CN1289720C - 具有受控缺陷分布的硅晶片及其制法 - Google Patents
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Abstract
提供了具有受控缺陷分布的硅晶片，其中具有离晶片表面向内足够深度的贫化区与晶片主体区内的高捕获效应相结合。在硅晶片中，充当本征捕获位的氧淀析物表现出垂直分布。从晶片顶面至底面的氧淀析物浓度分布包括：分别位于离晶片的顶面和底面第一和第二预定深度处的第一和第二峰值；在晶片的顶面和底面和每一个第一峰值与第二峰值之间的贫化区；以及在第一和第二峰值之间，对应于晶片的主体区的下凹区。对这样的氧淀析物浓度分布，在晶片加工过程的施主去除步骤中，该晶片经历了在包含氮(N2)和氩(Ar)或氮(N2)和氢(H2)的气体混合物环境中的快速热退火处理。
Description
技术领域
本发明涉及微电子制造方法和装置，更具体地，涉及硅锭的制造方法和由此方法制造的硅锭和晶片。
背景技术
作为制造半导体装置的原材料的单晶硅通过晶体生长技术生长成柱状晶锭，该技术被称为丘克拉斯基(Czochralski)(CZ)技术。单晶硅的晶锭经过诸如切片、刻蚀、清洁、抛光等一系列晶片加工工艺加工成晶片。根据CZ技术，单晶硅的籽晶浸入熔融硅并向上提拉，然后熔融硅通过慢速分离生长成单晶锭。熔融硅盛放在石英坩埚内，受到各种杂质的污染，其中一种是氧。在硅的熔融温度下，氧渗入晶格直到达到预定浓度，该浓度通常由硅熔融温度下氧在硅中的溶解度以及氧在固化硅中的实际偏析系数所确定的。在晶体生长期间渗入硅锭的氧浓度高于在半导体装置制造所使用的典型温度下固化硅中的氧溶解度。当晶体从熔融硅中生长并冷却时，其中的氧溶解度迅速降低，从而氧在冷却的晶锭中饱和。该晶锭被切割成晶片。每个晶片中残存的间隙氧在后续热处理中成长为氧淀析物。装置激活区中氧淀析物的存在降低栅氧化物的完整性并部分导致基板漏电流。然而，当它们出现在装置的激活区(主体)以外时，它们可以捕获来自装置加工中的金属杂质；这被称为捕获效应。
图1是常规金属氧化物半导体(MOS)晶体管的截面图。参照图1，当晶片表面上的氧淀析物存在于位于形成在接近硅基板10的表面的源极区12和漏极区14之间的半导体装置的激活区中的沟道区时，用于将栅电极18和硅基板10电绝缘的栅绝缘层16可能击穿。此外，采用MOSFET的存储装置的刷新特性可能降低。
此外，形成于晶片主体区10a中通过后续热处理产生的的氧淀析物可以充当泄漏源(leakage source)，也可以充当本征捕获位，它们能够在后续半导体装置制造过程中捕获有害金属杂质。于是，如果晶锭中的氧浓度高，充当本征捕获位的氧淀析物的浓度增加，所以捕获能力提高。但是，如果氧浓度不够，那么氧淀析物不会在主体区产生，所以捕获能力会降低或者根本不存在。因而，希望适当控制分布在晶片主体区中的氧淀析物的量。
在通过传统晶体生长和晶片加工工艺获得的晶片中，氧淀析物分布在从顶(前侧)面到底(后侧)面的整个晶片中。一般而言，应当提供一个从顶面至预定深度的贫化区(Denuded Zone)(DZ)10b，它不含D-缺陷(空位聚集)、位错、层错和氧淀析物等。但是，由传统方法制造的晶片可以在晶片表面附近产生氧淀析物，它可以充当泄漏电流的源。
因而，为了在接近晶片表面有充足DZ的晶片的主体区中形成本征捕获位，具有高氧浓度的晶片，例如，每百万个原子(ppma)含13份或更多的初始氧浓度的晶片，可以通过改变低限和高限之间的温度而进行长时间的热处理，于是氧淀析物可以在晶片的主体区中生成，然而，很难获得足够的DZ，是因为DZ强烈地依赖于间隙氧的向外扩散。在通过传统技术热处理过的半导体晶片中，氧淀析物浓度在从晶片的顶面到底面的整个晶片中的分布如图2所示。
具体地，采用较长时间的额外高温热处理的传统技术会降低装置特性。例如，在晶片中可能发生滑移或变形。此外，制造成本将增加。此外，在这种情况下，由被主体区中氧淀析物捕获的金属杂质，尤其是铁(Fe)，可以通过后续处理而释放到DZ中，因而所释放的杂质可以充当泄漏源。
图3是显示由另一传统方法制造的晶片的回火氧淀析物浓度分布的图，该方法公开于美国专利No.5,401,669的图1A中。具体地，图3是晶片中氧淀析物浓度相对于晶片深度的分布，这来自于氮气环境中实施的晶片快速热退火工艺，并且使该晶片经受后续热处理。但是，如从图3所看到的那样，通过这种传统方法既不可以获得接近晶片表面的DZ，也不可以获得充足的氧淀析物。
发明内容
本发明的实施例提供一种具有氧淀析物受控垂直分布的硅晶片，该氧淀析物可充当本征捕获位。具体地，从可以形成半导体装置激活区的顶面到硅晶片的底面的氧淀析物浓度分布，分别在从晶片的顶面和底面起的第一和第二预定深度处包括第一和第二峰值。在晶片的顶面和第一峰值之间以及晶片的底面和第二峰值之间还包括一贫化区(DZ)。该氧淀析物浓度分布还在第一和第二峰值之间有一凹入区，它可以对应于晶片的主体区。
在本发明的实施例中，氧淀析物浓度分布关于居中位于顶部和底部间的硅晶片中央面对称。因而，例如，第一和第二预定深度是相同的。但是，在其它实施例中，该分布不必对称，因此，例如，对于第一和第二峰值可以有不同的深度。同样，在本发明的一些实施例中，贫化区的深度为离硅晶片的两表面大约10μm至40μm的范围，使得半导体装置的激活区形成为足够的深度。在其它实施例中，与氧有关的晶体缺陷不存在于DZ中，而具有预定尺寸以空穴形式存在的D缺陷，以及氧淀析物，可进一步以预定浓度存在于晶片的主体区内。
在本发明的另一实施例中，第一和第二峰值处的氧淀析物浓度至少约为1×109cm-3，而第一和第二峰值间的主体区中的氧淀析物浓度至少约为1×108cm-3。
根据本发明其它实施例的硅晶片包括诸如空位等氧淀析物形核中心的受控分布，这些空位可以通过后续热处理产生如上所述的氧淀析物浓度分布。空位浓度分布包括分别处于距晶片的顶面和底面第一和第二预定深度的第一和第二峰值。而且，该空位浓度保持在比临界浓度低的预定浓度上以在晶片的顶面和第一峰值之间以及晶片的底面和第二峰值之间形成DZ区。最后，该空位浓度分布在第一和第二峰值之间具有凹入区。可以提供对称或非对称分布。
