專利名稱：：硅晶片、硅晶片的制造方法及硅晶片的熱處理方法
技術領域：
：本發明涉及一種半導體器件的基板所使用的硅晶片及硅晶片的制造方法。另外，本發明還涉及一種為了將切割利用切克勞斯基法(以下稱為"CZ"法)制造的單晶硅塊而得到的硅晶片應用于半導體器件而實施的熱處理方法。
背景技術：
：隨著近年來的半導體器件的高集成化，對作為其基板使用的硅基片的品質要求也愈加嚴格。特別是強烈要求在硅晶片的器件活性區域降低原生缺陷、具備高的吸氣效應。在原生缺陷，例如有被稱為COP(結晶引起的微粒)、LSTD(激光散射X線斷層缺陷)的過飽和的空穴型點缺陷的凝聚體、成長并成為OSF(氧化感應疊層缺陷)及BMD(內部微小缺陷)的OSF核、BMD核等氧析出物及被稱為轉位基團的過飽和的晶格間硅型點缺陷的凝聚體。其中，在上述晶格間硅型點缺陷的凝聚體(轉位基團)中，在單晶拉晶時，通過調整拉晶條件可防止其發生，但防止發生所述空穴點缺陷的凝聚體及所述氧析出物是非常困難的。另外，在所述氧析出物中，在存在于器件活性區域以外的主體區域的情況下，具備相對于重金屬等的吸氣效應，故而是行之有效的，但在所述氧析出物存在于所述器件活性區域的情況下，成為器件成品率下降的主要原因，因而不予優選。關于降低這樣的原生缺陷的方法，公開了各種各樣的技術。例如公開的一種技術是，在利用切克勞斯基法培養單晶硅時，通過控制拉晶條件(拉晶速度V、晶體內溫度梯度G)而在整個面上制造無原生缺陷的單晶硅晶片(例如，專利文獻l)。另外，公開的一種技術是，通過按照將硅晶片中的碳濃度、氮濃度、氧濃度控制在規定的值的方式在從培養成的CZ單晶硅制作的硅晶片表面形成外延層，可得到具有優良的結晶性和IG能力的外延晶片(例如，專利文獻2)。另外，公開的一種技術是，通過在氫或者氬或其混合氣氛中且在105(TC以上的溫度范圍將硅晶片進行熱處理，以防止發生晶片的缺陷(例如，專利文獻3)。尤其是近年來，作為以高生產率且簡單地制作晶片表層部缺陷極低的硅晶片的技術，公知有對硅晶片實施快速加熱和快速冷卻熱處理(RTP:快速熱處理)的技術。例如，有一種技術是，通過對從含有發生環狀氧化層疊缺陷的區域的理想區域(不存在晶格間硅型點缺陷的凝聚體及空穴型點缺陷的凝聚體的區域)切出的硅晶片，在氫、氬或者它們的混合氣體氣氛中實施快速加熱和快速冷卻熱處理，可降低因以OSF等為核的殘留結晶缺陷和研磨等機械加工而引起的殘留加工起因缺陷等所造成的瑕疵點，進而可得到GOI特性優良的硅晶片(例如，專利文獻4)。另外公開的一種技術是，將硅晶片至少短暫地暴露在含氧氣氛中，此時，通過在以滿足規定的不等式的方式來選擇的溫度下進行熱處理，使熱處理遍及晶片厚度的主要部分，從而得到不含COPs的硅晶片(例如，專利文獻5)。再者，還公開了一種下述技術，在氮100%或者氧100%或者氧和氮的混合氣氛下，并將最大保持溫度設成1125"C以上且硅的熔點以下，將保持時間設為5秒以上，對利用切克勞斯基法制造的硅基板進行熱處理，之后，通過從最大保持溫度起按8。C/秒以上的冷卻速度進行快速冷卻，不必控制利用CZ法制造的硅基板中的氧濃度，就可得到具有所期望的氧析出特性的硅基板(例如，專利文獻6)。還有一種公知的技術是，對單晶硅塊進行拉晶，將從上述單晶硅塊上切出的硅晶片在硅垸化合物和一氧化二氮的混合氣體氣氛下以70090(TC保持30120分鐘，其中所述單晶硅塊包含形成屬于不存在晶格間硅型點缺陷的凝聚體及空穴型點缺陷的凝聚體的理想區域的侵入型轉位而得到的不足最低晶格間硅濃度的區域，并且其氧濃度為0.97X10181.4X10"原子/cm3(例如，專利文獻7)。還有一種公知的技術是，以得到確保基板的機械強度的硅基板為目的，在IIO(TC以上且不足用特定的關系式表示的溫度T的溫度進行加熱，并進行至少IO分鐘以上的熱處理而使表面層的固溶氧向外方擴散(例如，專利文獻8)。關于作為形成半導體器件用基板使用的硅晶片(以下簡稱為"晶片")，以提高半導體器件加工中的成品率為目的，一般對于鏡面研磨后的硅晶片在規定的環境下實施熱處理(退火)。作為這樣的熱處理技術，公知的技術例如是，通過在氧化性氣氛下且在130(TC以上的高溫下進行快速加熱和快速冷卻熱處理(RTP:快速熱處理)，來消除結晶缺陷。這樣的RTP的優點在于，即使不象傳統的高溫下長時間的熱處理那樣使晶片表層的固溶氧向外方擴散，也不會降低晶片表層的固溶氧濃度而形成無缺陷層(DZ層無缺陷區域)。因此，即使是具有空穴缺陷(COP:結晶引起的微粒)的硅晶片，通過進行上述那樣的RTP，也可在器件制作工序中提高抑制轉位伸長的效果，且低成本地制造具有DZ層的晶片。但是，在130(TC以上高溫下的氧氣氣氛下實施了RTP的晶片，難以充分抑制DZ層范圍的擴大和因雜質的吸入及熱應力引起的滑移的發生。與之相對，例如專利文獻9、IO等公開的技術是，通過在氮或者惰性氣氛下進行RTP并控制冷卻速度，使空穴過度殘留于晶片中并形成氧析出核。另外，作為用高溫對晶片進行熱處理的其它方法，公知的技術是，通過在惰性氣體和還原性氣體氣氛中且在1250'C以上的高溫下進行1個小時以上的熱處理，使晶片表面部的固溶氧向外防擴散，以消除COP及BMD(內部微小缺陷(balkmicrodefect))等(例如參照專利文獻11)。但是，如專利文獻ll所示的那樣的熱處理方法，由于進行長時間熱處理，因而降低了生產率且增加了熱處理中的制造成本。另外，進行了長時間熱處理的晶片的表面部，由于因氧向外方擴散而降低了硅中的固溶氧濃度，因而在器件加工中使用了這樣的晶片的情況下，因器件加工而產生的應力和應變的增加而發生的轉位易于在后來的熱處理中伸長，并成為器件成品率降低的主要原因。另外，由于長時間進行熱處理，因而即使在該熱處理中也存在晶片易發生滑移的問題。因此，近年來使用一種下述的技術，其通過對硅晶片用115(TC以上的高溫進行以秒為單位的快速加熱和快速冷卻熱處理(以下簡稱為RTP(快速熱處理))，而在成為器件活性區域的晶片表面部形成無缺陷層(例如參照專利文獻12)。但是，使用如專利文獻12記載的那樣的技術制造的硅晶片，其形成于晶片內部(以下稱為主體部)的BMD密度最大為5.0X109cm—3左右，主體部中的BMD密度的提高是有限度的。另外，專利文獻12沒有記載可在該熱處理中抑制產生于晶片的滑移的技術。另一方面，專利文獻6公開的技術是，在氮100%或者氧100%或者在氧和氮的混合氣氛下將最大保持溫度設為1125。C以上且硅的熔點以下，并將保持時間設為5秒以上來對利用CZ法制造的硅基板進行熱處理，之后，通過從最大保持溫度起以8T:/秒以上的冷卻速度進行快速冷卻，不必控制氧濃度就可得到具有所期望的氧析出特性的硅基板。通過使用該技術，可以形成內部缺陷密度(主體部的BMD密度)最大為1.0X101Qcm—3左右的高密度BMD。