大，而对角线长度为50nm或更小的BMD的密度为5×10¹¹/cm³。因此，在一般的器件制造过程中产生的滑移长度可以被抑制得更小(典型地，5mm或更小)。在目前一代的器件中，若滑移长度被抑制为10mm或更小，则不会产生问题。但是因为对于以50nm或更小的设计规则应用的下一代器件，硅晶片被使用至其边缘区域作为器件区域，所以期望滑移长度被抑制为5mm或更小。

除了上述特征以外，本发明的硅晶片的另一个特征在于，存在于距离硅晶片表面的深度超过50μm的位置上的BMD中，对角线长度为750nm或更大的板状BMD的密度为1×10⁷/cm³或更低。这是基于本发明的发明人的以下发现。

即若热应力作用于晶片上，则存在于距离硅晶片表面的深度为50μm或更大的位置上的BMD中，从具有预定尺寸或更大的BMD作为起始点容易在晶片内部产生高密度的位错，从而使晶片塑性变形并导致翘曲。通过降低该BMD至预定密度(1×10⁷/cm³)或更低，可以在一般的器件制造过程中将翘曲的产生显著地抑制为典型的20μm或更小。与八面体BMD相比，板状BMD更难以在晶片内部产生导致翘曲的位错。因此，这些具有预定尺寸或更大的BMD优选为状板。

除了上述特征以外，本发明的硅晶片的另一个特征在于，存在于距离硅晶片表面的深度超过50μm的位置上的BMD中，对角线长度为300nm或更大的八面体BMD的密度为1×10⁷/cm³或更低。这是基于本发明的发明人的以下发现。

即若热应力作用于晶片上，则存在于距离硅晶片表面的深度为50μm或更大的位置上的BMD中，从具有大尺寸的BMD作为起始点容易在晶片内部产生高密度的位错，从而使晶片塑性变形并导致翘曲。尤其是具有大尺寸的BMD中对角线长度为300nm或更长的BMD容易作为产生位错的源头，从而在一般的器件制造过程中通过将该BMD抑制为1×10⁷/cm³或更低而将翘曲的产生显著地抑制为典型的20μm或更小。

在本发明的硅晶片内，除了上述特征以外，更优选降低间隙氧浓度的平均值。

在此，间隙氧浓度通常是针对整个硅晶片进行测量的，不仅BMD层而且DZ层均被包括在测量区域内。然而，因为DZ层比BMD层明显更薄，可以认为在整个硅晶片上测得的间隙氧浓度与BMD层内的间隙氧浓度相等。

以此方式在整个硅晶片上规定间隙氧浓度的原因是基于本发明的发明人的非预期的发现，取决于在器件制造过程中的热处理条件，由于间隙氧的析出，最佳BMD分布(尺寸及密度)如上所述地发生改变，由于该改变可能产生滑移或翘曲。

间隙氧浓度优选为5×10¹⁷个原子/cm³或更低，以达到上述目的。另一方面，间隙氧浓度的下限约为2×10¹⁷个原子/cm³。这是因为在低温下热处理相当长的时间是难以实现的，因为这是需要的以进一步降低超过下限的间隙氧浓度。

优选在整个晶片表面上实现如上所述的BMD尺寸分布及间隙氧浓度，但也可以取决于晶片的应用而在整个晶片表面的一部分区域上实现。例如，为了仅避免从晶片的边缘部分引入典型的滑移，仅需要在与晶片中心的距离为晶片半径的80％或更大的区域上实现上述的BMD尺寸分布及间隙氧浓度。这是因为在许多情况下，从晶片的边缘部分引入的滑移主要在与晶片中心的距离为80％或更大的区域上产生。为了仅避免晶片的典型翘曲，仅需要在小于晶片半径的80％的区域上实现上述的BMD尺寸分布及间隙氧浓度。这是因为晶片内部的导致翘曲的典型高密度位错在晶片半径的80％或更小的区域内产生。

本发明的硅晶片在以下事实方面是特别优异的，在器件制造过程中产生的滑移及翘曲非常少。更具体而言，根据本发明的硅晶片，尤其是以上述方式控制BMD并且间隙氧浓度被降低的硅晶片，其特征在于，即使在以下热处理中产生的滑移的长度也特别短(典型地，滑移长度为10mm或更短，在热处理之后晶片的翘曲量为20μm或更小)。

即作为用于评估在器件制造过程中产生滑移或翘曲的阻力的热处理，存在其中以30℃/秒或更大的升温速率在700℃至1100℃的温度范围内升温/冷却并在1100℃或更高的温度下保持该升高的温度的热处理。

该热处理是在容易产生滑移或翘曲并且热应力实际上变为最大的温度范围内实施的，在所有的一般器件制造过程中滑移及翘曲的产生显著降低的硅晶片是通过避免在该升温/冷却速率下于该温度范围内产生位错而获得的。

可以通过通常已知的测量方法测量上述的BMD形状、对角线长度以及BMD数量。更具体而言，该测量包括利用透射电子显微镜(以下称作“TEM”)以及红外干涉仪(Optical Precipitate Profiler，以下称作“OPP”)的测量。

对于晶片的滑移位错的测量、翘曲量的测量以及评估方法，不存在任何限制，它们可以通过采用通常已知的测量方法进行测量。更具体而言，可以利用X射线物相照片以测量滑移位错，而翘曲量可以通过利用NIDEK公司制造的FT-90A等进行观测而加以评估。

此外，可以利用傅里叶变换红外吸收谱仪(FTIR)测量间隙氧浓度。

(硅晶片的制造方法)

