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硅片及退火处理方法

阅读：244发布：2021-03-02

IPRDB可以提供硅片及退火处理方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本发明提供一种集成电路用单晶硅硅片及其退火处理方法。所述的硅片其特征在于空位型缺陷的无瑕疵层深度为5~13μm；硅片厚度中心处的BMD密度不低于5×108/cm³，硅片的线性滑移位错总长小于4cm，滑移累积总面积小于8cm2。且该硅片是于非氧化气氛和施加电场的环境中，在不低于1200℃的情况下热处理至少2小时而制得。，下面是硅片及退火处理方法专利的具体信息内容。

权利要求

1.一种单晶硅硅片的退火处理方法，其特征在于，将采用CZ法拉制得氧浓度范围在3×

1017～7×1017atoms/cm3以内、氮浓度范围在5×1014～2×1016atoms/cm3以内的单晶硅锭加工制作的原始硅片，置于可施加电场的垂直退火炉中，在保持不低于1200℃且不高于1300℃的恒定温度的热场和电场的作用下退火处理，历时不低于2小时，在整个过程中电场强度的方向保持不变，其电场强度为0.5KV/cm～8KV/cm。

2.如权利要求1所述的退火处理方法，其特征在于，整个退火过程硅片处于非氧化气氛中。

3.如权利要求2所述的退火处理方法，其特征在于，所述非氧化气氛为氩气气氛。

4.如权利要求1所述的退火处理方法，其特征在于，整个退火处理过程使硅片暴露于电场强度方向不变的电场中，其电场强度为0.5KV/cm～3KV/cm。

5.如权利要求1所述的退火处理方法，其特征在于，所述的电场，其电场方向与硅片表面法线的夹角小于30度。

6.如权利要求5所述的退火处理方法，其特征在于，所述的电场，其电势降低的方向垂直于硅片正表面。

7.如权利要求5所述的退火处理方法，其特征在于，所述硅片的正表面处于电场的高电势点，背面处于电场的低电势点。

8.一种单晶硅硅片的退火处理方法，其特征在于，将采用CZ法拉制得氧浓度范围在3×

1017～7×1017atoms/cm3以内、氮浓度范围在5×1014～2×1016atoms/cm3以内的单晶硅锭加工制作的原始硅片，置于可施加电场的垂直退火炉中，在保持1200℃的恒定温度的热场和电场的作用下退火处理，历时不低于2小时，且恒温退火处理期间的某一时刻，将电场强度的方向转变为与之之前相反的方向，其电场强度为0.5KV/cm～8KV/cm。

9.如权利要求8所述的退火处理方法，其特征在于，所述的某一时刻为恒温过程的任意时刻。

10.如权利要求9所述的退火处理方法，其特征在于，所述的某一时刻为1/4恒温退火总时间至3/4恒温退火总时间的时刻。

11.如权利要求8所述的退火处理方法，其特性在于，整个退火过程硅片处于非氧化气氛中。

12.如权利要求11所述的退火处理方法，其特征在于，所述非氧化气氛为氩气气氛。

13.如权利要求8所述的退火处理方法，其特征在于，在恒温退火处理期间的某一时刻，将电场强度的方向转变为与之之前相反的方向，其电场强度为0.5KV/cm～3KV/cm。

14.如权利要求8所述的退火处理方法，其特征在于，所述的电场，其电场方向与硅片表面法线的夹角小于30度。

15.如权利要求8所述的退火处理方法，其特征在于，所述的电场，其电势降低的方向垂直于硅片正表面。

16.如权利要求14所述的退火处理方法，其特征在于，所述硅片的正表面处于电场的高电势点，背面处于电场的低电势点。

说明书全文

硅片及退火处理方法

技术领域

[0001] 本发明涉及一种集成电路用单晶硅抛光片热处理工艺技术领域，特别是涉及一种在退火处理过程中施加电场的方式以改善单晶硅片内部缺陷提高单晶硅片性能的工艺方法和产品。

背景技术

[0002] 用Czochralski法（下面称作Cz法）制造出来的单晶硅晶棒经切片、倒角、磨片、腐蚀、抛光、热处理等工艺而制造的单晶硅抛光片被广泛用于超大规模集成电路等半导体元器件的制造。近年来伴随着元器件集成度的不断提高，对硅片的品质要求也不断提高，特别是用于元器件的硅片对其表面以及表面以下数微米的范围内不能有氧析物、格子缺陷等结晶缺陷的存在。因此就需要在单晶硅片表面形成无缺陷的裸露区域，而硅片的表面缺陷采用热处理方法消减。

[0003] 特别是掺杂氮的单晶硅晶棒，对硅片热处理时减少格子缺陷有很大帮助。这使得氮掺杂单晶硅晶棒的退火硅片被广泛应用。晶棒拉制过程掺杂氮，可以抑制空洞缺陷或可将空洞尺寸变小，用氩气氛围进行高温热处理可以有效减少格子缺陷的硅片制造方法被广泛使用。

[0004] Cz法拉制的硅单晶一般的氧杂质含量在5×1017atom/cm3到9×1017atom/cm3之间，处于晶格的间隙位置。当单晶生成后，在1420℃到750℃的温度区间冷却过程中，氧沉淀会在单晶内部成核。通过不超过1300℃的热处理就会使得初始沉淀成核消失。但是在1000~700℃的温度范围内处理硅片，硅片内样沉淀成核就会被稳定下来，长时间保温可以使这些氧沉淀成核长大，形成氧沉淀。一般认为氧沉淀的基本单元为SiOx（x≈2），其体积要增大。
所以氧沉淀核心的形成和生长需要克服很大的应变应力。空位在高温能够快速扩散，缓解氧沉淀在形核过程中导致的晶格畸变或者形成O-V和O2V的复合体促进氧沉淀的形核长大。
因此空位会增进氧的沉淀。相反地，自间隙原子的存在会抑制氧沉淀的形成。