根据本发明的方法实施例，在包括具有空位注入效应的气体和在硅晶片的顶面和底面上具有间隙硅注入效应的气体的气体混合物的环境中，对硅晶片实施快速热退火(RTA)，以产生形核中心，该中心在后续热处理中充当氧淀析物生长位，因而，从晶片顶面到底面的形核中心的浓度分布在距晶片的顶面和底面第一和第二预定深度处分别包括第一和第二峰值。而且，该形核中心的浓度保持在比临界浓度低的预定浓度上以在晶片的顶面和第一峰值之间以及晶片的底面和第二峰值之间形成DZ区。最后，该形核中心的浓度分布在第一和第二峰值之间具有凹入区，该区对应于晶片的主体区。可以提供对称或非对称分布。
根据其它方法实施例，在RTA之后实施热处理，以生成从晶片顶面到底面的氧淀析物浓度分布，此分布包括分别在距晶片的顶面和底面第一和第二预定深度处的第一和第二峰值、在晶片的顶面和第一峰值之间以及晶片的底面和第二峰值之间的DZ、以及位于第一和第二峰值之间的凹入区。可以提供对称或非对称分布。
在本发明的其它实施例中，气体混合物包括氮(N2)气和氩(Ar)气，或者氮(N2)气和氢(H2)气。此外，在本发明的实施例中，在第一和第二峰处和主体区中的氧淀析物浓度和/或贫化区深度可以通过调整RTA过程中混合比、混合气体流速、升温速率(ramp-up rate)、退火温度、退火时间和降温速率(ramp-down rate)中至少一项进行控制。
在本发明的实施例中，经受了根据本发明实施例的RTA过程的硅晶片可以用晶锭来制造，该晶锭按照晶锭提拉速率分布从热区熔炉(hot zonefurnace)中的熔融硅中拉出，在此，晶锭提拉速率足够高以防止间隙聚集的形成，但又要足够低以将空位聚集的形成限制在晶锭中心轴周围的富空位区中。
在本发明的其他实施例中，经受了根据本发明实施例的RTA过程的硅晶片可以用晶锭来制造，该晶锭按照晶锭提拉速率分布从热区熔炉中的熔融硅中拉出，在此，晶锭提拉速率足够高以防止间隙聚集的形成，但又要足够低以防止间隙聚集的形成，并防止空位聚集的形成。
在本发明其它的实施例中，经受了根据本发明实施例的RTA过程的硅晶片可以用晶锭来制造，该晶锭按照晶锭提拉速率分布从热区熔炉中的熔融硅中拉出，在此，晶锭提拉速率足够高以使空位聚集在晶锭的直径上形成，而不形成间隙聚集。
根据本发明的其它实施例，用于生长单晶硅锭的丘克拉斯基提拉器包括腔封套、在该腔封套中盛放熔融硅的坩埚、在该腔封套中靠近坩埚处用于夹持籽晶的子晶夹具、以及在该腔封套中环绕坩埚的加热器。在该腔封套中还配有环形隔热罩，它包括相互隔离的内外隔热罩壁，以及与内外隔热罩壁相连的隔热罩顶和隔热罩底，隔热罩的顶从内隔热罩壁向上斜向外隔热屏罩壁，而隔热罩的底从内隔热罩壁向下斜向外隔热罩壁。支撑元件将该隔热罩支撑在坩埚内。
根据本发明实施例的丘克拉斯基提拉器也从坩埚中拉出籽晶夹具，以将熔融硅生长成柱状单晶硅锭，该硅锭沿着并围绕其圆柱形的中心轴生长，并与熔融硅形成晶锭-熔融硅界面。在隔热罩的内外隔热罩壁长度、隔热罩顶和底的斜角、晶锭和内隔热罩壁之间的距离、坩埚与外隔热罩壁之间的距离、熔融硅与内隔热罩壁之间的距离以及隔热板的位置中选择至少一个，使得拉出的晶锭基于晶锭中心的温度，以至少1.4°K/min的速率从晶锭-熔融硅界面的温度冷却到晶锭的预设温度。
因而，根据本发明的实施例，晶片在气体混合物环境中经受RTA，进而导致在离晶片各表面的预定深度处具有两个峰值的氧淀析物形核中心的分布，其中气体混合物包括在该晶片上提供间隙注入效应的气体以及提供空位注入效应的气体。
此外，根据本发明的RTA过程的实施例在提供间隙注入效用的气体环境中进行，使得虽然在晶片中存在诸如D-缺陷这样的空穴，但是D-缺陷可以溶解在DZ的深度之内，以便在半导体装置中提供干净的激活区。
此外，根据本发明的丘克拉斯基提拉器的实施例可以快速冷却拉出的晶锭，因此在晶锭生长期间形成的空穴的尺寸可以做得更小。这种出现在DZ中的小空穴可以经由根据本发明实施例的RTA过程溶解，同时空穴保留在晶片的主体区。
在提拉步骤中形成于硅晶片中的空位聚集的尺寸约为0.2μm。
附图说明
图1是显示在接近硅晶片表面形成的传统金属氧化物半导体(MOS)晶体管的结构的剖视图；
图2是显示传统晶片的氧淀析物浓度分布的图；
图3是显示另一传统晶片的氧淀析物浓度分布的图；
图4示出根据本发明实施例的硅晶片的氧淀析物浓度分布；
图5是根据本发明实施例的用于快速热退火(RTA)的时间图；
图6示出图5所示RTA过程在氮(N2)气环境中实施后，相对于晶片深度的点缺陷浓度分布；
图7示出图5所示RTA过程在氩(Ar)气环境中实施后，相对于晶片深度的点缺陷浓度分布；
图8示出图5所示RTA过程在氢(H2)气环境中实施后，相对于晶片深度的点缺陷浓度分布；
图9示出图5所示RTA过程后，相对于包含N2气和Ar气的气体混合物的混合比例变化的空位浓度分布；
图10示出通过根据本发明实施例的RTA过程之后，通过后续热处理所获得的相对于在RTA期间使用的各种气体的氧淀析浓度分布；
图11显示当图5的RTA在Ar气环境中实施时，接近硅晶片表面的晶体原生淀析物(COP)的溶解。
图12是显示已经经历了根据本发明实施例在N2气环境中的RTA过程之后的后续热处理的晶片的氧淀析物分布的照片；
图13是显示已经经历了根据本发明实施例在Ar气环境中的RTA过程之后的后续热处理的晶片的氧淀析物分布的照片；
图14是显示已经经历了根据本发明实施例在H2气环境中的RTA过程之后的后续热处理的晶片的氧淀析物分布的照片；
图15是显示已经经历了根据本发明实施例在N2和Ar气环境中的RTA过程之后的后续热处理的晶片的氧淀析物分布的照片；
图16是显示已经经历了根据本发明实施例在N2和H2气环境中的RTA过程之后的后续热处理的晶片的氧淀析物分布的照片；
图17是显示已经经历了根据本发明实施例在N2气环境中的RTA过程之后的后续热处理的晶片表面附近形成的DZ的深度的照片；
图18是显示已经经历了根据本发明实施例在Ar气环境中的RTA过程之后的后续热处理的晶片表面附近形成的DZ的深度的照片；
图19是是显示已经经历了根据本发明实施例在H2气环境中的RTA过程之后的后续热处理的晶片表面附近形成的DZ的深度的照片；
图20是显示已经经历了根据本发明实施例在N2和Ar气环境中的RTA过程之后的后续热处理的晶片表面附近形成的DZ的深度的照片；