專利文獻1:專利文獻2:專利文獻3:專利文獻4:專利文獻5:專利文獻6:專利文獻7:專利文獻8:日本國特開平08-日本國特開2006-日本國特開2002-日本國特開2003-日本國特開2003-日本國特開2000-日本國特開2002-日本國特開平5—-330316號公報—188423號公報一231726號公報一224130號公報一297840號公報-31150號公報_134513號公報-291097號公報專利文獻9:日本國特表2007—534579號公報專利文獻10:日本國特表2005—522879號公報專利文獻ll:日本國特開2006—261632號公報專利文獻12:日本國特表2001—509319號公報但是，專利文獻1記載的技術由于因拉晶條件的少許變動而存在發生原生缺陷的問題，因而控制其拉晶條件非常困難。另外，專利文獻2記載的形成外延層的技術存在成本非常高的問題，且為了形成器件活性區域，例如必須形成外延層直至5pm以上的厚度，致使生產率非常差而造成高成本。另外，專利文獻3記載的熱處理技術由于熱處理時間長，因而由于生產率差而且存在熱處理時易發生滑移的問題，因而不予優選。另外，專利文獻4記載的快速加熱和快速冷卻熱處理技術，由于作為上述處理前的硅晶片，是以使用不存在晶格間硅型點缺陷的凝聚體及空穴型點缺陷的凝聚體的理想區域這一點為前提的，因而在快速加熱和快速冷卻熱處理中的原生缺陷的降低方面是有限度的。另外，專利文獻5記載的快速加熱和快速冷卻熱處理技術，作為用于熱處理的起始材料，由于認為使用從按以高濃度生成極小的COP的方式進行控制的單晶體得到的硅晶片是有利的，因而同樣在快速加熱快速冷卻熱處理中的原生缺陷的降低方面也是有限度的。另外，專利技術6記載的快速加熱和快速冷卻熱處理技術，不控制利用CZ法制造的硅基板中的氧濃度，以得到具有所期望的氧析出特性的硅基板為目的，而不是以降低硅晶片的器件活性區域的原生缺陷為目的的。再者，專利文獻6沒有記載在晶片表面部形成無缺陷層的情況及在該熱處理中可抑制發生于晶片的滑移的情況。另外，專利文獻7及8記載的技術以得到器件活性區域的原生缺陷的無缺陷化及高的吸出效應為目的，而沒有考慮器件活性區域的BMD的析出。該BMD通常在析出于器件活性區域以外的主體區域的情況下，由于具備針對重金屬等的吸出效應是有效的，但在析出于器件活性區域內的情況下，成為器件成品率下降的主要原因。況且，氧濃度高的硅晶片還存在下述問題，即，將提高主體區域的BMD的析出密度，另一方面，即使在器件活性區域也將提高BMD的析出密度。另外，專利文獻7及8所記載的技術中的硅晶片的熱處理在用于得到器件活性區域的原生缺陷的無缺陷化及高吸出效應方面是有效的方法，但利用這些熱處理，對于硅晶片不可避免地存在發生滑移轉位的可能性。因此，為防止發生滑移轉位，提高硅晶片的熱強度也是有效的。另外，為提高該熱強度，公知的技術是提高硅晶片的固溶氧濃度，但在提高固溶氧濃度時，則如上述的那樣，在器件活性區域也存在BMD的析出濃度變高的問題。根據上述專利文獻9、IO所記載的那樣的方法，不但難以充分消除上述的COP，而且通過控制冷卻速度可以在晶片內部形成許多氧析出核，并提高氧析出物(BMD:內部微小缺陷)的析出密度。由此，使雜質的吸出成為可能。這樣，為了提高上述BMD的析出密度，增大冷卻速度是行之有效的。但是，在這樣的快速冷卻的情況下，將增大因晶片面內的溫度分布而引起的熱應力，存在易發生滑移的課題。因此，在RTP中正在尋求一種消除晶片表層的COP并形成DZ層，同時，在主體中以高密度形成BMD，可抑制滑移的發生的簡便的方法。
發明內容本發明是鑒于上述情況而設立的，其目的在于，提供一種硅晶片的制造方法，其既可抑制快速加熱和快速冷卻熱處理時的滑移的發生，又可提高原生缺陷的消除力。另外，本發明具備高吸出效應，且目的在于提供一種硅晶片，其既可防止器件活性區域的BMD的析出，又可提高器件活性區域的熱強度。此外，本發明的目的還在于提供一種硅晶片的熱處理方法，其利用可在晶片表層消除COP并形成DZ層，同時，可在主體中以高密度形成BMD并抑制滑移的發生的RTP。另外，本發明的目的還在于提供一種硅晶片的熱處理方法，其在成為器件活性區域的晶片表面部可消除COP等結晶缺陷，在主體部以高密度形成BMD，且可抑制在RTP中發生的滑移。本發明的硅晶片的制造方法，其特征在于，對于根據利用切克勞斯基法培養成的單晶硅塊制造的硅晶片，在氧氣分壓為20%以上且100%以下的氧化性氣體氣氛中，以最高到達溫度130(TC以上且1380t:以下，進行快速加熱和快速冷卻熱處理。通過具備這樣的構成，可抑制快速加熱和快速冷卻熱處理時的滑移的發生，同時可提高原生缺陷的消除力。優選上述最高到達溫度為1350'C以上且138(TC以下。通過具備這樣的構成，可抑制快速加熱和快速冷卻熱處理時的滑移的發生，同時可進一步提高原生缺陷的消除力。優選在利用上述快速加熱和快速冷卻熱處理所形成的硅氧化膜的晶片面內的膜厚標準離差在設上述膜厚的最大值為Umax、上述膜厚的最小值為t。xmin、上述膜厚的平均值為t。xave時，通過(t。xmax—t。xmin)/(t。xave)計算出的比為1.5%以內。通過具備這樣的構成，可進一步抑制快速加熱和快速冷卻熱處理時的滑移的發生。優選在上述快速加熱和快速冷卻熱處理前的硅晶片的至少存在于器件活性區域的過飽和空穴型點缺陷的凝聚體，換算成具有與該凝聚體相同的體積的球的直徑的大小最大為180nm以下。通過具備這樣的構成，能夠可靠地消除因上述快速加熱和快速冷卻熱處理而發生的過飽和的空穴型點缺陷的凝聚體。優選通過無氮摻雜進行上述單晶硅塊的培養。通過具備這樣的構成，可使培養成的單晶硅塊的軸方向的原生缺陷的大小及密度穩定。優選上述單晶硅塊中的固溶氧濃度在5X10〃原子/cm3以上、且1.3X10"原子/cm3以下的范圍內。通過具備這樣的構成，可使快速加熱和快速冷卻熱處理的LSTD密度的減少率比較大，且可得到氧析出物密度高的硅晶片。優選對進行了上述快速加熱和快速冷卻熱處理的硅晶片表面進行研磨。通過具備這樣的構成，在晶片的表面附近殘存有COP的情況下也可很容易地制造原生缺陷少的高品質的硅晶片。優選通過增加上述快速加熱和快速冷卻熱處理，使在上述硅晶片的至少存在于器件活性區域的過飽和空穴型點缺陷的凝聚體及氧析出物消除并形成DZ層，同時，將固溶氧導入上述DZ層。通過具備這樣的構成，由于提高了上述DZ層的固溶氧濃度，因而由于因應力而發生的轉位通過上述固溶氧而被阻止，因此，可抑制轉位的伸張。本發明的硅晶片的特征在于，在硅晶片的至少包含器件活性區域的無缺陷區域內具有固溶氧濃度為0.7X10"原子/cm3以上的高氧濃度區域，且在上述無缺陷區域內以過飽和狀態含有晶格間硅。優選上述無缺陷區域內的固溶氧濃度高于比上述無缺陷區域深的硅晶片內部的主體區域內的固溶氧濃度。優選從上述高氧濃度區域朝向上述硅晶片的表面，固溶氧濃度遞減。本發明的硅晶片的熱處理方法的特征在于，在對切割利用CZ法制造的單晶硅塊而得到的晶片進行快速加熱和快速冷卻熱處理(RTP)時，將最高達到溫度設為130(TC以上且硅的熔點以下的溫度，在上述最高到達溫度下的保持狀態的氣氛中，將上述晶片的表面側設為氧氣分壓20100%的氧化性氣體氣氛，將上述晶片的里面側設為非氧化性氣體氣氛。