根据本发明的硅晶片具有上述特征。因此，可以毫无限制地采用具有该特征的硅晶片的任何制造方法。具体而言，具有上述特征的硅晶片可以适当地通过控制单晶生长条件(晶体拉伸速率、晶体冷却速率、坩埚旋转、气体流量等)或热处理条件(热处理温度、时间、升温/冷却等)而制造。

在本发明中，特别优选以分步方式对基材实施热处理。

在此，术语“基材”是指，实施热处理之前的硅晶片，而该基材包括从单晶锭切割下并对其实施作为除热处理以外的适当的斜切步骤的步骤的基材。

对于尺寸(直径、厚度等)以及存在/不存在不同元素的掺杂没有特别的限制，这些因素可以根据所需硅晶片的种类和性能加以选择。

在本发明中，若制造其中BMD的形状是八面体的硅晶片，则上述热处理包括(A)：在600至750℃的温度下实施低温热处理30分钟至10小时；(B)：升温步骤，其包括以0.1℃/分钟至1℃/分钟的升温速率历时5至50小时升温至1000℃的步骤，及(C)：在1000℃至1250℃的温度下实施的高温热处理步骤，从而使间隙氧的扩散长度在30μm至50μm的范围内。若制造其中BMD的形状是板状的硅晶片，则上述热处理更优选包括(A)：在600至750℃的温度下实施低温热处理10分钟至10小时；(B)：升温步骤，其包括以0.1℃/分钟至1℃/分钟的升温速率升温至1000℃的步骤；及(C)：在1000℃至1250℃的温度下实施的高温热处理步骤，从而使间隙氧的扩散长度在20μm至30μm的范围内。若制造其中以混合的方式包括板状BMD和八面体BMD的硅晶片，则上述热处理包括(A)：在600至750℃的温度下实施低温热处理30分钟至10小时；(B)：升温步骤，其包括以0.1℃/分钟至1℃/分钟的升温速率升温至1000℃的步骤，及(C)：在1000℃至1250℃的温度下实施的高温热处理步骤，从而使间隙氧的扩散长度在30μm至50μm的范围内。

在步骤(A)中，若热处理温度低于600℃，则因为氧的扩散没有充分地进行，所以无法充分地形成BMD，这是非优选的。另一方面，即使温度超过750℃，也难以影响BMD的最优化，这导致非期望的浪费。若热处理时间短，则形成BMD核心的时间不足，BMD密度无法达到预定的密度或更高，这是非优选的(若热处理时间短于10分钟，则BMD密度变为小于1×10¹¹/cm³，若时间短于30分钟，则BMD密度变为小于5×10¹¹/cm³)。此外，若热处理时间超过10小时，则生产能力下降，这是非优选的。

实施步骤(B)用于在温度升高至1000℃的阶段中将对角线长度为5nm或更大的BMD的密度改变为预定的密度(若BMD为板状，则该密度为1×10¹¹/cm³，若BMD为八面体，则该密度为5×10¹¹/cm³)并将间隙氧浓度改变为5×10¹⁷个原子/cm³或更低。若对角线长度小于5nm，则在后续的高温热处理(C)中BMD变小或消失，以至于在实施后续的高温热处理之后硅晶片内的BMD密度会变为低于预定的密度，这是非优选的。若对角线长度为5nm或更大的BMD的密度小于预定的密度，则在实施后续的高温热处理之后硅晶片内的BMD密度会变为低于预定的密度，这是非优选的。若间隙氧浓度超过5×10¹⁷个原子/cm³，则即使在实施后续的高温热处理之后硅晶片内的间隙氧浓度仍然超过5×10¹⁷个原子/cm³，或者其中BMD的形状是板状且BMD的对角线长度为750nm或更大的BMD密度超过1×10¹⁷个原子/cm³，这是非优选的。这是因为硅晶片内部的间隙氧在BMD处聚集，同时在高温热处理(C)中间隙氧向外扩散。在该步骤(B)中，若升温速率小于0.1℃/分钟，则在考虑控制热处理炉的关系的情况下无法确保稳定的升温速率，这是非优选的。若升温速率超过1℃/分钟，则在步骤(A)中产生的BMD在升温过程中消失，以至于在温度升高至1000℃的阶段中使BMD密度变为小于5×10¹¹/cm³，这是非优选的。若实施以0.1℃/分钟至1℃/分钟的升温速率进行升温的步骤历时小于5小时，则在步骤(A)中产生的BMD在升温过程中消失，以至于在温度升高至1000℃的阶段中使BMD密度变为小于预定的密度(若BMD为板状，则该密度为1×10¹¹/cm³，若BMD为八面体，则该密度为5×10¹¹/cm³)，这是非优选的。若升温步骤超过50小时，则生产能力极大下降，这是非优选的。若间隙氧的扩散长度小于5μm，则在温度升高至1000℃的阶段中间隙氧浓度超过5×10¹⁷个原子/cm³，这是非优选的。

在完成热处理(B)的阶段中将硅晶片从炉中迅速取出并且使晶片降至室温之后，可以在温度升高至1000℃的阶段中进行BMD密度及间隙氧浓度的测量。此时的冷却速率可以是在常用的分批式垂直炉内能够实现的范围内的冷却速率。

此外，步骤(C)用于使间隙氧向外扩散并形成DZ层。在该步骤中，若温度低于1000℃，则需要长时间使间隙氧向外扩散，这在生产能力方面是非优选的。若温度超过1250℃，则会加速退火炉材料的恶化，这是非优选的。间隙氧的扩散长度是基于该步骤中的温度和时间计算的数值，具体而言可以根据以下的等式(i)求得。