图21是显示已经经历了根据本发明实施例在N2和H2气环境中的RTA过程之后的后续热处理的晶片表面附近形成的DZ的深度的照片；
图22A是显示处于原生(as-grown)状态的COP形状的照片，而图22B示出根据本发明实施例在N2气环境中的RTA过程之后已改变的COP的形状；
图23A是显示处于原生状态的COP形状的照片，而图23B示出根据本发明实施例在N2和Ar气环境中的RTA过程之后已改变的COP的形状；
图24A是显示处于原生状态的COP形状的照片，而图24B示出根据本发明实施例在N2和H2气环境中的RTA过程之后已改变的COP的形状；
图25是显示根据本发明实施例的晶片制备的流程图；
图26是显示硅锭中相对点缺陷分布与V/G比(晶锭拉出速率/温度梯度)之间关系的示意图；
图27是显示传统丘克拉斯基(CZ)提拉器的简图；
图28根据申请序列号09/989,591和09/320,210的另一传统CZ提拉器的简图；
图29是显示根据本发明实施例的CZ提拉器的简图；
图30是显示图29的CZ提拉器主体部分的图；
图31是图5的RTA过程后峰值处氧淀析物浓度变化相对于N2气和Ar气混合气体流速变化的图；
图32是图5的RTA过程后峰值处氧淀析物浓度变化相对于N2气和Ar气混合气体混合比变化的图；
图33是图5的RTA过程后峰值处氧淀析物浓度变化相对于升温速率变化的图；
图34是图5的RTA过程后峰值处氧淀析物浓度变化相对于退火时间变化的图；
图35是图5的RTA过程后峰值处氧淀析物浓度变化相对于退火温度变化的图；以及
图36是图5的RTA过程后峰值处氧淀析物浓度变化相对于降温速率变化的图。
具体实施方式
下面参照示出本发明优选实施例的附图更全面地描述本发明。但是本发明可以以很多种不同的形式实施，且不应该被认为受限于此处所提出的实施例；更确切地，提供这些实施例是为了彻底和完全地揭示本发明，且完全地将本发明的范围转达给本领域技术人员而提供。附图中，为清楚起见将层和区的厚度进行了夸大。相同的附图标记始终指代相同的元件。应该知道，当一个诸如层、区或基板等的元件被称为在另一个元件“上”时，它可以直接位于其它元件之上，或者也可以有中间元件(intervening element)的存在。相反，当一个元件被称为“直接在”另一个元件之上时，则没有任何中间元件。此外，此处所描述和图示的每个实施例也同样包括其互补传导型(complementary conductivity type)实施例。
图4简略显示根据本发明实施例的一硅晶片的氧淀析物浓度分布。将该分布与图2和图3所示的用传统技术制造的硅晶片的氧淀析物浓度分布比较，在离晶片顶和底面的预定深度范围内存在贫化区(DZ)，并且氧淀析物浓度在每个DZ和主体区之间的边界形成双峰。并且，在双峰之间的主体区内，存在大量氧淀析物，这足以产生对金属杂质的捕获效应。
图5是根据本发明实施例的用于快速热退火(RTA)的时间图。可以使用商用RTA炉。在RTA过程中，首先将根据本发明的硅晶片装入RTA炉，该炉的温度在待机期间(I)设定在例如大约700℃。然后，迅速以例如大约50℃/sec的速率将RTA炉中的温度升高到大约1250℃(II)的温度。接着，将温度保持在1250℃例如大约10秒钟的一段预定时间(III)，并将RTA炉中的温度以大约33℃/sec的速率迅速降低到待机期间(IV)的温度。最后将晶片从RTA炉中取出(V)。通过图5所示RTA过程的实施例，氧淀析物形核中心的分布可以被控制，并且如将在后面参照图11所作的叙述那样，晶片表面附近出现的空穴或晶体原生淀析物(COP)可被溶解。
图5的处理温度范围仅仅是说明性的。然而，如下所述，在根据本发明实施例的RTA中，环境气体的种类、环境气体的流速、环境气体的混合比例、升温速率、退火温度、退火时间和/或降温速率(也即，冷却速率)全都可以有助于对获得根据图4的分布。RTA在至少约1150℃的温度下进行至少约5秒钟。例如，RTA在1150℃的温度下进行至少30秒，或者在1250℃的温度下进行至少5至10秒。此外，晶片以至少30℃/sec的速率迅速冷却。
包含给晶片表面提供空位注入效应的气体和提供间隙硅注入效应的气体的气体混合物用作根据本发明实施例的RTA的气体。在一些实施例中，氮(N2)气用作具有空位注入效应的气体，氩(Ar)气和/或氢(H2)气用作具有间隙硅注入效应的气体。
图6至图8分别示出在图5所示的RTA过程分别在N2、Ar和H2环境中实施之后，相对晶片深度的空位缺陷和间隙硅缺陷的点缺陷浓度分布。在图6至图8中，曲线(a)代表在惰性气体环境中RTA后的空位点缺陷浓度分布，而曲线(b)和(c)分别代表在相应气体环境中RTA后的空位和间隙点缺陷浓度分布。
如图6至图8的实施例所示，在惰性气体环境中RTA之后的空位点缺陷浓度(由(a)标示的凸曲线)在晶片的顶面和底表面低，而在晶片的主体区高。当在惰性气体环境中，RTA炉的温度迅速增加到图5中点(a)的温度时，作为晶片中的点缺陷而存在的空位的平衡浓度增加。由于空位的迁移率在晶片主体区中低，所以空位浓度保持低于主体区中的平衡浓度。但是，空位的运动在晶片表面附近是活性的，因此晶片表面附近的空位浓度迅速达到平衡浓度。另一方面，当RTA炉的温度迅速增加时，随空位浓度的增加，间隙硅的平衡浓度通过例如空位和间隙硅之间的富兰克尔(Frenkel)复合而降低。此外，由于存在于晶片主体区的间隙的迁移率低，如此处的空位一样，主体区中的间隙浓度保持高于平衡浓度。然而，接近晶片表面的间隙浓度达到平衡浓度，就象接近晶片表面的空位浓度那样。
当晶片在高温下保持一段达到图5点(b)的时间时，扩散发生，使得空位和间隙都达到平衡浓度。在晶片迅速冷却到图5点(c)的温度之后，具有高扩散系数的间隙点缺陷在降低了的温度下达到一个新的平衡浓度。然而，具有低扩散系数的空位点缺陷则在晶片中过饱和。具体地，空位的过饱和度在晶片主体区中高。但是，由于空位的迁移率在接近晶片表面处高，所以空位点缺陷浓度在降低了的温度下立即达到新的平衡浓度。
从而在惰性气体环境中RTA之后的空位浓度分布具有如图6至图8所示的凸形。