通過進行這樣的熱處理，可在晶片表面側形成DZ層，且提高固溶氧濃度，另一方面，由于在晶片里面側殘留空穴濃度變高，因而可在晶片的主體中形成高密度的BMD。優選在上述硅晶片的熱處理方法中，將RTP中的晶片的表面側的氣氛在升溫過程中設成非氧化性氣體氣氛，在達到最高到達溫度后切換成氧氣分壓為20100%的氧化性氣體氣氛。通過這樣的氣氛氣體的切換，可更完全地消除表面側的COP，且可使DZ層更加高品質化。另外，優選在上述RTP中的降溫過程中，將上述晶片的表面側及里面側中的任一側設成非氧化性氣體氣氛。通過這樣控制氣氛氣體，可使DZ層的厚度變薄。即，可以使氧析出物的生成區域靠近器件形成區域，由此，可提高雜質的吸出效應。再者，優選為將上述晶片的表面側設成氧化性氣體氣氛而供給的氧化性氣體的流量小于為將上述晶片的里面側設成非氧化性氣體氣氛而供給的非氧化性氣體的流量。通過這樣調整供給氣體的流量，可使晶片表面的氧化反應在面內均勻地進行，并形成高品質的DZ層。本發明的硅晶片的熱處理方法為，對切割利用切克勞斯基法制造的單晶硅塊而得到的硅晶片進行熱處理，其特征在于，在含氧的氣氛下，將最高到達溫度設成130(TC以上且硅的熔點以下，將從上述最高到達溫度起的降溫速度設成5(TC/秒以上且145t:/秒以下，并進行快速加熱和快速冷卻熱處理。通過使用這樣的方法，可在成為器件活性區域的晶片表面部消除COP等結晶缺陷，在主體部高密度地形成BMD，且可抑制在RTP中發生的滑移。另外，在本發明中所說的表面部，是指從形成有半導體器件的表面起深度約為525pm的表層區域，所謂的主體部是指比上述表面部更深的下層區域。優選上述降溫速度為50'C/秒以上且7(TC/秒以下。通過將降溫速度控制在這樣的范圍，既可大大抑制在RTP中發生的滑移，又可在主體部以高密度形成BMD。或者優選上述降溫速度為9(TC/秒以上且145。C/秒以下。在將降溫速度控制在這樣的范圍的情況下，既可大大抑制在RTP中發生的滑移，又可在主體部以更高密度形成BMD。另外，優選在上述含氧的氣氛中，將氧氣分壓設成20%以上且100%以下。通過設成上述范圍內的氧氣分壓，可提高晶片表面部的結晶缺陷的消除力。優選進行上述熱處理的晶片為上述單晶硅塊中從支配性地存在有空穴型點缺陷的區域切割而得到的晶片。使用這樣的硅晶片，由于可使培養單晶硅塊時的拉晶速度變大，因而在提高生產率的同時還降低了塊培養成本。本發明提供一種可抑制快速加熱和快速冷卻熱處理時的滑移的發生，同時可提高原生缺陷的消除力的硅晶片的制造方法。因此，可以以高生產率、低成本制造原生缺陷少的高品質的硅晶片。另外，本發明可提供一種硅晶片，其具備高的吸出效應，且可防止器件活性區域的BMD的析出，還可提高器件活性區域的熱強度。另外，根據本發明的硅晶片的熱處理方法，由于可在晶片表層消除COP并形成DZ層，同時，在主體中以高密度形成BMD，因而可抑制滑移的發生，并以低成本制造高品質的晶片。另外，根據本發明的硅晶片的熱處理方法，可在成為器件活性區域的晶片表面部消除COP等結晶缺陷，且可在主體部以高密度形成BMD，還可提供一種可抑制在RTP中發生的滑移的硅晶片的熱處理方法。因此，實施了本發明的方法的熱處理的硅晶片，大大有助于半導體器件加工中的成品率。圖1是表示本發明的硅晶片的制造方法所使用的RTP裝置中的一例的概要的剖面圖2是表示快速加熱和快速冷卻熱處理中的溫度程序中的一例的說明圖3是用于說明本發明的LSTD密度被降低的機制的概念圖4是用于說明在本發明的LSTD密度被降低的機制中殘存有晶片表面附近的COP的機制的概念圖5是表示在實施例l一l中的快速加熱和快速冷卻熱處理后的各條件中的LSTD密度及全滑移長度的發生狀況的結果圖6是用于說明計算實施例l一2中的氧化膜的膜厚標準離差時的測定點的概念圖7是表示與實施例l一2的快速加熱和快速冷卻熱處理后的膜厚標準離差相對的滑移長度的發生狀況的結果圖8是表示與實施例1_3的硅晶片的固溶濃度相對的LSTD密度減少率及氧析出物密度的結果圖9是模式性表示第二實施方式的硅晶片的剖面圖10是表示快速加熱和快速冷卻熱處理中的溫度程序的一例的概念圖11是用于說明利用快速加熱和快速冷卻熱處理形成DZ層且使晶格間硅達到過飽和狀態的機制的概念圖12是用于說明在利用快速加熱和快速冷卻熱處理形成DZ層且使晶格間硅達到過飽和狀態的機制中使晶片表面附近的COP殘存的機制的概念圖13是表示第二實施方式的硅晶片的固溶氧濃度的深度方向分布的曲線圖14是表示第二實施方式的硅晶片的固溶氧濃度的深度方向分布的曲線圖15是表示第二實施方式的硅晶片的固溶氧濃度的深度方向分布的曲線圖16是比較例2—12—5的硅晶片的固溶氧濃度的深度方向分布的曲線圖17是表示第三實施方式的硅晶片的熱處理方法所使用的晶片熱處理裝置的腔部的概要的剖面圖18是表示第四實施方式的硅晶片的熱處理方法所使用的RTP裝置的腔部的概要的剖面圖19是用于說明適用于第四實施方式的硅晶片的熱處理方法的RTP中的熱處理順序中的一例的概念圖20是模式性表示第四實施方式的單晶硅塊制造時的V/G和結晶缺陷的發生位置的關系的圖21是表示第四實施方式的試驗1中的降溫速度和BMD密度及滑移全長度的關系的曲線圖22是試驗1的規定的降溫速度中的IR層析X射線影像；圖23是表示在第四實施方式的試驗2的各降溫速度中的晶片中心的深度方向的氧濃度曲線的曲線圖。具體實施例方式下面，參照本發明第一實施方式。圖1是表示本發明的硅晶片的制造方法中使用的RTP裝置的一例的概要的剖面圖。如圖1所示，本發明的硅晶片的制造方法中使用的RTP裝置10具備具備氣氛氣體導入口20a及氣氛氣體排出口20b的反應管20、離開反應管20的上部配置的多個燈30、在反應管20內的反應空間25支撐晶片W的晶片支撐部40。晶片支撐部40具備直接支撐晶片W的環狀的接受器40a、支撐接受器40a的載物臺40b。反應管20例如由石英構成。燈30例如由鹵素燈構成。接受器40a例如由硅構成。載物臺40b例如由石英構成。在使用如圖1所示的RTP裝置10對晶片W進行快速加熱和快速冷卻熱處理(RTP:快速熱處理)的情況下，按以下所述進行，從設置于反應管20的未圖示的晶片導入口將晶片W導入反應空間25內，并將晶片W支撐于晶片支撐部40的接受器40a上，且從氣氛氣體導入口20a導入后面所述的氣氛氣體，同時，由燈30對晶片W表面進行燈照射。另外，在該RTP裝置10的反應空間25內的溫度控制是通過埋入晶片支撐部40的載物臺40b的多個輻射溫度計50測定晶片W的下部的晶片徑方向的晶片面內的平均溫度的，并基于其測定到的溫度進行多個囪素燈30的控制(各燈的單獨的ON—OFF控制及發光的光的發光強度的控制等)。下面，說明本發明的硅晶片的制造方法。本發明的硅晶片的制造方法是對從利用切克勞斯基法培養成的單晶硅塊制造的硅晶片，在氧氣分壓為20%以上且100%以下的氧化性氣體氣氛中，以最高到達溫度130(TC以上且138(TC以下，進行快速加熱和快速冷卻熱處理。