间隙氧的扩散长度(μm)＝2×10⁴×(D×时间(秒))^0.5    (i)其中，

D(cm²/秒)＝0.17×exp(-2.53÷8.62×10^-5÷温度(K))

因此，其中间隙氧的扩散长度变为20μm或更大的热处理优选用于形成宽的DZ层，宽度例如为5μm或更大。

若间隙氧的扩散长度小于30μm，则在完成高温热处理(C)之后BMD形状变成板状，而若间隙氧的扩散长度等于或大于30μm，则BMD形状变成八面体。此外，即使当间隙氧的扩散长度等于或大于30μm时，所形成的具有相对较大尺寸的BMD的形状仍然可以是板状，例如通过添加氮，如下所述。间隙氧的扩散长度超过40μm的高温热处理需要过长的时间，导致生产能力下降，这是非优选的。

特别地，对于从步骤(B)升温至步骤(C)没有任何限制，其中优选可以采用通常的升温速率。最通常的升温速率在大约1℃/分钟至10℃/分钟的范围内。

在本发明中，若制造其中BMD的形状是八面体的硅晶片，则上述热处理包括(A)：在600至750℃的温度下实施低温热处理30分钟至10小时；(B)：升温步骤，包括以0.1℃/分钟至1℃/分钟的升温速率历时1至10小时升温至800℃的步骤，及(C)：包括以1至10℃/分钟的冷却速率使炉温下降、在600℃至800℃之间的炉温下将基材从炉中取出并将该基材冷却至室温的步骤；及(D)：作为高温热处理步骤的步骤，其包括将基材放入炉温在600℃至800℃之间的炉内，并以1℃/分钟至10℃/分钟的升温速率升温至1000℃，以及在1000℃至1250℃的温度下实施热处理，从而使间隙氧的扩散长度在30μm至50μm的范围内。若制造其中BMD的形状是板状的硅晶片，则上述热处理包括(A)：在600至750℃的温度下实施低温热处理30分钟至10小时；(B)：升温步骤，其包括以0.1℃/分钟至1℃/分钟的升温速率历时1至10小时升温至800℃的步骤；及(C)：包括以1至10℃/分钟的冷却速率使炉温下降、在600℃至800℃之间的炉温下将基材从炉中取出并将该基材冷却至室温的步骤；及(D)：作为高温热处理步骤的步骤，其包括将基材放入炉温在600℃至800℃之间的炉内，并以1℃/分钟至10℃/分钟的升温速率升温至1000℃，以及在1000℃至1250℃的温度下实施热处理，从而使间隙氧的扩散长度在30μm至50μm的范围内。若制造其中以混合的方式包括板状BMD和八面体BMD的硅晶片，则(A)：在600至750℃的温度下实施低温热处理30分钟至10小时；(B)：升温步骤，其包括以0.1℃/分钟至1℃/分钟的升温速率历时1至10小时升温至800℃的步骤；及(C)：包括以1至10℃/分钟的冷却速率使炉温下降、在600℃至800℃之间的炉温下将基材从炉中取出并将该基材冷却至室温的步骤；及(D)：作为高温热处理步骤的步骤，其包括将基材放入炉温在600℃至800℃之间的炉内，并以1℃/分钟至10℃/分钟的升温速率升温至1000℃，以及在1000℃至1250℃的温度下实施热处理，从而使间隙氧的扩散长度在20μm至30μm的范围内。

添加(C)取出步骤的原因是，若存在2个炉，则热处理(A)、(B)和热处理(D)可以分别实施以提高生产能力。在此情况下，在步骤(B)中，以0.1℃/分钟至1℃/分钟的升温速率升温至800℃足以获得预定的BMD密度(板状：1×10¹¹/cm³；八面体：5×10¹¹/cm³)。若热处理过程是分离的，则无需升温至超过800℃。考虑到在步骤(C)中形成的BMD在步骤(C)之后改变而不在步骤(D)中变小或消失。因此，无需与连续实施的方式相似地以0.1℃/分钟至1℃/分钟的升温速率升温至1000℃。

在该步骤(B)中，若升温速率小于0.1℃/分钟，则在考虑控制热处理炉的关系的情况下无法确保稳定的升温速率，这是非优选的。若升温速率超过1℃/分钟，则在步骤(A)中产生的BMD在升温过程中消失。若时间小于1小时，则在步骤(A)中产生的BMD在升温过程中消失，这是非优选的。若升温步骤超过10小时，则生产能力下降，这是非优选的。

在该步骤中，若温度低于800℃，则BMD可能会消失。

在步骤(C)中，优选以1℃/分钟至10℃/分钟的范围内的冷却速率冷却，这用于通常的炉中。由于会缩短加热器的寿命，所以从炉温低于600℃的炉中取出基材是非优选的。

由于会使炉的材料恶化，从炉温超过800℃的炉中取出基材是非优选的。

在步骤(D)中，与步骤(C)的原因相同，从炉温低于600℃或超过800℃的炉中取出基材是非优选的。

直至1000℃的升温速率在1℃/分钟至10℃/分钟的范围内，这用于通常的炉中。

对于冷却速率没有任何限制。

特别地，对于用于上述的一系列热处理的装置没有任何限制，优选使用通常已知的装置。具体而言，该装置可以是常用的分批式垂直炉、具有除氧功能的分批式垂直炉等。

在本发明的制造方法中，基材优选含有氮。这是因为，由于基材含有氮，翘曲被进一步抑制为小的数值(典型地，15μm或更小)。因此，可以通过进一步抑制翘曲而制造具有更高性能的器件。