此外，如图6所示，在图5的RTA在N2气环境中进行的情况下，渗透到晶片主体区的N2气与空位硅结合，以形成了小尺寸的氮化硅(Si3N4)，因而主体区中的空位浓度降低。同时，由于由N2气的空位注入效应，接近晶片表面的空位浓度增加。其结果是，N2气环境下的空位浓度分布有着与在惰性气体环境中制造的晶片中的分布相反的形状(由“b”标示的曲线)。
此外，当图5的RTA过程分别在图7和8所示的Ar和H2气环境中进行时，由于间隙硅注入效应，整个晶片的空位浓度降低。具体地，因为所用气体的间隙硅注入效应导致空位硅与间隙硅的复合在接近晶片表面迅速发生，所以空位浓度可以保持在一个临界浓度，该临界浓度是特定温度下的平衡浓度。
在本发明的实施例中，图5的RTA在诸如N2气与Ar气或者N2气与H2气这样的气体混合物环境中进行，并因此在这些气体混合物环境下的空位浓度分布可以通过组合图6和7的那些分布、以及图6和8的那些分布而获得。如图9所示，在该气体混合物环境中制造的晶片的空位浓度分布示出了离硅晶片顶面和底面预定深度处的第一和第二峰。此外，可以注意到，从顶面和低面到第一和第二峰的空位浓度低于特定温度下的平衡浓度。此外，在第一和第二峰之间的主体区中，空位浓度分布具有凹的形状。
图9的空位浓度分布可以根据本发明实施例获得，原因是图5的RTA过程在包含提供空位和间隙硅注入效应的气体的气体混合物环境中进行。使用对数标度将从N2气环境中的空位硅注入效应获得的空位硅浓度分布与从Ar或H2气环境中的间隙硅注入效应获得的间隙硅浓度分布相比较，在从晶片的顶面和底面到预定深度的区域中，空位硅浓度分布比间隙硅浓度分布更平缓。但是从预定深度到主体区，空位硅浓度分布变得比间隙硅浓度分布更陡峭。因此在接近晶片的顶面和底面的贫化区中，通过与间隙硅复合，空位硅浓度保持在或低于一临界值，即，小于或等于特定温度的平衡浓度值。在该贫化区之外，空位硅浓度迅速增加到等于或高于平衡浓度的值。然后，在空位和间隙硅浓度值之差达到最大值的晶片的深度处，即空位硅浓度分布变得比间隙硅浓度更陡峭的地方，形成了峰(第一和第二峰)。空位硅浓度由峰处向主体区降低，因而在第一和第二峰之间获得凹的空位浓度分布。
根据本发明的另一实施例，晶片的空位点缺陷经由后续半导体装置制造中的热处理循环产生氧淀析物。换句话说，空位点缺陷变成由后续热处理循环形成的氧淀析物的形核中心。空位浓度越高，氧淀析物浓度越高。因此可以从晶片的空位浓度分布推导出氧淀析物的浓度分布。
空位浓度和氧淀析物浓度具有下列关系：
该关系表达式表明，当空位硅浓度(VSi)和初始氧浓度(Oi)增加时，反应向右进行，因而氧淀析物浓度增加。在以上关系表达式中，σ为常数。
在本发明的实施例中，对已经经受图5的RTA过程的晶片进行后续热处理之后，获得氧淀析物浓度分布。考虑到半导体装置制造中热处理循环的条件，后续热处理的条件被确定，在该热处理中氧淀析物形成。为了在晶片之间进行比较，在图5的RTA过程之后，后续处理在N2气环境中在约800℃进行约4小时，而在约1600℃进行约16小时。
此外，为了考察本发明使用的气体混合物的作用，图5的RTA过程中使用的气体混合物的流速和混合比被改变。图9示出在图5所示的RTA过程之后相对包含N2气和Ar气的气体混合物的混合比例的变化的空位浓度分布。图31是显示峰值处氧淀析物浓度相对Ar/N2混合气体流速改变的变化的曲线。
图9中，(a)代表当N2和Ar的混合比为70∶30时的空位浓度分布，(b)代表当N2和Ar的混合比为50∶50时的空位浓度分布，而(c)代表当N2和Ar的混合比为30∶70时的空位浓度分布。应该指出，当N2气浓度增加时，峰朝晶片的表面移动，且峰的空位浓度增加。即，DZ的深度随N2浓度增加而迅速降低，其中，由后续工艺导致的氧淀析物不在DZ中形成。
图31的在峰处的氧淀析物浓度在图5的RTA结束之后，在N2气环境中于约800℃下进行约4小时，然后在约1600℃进行约16小时的进一步热处理完成之后进行测量。这里，RTA通过在约50℃/sec的升温速率、约1250℃的退火温度、约10秒钟的退火时间和约33℃/sec的降温速率的条件下使Ar/N2混合气体流动来进行。Ar/N2混合气体中的Ar/N2气体的流速按1/1、2/2、3/3、4/4和5/5l/min进行变化。图31的结果示出氧淀析物浓度随混合气体流速的增加而增加。
除混合气体中的Ar/N2气体按3/1、2.5/1.5、2/2、1.5/2.5和1/3l/min的流速以各种混合比提供外，图32在峰处的氧淀析物浓度是在与图31的数据相同的条件下进行RTA之后测量的。在图5的RTA之后，进一步的热处理在N2气环境中在大约800℃进行约4小时，接着在大约1600℃进行约16小时。图32的结果示出，在4l/min的气体混合物恒定质量流下，氧淀析物浓度随着混合气体中N2的比例的增加而增加。
RTA的工艺条件，包括气体混合物的混合比和流速、升温速率、退火温度和时间、降温速率等，可以在多种水平上变化，以改变空位浓度分布的峰值位置、峰值处的空位浓度值、主体区的空位浓度值、贫化区的尺寸和/或类似值。
图33显示在图5的RTA过程之后峰值处的氧淀析物浓度相对于升温速率变化而变化。为了比较，RTA的其它工艺条件保持不变，即，N2气和Ar气的混合比设置为50∶50，退火温度设置为1250℃，退火时间设置为10秒钟，且降温速率设置为33℃/sec。对所有晶片，后续热处理在N2气环境中在800℃约4小时和其后的1600℃约16小时的条件下进行，其与前面测量中的相同。其结果示于表1。
表1
| 升温速率(℃/sec) | 峰处的氧淀析物浓度(ea/cm3) |
| 10 | 2.0×1010 |
| 30 | 2.5×1010 |
| 50 | 2.1×1010 |
| 70 | 2.0×1010 |
| 90 | 2.0×1010 |
图33和表1表明，峰值处的氧淀析物浓度受升温速率的影响不大。
图34示出在图5的RTA过程之后峰值处的氧淀析物浓度相对退火时间变化的变化。为了精确比较，RTA的其它工艺条件保持不变，也即，N2气和Ar气的混合比设置为50∶50，升温速率设置为50℃/sec，退火温度设置为1250℃，而降温速率设置为33℃/sec。对所有晶片，后续热处理在N2气环境中在800℃约4小时且其后的1600℃约16小时的条件下进行，其与前面测量中的相同。其结果示于表2。