根據切克勞斯基法的單晶硅塊的培養通過眾所周知的方法進行。艮卩，對充填于石英坩堝的多晶硅進行加熱并做成硅融液，從該硅融液的液面上方接觸籽晶，并一邊使籽晶和石英坩堝旋轉一邊拉晶，通過擴徑至所期望的直徑來培養直筒部，制造單晶硅塊。利用眾所周知的方法將這樣的到的單晶硅塊加工成硅晶片。艮P，利用內周刀或者鋼絲鋸等將單晶硅塊切割成晶片狀，之后，經由外周部的倒角、拋光、蝕刻、研磨等加工工序制造硅晶片。另外，在此所記載的加工工序只是例示，本發明并不是僅僅局限于該加工工序。然后，對制造出的硅晶片在氧氣分壓為20%以上且100%以下的氧化性氣體氣氛中，以最高到達溫度130(TC以上且138(TC以下，進行快速加熱和快速冷卻熱處理。該快速加熱和快速冷卻熱處理例如使用如圖1所示的那樣的RTP裝置IO進行，且作為氣氛氣體使用氧氣分壓為20%以上且100%以下的氧化性氣體氣氛進行。另外，這里所說的氧氣分壓若使用圖1進行說明則是指供給到反應管20內時的混合氣體(氣氛氣體)中的氧氣分壓。這樣，通過使用氧氣分壓為20%以上且100%以下的氧化性氣體氣氛作為氣氛氣體，可大幅度提高快速加熱和快速冷卻熱處理中的原生缺陷的消除力。另外，在上述氧化性氣體氣氛中的氧氣分壓為不足20%的情況下，快速加熱和快速冷卻熱處理中的LSTD密度的消除力降低到極端，故而不予優選。另外，在此所說的氧化性氣體氣氛是指氧氣分壓為20%以上且不足100%的混合氣體或者氧為100%的氣體。其中，優選混合氣體中的上述氧氣以外的氣體為惰性氣體。在使用氮氣作為上述氧氣以外的氣體的情況下，在快速加熱和快速冷卻熱處理中將在硅晶片的表面形成氮化膜，為了除去該氮化膜就必須重新增加蝕刻工序，從而使工序增加，故而不予優選。在使用氫氣作為上述氧氣以外的氣體的情況下，氧及氫的混合氣體有爆炸的危險性，故而也不予優選。作為上述惰性氣體主要優選使用氬氣。通過使用氬氣，不會發生上述危險，并可進行良好的快速加熱和快速冷卻熱處理。圖2是表示快速加熱和快速冷卻熱處理中的溫度程序中的一例的說明圖。快速加熱和快速冷卻熱處理例如使用如圖1所示的RTP裝置10并通過如圖2所示的那樣的溫度程序來進行。艮口，將制造出的硅晶片在所期望的溫度To(例如500°C)下設置于RTP裝置10的反應管20內，在氧氣分壓為20%以上且100%以下的氧化性氣體氣氛中，按所期望的升溫速度ATu(例如75'C/秒)進行升溫直至所期望的最高到達溫度T！(130(TC以上且138(TC以下)，在所期望的最高到達溫度L下保持隨期望的時間t(例如15秒)。其后，按所期望的降溫速度ATd(例如25t:/秒)進行降溫直至所期望的溫度To(例如500'C),其后，從反應管20內取出硅晶片。艮P，這里所說的快速加熱和快速冷卻熱處理是指具備包含高速的升溫速度ATu、最高到達溫度T!下的短的保持時間t及高速的降溫速度ATd的溫度程序的熱處理。另外，這里所說的高速的升溫速度ATu優選1(TC/秒以上，短的保持時間t優選l秒以上且60秒以內，另外，高速的降溫速度ATd優選1(TC/秒以上。由此，可實現生產率高的快速加熱和快速冷卻熱處理。如前所述，優選最高到達溫度T!為130(TC以上且1380。C以下。如上所述，本專利申請中所說的最高到達溫度L是指在將晶片W設置于如圖1所示的那樣的RTP裝置10內的情況下，晶片W的下部的晶片徑方向的晶片面內9點的平均溫度。這樣，通過將最高到達溫度L設為130(TC以上且1380。C以下，可抑制快速加熱和快速冷卻熱處理時的滑移的發生，并且可提高原生缺陷的消除力。在上述最高到達溫度L不足1300'C時，快速加熱和快速冷卻熱處理中的LSTD密度的消除力變低，故而不予優選。另外，在上述最高到達溫度L超過138(TC時，在進行快速加熱和快速冷卻熱處理的硅晶片上將發生大的滑移，故而不予優選。另外，在上述最高到達溫度I超過138(TC時，在作為RTP裝置的耐久性上存在問題，因此將會造成RTP裝置的快速老化，甚至成為硅晶片的器件特性惡化的主要原因，故而不予優選。如上所述，本發明的硅晶片的制造方法由于具備上述的構成，因而可抑制快速加熱和快速冷卻熱處理時的滑移的發生，并且可提高原生缺陷的消除力。因此，可以以高生產率、低成本制造原生缺陷少的高品質的硅晶片。下面，對降低本發明的LSTD密度的機制進行考察。圖3是用于說明本發明的LSTD密度被降低的機制的概念圖。在如本發明那樣在氧氣分壓高達20%以上的高氧化性氣體氣氛中進行快速加熱和快速冷卻熱處理這樣劇烈的升溫時，硅晶片表面被氧化，同時，硅晶片內被快速導入氧(02)及裂隙的一Si(以下稱為"i一Si")(圖3(a))。其后，在高溫處理中，使包含于在COP的內壁形成的內壁氧化膜的氧溶解于硅晶片內，并在晶片內被生成為固溶氧(Oi)(圖3(b))。通過該固溶氧(Oi)的生成來除去COP的內壁氧化膜，并通過將被導入的i一Si埋入除去了上述內壁氧化膜的COP內來消除COP，進而形成所謂的DZ(無缺陷區域)層(圖3(c))。另外，雖然未圖示，但在消除COP的同時，還消除了存在于DZ層的氧析出物。另外，在所形成的DZ層上成為殘存有上述固溶氧的狀態(圖3(c))。因此，由于上述DZ層中的固溶氧濃度變高，因此，由于從晶片里面等通過上述固溶氧來阻止因應力而發生的轉位，因此可以抑制轉位的伸張。另外，由于上述DZ層通過晶格間硅的導入而成為晶格間硅過飽和的狀態，因而在快速加熱和快速冷卻熱處理后的熱處理(例如，在器件工序的熱處理)中，可防止固溶氧再析出于上述DZ層內。另外，在本發明的硅晶片的制造方法中，有時晶片的表面附近殘存有COP。圖4是用于說明在本發明的LSTD密度被降低的機制中殘存有晶片表面附近的COP的機制的概念圖。如本發明，在氧氣分壓為20%以上的高氧化性氣體氣氛中進行快速加熱和快速冷卻熱處理時，晶片的表面附近成為氧過飽和狀態。因此，在表面附近產生的COP的內壁形成的內壁氧化膜中含有的氧變得難以溶解于硅晶片內。因此，成為在晶片的表面附近形成的COP的內壁氧化膜殘存的狀態，由于在形成有該殘存的內壁氧化膜的COP內部沒有埋入被導入的i一Si，因而有時不能消除表面附近的COP(圖4(a)(c))。在這樣的情況下，通過對殘存于晶片表面附近的COP進行研磨將其除去，可以很容易制造原生缺陷少的高品質的硅晶片。另外，該研磨既可以只通過眾所周知的技術即精研磨進行，也可以并用眾所周知的技術即二次研磨和精拋光進行。優選上述最高到達溫度T^為135(TC以上且1380。C以下。通過具備這樣的構成，可抑制快速加熱和快速冷卻熱處理中的滑移的發生，并且可進一步提高原生缺陷的消除力。詳情將通過實施例進行敘述。優選在利用上述快速加熱和快速冷卻熱處理形成的硅氧化膜的晶片面內的膜厚標準離差在設上述膜厚的最大值為t。xinax、上述膜厚的最小值為t。xmin、上述膜厚的平均值為t。xave時，通過(t。xmax—t。xmin)/(t。xave)計算出的比為1.5%以內。通過具備這樣的構成，能夠進一步抑制在快速加熱和快速冷卻熱處理中的滑移的發生。