为此目的添加的氮的浓度优选在5×10¹⁴个原子/cm³至1×10¹⁶个原子/cm³的范围内。若浓度超过该范围，则发生多晶化，以至于使产率下降，这是非优选的。

此外，若在该浓度范围内添加氮，则即使在例如在1100℃或更高的温度范围内的间隙氧的扩散长度变为30μm或更大的相对较高温度的热处理中，所形成的具有相对较大尺寸的BMD的形状可以是板状，从而使产生导致翘曲的位错的可能性下降。此外，在此情况下，具有相对较小的尺寸并以高密度存在的BMD的形状是八面体。考虑到氮对BMD形状的影响难以作用于该高密度BMD。

例如，若制造具有厚度为7μm或更大的DZ层的硅晶片，则需要实施在1100℃或更高的温度范围内使间隙氧的扩散长度变为30μm或更大的热处理。在此情况下，减少翘曲的作用是通过添加氮使具有预定尺寸或更大的BMD的形状为板状。

在本发明的制造方法中，基材优选含有碳。这是因为以下效果，由于上述基材含有碳，即使在相对较低的温度下短时间实施步骤(A)中的低温热处理，也能够形成相对较高密度的BMD。

为此目的添加的碳的浓度优选在2×10¹⁵个原子/cm³至3×10¹⁶个原子/cm³的范围内。若添加碳的量超过该范围，则在热处理之后间隙氧增加，这是非优选的。其原因尚不清楚，但是碳可能会阻碍间隙氧聚集成BMD。

此外，特别地，对于用于将氮或碳添加至基材的方法没有任何限制，优选可以采用通常已知的方法。更具体而言，在用于添加氮的方法中，将具有氮薄膜的基材加入用于拉伸单晶的熔体，从而可以调节待获得的基材内的氮浓度。在用于添加碳的方法中，将碳粉加入用于拉伸单晶的熔体，从而可以调节待获得的基材内的碳浓度。

特别地，对于用于测量基材内所含的氮、碳和氧的浓度的方法没有任何限制，它们优选可以通过通常已知的方法加以测量。更具体而言，氮浓度可以通过采用二次离子质量分析装置(SIMS)加以测量。关于氧和碳的浓度的测量，通过红外吸收谱仪进行测量，并且可由用作换算系数的JEITA值(Japan Electronics and Information Technology IndustriesAssociation)获得这些浓度。

实施例

下面通过实施例详细地阐述本发明，但是并不局限于这些实施例。

(退火晶片及外延晶片的制造方法)

在各种不同的条件下制造单晶锭(晶片直径、传导类型、氧浓度、氮浓度及碳浓度)，通过使用钢丝锯在各个单晶锭的直桶部分的相同位置进行切割，通过对切割下的锭实施镜面加工而获得的厚度尺寸为725至750μm的基材被定义为基材。将如此获得的基材放入分批式垂直热处理炉内，在氩气氛中的相同的炉内对基材实施第一热处理(A及B)及第二热处理(C)。各个热处理的条件如1)至6)所示。以此方式制造退火晶片及外延晶片。此外，在实施例中，实施过热处理并且符合以下条件1)至6)的晶片被定义为“退火晶片”，而其上沉积外延层并且符合条件2)和4)的晶片被定义为“外延晶片”。通过根据第二热处理的温度图样对上述等式(i)以温度和时间进行积分而获得在各个热处理中间隙氧的扩散长度。各个实施例及对比例的热处理条件如下。通过在气相生长装置内于退火晶片的表面上沉积外延层至5μm的厚度而实施外延层沉积。

1)表1

第一热处理：在700℃的温度下热处理1小时之后，以1℃/分钟的升温速率使温度从700℃升高至1000℃。

第二热处理：以5℃/分钟的升温速率使温度从1000℃升高至1100℃，并在1100℃的温度下保持晶片4小时。

冷却步骤：以1℃/分钟至5℃/分钟的冷却速率使温度从1100℃下降至700℃。

2)表2

在如表1所示的热处理之后的外延层沉积。

3)表3

第一热处理：在700℃的温度下热处理4小时之后，以1℃/分钟的升温速率使温度从700℃升高至1000℃。

第二热处理：以5℃/分钟的升温速率使温度从1000℃升高至1100℃，以1℃/分钟的升温速率使温度从1100℃升高至1200℃，并在1200℃的温度下保持基材1小时。

冷却步骤：以1℃/分钟至5℃/分钟的冷却速率使温度从1100℃下降至700℃。

4)表4

在如表3所示的热处理之后的外延层沉积。

5)表5

与表3所示的热处理相同。

6)表6

在如表5所示的热处理之后的外延层沉积。

7)表7

第一热处理：在700℃的温度下热处理1小时之后，以1℃/分钟的升温速率使温度从700℃升高至800℃，以2℃/分钟的冷却速率使温度从800℃下降至700℃，从温度为700℃的炉中取出晶片，并将晶片冷却至室温。

第二热处理：在700℃的温度下放入晶片，以5℃/分钟的升温速率使温度从700℃升高至1100℃，并在1100℃的温度下保持晶片4小时。

冷却步骤：以1℃/分钟至5℃/分钟的冷却速率使温度从1100℃下降至700℃。

8)表8

第一热处理：在700℃的温度下热处理4小时之后，以0.5℃/分钟的升温速率使温度从700℃升高至800℃，以2℃/分钟的冷却速率使温度从800℃下降至700℃，从温度为700℃的炉中取出基材，并将晶片冷却至室温。