[0005] 在器件制造中引入的热处理工艺导致硅片中氧的聚集，最终生成氧沉淀。当然，硅片中的氧沉淀有双重作用：处于器件工作区的氧沉淀会导致器件失效，如栅氧化层的击穿，形成结漏电电流等；而处于非器件工作区的氧沉淀会作为吸杂中心，俘获器件制造中引入的有害的过渡族金属杂质。

[0006] 然而，滑移容易从退火步骤中导入的在正面和背面上的微小损伤向块体内延伸，从而产生由于该滑移位错的延伸而降低硅晶片强度的问题。特别是若对于由热处理舟等支撑的晶片实施退火，则因为在硅晶片与该舟的接触部分产生位错，所以滑移位错经常从由该舟支撑的部分延伸。此外，滑移位错可以从硅晶片的边缘部分延伸。

[0007] 用于提高无缺陷层深度、抑制或防止该滑移位错或翘曲的产生的技术是已知的。例如专利，CN201010621534.8公布了一种硅晶片及其制造方法，其中通过在700℃至800℃的温度范围内，将硅片插入退火炉中以5℃/min至10℃/min的升温速率升温至1100℃，以1℃/min至2℃/min的升温速率加热至1200℃至1250℃，保持温度在1200℃至1250℃的恒定温度2至4小时。从而距离硅晶片表面的深度为等于或深于50μm的位置上的BMD的密度为等于或大于1×1011/cm³，且{111}面在围绕BMD的所有面中的比例作为所述BMD的形态为等于或小于0.3。

[0008] 此外，专利CN200910266368.1公布了一种硅晶片及制造方法，将硅片在650℃以上至750℃以下的温度范围内实施热处理历时30min 5h；再以0.5℃/min至2℃/min的升温速~率升温至850℃，再以5℃/min至10℃/min的升温速率加热至最高1100℃，并以1℃/min至2℃/min的升温速率加热至最高1250℃，保持温度在1000℃至1250℃，使间隙氧的扩散长度大于50μm。从而使得硅晶片具有八面体BMD，其中位于比距该硅晶片表面20μm的深度更浅的位置处且对角线长度为200nm以上的BMD的浓度为2×109/cm3，而位于比50μm的深度更深的位置处且对角线长度为10nm以上至50nm以下的BMD的浓度为1×1012/cm3以上。

[0009] 此外，专利CN200410088609.5公开了一种单晶硅抛光片热处理工艺，其中通过快速退火注入空位保证最终获得很高的氧沉淀密度；通过氧化退火注入自间隙硅原子，中和表层空位，一直表层氧沉淀形成氧沉淀，最终保证表层有洁净区的生成。

[0010] 上述这些建议，虽然在一定程度上可以减少格子缺陷、抑制滑移的产生或滑移的延长，但是无法有效的抑制和防止翘曲和滑变的问题，同时对硅锭材料中氧、氮含量的选材标准比较苛刻，硅锭利用率有待进一步提高，从而降低成本。

[0011] 本发明针对上述存在的问题，提供一种高品质硅片及制造方法。

发明内容

[0012] 本发明的目的在于克服上述已有技术的不足而提供一种具有较深空位型缺陷的无瑕疵层深度的单晶硅片以及该类硅片的退火处理方法。该方法可以扩大硅片选材时硅锭中氧、碳含量的浓度范围，提高硅锭的利用率。

[0013] 为了实现上述目的，本发明提供了低缺陷密度的单晶硅片，其特征在于所述硅片空位型缺陷的无瑕疵层深度达5 13μm；硅片厚度中心处的BMD密度不低于5×108/cm³。线性~滑移位错总长小于4cm，滑移累积总面积小于8cm2。

[0014] 进一步地，所述的硅片采用CZ法拉制得氧浓度范围在3×1017 7×1017atoms/cm3以~内、氮浓度范围在5×1014 2×1016atoms/cm3以内的单晶硅棒，再经切、磨、抛工艺加工后，置~
于垂直垂直炉中对其进行退火所得。

[0015] 为了实现上述目的，本发明制备退火晶片的方法的特征在于包括下述退火处理工序：将氧浓度范围在3×1017 7×1017atoms/cm3以内、氮浓度范围在5×1014 2×1016atoms/~ ~cm3以内的硅基片，将由该晶锭加工制作的原始硅片，置于可施加电场的垂直退火炉进行退火处理，在保持不低于1200℃的恒定温度下退火处理总时间不低于2h。

[0016] 进一步，所述的垂直退火炉，可在炉内腔体中施加不小于15KV/cm的电场。

[0017] 进一步，所述的热处理工序，其特性在于整个退火过程硅片处于非氧化气氛中，优选氩气气氛。

[0018] 进一步地，所述的热处理工序，其特征在于：整个退火处理过程使硅片暴露于非氧化气氛下且暴露于电场强度方向不变的电场中，其电场强度应不大于8KV/cm，优选0.5KV/cm 3KV/cm。~