另外，上述膜厚之比可使用偏振光分析測定法對形成于進行了快速加熱和快速冷卻熱處理的硅晶片表面的硅氧化膜膜厚進行測定并對其進行計算。另外，上述膜厚之比的控制在借助如圖1所示的RTP裝置IO進行說明時，可通過在反應管20的上部分開配置的多個燈30的單獨控制(ON—OFF控制及發出的光的發光強度的控制等)及氣氛氣體的流量等的控制來進行。優選上述快速加熱和快速冷卻熱處理前的硅晶片的至少存在于器件活性區域的過飽和空穴型點缺陷的凝聚體，換算成具有與該凝聚體相同的體積的球的直徑的大小最大為180nm以下。通過具備這樣的構成，能夠可靠地消除因上述快速加熱和快速冷卻熱處理而發生的過飽和的空穴型點缺陷的凝聚體。另外，在培養單晶硅塊時，為了使所發生的過飽和空穴型點缺陷的凝聚體達到上述的大小以下，可通過進行氮摻雜處理來實現。這樣的氮摻雜處理例如可通過在將多晶硅充填于石英坩堝時，通過同時充填生成有氮化硅膜的硅晶片來進行。但是，這樣的氮摻雜處理具有從培養成的單晶硅塊的直筒部的上部朝向下部逐漸增加氮的摻雜量的趨勢。在這樣的情況下，將會使得培養成的單晶硅塊的軸方向的原生缺陷的大小及密度不均勻。因此，在單晶硅塊的軸方向將會產生原生缺陷的大小及密度的標準離差。因此，對單晶硅塊進行加工且對進行上述的快速加熱和快速冷卻熱處理而得到的硅晶片的品質，在組間即同一單晶硅塊內將產生大的標準離差。另外，由于本發明的快速加熱和快速冷卻熱處理中的原生缺陷的消除力提高，因此，即使不進行這樣的氮摻雜處理，即就算不通過氮摻雜處理使過飽和空穴型點缺陷的凝聚體變小，也能夠通過后續工序即快速加熱和快速冷卻熱處理使其降低。因此，在具備了上述的快速加熱和快速冷卻熱處理的本發明的硅晶片的制造方法中，即使通過無氮摻雜進行上述單晶硅塊的培養，也能夠降低單晶硅培養時發生的過飽和空穴型點缺陷的凝聚體，進而還可以使單晶硅塊的軸方向的原生缺陷的大小及密度的標準離差穩定。另外，在通過利用無氮摻雜進行單晶硅塊的培養，而發生難以利用上述的快速加熱和快速冷卻熱處理消除的大小(最大超過180nm的大小)的過飽和空穴型點缺陷的凝聚體的情況下，通過并用無氮摻雜和高速拉晶來進行，可以使過飽和的空穴型點缺陷的凝聚體的大小變小直至可利用上述的快速加熱和快速冷卻熱處理消除的范圍。另外，這里所說的高速拉晶在制造直徑為300mm的硅晶片的情況下是指平均為1.2mm/min以上，在制造直徑為200mm的硅晶片的情況下，是指平均為1.8mm/min以上。優選上述單晶硅塊中的固溶氧濃度在5X10卩原子/cm3以上、且1.3X1018原子/cm3以下的范圍內。另外，本說明書中的固溶氧濃度是根據1970—1979年度版OldASTM基準的換算系數求出的值。通過具備這樣的構成，可以使快速加熱和快速冷卻熱處理中的LSTD密度的減小率比較大，進而可得到氧析出物密度高的硅晶片。下面，通過實施例1一11一4具體說明本發明第一實施方式的效果，但本發明不限于下述的實施例。(實施例1)利用CZ法制作了P型、結晶面方位(001)、固溶氧濃度[Oi]為1.2X10"原子/cm3(根據OldASTM的換算系數的計算值)、阻抗2325Q/cm的單晶硅塊。此時，進行投入被氮化硅膜覆蓋的硅晶片的氮摻雜處理，平均將拉晶速度調整為1.2mm/min，同時，按照在培養單晶硅時不發生轉位基團的方式對拉晶速度V和在130(TC下的結晶軸方向的速度梯度G進行控制，由此一邊控制V/G—邊進行拉晶。然后，利用鋼絲鋸將得到的單晶硅塊切割成晶片狀，實施坡口加工、拋光、蝕刻、研磨，制作成進行了兩面研磨的直徑為300mm的硅曰ti^曰曰斤o然后，在同組內對制作出的硅晶片取樣數片。用AFM(原子間力顯微鏡AtomicForceMicroscopy)對該取樣后的硅晶片的器件面的原生缺陷進行觀察。測定換算成具有與觀察到的原生缺陷相同體積的球直徑的大小的最大值。其結果是，在實施例l一l測定的COP的大小的最大值為100nm。然后，使用如圖1所示的RTP裝置IO對上述制作出的硅晶片進行了快速加熱和快速冷卻熱處理。在實施例1一1中，如圖2所示的溫度程序中，將To:500°C、ATu:75。C/秒、t:15秒、ATd:25。C/秒設為共同條件，使L在1250。C140(TC的范圍內，且氣氛氣體使用Ar和氧氣的混合氣體，將該混合氣體中的氧氣分壓設為0n/。(Ar為100%)、10%、20%、30%、40%、100%(100%氧氣)，并分別進行了快速加熱和快速冷卻熱處理。此時的溫度為通過埋在如圖1所示的晶片支撐部40的載物臺40b的多個輻射溫度計50測定的晶片W下部的晶片徑方向的晶片面內的9點的平均溫度。然后，對進行了快速加熱和快速冷卻熱處理的硅晶片測定LSTD密度及滑移長度。LSTD密度是使用^<于〃夕^社制造的MO601,將激光波長調整為680nm、將進入深度調整為5pm來測定的。另外，滑移長度使用'J力'夕社制造X射線表面形態測量裝置(XRT300、400衍射)測定。圖5是表示在實施例l一l中的快速加熱和快速冷卻熱處理后的各條件中的LSTD密度及全滑移長度的發生狀況的結果圖。橫軸為RTP處理溫度(°C)，第一縱軸(紙面左側的縱軸)為LSTD密度(個/cm2)，第二縱軸(紙面右側的縱軸)為總滑移長度(mm)。這里所說的總滑移長度是指使用X射線表面形態測量裝置對晶片整體進行測定，并測定由晶片整體確認的多個滑移的各長度，所有滑移的長度的合計值。另外，在圖5標繪的各點是表示與在令為氧氣分壓0%、口為氧氣分壓10%、A為氧氣分壓20%、O為氧氣分壓30%、A為氧氣分壓40%、B為氧氣分壓100%的各種氣氛氣體條件下的RTP處理溫度相對的LSTD密度的標繪數據，X為在氧氣分壓為20%時發生的總滑移長度的標繪數據。如圖5所示，可以確認，在氧氣分壓為20%以上時，LSTD密度明顯比氧氣分壓為10%以下時低。另外，還可以確認，在RTP處理溫度中在130(TC以上也大大降低了LSTD密度，且可以確認，在1350°C以上以極低的密度使LSTD密度穩定。另外，還可以確認，對于總滑移長度，雖然直至138(TC盡管只有少許但畢竟有增加的趨勢，但在超過138(TC時有快速增加的趨勢。另外，雖然該總滑移長度的標繪數據是氧氣分壓為20%時的數據，但由于在其它的條件下也具有同樣的趨勢，因而在圖5中省略了其它條件。綜上，如圖5所示，可以確認具有LSTD密度的降低大且抑制發生滑移從而使滑移少發生的效果的條件是，氧氣分壓為20%以上100%以下且RTP處理溫度為130(TC以上138(TC以下，優選135(TC以上且138(TC以下。(實施例1—2)利用CZ法制作了P型、結晶面方位(001)、固溶氧濃度[Oi]l.OX10"原子/cm3(根據OldASTM的換算系數的計算值)、阻抗2830Q/cm，用其它與實施例l一l相同的方法制作了進行了兩面研磨的直徑為300mm的硅晶片。其次，在同組內對制作出的硅晶片取樣數片。用AFM(原子間力顯微鏡AtomicForceMicroscopy)對該取樣后的硅晶片的器件面的原生缺陷進行了觀察。