第二热处理：在700℃的温度下放入基材，以5℃/分钟的升温速率使温度从700℃升高至1100℃，以1℃/分钟的升温/冷却速率使温度在1000℃与1200℃之间升高/下降，并在1200℃的温度下保持基材1小时。

冷却步骤：以1℃/分钟至5℃/分钟的冷却速率使温度从1200℃下降至700℃。

9)表9

第一热处理：在700℃的温度下热处理4小时之后，以0.5℃/分钟的升温速率使温度从700℃升高至800℃，以2℃/分钟的冷却速率使温度从800℃下降至700℃，从温度为700℃的炉中取出基材，并将基材冷却至室温。

第二热处理：在700℃的温度下放入基材，以5℃/分钟的速率使温度从700℃升高至1100℃，以1℃/分钟的速率使温度从1000℃上升至1200℃，并在1200℃的温度下保持晶片1小时。

冷却步骤：以1℃/分钟至5℃/分钟的冷却速率使温度从1200℃下降至700℃。

10)表10

对比例1

第一热处理：在800℃的温度下热处理4小时之后，以1℃/分钟的升温速率使温度从800℃升高至1000℃。

第二热处理及冷却步骤：与表1中的实施例所示的第二热处理及冷却步骤相同。

对比例2

第一热处理：在700℃的温度下热处理1小时之后，以3℃/分钟的升温速率使温度从700℃升高至1000℃。

第二热处理及冷却步骤：与表1中的实施例所示的第二热处理及冷却步骤相同。

对比例3

第一热处理：在700℃的温度下热处理30分钟之后，以3℃/分钟的升温速率使温度从700℃升高至1000℃。

第二热处理：以5℃/分钟的升温速率使温度从1000℃升高至1100℃，并在1100℃的温度下保持晶片1小时。

冷却步骤：以1℃/分钟至5℃/分钟的冷却速率使温度从1100℃下降至700℃。

冷却步骤：与表1中的实施例所示的冷却步骤相同。

11)表11

对比例4

第一热处理：在700℃的温度下热处理4小时之后，以3℃/分钟的升温速率使温度从700℃升高至1000℃。

第二热处理及冷却步骤：与表3中的实施例所示的第二热处理及冷却步骤相同。

12)表12

对比例5

第一热处理：在800℃的温度下热处理4小时之后，以1℃/分钟的升温速率使温度从800℃升高至1000℃。

第二热处理及冷却步骤：与表3中的实施例所示的第二热处理及冷却步骤相同。

对比例6

第一热处理：在700℃的温度下热处理1小时之后，以3℃/分钟的升温速率使温度从700℃升高至1000℃。

第二热处理及冷却步骤：与表3中的实施例所示的第二热处理及冷却步骤相同。

13)表13

对比例7

第一热处理：在700℃的温度下热处理1小时之后，以0.5℃/分钟的升温速率使温度从700℃升高至750℃，以2℃/分钟的冷却速率使温度从750℃下降至700℃，从温度为700℃的炉中取出晶片，并将晶片冷却至室温。

第二热处理及冷却步骤：与表7中的实施例所示的第二热处理及冷却步骤相同。

对比例8

第一热处理：在700℃的温度下热处理1小时之后，以2℃/分钟的升温速率使温度从700℃升高至800℃，以2℃/分钟的冷却速率使温度从800℃下降至700℃，从温度为700℃的炉中取出晶片，并将晶片冷却至室温。

第二热处理及冷却步骤：与表7中的实施例所示的第二热处理及冷却步骤相同。

对比例9

第一热处理：在700℃的温度下热处理4小时之后，以2℃/分钟的升温速率使温度从700℃升高至800℃，以2℃/分钟的冷却速率使温度从800℃下降至700℃，从温度为700℃的炉中取出晶片，并将晶片冷却至室温。

第二热处理及冷却步骤：与表8中的实施例所示的第二热处理及冷却步骤相同。

对比例10

分离的热处理

第一热处理：在700℃的温度下热处理4小时之后，以0.5℃/分钟的升温速率使温度从700℃升高至750℃，以2℃/分钟的冷却速率使温度从750℃下降至700℃，从温度为700℃的炉中取出晶片，并将晶片冷却至室温。

第二热处理及冷却步骤：与表9中的实施例所示的第二热处理及冷却步骤相同。

为了在1000℃的温度的阶段中检测BMD密度及间隙氧浓度，将在相同条件下制造的基材放入分批式垂直热处理炉内，在连续的热处理中制备仅实施第一热处理之后即从炉中取出的晶片，同时在分离的热处理的情况下制备在第二热处理中升温至1000℃之后从温度为1000℃的炉中取出的晶片。

(退火晶片及外延晶片的测量及评估)

实施在关于以下的(1)、(2)、(3)及(5)的上述制造条件下获得的退火晶片及外延晶片的测量及评估。对于添加氮的晶片，还测量(4)氮浓度。对于仅实施第一热处理的晶片，还实施(2)和(3)(结果如表2所示)。通过利用精密研磨机研磨各个晶片至预定深度(50μm、100μm、300μm)从各个晶片的中心部分以及距离晶片边缘10mm的部分的2个部分采集用于测量(1)和(2)的试样的TEM试样。利用OPP在焦点设置于预定深度(50μm、100μm、300μm)及预定位置(中心、距离晶片边缘10mm的部分)的阶段中进行测量。