[0019] 更进一步，所述的电场，其特征在于电势降低的方向可为任意方向，优选电势降低的方向垂直于硅片正表面。

[0020] 更进一步，所述的电场，其特征在于硅片的正表面处于电场的高电势点，背面处于电场的低电势点。

[0021] 进一步地，所述的热处理工序，其特征在于整个退火处理过程使硅片暴露于非氧化气氛下；且在恒温退火处理期间的某一时刻，将电场强度的方向转变为与之之前相反的方向，其电场强度应不大于8KV/cm，优选0.5KV/cm 3KV/cm。~

[0022] 更进一步，所述的某一时刻可为恒温过程的任意时刻，优选1/4恒温退火总时间至3/4恒温退火总时间的时刻。

[0023] 更进一步，所述的电场，其特征在于电势降低的方向可为任意方向，优选电势降低的方向垂直于硅片正表面。

[0024] 更进一步，所述的电场，其特征在于硅片的正表面处于电场的高电势点，背面处于电场的低电势点。

[0025] 进一步地，本发明提供一种由上述方法制备的单晶硅片。

[0026] 本发明公开了一种改良型的氩气退火工艺，与现有技术相比本发明，在高温退火工序中加载一垂直于硅片表面的电场，在硅片内部产生梯度力。在梯度力与温度场作用下，原子振动加剧，从而降低硅片中的COP的尺寸和数量。同时，电场驱使空穴向硅片正面表面以下扩散，从而进一步提高硅片正表面的无缺陷层深度；其次空穴在向硅片正表面以下扩散的同时并聚集，形成空间，有利于BMD颗粒的增大，增强吸杂层的吸气能力，同时缩减ＢＭＤ在退火过程中引起硅片的翘曲与滑移。

[0027] 在本发明中，空穴型缺陷的无瑕疵层深度是指：用SC-1或类似实际重复清洗而出现的大小为0.1μm或更大的晶体原生颗粒（COP）密度的合格密度经设计为不大于2×105atoms/cm³时，距单晶硅片表面的深度。以块体微细缺陷（BMD）密度表示的氧沉淀物结晶缺陷密度是指：溶解于单晶硅锭、形成过饱和固体溶液、经热处理的间隙氧沉淀所产生SiO2导致微细缺陷及随同SiO2形成、叠层缺陷导致位错所产生微细缺陷的密度，该值是由MO4（BMD分析仪）测得。

具体实施方式

[0028] 发明效果

[0029] 根据本发明，可提供一种单晶硅硅片，其空位型缺陷的无瑕疵层深度为5 13μm；在~距离正表面不小于10μm处拥有一具有BMD密度不低于5×108/cm³的吸杂层，硅片的线性滑移位错总长小于4cm，滑移累积总面积小于8cm2。

[0030] 在本发明中，空穴型缺陷的无瑕疵层深度是指：粒径不小于0.1μm、通过用SC-1等5
反复清洗而出现的结晶起因颗粒（COP）密度不大于2×10/cm³时距离硅片表面的深度。

[0031] 以BMD（块体微细缺陷）表示氧沉淀物密度是指：由于溶解在硅单晶体内形成过饱和固体溶液、经热处理的间隙氧沉淀、由SiO2所生微细缺陷及由于叠层缺陷随同SiO2的形成所生位错而造成的微细缺陷密度。

[0032] 本发明的最佳实施方案

[0033] 【1.未退火处理的原始硅片】

[0034] 本发明中热处理所用的原始硅片采用一般Cz法拉晶炉或加磁场的Cz法拉晶炉拉制的单晶硅棒经切、磨、抛工艺加工而成。热处理前需对镜面硅片进行清洗，通常使用氨水、过氧化氢进行清洗，清洗后的硅片表面氧化膜和氮化膜等的膜厚不能超过1nm以上。

[0035] 原始硅片中氧浓度需要控制在3×1017atoms/cm3 7×1017atoms/cm3范围内，尤以~能控制在4×1017atoms/cm3 6×1017atoms/cm3范围为最好。如果晶棒中氧浓度低于4×~
1017atoms/cm3时，尤以氧浓度低于3×1017atoms/cm3时，在现有硅片热处理技术的过程中硅片极易发生滑移，其主要由于氧浓度过低难度形成足够大小、足够数量的BMD颗粒，致使硅片屈服应力不足，从而导致硅片在热处理过程中极易发生滑移。如果晶棒中氧浓度高于1×
18 3
10 atoms/cm 以上时氧析出会到达表面附近、这样就无法形成表面及表面附近的无缺陷层。如果想要得到更深的无缺陷层，那就需要将氧浓度控制在7×1017atoms/cm3以下或更低。本发明采用改良型的氩气退火工艺，尤以采用氧浓度控制在4×1017atoms/cm3 6×~
1017atoms/cm3范围为更好，在退后工艺工程中，能形成足够数量和大小(大于5×
8
10atoms/cm³)的BMD颗粒，提高硅片在退火处理时的屈服应力，有效抑制滑移缺陷的产生；
同时能在硅片正表面下形成深度约5 12μm的无缺陷层区域。
~

[0036] 原始硅片中氮浓度需要控制在5×1014atoms/cm3 2×1016atoms/cm3范围内。当氮~掺杂浓度小于5×1014atoms/cm3时，在拉晶时会引起硅棒中空穴型缺陷数目增多，同时因空穴型缺陷引起的COP尺寸增大，容易形成八面体空穴组，从而使得在氩气退火处理后在表面残留格子缺陷。而当氮气浓度大于2×1016atoms/cm3以上时，氮气会导致氧析出増速，也会在表面残留格子缺陷。