對換算成具有與觀察到的原生缺陷相同體積的球直徑的大小的最大值進行了測定。其結果是，在實施例l一2測定的COP的大小的最大值為100nm。其次，使用如圖1所示的RTP裝置10對上述制作出的硅晶片進行了快速加熱和快速冷卻熱處理。在實施例1一2中，在如圖2所示的溫度程序中，將To:500°C、ATu:75。C/秒、t:15秒、ATd:25。C/秒、氣氛氣體氧氣100%設為共同條件，使T^在1300'C、135(TC、1380。C這三個條件下，在快速加熱和快速冷卻熱處理后，按照形成于晶片表面的氧化膜的膜厚標準離差發生變化的方式對每個樣品調整處理條件，并進行快速加熱和快速冷卻熱處理。然后，對進行了快速加熱和快速冷卻熱處理的硅晶片測定在快速加熱和快速冷卻熱處理中形成的氧化膜的膜厚標準離差及滑移長度。膜厚標準離差是使用^U廿一f社制造的AutoELIII并按照偏振光分析測定法進行的，測定位置如圖6所示，在晶片中心(距離為0mm)及從晶片中心向晶片的半徑方向40mm、75mm、110mm、145mm進行共計9點測定，并計算出上述9點測定中的上述膜厚的最大值t。xmax、最小值toxmin、平均值toxave。且計算出通過(toxmax—toxmin)/(toxave)來計算的比即膜厚標準離差。另外，與實施例1_1同樣使用'J力'夕社制造的X射線表面形態測量裝置對滑移長度進行了測定。圖7是表示相對于實施例l一2的快速加熱和快速冷卻熱處理后的膜厚標準離差的滑移長度的發生狀況的結果圖。橫軸為氧化膜的膜厚標準離差(％)，縱軸為此時的總滑移長度(mm)。另外，圖7上描繪的各點是，O為1300°C、口為135(TC、A為138(TC。如圖7所示，可以確認，隨著晶片面內的膜厚標準離差的增加，總滑移長度也具有增加的趨勢。另外，還可以確認，在溫度變高時，總滑移長度也有增加的趨勢。另外，如圖7所示，還可以確認，在膜厚標準離差為1.5%以下時，總滑移長度的發生輕微，故而更予以優選。(實施例l一3)利用CZ法分別制作了P型、結晶面方位(001)、阻抗2325Q/cm，且固溶氧濃度在0.3X10"原子/cn^1.5X10"原子/cm3的范圍浮動的單晶硅塊，用其它與實施例l一l相同的方法制作了固溶氧濃度不同的且進行了兩面研磨的直徑為300mm的硅晶片。此時的固溶氧濃度是使用FTIR(傅里葉變換紅外光譜儀7夕七>卜才7'于4力Af夕7a-一社制造的qs—612)測定的值。其次，在同組內對制作出的硅晶片取樣數片。用AFM(原子間力顯微鏡AtomicForceMicroscopy)對該取樣后的硅晶片的器件面的原生缺陷進行觀察。對換算成具有與觀察到的原生缺陷相同體積的球直徑的大小的最大值進行了測定。其結果是，在實施例l一3測定的COP的大小的最大值為100nm。其次，使用如圖1所示的RTP裝置10對上述制作出的硅晶片進行了快速加熱和快速冷卻熱處理。在實施例1一3中，在如圖2所示的溫度程序中，將To:500°C、ATu:75。C/秒、t:15秒、ATd:25。C/秒、氣氛氣體氧氣100%設為共同條件，在T^為1300°C、1350"C這兩個條件下，對固溶氧濃度不同的各個樣品進行了快速加熱和快速冷卻熱處理。另外，還預先測定了快速加熱和快速冷卻熱處理前的硅晶片表面的LSTD密度，為了在快速加熱和快速冷卻熱處理后可一一對應，而對硅晶片實施了編號處理，之后，進行了快速加熱和快速冷卻熱處理。其次，對進行了快速加熱和快速冷卻熱處理的硅晶片測定了LSTD密度，并根據快速加熱和快速冷卻熱處理前后的LSTD密度的變化計算出了其減少率(快速加熱和快速冷卻熱處理后的LSTD密度/快速加熱和快速冷卻熱處理前的LSTD密度)。另外，還測定了氧析出物密度。快速加熱和快速冷卻熱處理前后的LSTD密度與實施例l一l一樣是使用><f'爿夕7社制造M0601，并將激光波長調整為680nm、將進入深度設為5pm來測定的。另外，氧析出物密度是使用IR層析X射線影像法(^<f'7夕7社制造的M0411)進行的。另外，在該IR層析X射線影像法的樣品評價前，作為氧析出熱處理，在100%氧氣氣氛中、80(TC下進行了4個小時的熱處理之后，在相同的氣體氣氛(100%氧氣)中、IOO(TC下進行了16個小時的熱處理。圖8是表示相對于實施例l一3的硅晶片的固溶濃度的LSTD密度減少率及氧析出物密度的結果圖。圖8中，橫軸為固溶氧濃度(X10"原子/cm3)，第一縱軸(紙面左側的縱軸)為LSTD密度減少率(％)，第二縱軸(紙面右側的縱軸)為氧析出物密度(/cm3)。另外，圖8上描繪的各點是，參為與相對于130(TC的各固溶氧濃度的LSTD密度減少率相對應的曲線、B為與相對于1350。C的各固溶氧濃度的LSTD密度減少率相對應的曲線、〇為與相對于130(TC的各固溶氧濃度的氧析出物密度相對應的曲線、口為與相對于135(TC的各固溶氧濃度的氧析出物密度相對應的曲線。如圖8所示，可以確認，在硅晶片的固溶氧濃度增加時，LSTD密度減少率有降低的趨勢。特別是在固溶氧濃度超過1.3X10"原子/cm3時該趨勢顯著。這是因為，由于在硅晶片中的氧多，故而COP的內壁氧化膜難以消除。但是，在硅晶片的固溶氧濃度小的情況下由于氧析出核減少，因而可認為也使快速加熱和快速冷卻熱處理及氧析出熱處理后的析出密度減少。特別是如圖8所示，在固溶氧濃度不足0.5X1018原子/cr^時該趨勢更加顯著。另外，如圖8所示，在硅晶片的固溶氧濃度增加時有氧析出物密度也增加的趨勢，固溶氧濃度為0.7X10"原子/cmS以上時，該增加趨勢幾乎均勻。因此，從氧析出物密度的觀點來看，更優選硅晶片的固溶氧濃度為0.7X10"原子/cmS以上。如上，如圖8所示，LSTD密度減少率比較大且氧析出物密度高的范圍是硅晶片的固溶氧濃度為0.5X10"原子/cmS以上且1.3X10"原子/cr^以下這一范圍，更優選0.7X10"原子/cmS以上且1.3X10"原子/cm3以下這一范圍。顯然，通過設成該范圍，LSTD密度減少率比較大且氧析出物密度高，故而更予以優選。(實施例1_4)在實施例l一l中，對于在氧氣分壓為20%100%、將RTP處理溫度設為1300°C、1330°C、1350。C及1380。C下進行了快速加熱和快速冷卻熱處理的各個樣品，進行在實施例l一3進行了說明的氧析出熱處理(在100%氧氣氣氛中、80(TC下進行4個小時的熱處理后，再在相同的氣體氣氛(100%氧氣)中、IOO(TC下進行16個小時的熱處理)，其后，對得到的樣品的氧析出物密度進行評價，并以此作為實施例1一4。該析出物密度的評價是使用^^f'7夕^社制造的BMD分析器系統M0411在自晶片表面至深度5(Him的范圍進行的。將該氧析出物熱處理假設成所謂的器件工序的熱處理。此外，作為該實施例l一4中的比較例l一l，在實施例l一l中，還對在氧氣分壓為0%、10%且在將RTP處理溫度設為1300°C、1330。C、135(TC及138(TC下進行了快速加熱和快速冷卻熱處理的樣品進行同樣的氧析出熱處理并對氧析出物密度進行了評價。