(1)BMD形状的判断：BMD扁平率是由通过在OPP的扫描方向上于<110>方向和<100>方向之间改变的情况下测量相同的待测试样2次获得的信号强度之比进行判断的。换而言之，已经预先检验了信号强度之比与BMD扁平率之间的关系，扁平率是由信号强度之比求得的。还通过TEM进行测量，在此时通过显微镜从[001]方向进行观察从而测定扁平率。由这些结果实施BMD形状的判断。此外，对于每个样品测量至少10个BMD，通过对由此获得的各个样试的所有扁平率求平均而求得平均扁平率，基于平均扁平率是否超过1.5判断BMD形状。

(2)BMD对角线长度及密度：对于各个试样，通过使用OPP及TEM获得BMD对角线长度及密度。从通过以下1)和2)的方法获得的观察结果，求得具有预定对角线长度的BMD的密度。此外，作为具有预定对角线长度的BMD的密度，采用在3个点上的数值的平均值。

1)利用OPP测量：通过透射激光由于BMD引起的位相差的电信号处理获得的信号强度是通过采用AXENT技术公司制造的OPP进行测量的。校准曲线如下：

八面体BMD对角线长度(nm)＝153×(OPP信号)^0.43

板状BMD对角线长度(nm)＝344×(OPP信号)^0.52

通过采用OPP测量具有已知对角线长度的BMD，而预先制备显示信号强度与BMD尺寸之间关系的校准曲线。通过采用校准曲线由信号强度求得BMD的对角线长度。此外，若求得对角线长度则实施假信号除去处理(K.Nakai的Review of Scientific Instruments，vol.69(1998)pp.3283)。将检测灵敏度设置为能够测量对角线长度为80nm或更大的BMD的灵敏度。

2)利用TEM测量：由通过测量获得的显微图像求得具有预定对角线长度的BMD的密度。此外，由视场内观察到的BMD的数量以及对应于所观察的区域的试样的体积求得密度。

(3)退火晶片及外延晶片的间隙氧浓度：通过采用红外吸收谱仪测量退火晶片及外延晶片内的间隙氧浓度，使用JEITA值(Japan Electronicsand Information Technology Industries Association)作为换算系数。

(4)退火晶片及外延晶片的氮浓度：从退火晶片及外延晶片取样，对晶片实施抛光至最高20μm以去除其表面上氮向外扩散的层，然后利用SIMS测量晶片内的氮浓度。

(5)退火晶片及外延晶片的滑移长度及翘曲的阻力评估：

在对退火晶片及外延晶片实施以下的(5)-A之后，实施其中将(5)-B重复10次的热处理(以下称作“疑似器件加工热处理”)。通过采用NIDEK公司制造的FT-90A测量热处理之前及热处理之后的退火晶片及外延晶片的翘曲。利用X射线物相照片观测热处理之后的退火晶片，测定所观测的滑移长度的最大长度作为代表值。

(5)-A：利用垂直炉热处理

(I)：780℃，3小时

(II)：额外地，1000℃，8小时

此外，在700℃的温度下放入和取出，所有升温/冷却速率均为5℃/分钟，所有热处理均在氩气氛中实施。

(5)-B：利用RTA实施热处理

放入：室温

升温速率：50℃/分钟

保持：1100℃，1分钟

冷却速率：30℃/分钟

取出：室温

气氛：氩气

(退火晶片及外延晶片的各个测量结果及评估结果)

在表1至6中，对于在各种不同的制造条件下制造的退火晶片及外延晶片，测量具有预定的对角线长度及间隙氧浓度的BMD的密度，通过疑似器件加工热处理产生的滑移和翘曲的量集中地如实施例及对比例所示。在此，如表1、表2及表5所示的BMD密度(1)是对角线长度在10nm至120nm范围内的板状BMD的密度，BMD密度(2)是对角线长度为750nm或更大的板状BMD的密度，而在完成第一热处理的阶段中的BMD密度是对角线长度为5nm或更大的板状BMD的密度。如表3、表4及表6所示的BMD密度(1)是对角线长度在10nm至50nm范围内的八面体BMD的密度，BMD密度(2)是对角线长度为750nm或更大的板状BMD的密度，而在完成第一热处理的阶段中的BMD密度是对角线长度为5nm或更大的板状BMD的密度。如表5及表6所示的BMD密度(1)是对角线长度在10nm至50nm范围内的八面体BMD的密度，BMD密度(2)是对角线长度为300nm或更大的八面体BMD的密度，而在完成第一热处理的阶段中的BMD密度是对角线长度为5nm或更大的八面体BMD的密度。在实施例2和4中，所有BMD对角线长度均为30nm或更大，而在实施例29、31、47及49中所有BMD对角线长度均为20nm或更大。

此外，在评估晶片的滑移及翘曲之前，所有的晶片的翘曲量均为10μm或更小。添加氮的退火晶片及外延晶片的氮浓度与as grown的方式测量的氮浓度相等。

在表1至13中，对于在各种不同的制造条件下制造的退火晶片及外延晶片，测量具有预定的对角线长度及间隙氧浓度的BMD的密度，在疑似器件加工热处理中产生的滑移和翘曲集中地如实施例及对比例所示。

在此，如表1、表2、表7、表10以及表13中的对比例7和8所示的BMD密度(1)是对角线长度在10nm至120nm范围内的板状BMD的密度，BMD密度(2)是对角线长度为750nm或更大的板状BMD的密度，而在分离热处理的情况下在完成第一热处理的阶段以及在第二热处理中于1000℃的温度下取出晶片的阶段中的BMD密度是对角线长度为5nm或更大的板状BMD的密度。在此，在实施例2和4中，所有的BMD对角线长度均为30nm或更大。