[0037] 【2.退火处理工艺方法】

[0038] 本发明为了提高硅片退火处理的效果，在现有成熟的或常用的垂直退火炉中，加装电场装置，使硅片在退火处理过程中同时受到电场力的作用。

[0039] 退火处理实施方案一

[0040] 为了实现上述目的，本发明制备退火晶片的方法的特征在于包括下述热处理工序：将由该晶锭加工制作的原始硅片，置于带有电场的垂直退火炉进行退火处理，在保持不低于1200℃的恒定温度下退火处理不少于2h。整个退火处理过程使硅片暴露于非氧化气氛下且暴露于电场强度方向不变的电场中，且使电场强度方向垂直于硅片镜面表面，且高电势点位于硅片的正面，低电势点位于硅片的背面，其电场强度应不大于8KV/cm，优选0.5KV/cm 3KV/cm。当电场强度大于8KV/cm时，由于原子振动能较大，容易产生大量空位，从而引起~单空位团聚形成空位团簇，反而导致空穴型缺陷的无瑕疵区不足。但当电场强度小于
0.5KV/cm或更小时，其提供原子振动能和电场力不足以驱动空位和间隙氧原子，将不能促进COP表面氧化物层的溶解和COP收缩，不利于改善空穴型缺陷的无瑕疵层深度。

[0041] 在整个退火处理过程中，原始硅片在高温热处理的同时，受到电场力的作用，使原子产生梯度力。在梯度力和温度场的作用下，原子振动加剧，进而降低了原子空位形成能，提高硅片内部空位密度。从而提高溶解间隙氧原子的饱和浓度，使COP表面的氧化物表层的氧浓度低于间隙氧原子的饱和浓度，因此COP的氧化物表层可以经由氧原子的扩散至晶格内而溶解。失去氧化物表层之后，经由空位或间隙硅原子的扩散作用，COP开始收缩，因此COP得以溶解。

[0042] 其次，处于电场高电势点的硅片表面（正面），其带正电荷的空穴在电场力的作用下从硅片表面向硅片厚度中心运动，为BMD的增大提供有利空间，减小因BMD增大而引起的膨胀应力。不仅使BMD为硅片退火处理过程防止硅片产生滑移提供必要的硅片强度，而且还缓解了因BMD尺寸增大而引起的硅片翘曲。同时，其带负电荷的间隙氧原子在电场力的作用下，向电场强度方向的反方向运动，增强了表面氧原子的扩散速率，进一步降低硅片表面层的间隙氧含量，提高空穴型缺陷的无瑕疵层的深度。

[0043] 最后，处于低电势点的硅片表面（背面），带正电荷的空穴在电场力的作用下，向低电势点的硅片表面层移动，大幅度提高近表面层1 2μm处的空位密度，促进近表面层的间隙~氧原子扩散，在表面0 15μm深度形成较大的间隙氧浓度梯度，进一步降低COP表层氧化物周~
围的间隙氧浓度，从而驱使COP表层氧化物扩散入晶格而溶解。失去氧化物表层之后，经由空位或间隙硅原子的扩散作用，COP开始收缩，因此COP得以溶解。

[0044] 退火处理实施方案二

[0045] 为了实现上述目的，本发明制备退火硅片方法其特征在于包括下述热处理工序：将由该晶锭加工制作的原始硅片，置于带有电场的垂直退火炉进行退火处理，在保持不低于1200℃的恒定温度下退火处理不低于2h。同时，整个退火处理过程使硅片暴露于非氧化气氛下，且暴露于电场强度不变的电场中；仅在所述处理工序的恒定温度退火处理过程的某一时刻在将电场的电场强度方向变为相反的方向，优选1/4总恒温退火时间至3/4总恒温退火时间。且优选氩气气氛和垂直于硅片镜面表面的电场。

[0046] 方案二与方案一相比，仅在所述处理工序的恒定温度退火处理后期将电场强度方向变为相反的方向。当电场方向逆向转变后，其空位受力方向也随之逆向转变。在硅片的正面，空位从无缺陷层向硅片表面扩散，降低无缺陷层空位缺陷密度；在硅片的背面，空位由无缺陷层向吸杂层运动，从而释放因BMD增大而产生的膨胀力，有效缓解硅片在退火过程中发生的翘曲现象；同时进一步提高无缺陷层区域的缺陷密度。

[0047] 【实施例】

[0048] 表1为本发明的具体实施例，下面将对其进行具体阐述。

[0049] 表1

[0050]实施例氧浓度氮浓度电场强度电场强度的 BMD（atoms/ 无瑕疵层深翘曲增量滑移位滑移总面(atoms/cm³) (atoms/cm³) （KV/cm）方向 cm³）度(μm) （um）错（cm）积（cm2）
1 4×1017 5×1014 0.5 恒定 >5×108 7 3 5 8
2 6×1017 2×1014 0.5 恒定 >1×109 5 4 3 6
3 4.8×1017 2×1015 0.5 恒定 >1×109 9 3 3 5
4 4×1017 5×1014 3 恒定 >8×108 8 3 3 8
5 6×1017 2×1014 3 恒定 >1×109 8 4 2 6
6 4.8×1017 2×1015 3 恒定 >1×109 11 3 3 5
7 4×1017 5×1014 0.5 逆向转变 >5×108 7 3 5 8
8 6×1017 2×1014 0.5 逆向转变 >1×109 5 4 3 6