其結果表明，氧氣分壓越低及RTP處理溫度越低，則氧析出物密度越高。即，作為比較例1-1進行的樣品與實施例l一4相比氧析出物密度高。這可以看作是由于氧氣分壓越高且RTP處理溫度越高，則增加晶格間硅濃度而使過飽和度變高，從而抑制了氧析出熱處理引起的氧析出的緣故。根據以上的結果，認為是，使用本發明的硅晶片的制造方法制造出的硅晶片在快速加熱和快速冷卻熱處理后的熱處理(例如器件工序的熱處理)中，可防止固溶氧在DZ層再析出。下面，參照圖916說明本發明第二實施方式。圖9是模式性表示第二實施方式的硅晶片的剖面圖。另外，本說明書中的固溶氧濃度是根據1970—1979年度版OldASTM基準的換算系數求出的值。如圖9所示，第二實施方式的硅晶片在硅晶片110的至少含有器件活性區域的無缺陷區域(不存在BMD及原生缺陷(含轉位基團)的區域低缺陷區(denudedzone)，以下稱為"DZ層")112內，以過飽和狀態含有晶格間硅(裂隙的一Si:在圖中稱為"i一Si")113。這里所說的以過飽和狀態含有晶格間硅，是指在進行了兩個階段熱處理(在100%氧氣氣氛中進行800°C、4個小時的熱處理，再在相同的氣氛(100%氧)中進行IOO(TC、16個小時熱處理)之后，實施Sato蝕刻，在用顯微鏡觀察硅晶片表面并測定存在于自表面至深度5pm的區域的蝕刻孔時，上述蝕刻孔密度為10個"1112以下。DZ層112自晶片的表面lll起其深度為與器件活性區域一致，形成為與其同程度或者比其深。DZ層112的深度例如為5pm。另外，在DZ層112內具備固溶氧濃度為0.7X10"原子/cn^以上的高氧濃度區域。這樣，由于第二實施方式的硅晶片在DZ層112內以過飽和狀態含有晶格間硅，且具有固溶氧濃度為0.7X10"原子/cmS以上的高氧濃度區域，因而具備原生缺陷的無缺陷化及高吸出效應，且可防止析出器件活性區域的BMD，并提高器件活性區域的熱強度。另外，在即使在DZ層112內以過飽和狀態含有晶格間硅，在固溶氧濃度不足0.7X10"原子/cr^時，也不能提高硅晶片的器件活性區域的熱強度。另外，即使上述固溶氧濃度為0.7X10"原子/cn^以上，在DZ層112內不是以過飽和狀態含有晶格間硅時，DZ層112內固溶氧也會作為BMD(內部微小缺陷)析出，故而不予優選。另一方面，在比硅晶片110的DZ層112更深的硅晶片內部的主體區域115內，即使殘存有被稱為COP(結晶引起的微粒)、LSTD(激光散射X線斷層缺陷)的過飽和的空穴型點缺陷的凝聚體及氧析出物也無所謂。下面，說明第二實施方式的硅晶片的制造方法。為了制造第二實施方式的硅晶片，首先，在培養根據切克勞斯基法制造的單晶硅塊時，對固溶氧濃度進行調整使其為0.7X10"原子/cm3附近或者設成0.7X10"原子/cm3以上。具體而言，對充填于爐內的石英坩堝的多晶硅進行加熱并做成硅融液，從該硅融液的液面上方開始讓籽晶接觸，并邊旋轉籽晶和石英坩堝邊拉晶，并擴徑至所期望的直徑以培養直筒部，由此來制造單晶硅塊。此時的上述固溶氧濃度的調整可通過調整石英坩堝的轉數及爐內壓力等來進行。然后，與第一實施方式一樣，利用公知的方法將制造出的單晶硅塊加工成硅晶片。然后，對上述制造出的硅晶片在氧氣分壓為20%以上且100%以下的氧化性氣體氣氛中并在130(TC以上且138(TC以下的溫度下進行快速加熱和快速冷卻熱處理(RTP:快速熱處理)。通過利用上述條件對固溶氧濃度為0.7X10"原子/cm3附近或者為0.7X1018原子/cm3以上的硅晶片進行快速加熱和快速冷卻熱處理，可在上述無缺陷區域內以過飽和狀態含有晶格間硅。該快速加熱和快速冷卻熱處理中的溫度程序可使用下述等情況例如圖10(a)所示，在氧等氧化性氣體氣氛中以1(TC/秒以上的速度升溫至最高保持溫度Tp并在最高保持溫度T,下保持所期望的時間(例如1秒60秒)，之后，以10。C/秒以上的速度降溫(圖IO(a));開始在氬等非氧化性氣體氣氛中以上述速度升溫至最大保持溫度1之后，在最大保持溫度Ti下保持過程中，切換成氧氣等氧化性氣體氣氛并再保持所期望的時間，之后，以上述速度降溫(圖10(b));開始在氬等非氧化性氣體氣氛中升溫至最大保持溫度T2，其后一旦降溫至最大保持溫度丁3(<T2=，中途切換到氧氣等氧化性氣體氣氛中之后，再升溫至最大保持溫度Tt(<丁2=的情況(圖10(c))等。通過上述快速加熱和快速冷卻熱處理形成DZ層且使晶格間硅達到過飽和狀體的機制與第一實施方式相同。圖11是用于說明利用快速加熱和快速冷卻熱處理形成DZ層且使晶格間硅達到過飽和狀態的機制的概念圖。在上述快速加熱和快速冷卻熱處理中以氧氣分壓為20%以上和氧濃度高的狀態進行因快速加熱和快速冷卻熱處理帶來的急劇的升溫時，通過將硅晶片表面氧化而生成晶格間硅(i一Si)并將其導入(圖11(a))。其后，在高溫處理中，使包含于在培養單晶硅塊時發生的在COP內壁形成的內壁氧化膜的氧溶解到硅晶片內。通過使上述形成的i一Si埋入除去了內壁氧化膜的COP內可消除COP(圖11(b))，并形成無缺陷區域(DZ層)(圖ll(c))。此時，消除COP之后，殘存的晶格間硅(i一Si)在上述無缺陷區域內形成晶格間硅的過飽和狀態(圖11(c))。另外，有時通過上述快速加熱和快速冷卻熱處理而在晶片的表面附近殘存有COP。圖12是用于說明在利用快速加熱和快速冷卻熱處理形成DZ層且使晶格間硅達到過飽和狀態的機制中使晶片表面附近的COP殘存的機制的概念圖。另外，在上述晶片的表面附近殘存有COP的情況，例如在利用切克勞斯基法培養單晶硅塊時，可列舉固溶氧濃度非常高的情況(例如為1.7X10"原子/cm3以上)、及快速加熱和快速冷卻熱處理中的氧化性氣氛的氧氣分壓高的情況(例如100%氧氣氣氛)等。例如，在培養單晶硅塊時的固溶氧濃度高或者快速加熱和快速冷卻熱處理中的氧化性氣氛的氧氣分壓高時，由于晶片的表面附近達到氧過飽和狀態，因而包含于表面附近發生的在COP內壁形成的內壁氧化膜的氧難以溶解到晶片內。因此，成為形成的COP的內壁氧化膜殘存于晶片的表面附近的狀態，由于該殘存的內壁氧化膜妨礙i一Si埋入COP內部，因而有時不能消除表面附近的COP(圖12(a)(c))。該情況下，通過利用研磨除去殘存于晶片的表面附近的COP，可形成晶格間硅達到過飽和狀態的無缺陷區域(DZ層)。另外，該研磨既可僅用通常公知的技術即精研磨進行，也可并用公知的技術即二次研磨和上述精研磨進行。參照從利用上述制造方法制造出的第二實施方式的硅晶片110的從晶片表面111向其內部方向的固溶氧濃度的深度方向分布。圖13圖15是表示第二實施方式的硅晶片的固溶氧濃度的深度方向分布的曲線圖。在此，圖13圖15的橫軸為距硅晶片表面的深度(pm)，縱軸為固溶氧濃度(X10"原子/cm3)。另外，圖13為在如上述的圖ll所示的情況下，晶格間硅達到過飽和狀態時的固溶氧濃度的深度方向分布，圖14為在如上述的圖12所示的情況下，晶格間硅達到過飽和狀態時對表面的COP進行研磨的情況下的固溶氧濃度的深度方向分布，圖15為其研磨量比圖14更多時的固溶氧濃度的深度方向分布。