表2
| 退火时间 | 峰处的氧淀析物浓度(ea/cm3) |
| 1 | 1.0×108 |
| 5 | 5.0×109 |
| 10 | 2.0×1010 |
| 30 | 2.5×1010 |
| 60 | 3.0×1010 |
图34和表2表明，峰值处的氧淀析物浓度受退火时间的影响，且对于峰值处至少109/cm3或更高的氧淀析物浓度，退火应该持续至少5秒钟或更长。
图35示出在图5的RTA过程之后峰值处的氧淀析物浓度相对退火温度变化的变化。为了比较，RTA的其它工艺条件保持不变，也即，N2气和Ar气的混合比设置为50∶50，升温速率设置为50℃/sec，退火时间设置为10秒钟，降温速率设置为33℃/sec。对所有晶片，后续热处理在N2气环境中在800℃约4小时和其后的1600℃约16小时的条件下进行，其与前面测量中的相同。其结果示于表3。
表3
| 退火温度(℃) | 峰处的氧淀析物浓度(ea/cm3) |
| 1250 | 2.0×1010 |
| 1200 | 5.0×108 |
| 1150 | 1.0×108 |
| 1100 | 7.0×107 |
| 1000 | 7.0×107 |
图35和表3表明峰值处的氧淀析物浓度受退火温度的影响，且对于峰值处至少109/cm3或更高的氧淀析物浓度，退火温度应该高(至少1250℃或以上)。退火温度和时间与氧淀析物浓度紧密联系。考虑图34的结果，可以注意到，对于一定的氧淀析物浓度，在更高的退火温度下退火时间可以减少，然而对于一定的氧淀析物浓度，在较低的退火温度下退火时间可以延长。
图36示出在图5的RTA过程之后峰值处的氧淀析物浓度相对于降温速率变化的变化。为了比较，RTA的其它工艺条件保持不变，也即，N2气和Ar气的混合比设置为50∶50，升温速率设置为50℃/sec，退火时间设置为10秒钟。对所有晶片，后续热处理在N2气环境中在800℃约4小时和其后的1600℃约16小时的条件下进行，其与前面测量中的相同。其结果示于表4。
表4
| 降温速率(℃/sec) | 峰处的氧淀析物浓度(ea/cm3) |
| 10 | 8.0×109 |
| 30 | 2.0×1010 |
| 50 | 2.2×1010 |
| 70 | 3.0×1010 |
| 90 | 3.5×1010 |
图36和表4表明峰值处的氧淀析物浓度受降温速率的影响不大。但氧淀析物浓度随着升温速率的增加有些许增加。
图10示出通过根据本发明实施例的RTA处理之后的后续热处理所获得的、相对于RTA期间使用各种气体的氧淀析物浓度分布。在图10中，(a)代表在N2气环境中制造的晶片的氧淀析物浓度分布，(b)代表在N2气和Ar气环境中制造的晶片的氧淀析物浓度分布，(c)代表在N2气和H2气环境中制造的晶片的氧淀析物浓度分布，(d)代表在Ar气环境中制造的晶片的氧淀析物浓度分布，而(e)代表在H2气环境中制造的晶片的氧淀析物浓度分布。
为了比较，在同样的工艺条件下对所有晶片进行RTA和后续热处理。即，RTA在1250℃下进行10秒钟，而如上面所述那样，后续热处理在800℃约4小时及其后的1600℃约16小时的条件下进行两次。该结果示于表5。
表5
| 所用气体 | 峰值处氧淀析物浓度(cm-3) | 主体区氧淀析物浓度(cm-3) | DZ的深度(μm) | COP溶解能力 |
| Ar | 8×109 | 8×109 | 50 | 中 |
| H2 | 6×109 | 6×109 | 60 | 高 |
| N2 | 3×109 | ≈1×105(检测限) | 0 | 无 |
| N2+Ar | 2×1010 | 5×109 | 10 | 中 |
| N2+H2 | 1×1010 | 5×109 | 15 | 高 |
图11是显示当图5的RTA在Ar气环境中实施时，接近硅晶片表面的COP溶解的图。通常，在由CZ技术晶锭生长期间形成的COP具有不完整的八面体空穴形状，而氧化硅层22形成在空穴22a的内侧。此外，当RTA过程在Ar或H2气环境中进行时，在晶片表面附近出现的COP被溶解，其中该气体给晶片表面提供间隙硅注入效应。
详细描述COP的溶解机制，当在晶体生长期间以初始浓度Oi结合氧的晶锭冷却时，该晶锭中的氧浓度在冷却的温度下变成过饱和。因此，由晶锭形成的晶片的初始氧浓度也过饱和而超过氧的预定溶解度(在图11中用“S”标示)。然而，由于通过晶片表面的氧的向外扩散，接近晶片表面的初始氧浓度等于或少于预定的溶解度“S”。同时，在晶片的主体区中，过饱和的氧被提供给空穴20a并且用于在空穴20a的内部形成氧化硅层22。此外，由于接近晶片表面(即，图11中表面和虚线“T”之间的区域)的初始氧浓度少于氧的预定溶解度“S”，所以氧从形成在空穴20b中的氧化硅层(未示出)中分泌出来，同时由于在RTA过程期间提供的气体的间隙硅注入效应，硅设置在空穴20b内侧。结果是，空穴20b的尺寸减小而空穴22b最终消失。
由于COP的溶解效应，根据本发明实施例的RTA过程可以推广到各种晶片上。如表5所示，这种COP溶解效应通过使用H2气比使用Ar气更能增强。
图12至图16是显示在RTA过程后经过后续热处理，并具有图10的氧淀析物浓度分布的晶片的氧淀析物分布的照片。具体地，图12对应于使用N2气的情况，图13对应于使用Ar气的情况，图14对应于使用H2气的情况，图15对应于使用N2气和Ar气的情况，而图16对应于使用N2气和H2气的情况。此外，每个图的左边显示晶片的顶面，而其右面显示晶片的底面。
图17至图21是显示在晶片表面附近形成的DZ的深度的照片，该处无氧淀析物存在，而晶片在RTA处理后经过后续热处理并且具有图10的氧淀析物浓度分布。具体地，图17代表使用N2气的情况，图18代表使用Ar气的情况，图19代表使用H2气的情况，图20代表使用N2气和Ar气的情况，而图21代表使用N2气和H2气的情况。正如可以从表5注意到的那样，DZ只能在N2气环境中形成。