[0051] 【实施例１】

[0052] 采用Cz法拉制直径如8英寸及以上、电阻率如10Ω及以上的P型单晶硅晶锭。在拉制单晶硅晶锭的多晶原料中添加氮化硅素粉末或者氮化物薄膜硅片。通过调控晶锭的转17 14
速和坩埚的转速，使拉制的晶锭中氧浓度为4×10 atoms/cm³、氮的浓度为5×10 atoms/cm³。

[0053] 将由该晶锭加工制作的原始硅片，置于带有电场的垂直退火炉进行退火处理，在保持1200℃的恒定温度下退火处理2h，整个退火处理过程使硅片暴露于氩气气氛中且暴露于电场强度方向不变的电场中，且使电场强度方向垂直于硅片镜面表面，其电场强度设定在0.5KV/cm。

[0054] 其结果，单晶硅硅片表面形成了距离硅片表面深度为7μm的空穴型缺陷的无瑕疵层，单晶硅片厚度中心处的BMD密度大于等于5×108atoms/cm³，硅片翘曲增量为3μm，线性滑移位错总长度为5cm，滑移总面积为8cm2。电场改善了硅片的性能，但依然可以发现线性滑移位错总长度偏长，其主要原因是氧含量稍微偏低，形成的BMD数量不足，使得硅片屈服应力不能完全抵抗硅片重力和温度梯度引起的膨胀力，从而使得滑移位错总长偏长，滑移累计总面积偏大。

[0055] 【实施例2】

[0056] 与实施例1一样，采用Cz法拉制P型单晶硅。但其拉制的晶锭中氧浓度为6×17 14
10 atoms/cm³、氮的浓度为2×10 atoms/cm³。将由该晶锭加工制作的原始硅片，置于带有电场的垂直退火炉进行退火处理，在保持1200℃的恒定温度下退火处理2h，整个退火处理过程使硅片暴露于氩气气氛中且暴露于电场强度方向不变的电场中，且使电场强度方向垂直于硅片镜面表面，其电场强度设定在0.5KV/cm。

[0057] 其结果，单晶硅硅片表面形成了距离硅片表面深度为5μm的空穴型缺陷的无瑕疵层，硅片厚度中心处的BMD密度大于等于1×109atoms/cm³。翘曲增量达4μm，滑移位错总长度为3cm，滑移总面积为6cm2。与实施例1相比，由于氧浓度偏高，从而使制得的硅片中空位型缺陷的无瑕疵层的深度略低于实施例1中所述的硅片。

[0058] 【实施例3】

[0059] 与实施例1一样，采用Cz法拉制P型单晶硅。但其拉制的晶锭中氧浓度为4.8×1017atoms/cm³、氮的浓度为2×1015atoms/cm³。将由该晶锭加工制作的原始硅片，置于带有电场的垂直退火炉进行退火处理，在保持1200℃的恒定温度下退火处理2h，整个退火处理过程使硅片暴露于氩气气氛下且暴露于电场强度方向不变的电场中，且使电场强度方向垂直于硅片镜面表面，其电场强度设定在0.5KV/cm。

[0060] 其结果，单晶硅硅片表面形成了距离硅片表面深度达9μm的空穴型缺陷的无瑕疵层，硅片厚度中心处的BMD密度大于等于1×109atoms/cm³。翘曲增量达3μm，滑移位错总长度为3cm，滑移总面积为5cm2。

[0061] 【实施例4】

[0062] 与实施例1一样，采用Cz法拉制P型单晶硅晶锭，同样使拉制的晶锭中氧浓度为4×1017atoms/cm³、氮的浓度为5×1014atoms/cm³。

[0063] 将由该晶锭加工制作的原始硅片，置于带有电场的垂直退火炉进行退火处理，在保持1200℃的恒定温度下退火处理2h，整个退火处理过程使硅片暴露于氩气气氛下且暴露于电场强度方向不变的电场中，并使电场强度方向垂直于硅片镜面表面，其电场强度设定在3KV/cm。

[0064] 其结果，单晶硅硅片表面形成了距离硅片表面深度为8μm的空穴型缺陷的无瑕疵8
层，硅片厚度中心处的BMD密度大于等于8×10atoms/cm³。翘曲增量达3μm，滑移位错总长度为3cm，滑移总面积为8cm2。该实施例制得的硅片较实施例1所述的硅片的滑移位错总长度显著缩短，滑移累积总面积显著减小，其主要原因是由于电场增强，间隙氧原子和空位振动加剧，在硅片中的COP空穴组，在电场的作用下溶解，并运动至原生颗粒缺陷BMD附近，形成空间；从而促使BMD尺寸增大，数量增多；提高硅片屈服应力，有效缓解原始硅片再退火过程中发生的滑移问题。

[0065] 【实施例5】

[0066] 与实施例2一样，采用Cz法拉制P型单晶硅，同样使其拉制的晶锭中氧浓度为6×1017atoms/cm³、氮的浓度为2×1016atoms/cm³。将由该晶锭加工制作的原始硅片，置于带有电场的垂直退火炉进行退火处理，在保持1200℃的恒定温度下退火处理2h，整个退火处理过程使硅片暴露于氩气气氛下且暴露于电场强度方向不变的电场中，且使电场强度方向垂直于硅片镜面表面，其电场强度设定在3KV/cm。

[0067] 其结果，单晶硅硅片表面形成了距离硅片表面深度为8μm的空穴型缺陷的无瑕疵层，硅片厚度中心处的BMD密度大于等于1×109atoms/cm³。翘曲增量达4μm，滑移位错总长2
度为2cm，滑移总面积为6cm。