如表3、表4、表8、表11以及表13中的对比例9所示的BMD密度(1)是对角线长度在10nm至50nm范围内的八面体BMD的密度，BMD密度(2)是对角线长度为750nm或更大的板状BMD的密度，而在分离热处理的情况下在完成第一热处理的阶段以及在第二热处理中于1000℃的温度下取出晶片的阶段中的BMD密度是对角线长度为5nm或更大的板状BMD的密度。在此，在实施例29和31中，所有的BMD对角线长度均为20nm或更大。

如表5、表6、表9、表12以及表13中的对比例10所示的BMD密度(1)是对角线长度在10nm至50nm范围内的八面体BMD的密度，BMD密度(2)是对角线长度为300nm或更大的八面体BMD的密度，而在分离热处理的情况下在完成第一热处理的阶段以及在第二热处理中于1000℃的温度下取出晶片的阶段中的BMD密度是对角线长度为5nm或更大的板状BMD的密度。在此，在实施例47和49中，所有的BMD对角线长度均为20nm或更大。

此外，在评估晶片的滑移及翘曲之前，所有的晶片的翘曲量均为10μm或更小。添加氮的退火晶片及外延晶片的氮浓度与as grown的方式测量的氮浓度相等。

从这些结果可以看出，无论硅晶片的种类如何，板状BMD密度(1)变为为1×10¹¹/cm³或更高，而板状BMD密度(2)变为1×10⁷/cm³或更低，或者八面体BMD密度(1)变为5×10¹¹/cm³或更高，而板状BMD密度(2)变为1×10⁷/cm³或更低，或者八面体BMD密度(1)变为5×10¹¹/cm³或更高，而八面体BMD密度(2)变为1×10⁷/cm³或更低，从而即使在具有各自的直径的退火晶片及外延晶片内，使滑移长度变为10mm或更短，而翘曲量被抑制在20μm或更小。

此外，若板状BMD密度(1)变为5×10¹¹/cm³或更高，或者八面体BMD密度(1)变为1×10¹²/cm³或更高，则滑移被进一步缩短(5mm或更短)。若板状BMD密度(1)为1×10¹¹/cm³或更高并且所有BMD均为30nm或更大，或者八面体BMD密度(1)为5×10¹¹/cm³或更高并且所有BMD均为20nm或更大，则滑移被进一步缩短(5mm或更短)。

此外，即使板状BMD密度(2)或八面体BMD密度(2)相等，通过添加氮至基材，翘曲量仍降低至15μm或更小。

此外，根据对比例，若板状BMD密度(1)低于1×10¹¹/cm³或者八面体BMD密度(1)低于5×10¹¹/cm³，则滑移超过10mm。对于硅晶片，在分离热处理的情况下在完成第一热处理的阶段以及在第二热处理中于1000℃的温度下取出晶片的阶段中，对角线长度为5nm或更大的BMD的密度低于1×10¹¹/cm³或更小，或者5×10¹¹/cm³或更小。若板状BMD密度(2)或八面体BMD密度(2)超过1×10⁷/cm³，则翘曲量超过20μm。对于硅晶片，在分离热处理的情况下在完成第一热处理的阶段以及在第二热处理中于1000℃的温度下取出晶片的阶段中，间隙氧浓度超过5×10¹⁷个原子/cm³。

此外，在对比例的热处理条件下，若板状BMD密度(1)为1×10¹¹/cm³或更高且板状BMD密度(2)为1×10⁷/cm³或更低，若八面体BMD密度(1)为5×10¹¹/cm³或更高且板状BMD密度(2)为1×10⁷/cm³或更低，或者若八面体BMD密度(1)为5×10¹¹/cm³或更高且八面体BMD密度(2)为1×10⁷/cm³或更低，则在间隙氧浓度超过5×10¹⁷个原子/cm³时，翘曲量超过20μm。

在实施例中，因为伴随着间隙氧的析出实施滑移及翘曲阻力评估测试，所以在根据本发明的间隙氧浓度没有降低的硅晶片内，对滑移及翘曲的抑制作用不明显。但是若以热处理与间隙氧的析出不相伴随的方式实施热处理(例如在相对较低的温度下短时间实施热处理)，则即使在根据本发明的间隙氧浓度没有降低的硅晶片内，滑移及翘曲仍然被显著地抑制。

Claims (11)

1.硅晶片，其中BMD形状为八面体，其特征在于，

存在于距离该硅晶片表面的深度为50μm或更大的位置上的BMD中，对角线长度在10nm至50nm范围内的BMD的密度为5×10¹¹/cm³或更高，

存在于距离该硅晶片表面的深度为50μm或更大的位置上的BMD中，对角线长度为300nm或更大的BMD的密度为1×10⁷/cm³或更低，及

间隙氧浓度为5×10¹⁷个原子/cm³或更低，

其中八面体形状的BMD是由多个{111}面及其他的面围绕的BMD，BMD的对角线长度是[100]方向及[010]方向中的较长者。

2.硅晶片，其中存在板状BMD和八面体BMD，其特征在于，

存在于距离该硅晶片表面的深度为50μm或更大的位置上的BMD中，对角线长度在10nm至50nm范围内的八面体BMD的密度为5×10¹¹/cm³或更高，

存在于距离该硅晶片表面的深度为50μm或更大的位置上的BMD中，对角线长度为750nm或更大的板状BMD的密度为1×10⁷/cm³或更低，及

间隙氧浓度为5×10¹⁷个原子/cm³或更低，

其中板状BMD是由相对较大的2个{100}面及其他的面围绕的BMD，八面体形状的BMD是由多个{111}面及其他的面围绕的BMD，BMD的对角线长度是[100]方向及[010]方向中的较长者。