图22A至图24B是显示原生COP形状，以及在RTA过程之后已经改变了的COP形状的照片。具体地，图22A和图22B代表在N2气环境中进行RTA的情况，图23A和图23B代表在N2和Ar气环境中进行RTA的情况，而图24A和图24B代表在N2和H2气环境中进行RTA的情况。如表5所示，在N2气环境中COP基本上不溶解。此外，在N2气与Ar或者H2气混合的气体混合物环境中COP的溶解是平稳的，而特别地，COP可以在H2气环境中完全溶解。根据这个结果，也可以推导出，原生COP尺寸的降低的可以促进在图5的RTA过程中完全地溶解COP。
本发明的实施例可以通过对硅晶片执行图5的RTA过程，控制经由通常在半导体装置制造中进行的后续热处理循环而形成的氧淀析物分布。在根据本发明RTA过程实施过程中的整个晶片制备的实施例、以及在应用RTA时起作用的晶片制备的实施例，现在将得以描述。
图25是显示根据本发明实施例的晶片制备流程图，具体地，显示了晶体生长(S10)之后的一常规晶片加工工艺。常规晶片加工技术的概述公开于S.Wolf和R.N.Tanber于1986著的课本“超大规模集成电路时代的硅加工，卷1，加工技术(Silicon Processing for the VLSI ERA，Volume 1，ProcessTechnology)”的第一章的1至35页，其公开内容因而合并于此作为参考。参照图25，常规晶片加工工艺包括使用CZ提拉器生长晶锭的晶体生长步骤(S10)、将晶锭切成晶片的切片步骤(S12)、使每个切片边缘变圆或刻蚀切片表面的刻蚀步骤(S14)。然后，在清洁切片表面的第一清洁步骤(S16)之后，进行施主去除步骤(S18)，抛光形成半导体装置的晶片顶面(S20)，在第二清洁步骤(S22)中清洁抛光的晶片。然后封装所得的晶片(S24)。
根据本发明实施例的图5的RTA在施主去除步骤(S18)中执行。根据本发明其它实施例的RTA可以在独立的步骤中进行。但从成本的观点出发，优选地RTA在施主去除步骤(S18)中进行。通常，施主去除指的是，将包含在硅锭中、在后续半导体装置制造期间以离子形式存在并充当注入杂质离子的电子施主的氧成份，经由晶片加工工艺中的热处理而转变成氧淀析物，以降低作为施主起作用的可能性。这种热处理在RTA炉中在大约700℃进行约30秒或更长。
图27是传统CZ提拉器的简图，晶体生长(S10)在其中进行。如图27所示，CZ提拉器100包括一熔炉、一晶体提拉机构、一环境控制器和一计算机控制系统。CZ炉一般称为热区熔炉。该热区熔炉包括加一热器104、一可用石英制造的坩埚106、一可由石墨制造的下托体(succeptor)108、以及沿所示的第一方向112绕轴旋转的旋转轴110。
冷却套或口132由诸如水冷的外部冷却装置冷却。隔热屏114可以提供附加的热分布。热罐(heat pack)102填满吸热材料116以提供附加的热分布。
晶体提拉机构包括晶体提拉杆120，它可以沿如所示的与第一方向112相反的第二方向122绕轴旋转。晶体提拉杆120包括一位于其端部的籽晶夹具120a。籽晶夹具120a夹持籽晶124，它由坩埚106中的熔融硅126中拉出以形成晶锭128。
环境控制系统可包括腔封套130、冷却套132和其它未示出的气流控制器与真空排气系统。计算机控制系统可以用于控制加热元件、提拉器及其它电子和机械元件。
为了生长单晶硅锭，籽晶124接触熔融硅126，并且逐渐沿轴向(向上)拉出。熔融硅126冷却和固化成单晶硅发生在晶锭128和熔融硅126的界面131处。如图27所示，界面131相对于熔融硅126中凹。
如图4所示的受控氧淀析物浓度分布可以通过根据本发明的RTA实施例从至少三种类型的硅晶片获得。特别地，根据本发明实施例的RTA可以应用于不存在诸如间隙聚集和空位聚集等点缺陷的“完美”晶片；空位聚集仅仅在离晶片中心的一个预定半径内的富空位区中出现，而在富空位区外不存在空位聚集和间隙聚集的“半完美”晶片；以及在整个晶片中仅包含空位聚集，而没有间隙聚集的晶片。但是，本发明不局限于上述晶片，而包括本发明的原理可以应用的所有类型晶片。如上所述，本发明的实施例定向为如图4所示的受控氧淀析物浓度分布，此分布可以通过执行图5的RTA过程及可以应用本发明的硅晶片的后续热处理而获得。此外，对于COP，本发明实施例提供其中COP仅仅出现在晶片的主体区中，而不出现在DZ中的晶片。
为了防止硅晶片的缺陷，很多应用研究关注于高纯度晶锭的晶体生长过程。例如，众所周知，籽晶的提拉速率和热区结构中的温度梯度应当被控制。晶锭提拉速率(V)和晶锭-熔融硅界面的温度梯度(G)的控制被详细叙述于沃侬科夫(Voronkov)发表在“晶体生长学报(Journal of Crystal Growth)”的1982年第59卷625至643页的“硅中螺型缺陷形成机制(The Mechanism of SwirlDefects Formation in Silicon)”中。此外，沃侬科夫理论的应用可以在本发明人等发表在1996年11月25至29日“先进硅材料科学与技术第二届国际研讨会(Proceedings of the Second International Symposium on AdvancedScience and Technology of Silicon Material)”期间发表的标题为“晶体缺陷对装置特性的影响(Effect of Crystal Defects on Device Characteristics)”的文章的519页中找到。该文章公开了当V对G的比(称为V/G比)低于临界比(V/G)*时，富间隙区形成，而当V/G比高于临界比(V/G)*时，富空位区形成。
具体地，图26是显示硅锭中相对点缺陷分布与V/G比之间的关系的示意图。如图26所示，在晶锭生长期间，对高于临界V/G比(V/G)*的V/G比，富空位区形成。同样，对空位浓度大于临界空位浓度Cv *的V/G比，空位聚集形成，而对间隙浓度大于临界间隙浓度CI *的V/G比，间隙聚集形成。此外，在图26中，从(V/G)I *到(V/G)B *的宽度代表一个B-带，它是相对缺陷(小尺寸位错)的间隙，而从(V/G)V *到(V/G)P *的宽度代表一个P-带，它是一O.S.F.环形(大尺寸氧淀析物)。
本发明的实施例可以应用于没有缺陷的在晶锭生长期间具有位于B-带和P-带之间的V/G比的完美晶片、具有包括P-带的V/G比的半完美晶片，以及由于高于对应于临界空位浓度Cv *的临界V/G比(V/G)*的V/G而在整个晶片中形成空位聚集的晶片。