[0068] 【实施例6】

[0069] 与实施例3一样，采用Cz法拉制P型单晶硅。同样使其拉制的晶锭中氧浓度为4.8×1017atoms/cm³、氮的浓度为2×1015atoms/cm³。将由该晶锭加工制作的原始硅片，置于带有电场的垂直退火炉进行退火处理，在保持1200℃的恒定温度下退火处理2h，整个退火处理过程使硅片暴露于氩气气氛下且暴露于电场强度方向不变的电场中，且使电场强度方向垂直于硅片镜面表面，其电场强度设定在3KV/cm。

[0070] 其结果，单晶硅硅片表面形成了距离硅片表面深度为11μm的空穴型缺陷的无瑕疵层，硅片厚度中心处的BMD密度大于等于1×109atoms/cm³。翘曲增量达3μm，滑移位错总长度为3cm，滑移总面积为5cm2。

[0071] 【实施例7】

[0072] 与实施例1一样，仅在恒温退火处理过程中，在恒温处理1h后将电场强度的方向转变为相反的方向。其结果，单晶硅硅片表面形成了距离硅片表面深度为7μm的空穴型缺陷的无瑕疵层，硅片厚度中心处的BMD密度大于等于5×108atoms/cm³。翘曲增量达3μm，滑移位错总长度为5cm，滑移总面积为8cm2。

[0073] 【实施例8】

[0074] 与实施例2一样，仅在恒温退火处理过程中，在恒温处理1h后将电场强度的方向转变为相反的方向。其结果，单晶硅硅片表面形成了距离硅片表面深度为5μm的空穴型缺陷的无瑕疵层，硅片厚度中心处的BMD密度大于等于1×109atoms/cm³。翘曲增量达3μm，滑移位错总长度为6cm，滑移总面积为6cm2。

[0075] 【实施例9】

[0076] 与实施例3一样，仅在恒温退火处理过程中，在恒温处理1h后将电场强度的方向转变为相反的方向。其结果，单晶硅硅片表面形成了距离硅片表面深度为9μm的空穴型缺陷的无瑕疵层，硅片厚度中心处的BMD密度大于等于1×109atoms/cm³。翘曲增量达3μm，滑移位错总长度为3cm，滑移总面积为5cm2。

[0077] 【实施例10】

[0078] 与实施例4一样，仅在恒温退火处理过程中，在恒温处理1h后将电场强度的方向转变为相反的方向。其结果，单晶硅硅片表面形成了距离硅片表面深度为9μm的空穴型缺陷的无瑕疵层，硅片厚度中心处的BMD密度大于等于1×109atoms/cm³。翘曲增量达2μm，滑移位错总长度为3cm，滑移总面积为8cm2。

[0079] 【实施例11】

[0080] 与实施例5一样，仅在恒温退火处理过程中，在恒温处理1h后将电场强度的方向转变为相反的方向。其结果，单晶硅硅片表面形成了距离硅片表面深度为8μm的空穴型缺陷的无瑕疵层，硅片厚度中心处的BMD密度大于等于1×109atoms/cm³。翘曲增量达5μm，滑移位错总长度为3cm，滑移总面积为6cm2。

[0081] 【实施例12】

[0082] 与实施例6一样，仅在恒温退火处理过程中，在恒温处理1h后将电场强度的方向转变为相反的方向。其结果，单晶硅硅片表面形成了距离硅片表面深度为12μm的空穴型缺陷的无瑕疵层，硅片厚度中心处的BMD密度大于等于1×109atoms/cm³。翘曲增量达3μm，滑移2
位错总长度为3cm，滑移总面积为5cm。

[0083] 【比较例】

[0084] 针对以上所述实施例，其比较例如表2所示，将对其进行具体阐述。

[0085] 表2

[0086]比较例氧浓度氮浓度电场强度电场强度 BMD （atoms/ 空穴型缺陷的无翘曲增滑移位滑移总面(atoms/cm³) (atoms/cm³) （KV/cm）的方向 cm³）瑕疵层深度(μm) 量（um）错（cm）积（cm2）
1 2×1017 1×1014 0.5 不变 <1×108 1 4 6 12
2 2×1018 5×1016 0.5 不变 >7×109 0 7 3 9
3 2×1017 5×1016 0.5 不变 <1×108 4 3 8 20
4 2×1018 1×1014 0.5 不变 >7×109 0 8 4 10
5 2×1017 1×1014 3 不变 <1×108 1 4 6 12
6 2×1018 5×1016 3 不变 >7×109 0 7 3 9
7 2×1017 5×1016 3 不变 >1×109 4 3 4 7
8 2×1018 1×1014 3 不变 >7×109 0 8 4 10
9 2×1017 1×1014 0.5 逆向转变 <1×108 1 4 6 12
10 2×1018 5×1016 0.5 逆向转变 >7×109 0 7 3 9
11 2×1017 5×1016 0.5 逆向转变 <1×108 4 3 8 20
12 2×1018 1×1014 0.5 逆向转变 >7×109 0 8 4 10
13 2×1017 1×1014 3 逆向转变 <1×108 1 4 6 12
14 2×1018 5×1016 3 逆向转变 >7×109 0 7 3 9
15 2×1017 5×1016 3 逆向转变 >1×109 4 3 4 7
16 2×1018 1×1014 3 逆向转变 >7×109 0 8 4 10
17 4.8×1017 2×1015 8 不变 >5×109 1 8 3 8
18 4.8×1017 2×1015 8 逆向转变 >5×109 1 8 3 8
19 4.8×1017 2×1015 0.1 不变 >1×109 4 2 3 8
20 4.8×1017 2×1015 0.1 逆向转变 >1×109 4 2 3 8