3.硅晶片，其中BMD形状为板状，其特征在于，

存在于距离该硅晶片表面的深度为50μm或更大的位置上的BMD中，对角线长度在10nm至120nm范围内的BMD的密度为1×10¹¹/cm³或更高，

存在于距离该硅晶片表面的深度为50μm或更大的位置上的BMD中，对角线长度为750nm或更大的BMD的密度为1×10⁷/cm³或更低，及

间隙氧浓度为5×10¹⁷个原子/cm³或更低，

其中板状BMD是由相对较大的2个{100}面及其他的面围绕的BMD，BMD的对角线长度是[100]方向及[010]方向中的较长者。

4.根据权利要求1所述的硅晶片的制造方法，其中实施热处理，所述热处理包括：

(A)：在600至750℃的温度下实施低温热处理30分钟至10小时；

(B)：以0.1至1℃/分钟的升温速率历时5至50小时升温至1000℃的步骤，及

(C)：在1000℃至1250℃的温度下实施的高温热处理步骤，从而使间隙氧的扩散长度在30μm至50μm的范围内。

5.根据权利要求1所述的硅晶片的制造方法，其中实施热处理，所述热处理包括：

(A)：在600至750℃之间的温度下实施热处理30分钟至10小时的步骤作为低温热处理步骤；

(B)：在所述低温热处理步骤之后的作为升温步骤的步骤，其包括以0.1至1℃/分钟的升温速率历时1至20小时升温至800℃；

(C)：包括以1至10℃/分钟的冷却速率使炉温下降、在600℃至800℃之间的炉温下将基材从炉中取出并将该基材冷却至室温的步骤；及

(D)：作为高温热处理步骤的步骤，其包括将基材放入炉温在600℃至800℃之间的炉内，并以1至10℃/分钟的升温速率升温至1000℃，以及在1000℃至1250℃的温度下实施热处理，从而使间隙氧的扩散长度在30μm至50μm的范围内。

6.根据权利要求2所述的硅晶片的制造方法，其中

基材中的氮浓度在5×10¹⁴个原子/cm³至1×10¹⁶个原子/cm³的范围内，及

对该基材实施热处理，所述热处理包括：

(A)：在600至750℃的温度下实施低温热处理30分钟至10小时；

(B)：包括以0.1至1℃/分钟的升温速率历时5至50小时升温至1000℃的步骤，及

(C)：在1000℃至1250℃的温度下实施的高温热处理步骤，从而使间隙氧的扩散长度在30μm至50μm的范围内。

7.根据权利要求2所述的硅晶片的制造方法，其中

基材中的氮浓度在5×10¹⁴个原子/cm³至1×10¹⁶个原子/cm³的范围内，及

对该基材实施热处理，所述热处理包括：

(A)：在600℃至750℃的温度下实施热处理30分钟至10小时的步骤作为低温热处理步骤；

(B)：包括以0.1至1℃/分钟的升温速率历时1至20小时升温至800℃的步骤；

(C)：包括以1至10℃/分钟的冷却速率使炉温下降、在600℃至800℃之间的炉温下将基材从炉中取出并将该基材冷却至室温的步骤；及

(D)：作为高温热处理步骤的步骤，其包括将基材放入炉温在600℃至800℃之间的炉内，并以1至10℃/分钟的升温速率升温至1000℃，以及在1000℃至1250℃的温度下实施热处理，从而使间隙氧的扩散长度在30μm至50μm的范围内。

8.根据权利要求3所述的硅晶片的制造方法，其中对基材实施热处理，所述热处理包括：

(A)：用于在600℃至750℃的温度下实施热处理10分钟至10小时的低温热处理；

(B)：升温步骤，其包括以0.1℃/分钟至1℃/分钟的速率历时5至50小时升温至1000℃的步骤；及

(C)：在1000℃至1250℃的温度下实施的高温热处理步骤，从而使间隙氧的扩散长度在20μm至30μm的范围内。

9.根据权利要求3所述的硅晶片的制造方法，其中对基材实施热处理，所述热处理包括：

(A)：在600℃至750℃的温度下实施热处理10分钟至10小时的步骤作为低温热处理步骤；

(B)：在所述低温热处理步骤之后的作为升温步骤的步骤，其包括以0.1至1℃/分钟的升温速率历时1至20小时升温至800℃；

(C)：包括以1至10℃/分钟的冷却速率使炉温下降、在600℃至800℃之间的炉温下将基材从炉中取出并将该基材冷却至室温的步骤；及

(D)：作为高温热处理步骤的步骤，其包括将基材放入炉温在600℃至800℃之间的炉内，并以1至10℃/分钟的升温速率升温至1000℃，以及在1000℃至1250℃的温度下实施热处理，从而使间隙氧的扩散长度在20μm至30μm的范围内。

10.根据权利要求8或9所述的硅晶片制造方法，其中

所述基材中的氮浓度在5×10¹⁴个原子/cm³至1×10¹⁶个原子/cm³的范围内。

11.根据权利要求4至9之一所述的硅晶片制造方法，其中

所述基材中的碳浓度在2×10¹⁵个原子/cm³至3×10¹⁶个原子/cm³的范围内。

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