可应用于本发明的完美晶片和半完美晶片在美国专利申请第08/989,591及其继续部分申请、美国专利申请第09/320,210和第09/320,102中得到了详细描述，这些申请在此被引用。因而其详细描述将省略。
图28是在继续部分申请中公开的改进的CZ提拉器的简图，其中的隔热屏214与图27所示的CZ提拉器相比进行了改进。简要地，如图28所示，改进的CZ提拉器200包括一熔炉、一晶体提拉机构、一环境控制器和一计算机控制系统。热区熔炉包括一加热器204、一坩埚206、一下托体208以及一沿所示第一方向212绕轴旋转的旋转轴210。冷却套232和隔热屏214可提供附加的热分布，而热罐202包含热吸收材料216以提供附加的热分布。
晶体提拉机构包括晶体提拉杆220，该杆可以沿所示的与第一方向212相反的第二方向222绕轴转动。晶体提拉杆220包括一位于其端部的籽晶夹具220a。籽晶夹具220a夹持籽晶224，它由坩埚206中的熔融硅中拉出以形成晶锭228。
环境控制系统可包括腔封套230、冷却套232和其它未示出的气流控制器和真空排气系统。计算机控制系统可用于控制加热元件、提拉器及其它电子和机械元件。
为了生长单晶体硅锭，籽晶224与熔融硅226接触并逐渐沿轴向(向上)提拉。熔融硅226冷却并固化为单晶硅发生在晶锭228和熔融硅226之间的界面231处。与图27的CZ提拉器相比，图28的CZ提拉器200进一步包括隔热屏214中的隔热罩234，它容许更精确地控制V/G比。
图29是根据本发明实施例的改进的CZ提拉器的简图，而图30详细显示图29的CZ提拉器的改进部分。在图29和图30中，与图28所用相同的附图标记用于表示相同的元件，并且只有与图28的CZ提拉器的不同之处将得以描述。如图29和30所示，由图28的CZ提拉器的变化包括隔热罩300的形状和隔热板360的附加安装。类似环形的具有90°旋转梯形的隔热罩300包括优选地为垂直的内隔热罩壁310和外隔热罩壁330，以及连接内和外隔热罩壁310和330的隔热罩顶340和隔热罩底320。此处，隔热罩顶340由内隔热罩壁310到外隔热罩壁330以与水平成β角的角度向上倾斜，同时隔热罩底320从内隔热罩壁310到外隔热罩壁330以与水平成α角的角度向下倾斜，形成所示的梯形。
环形隔热罩300可以用吸热材料(未示出)填充，并且可以由铁酸碳(carbon ferrite)制作。
此外，隔热罩300由支撑元件350固定在热罐202的顶部。隔热板360安装在隔热罩300的隔热罩顶340和冷却套232之间，环绕被拉出的晶锭。
图29和图30所示的CZ提拉器的结构可以允许晶锭的冷却速率提高。存在于拉出的晶锭中的空穴尺寸一般来说正比于晶锭-熔融硅界面处的初始空位浓度的平方根，反比于晶锭冷却速率的平方根。如参考图11所述，只要在晶体生长期间形成的存在于晶锭中的空穴尺寸小于预定尺寸，虽然拉出的晶锭包含空穴，但这些空穴可以通过根据本发明实施例的RTA过程从DZ中溶解。
因此，为了降低晶锭中空穴的尺寸，这是根据本发明的实施例所希望的，晶锭的冷却速率可以提高。当晶锭的冷却速率提高时，晶锭中心的温度梯度Gc可能增加。因此，如果V/G比对于预定缺陷分布恒定，则晶锭的拉出速率(V)应该增加。
根据本发明的实施例，以晶锭中心处的温度为基础，为了将晶锭的冷却速率增加到至少1.4°K/min或以上，以便将晶锭从晶锭-熔融硅界面处的温度冷却到晶锭的预定温度，内隔热罩壁310的长度a、外隔热罩壁330的长度c、隔热罩顶340的角度β、隔热罩底320的角度α、晶锭228至内隔热罩壁310之间的距离d、坩埚206至外隔热罩壁330的距离f、内外隔热罩壁310和330之间的距离e、内隔热罩壁310至熔融硅226之间的距离b，以及隔热板360的位置中的至少一个可以改变。
在图29中的CZ提拉器中，由于拉出的晶锭的高冷却速率，晶锭的拉出速率可以提高，例如，在0.50至1.00mm/min的范围内，从而晶锭的生产率可以提高。另外，通过图28所示的CZ提拉器制造的完美晶片或半完美晶片的加工余量可提供给晶锭的生长。
在附图和说明书中，公开了本发明典型的优选实施例，尽管使用了特定的条件，但它们仅仅是为了解释和说明的目的，而不是对本发明的限制，本发明的领域在权利要求书中限定。
Claims (46)
1.一种具有顶面、底面以及在顶面和底面之间其内的氧淀析物浓度分布的硅晶片，氧淀析物浓度分布包括：
分别位于离晶片的顶面和底面第一和第二预定深度处的第一和第二峰值；
在晶片的顶面和第一峰值之间以及晶片的底面和第二峰值之间的贫化区；以及
在第一和第二峰值之间的下凹区。
2.如权利要求1所述的硅晶片，其中，氧淀析物浓度分布相对居中位于顶面和底面间的硅晶片中央面对称。
3.如权利要求1所述的硅晶片，其中，贫化区的深度在离硅晶片的顶面和底面10μm到40μm范围内。
4.如权利要求3所述的硅晶片，其中，贫化区的深度距硅晶片的两个表面的顶部30μm。
5.如权利要求1所述的硅晶片，其中，在第一和第二峰值处的氧淀析物浓度至少为1×109cm-3。
6.如权利要求1所述的硅晶片，其中，在第一和第二峰值之间的下凹区中的氧淀析物浓度至少为1×108cm-3。
7.如权利要求1所述的硅晶片，其中，晶体原生淀析物仅仅存在于晶片的第一和第二峰值之间的下凹区内。
8.一种具有顶面、底面以及在顶面和底面之间其内的空位浓度分布的硅晶片，空位浓度分布包括：
分别位于离晶片的顶面和底面的第一和第二预定深度处的第一和第二峰值；
具有预定空位浓度的区域，该浓度低于临界浓度，该区域在晶片的顶面和第一峰值之间以及晶片的底面和第二峰值之间；以及
在第一和第二峰值之间的下凹区。
9.如权利要求8所述的硅晶片，其中，空位浓度分布相对居中位于顶面和底面间的硅晶片中央面对称。
10.如权利要求8所述的硅晶片，其中，晶体原生淀析物仅仅存在于晶片的第一和第二峰值之间的主体区内。
11.一种制造硅晶片的方法，包括：
在包含在晶片的顶面和底面上具有空位注入效应的气体和具有间隙注入效应的气体的气体混合物环境中，对硅晶片实施快速热退火，以生成形核中心，此形核中心在后续热处理中充当氧淀析物生长位，在从晶片顶面到底面的形核中心浓度分布中，形核中心浓度分布包括：