[0087] 【比较例1】

[0088] 采用Cz法拉制直径如8英寸及以上、电阻率如10Ω及以上的P型单晶硅晶锭。在拉制单晶硅晶锭的多晶原料中添加氮化硅素粉末或者氮化物薄膜硅片。通过调控晶锭的转速和坩埚的转速，使拉制的晶锭中氧浓度为2×1017atoms/cm³、氮的浓度为1×1014atoms/cm³。

[0089] 将由该晶锭加工制作的原始硅片，置于带有电场的垂直退火炉进行退火处理，在保持1200℃的恒定温度下退火处理2h，整个退火处理过程使硅片暴露于非氧化气氛下且暴露于电场强度方向不变的电场中，且使电场强度方向垂直于硅片镜面表面，其电场强度设定在0.5KV/cm。

[0090] 其结果，单晶硅硅片表面形成了距离硅片表面深度仅仅1μm的空穴型缺陷的无瑕疵层，硅片厚度中心处的BMD密度大于等于1×108atoms/cm³。翘曲增量达4μm，滑移位错总长度为6cm，滑移总面积为12cm2。由于无瑕疵层深度不足，不能满足下游客户的应用需求。

[0091] 主要原因是由于原始硅片中氮浓度低，不能有效改善硅片中原生颗粒缺陷COP的形貌，从而使其形成八面空位组，退火过程中难以将其有效消除，从而无法获得足够深度的空位型缺陷的无瑕疵层。同时，由于其氧浓度较低，无法形成足够数量的BMD，不能提高硅片的屈服应力，从而滑移位错显著增加。

[0092] 【比较例2】

[0093] 采用Cz法拉制直径如8英寸及以上、电阻率如10Ω及以上的P型单晶硅晶锭。在拉制单晶硅晶锭的多晶原料中添加氮化硅素粉末或者氮化物薄膜硅片。通过调控晶锭的转速和坩埚的转速，使拉制的晶锭中氧浓度为2×1018atoms/cm³、氮的浓度为5×1016atoms/cm³。

[0094] 将由该晶锭加工制作的原始硅片，置于带有电场的垂直退火炉进行退火处理，在保持1200℃的恒定温度下退火处理2h，整个退火处理过程使硅片暴露于非氧化气氛下且暴露于电场强度方向不变的电场中，且使电场强度方向垂直于硅片镜面表面，其电场强度设定在0.5KV/cm。

[0095] 其结果，在单晶硅硅片表面未获得空穴型缺陷的无瑕疵层，硅片厚度中心处的BMD密度为7×109atoms/cm³或更高，其硅片翘曲增量为7μm，但滑移位错总长度小于3cm，其硅片发生滑移的总面积9cm2。由于无瑕疵层深度不足，该产品不能满足下游客户的应用需求。

[0096] 主要原因是由于原始硅片中氧浓度过高，致使又间隙氧沉淀所产生的SiO2导致块体微细缺陷（BMD）的数量过多，尺寸增大；致使在原始硅片退火过程中发生严重的翘曲问题。同时由于氧浓度过高，且氮浓度也过高的原因，致使氧析出增速且达到硅片表面附近，从而不能形成空位型缺陷的无瑕疵层，不能满足下游生产的需要。

[0097] 【比较例3】

[0098] 采用Cz法拉制直径如8英寸及以上、电阻率如10Ω及以上的P型单晶硅晶锭。在拉制单晶硅晶锭的多晶原料中添加氮化硅素粉末或者氮化物薄膜硅片。通过调控晶锭的转速和坩埚的转速，使拉制的晶锭中氧浓度为2×1017atoms/cm³、氮的浓度为5×1016atoms/cm³。

[0099] 将由该晶锭加工制作的原始硅片，置于带有电场的垂直退火炉进行退火处理，在保持1200℃的恒定温度下退火处理2h，整个退火处理过程使硅片暴露于非氧化气氛下且暴露于电场强度方向不变的电场中，且使电场强度方向垂直于硅片镜面表面，其电场强度设定在0.5KV/cm。

[0100] 其结果，单晶硅硅片表面形成了距离硅片表面深度仅仅4μm的空穴型缺陷的无瑕8
疵层，硅片厚度中心处的BMD密度小于1×10 atoms/cm³，其硅片翘曲增量小于3μm，但滑移位错总长度为8cm，其硅片发生滑移的总面积为20cm2。由于滑移位错总长度较长，滑移总面积较大，硅片产品质量较差，不利于下游产品的生产与制造。

[0101] 主要原因是由于原始硅片中氧浓度过低，致使又间隙氧沉淀所产生的SiO2导致块体微细缺陷（BMD）的数量不足，不能提高硅片的屈服应力，从而滑移位错显著增加。

[0102] 【比较例4】

[0103] 采用Cz法拉制直径如8英寸及以上、电阻率如10Ω及以上的P型单晶硅晶锭。在拉制单晶硅晶锭的多晶原料中添加氮化硅素粉末或者氮化物薄膜硅片。通过调控晶锭的转速和坩埚的转速，使拉制的晶锭中氧浓度为2×1018atoms/cm³、氮的浓度为5×1016atoms/cm³。

[0104] 将由该晶锭加工制作的原始硅片，置于带有电场的垂直退火炉进行退火处理，在保持1200℃的恒定温度下退火处理2h，整个退火处理过程使硅片暴露于非氧化气氛下且暴露于电场强度方向不变的电场中，且使电场强度方向垂直于硅片镜面表面，其电场强度设定在0.5KV/cm。

[0105] 其结果，在单晶硅硅片表面未获得空穴型缺陷的无瑕疵层，硅片厚度中心处的BMD密度为7×109atoms/cm³或更高，其硅片翘曲增量为8μm，滑移位错总长度为4cm，其硅片发生滑移的总面积为10cm2。由于无瑕疵层深度不足，该产品不能满足下游客户的应用需求。

[0106] 主要原因是由于原始硅片中氧浓度过高，致使又间隙氧沉淀所产生的SiO2导致块体微细缺陷（BMD）的数量过多，尺寸增大；致使在原始硅片退火过程中发生严重的翘曲问题。同时由于氧浓度过高，致使氧析出增速且达到硅片表面附近；且氮浓度不足，不能有效改善硅片中原生颗粒缺陷COP的形貌，从而使其形成八面空位组，退火过程中难以将其有效消除，从而无法获得足够深度的空位型缺陷的无瑕疵层，不能满足下游生产的需要。

[0107] 【比较例5、6】

[0108] 与比较例1、2一样，仅将施加的电场强度设定在3KV/cm，其结果与比较例一样，单场强度的增大，对硅片退火后的性能并无改善。

[0109] 【比较例7】

[0110] 与比较例3一样，仅将施加的电场强度设定在3KV/cm，其结果，单晶硅硅片表面形成了距离硅片表面深度仅仅4μm的空穴型缺陷的无瑕疵层，硅片厚度中心处的BMD密度小于1×109atoms/cm³，其硅片翘曲增量小于3μm，但滑移位错总长度缩小至4cm，其硅片发生滑移的总面积缩小至7cm2。由于电场强度增加，间隙原子和空位振动加剧；同时虽然氮浓度较高，但氧浓度较低，在硅片表面形成空穴型缺陷的无瑕疵层，且促使形成长条形的COP空穴组，在电场的作用下溶解，并运动至原生颗粒缺陷BMD附近，形成空间；从而促使BMD尺寸增大，数量增多；提高硅片屈服应力，有效缓解原始硅片再退火过程中发生的滑移问题。

[0111] 【比较例8】

[0112] 与比较例4一样，仅将施加的电场强度设定在3KV/cm，其结果与比较例一样，单场强度的增大，对硅片退火后的性能并无改善，不能满足下游产品生产需求。

[0113] 【比较例9-16】

[0114] 与比较例1-8样，仅在恒温退火处理过程中，在恒温处理1h后将电场强度的方向变为相反的方向。其结果与比较例1-8一样，无任何改善，不能满足下游产品生产需求。

[0115] 【比较例17】

[0116] 采用Cz法拉制直径如8英寸及以上、电阻率如10Ω及以上的P型单晶硅晶锭。在拉制单晶硅晶锭的多晶原料中添加氮化硅素粉末或者氮化物薄膜硅片。通过调控晶锭的转速和坩埚的转速，使拉制的晶锭中氧浓度为4.8×1017atoms/cm³、氮的浓度为2×1015atoms/cm³。

[0117] 将由该晶锭加工制作的原始硅片，置于带有电场的垂直退火炉进行退火处理，在保持1200℃的恒定温度下退火处理2h，整个退火处理过程使硅片暴露于非氧化气氛下且暴露于电场强度方向不变的电场中，且使电场强度方向垂直于硅片镜面表面，其电场强度设定在8KV/cm。

[0118] 其结果，单晶硅硅片表面形成了距离硅片表面深度仅仅1μm的空穴型缺陷的无瑕9
疵层，硅片厚度中心处的BMD密度小于5×10 atoms/cm³，其硅片翘曲增量为8μm，但滑移位错总长度为3cm，其硅片发生滑移的总面积达8cm2。由于无瑕疵层深度不足，该产品不能满足下游客户的应用需求。

[0119] 主要原因是由于电场强度过大，间隙氧原子和空位振动加剧，从而使得空位缺陷增加，且团聚形成大的空位簇，从而导致空位缺陷的无瑕疵层深度降低。

[0120] 【比较例18】

[0121] 与比较例17一样，仅在恒温退火处理过程中，在恒温处理1h后将电场强度的方向变为相反的方向。其结果与比较例17的结果一样，其主要原因依然是由于电场强度过大，空位缺陷增加且团聚，形成大的空位簇，从而导致空位缺陷的无缺陷层深度降低。

[0122] 【比较例19】

[0123] 与比较例17一样，仅将施加的电场强度降低至0.1KV/cm，其结果单晶硅硅片表面形成了距离硅片表面深度仅4μm的空穴型缺陷的无瑕疵层，硅片厚度中心处的BMD密度小于1×109atoms/cm³，其硅片翘曲增量小于3μm，但滑移位错总长度小于3cm，其硅片发生滑移的总面积为8cm2。由于电场强度较弱，不能提高间隙氧原子振动和前移所需的足够能力，从而不能有效改善硅片表面空位型缺陷的无瑕疵层的深度。

[0124] 【比较例20】

[0125] 与比较例19一样，仅在恒温退火处理过程中，在恒温处理1h后将电场强度的方向变为相反的方向。其结果与比较例19一样，硅片性能并未改善。其主要原因是由于电场强度较弱，不能提高间隙氧原子振动和前移所需的足够能力，从而不能有效改善硅片表面空位型缺陷的无瑕疵层的深度。

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