分别位于离晶片的顶面和底面的第一和第二预定深度处的第一和第二峰值；
具有预定形核中心浓度的区域，该形核中心的浓度低于临界浓度，该区域在晶片的顶面和第一峰值之间以及晶片的底面和第二峰值之间；以及
在第一和第二峰值之间的下凹区。
12.如权利要求11所述的方法，其中，进行快速热退火过程的步骤也产生从晶片顶面到底面的空位浓度分布，该空位浓度分布包括：
分别位于离晶片的顶面和底面的第一和第二预定深度处的第一和第二峰值；
具有预定空位浓度的区域，该浓度低于临界浓度，该区域在晶片的顶面和第一峰值之间以及晶片的底面和第二峰值之间；以及
在第一和第二峰值之间的下凹区。
13.如权利要求11所述的方法，还包括在硅晶片上进行后续热处理以形成从晶片顶面到底面的氧淀析物浓度分布的步骤，该氧淀析物浓度分布包括：
分别位于离晶片的顶面和底面的第一和第二预定深度处的第一和第二峰值；
在晶片的顶面和第一峰值之间以及晶片的底面和第二峰值之间的贫化区；以及
在第一和第二峰值之间的下凹区。
14.如权利要求11所述的方法，其中，气体混合物包括氮气和氩气。
15.如权利要求12所述的方法，其中，气体混合物包括氮气和氩气。
16.如权利要求13所述的方法，其中，在第一和第二峰值以及下凹区内的氧淀析物浓度可通过调节气体混合物的混合比来控制。
17.如权利要求11所述的方法，其中，具有预定形核中心浓度的区域的深度可通过调节气体混合物的混合比来控制。
18.如权利要求16所述的方法，其中，在第一和第二峰值以及下凹区内的氧淀析物浓度还可通过调节快速热退火过程的温度和时间来控制。
19.如权利要求17所述的方法，其中，具有预定形核中心浓度的区域的深度还可通过调节快速热退火过程的温度和时间来控制。
20.如权利要求11所述的方法，其中，执行快速热退火工艺的步骤包括以至少30℃/Sec的速率快速冷却晶片。
21.如权利要求20所述的方法，其中，执行快速热退火工艺的步骤在至少1150℃的温度下进行。
22.如权利要求21所述的方法，其中，执行快速热退火工艺的步骤进行至少5秒的一段时间。
23.如权利要求21所述的方法，其中，执行快速热退火工艺的步骤在1150℃或更高的温度下进行30秒或更长的时间。
24.如权利要求21所述的方法，其中，执行快速热退火工艺的步骤在1250℃或更高的温度下进行5秒的时间。
25.如权利要求13所述的方法，其中，对硅晶片执行后续热处理的步骤在800℃和1000℃之间的温度下进行4到20小时的时间。
26.如权利要求13所述的方法，其中，氧淀析物浓度分布被控制为相对居中位于顶面和底面间的硅晶片中央面对称。
27.如权利要求11所述的方法，其中，具有预定形核中心浓度的区域的深度在离硅晶片的顶面和底面10μm到40μm的范围内。
28.如权利要求11所述的方法，其中，具有预定形核中心浓度的区域的深度为离硅晶片的顶面和底面30μm。
29.如权利要求13所述的方法，其中，在第一和第二峰值处的氧淀析物浓度为至少1×109cm-3。
30.如权利要求13所述的方法，其中，在第一和第二峰值之间的下凹区中的氧淀析物浓度为至少1×108cm-3。
31.如权利要求11所述的方法，其中，快速热退火在硅晶片的晶片加工的施主去除步骤中进行。
32.如权利要求11所述的方法，还包括在进行快速热退火工艺之后抛光晶片的顶面。
33.如权利要求11所述的方法，其中，所述进行的步骤之前进行：
根据晶锭提拉速率分布将晶锭从热区熔炉中的熔融硅中拉出，其中晶锭的拉出速率足够高以防止间隙聚集的形成，但要足够低以便于将空位聚集的形成限制在晶锭中心轴周围的富空位区中；以及
将晶锭沿径向切片以提供硅晶片。
34.如权利要求11所述的方法，其中，所述进行的步骤之前进行：
根据一晶锭提拉速率分布，将晶锭从热区熔炉中的熔融硅中拉出，所述晶锭的拉出速率分布在晶锭的中心产生包括空位聚集的富空位区，以及富空位区以外的纯净区，纯净区域包括无空位聚集和间隙聚集的间隙点缺陷；以及
将晶锭沿径向切片以提供硅晶片。
35.如权利要求11所述的方法，其中，所述进行的步骤之前进行：
根据晶锭提拉速率分布，将晶锭从热区熔炉中的熔融硅中拉出，所述晶锭的拉出速率足够高以防止间隙聚集的形成，但要足够低以防止空位聚集的形成；以及
将晶锭沿径向切片以提供硅晶片。
36.如权利要求11所述的方法，其中，所述进行的步骤之前进行：
根据晶锭提拉速率分布，将晶锭从热区熔炉中的熔融硅中拉出，所述晶锭的拉出速率分布产生点缺陷，而不产生间隙聚集和空位聚集；以及
将晶锭沿径向切片以提供硅晶片。
37.如权利要求11所述的方法，其中，所述进行的步骤之前进行：
根据晶锭提拉速率分布，将晶锭从热区熔炉中的熔融硅中拉出，其中晶锭的拉出速率足够高，从而空位聚集在晶锭的整个直径范围内形成，而不形成间隙聚集；以及
将晶锭沿径向切片以提供硅晶片。
38.如权利要求33所述的方法，其中，在提拉步骤中形成于硅晶片中的空位聚集的尺寸为0.2μm。
39.如权利要求34的方法，其中，在提拉步骤中形成于硅晶片中的空位聚集的尺寸为0.2μm。
40.如权利要求35的方法，其中，在提拉步骤中形成于硅晶片中的空位聚集的尺寸为0.2μm。
41.如权利要求33所述的方法，其中，晶锭提拉步骤还包括，基于中心晶锭温度，以至少1.4°K/min的冷却速率将拉出的晶锭冷却到预定温度。
42.如权利要求34所述的方法，其中，晶锭提拉步骤还包括，基于中心晶锭温度，以至少1.4°K/min的冷却速率将拉出的晶锭冷却到预定温度。
43.如权利要求35所述的方法，其中，晶锭提拉步骤还包括，基于中心晶锭温度，以至少1.4°K/min的冷却速率将拉出的晶锭冷却到预定温度。
44.如权利要求33所述的方法，其中，晶锭提拉步骤包括，以在0.5到1.0mm/min的范围内的提拉速率将晶锭拉出。
45.如权利要求34所述的方法，其中，晶锭提拉步骤包括，以在0.5到1.0mm/min的范围内的提拉速率将晶锭拉出。
46.如权利要求35所述的方法，其中，晶锭提拉步骤包括，以在0.5到1.0mm/min的范围内的提拉速率将晶锭拉出。
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