第二實施方式的硅晶片的固溶氧濃度的深度方向分布在硅晶片的至少包含器件活性區域的無缺陷區域(例如距晶片表面的深度為5pm以內的區域)具有有固溶氧濃度為0.7X10"原子/cmS以上的最大值的高氧濃度區域，且有下述情況，即在比上述無缺陷區域深的硅晶片內部的主體區域(例如距晶片表面的深度超過5pm的區域)固溶氧濃度為0.7X10"原子/cm3以上的情況(圖13(2—2)(2—3)、圖14(2—6)(2_7)，以下稱為第一方式)；改變上述第一方式，在上述主體區域，固溶氧濃度不足0.7X10"原子/cmS的情況(圖13(2—1)、圖14(2—5)，以下稱為第二方式)；以及雖然不具有0.7X1018原子/(^13以上的峰值(最大值)，但在上述無缺陷區域及上述主體區域，固溶氧濃度為0.7X10"原子/cmS以上的情況(圖13(2—4)、圖14(2—8)、圖15(2—9)(2—11))。其中，優選具備無缺陷區域內的固溶氧濃度高于比上述無缺陷區域深的硅晶片內部的主體區域內的固溶氧濃度的方式(圖13(2—1)(2—3)、圖14(2—5)(2—7))。通過具備這樣的構成，可以在上述主體區域內阻止產生于上述主體區域的BMD或者從里面產生的滑移轉位等，進而可防止向晶片表面的器件形成區域的傳播。另外，優選具備自上述高氧濃度區域朝向上述硅晶片的表面，上述固溶氧濃度遞減的實施方式(圖13(2—1)(2_4)、圖14(2一8))。通過具備這樣的構成，可抑制形成于表面的熱施主的生成量。(實施例2)下面，通過實施例2—12—11來具體說明本發明第二實施方式的效果，但本實施方式不限于下述的實施例。(實施例2—12—11)在利用CZ法進行的單晶硅塊制作時，將固溶氧濃度分別在0.5、0.7、1.2、1.7(X10"原子/cm3)(根據1970—1979年度版OldASTM的換算系數的計算值)調整，且一邊控制V/G(拉晶速度V和130(TC下的結晶軸方向的溫度梯度G)，一邊進行拉晶以在整個面上形成存在有空穴型點缺陷的凝聚體的空穴型點缺陷區域(I區域)，從而制造出[Oi]不同的P型、結晶面方位(001)的三種類型的單晶硅塊。其次，用鋼絲鋸將得到的單晶硅塊切割成晶片狀，實施坡口加工、拋光、蝕刻、研磨，制作成進行了兩面研磨的直徑為300mm的硅晶片。其次，使用如圖1所示的RTP裝置10并利用如圖10(a)所示的溫度程序，在100%的氧氣氣氛下且在升溫速度為75'C/秒、最高到達溫度為1300°C、最高到達溫度的保持時間為30秒、降溫速度為25'C/秒的條件下進行快速加熱和快速冷卻熱處理，分別制造出下述的硅晶片具有如圖13(2—1)所示的固溶氧濃度分布的硅晶片(實施例2一l:固溶氧濃度分布為0.5X10"原子/cm3);具有如圖13(2—2)所示的固溶氧濃度分布的硅晶片(實施例2—2:固溶氧濃度分布為0.7X10"原子/cm3);具有如圖13(2—3)所示的固溶氧濃度分布的硅晶片(實施例2—3:固溶氧濃度分布為1.2X10"原子/cm3);具有如圖13(2—4)所示的固溶氧濃度分布的硅晶片(實施例2—4:固溶氧濃度分布為1.7X10"原子/cm3)。另外，對與進行了快速加熱和快速冷卻熱處理的實施例2—12一4同組(同固溶氧濃度)的樣品從表面進行加工余量為2.5pm左右的表面研磨，分別制作了下述的硅晶片具有如圖14(2—5)所示的固溶氧濃度分布的硅晶片(實施例2—5:固溶氧濃度為0.5X10"原子/cm3);具有如圖14(2—6)所示的固溶氧濃度分布的硅晶片(實施例2—6:固溶氧濃度為0.7X10"原子/cm3);具有如圖14(2—7)所示的固溶氧濃度分布的硅晶片(實施例2—7:固溶氧濃度分布為1.2X10"原子/cm3);具有如圖14(2—8)所示的固溶氧濃度分布的硅晶片(實施例2—8:固溶氧濃度為1.7X10"原子/cm3)。另外，對與進行了快速加熱和快速冷卻熱處理的實施例2—22一4同組(同固溶氧濃度)的樣品從表面進行加工余量為5.0pm左右的表面研磨，分別制作了下述的硅晶片具有如圖15(2—9)所示的固溶氧濃度分布的硅晶片(實施例2—9:固溶氧濃度為0.7X10"原子/cm3);具有如圖15(2—10)所示的固溶氧濃度分布的硅晶片(實施例2—10:固溶氧濃度為1.2X10"原子/cm3);具有如圖15(2—11)所示的固溶氧濃度分布的硅晶片(實施例2—11:固溶氧濃度為1.7X10"原子/cm3)。(比較例2—12—2)在利用CZ法進行的單晶硅塊制作時，將固溶氧濃度調整為0.3、0.5(X10"原子/cm3),其它用與實施例2—92—11同樣的方法(快速加熱和快速冷卻熱處理+加工余量為5.0pm左右的表面研磨)制造出具有如圖16(2—12)所示的固溶氧濃度分布的硅晶片(比較例2—1:固溶氧濃度為0.3X10"原子/cm3)、及具有如圖16(2_13)所示的固溶氧濃度分布的硅晶片(比較例2—2:固溶氧濃度為0.5X10"原子/cm3)。(比較例2—32—5)在利用CZ法進行的單晶硅塊制作時，將固溶氧濃度分別調整在0.7、1.2、1.7(X10"原子/cm3)(根據1970_1979年度版OldASTM的換算系數的計算值)，且邊控制V/G(拉晶速度V和130(TC下的結晶軸方向的溫度梯度G)，邊以不存在空穴型點缺陷的凝聚體且在整個面上形成晶格間硅型點缺陷濃的無缺陷區域的方式進行拉晶，從而制造出固溶氧濃度不同的P型、結晶面方位(001)的多個的單晶硅塊。用鋼絲鋸將得到的單晶硅塊切割成晶片狀，實施坡口加工、拋光、蝕刻、研磨，制作成進行了兩面研磨的直徑為300mm的硅晶片，并分別制造出具有如圖16(2—14)所示的固溶氧濃度分布的硅晶片(比較例2—3:固溶氧濃度分布為0.7X10"原子/cm3)、具有如圖16(2—15)所示的固溶氧濃度分布的硅晶片(比較例2—4:固溶氧濃度為1.2X10"原子/cm3)、及具有如圖16(2—16)所示的固溶氧濃度分布的硅晶片(比較例2—5:固溶氧濃度為1.7X10"原子/cm3)。(氧析出物密度的評價)對實施例2—12—11及比較例2—12—5的各樣品在100%氧氣氣氛下進行80(TC、4個小時的熱處理，其后，在同一氣氛(100%氧)下進行100(TC、16個小時的熱處理，之后，實施Sato蝕刻(液組成為，HF(濃度49%):HN03(濃度69%):CH3C00H:H20=1:15:3:1)，用顯微鏡觀察樣品表面，測量出存在于自表面至深度5|im的區域的蝕刻孔的密度。其結果是，在實施例2—12—11和比較例2—1及2_2的樣品中，蝕刻孔密度為10個/cn^以下，幾乎觀察不到蝕刻孔，但在比較例2—32—5的樣品中，確認氧析出物密度多達超過10個/ci^以上的蝕刻孔。(滑移的評價)對實施例2—12—11及比較例2—12_5的各樣品在比上述的氧析出物密度的評價更嚴酷的條件(100%氧氣氛下進行1200°C、1個小時的熱處理)下進行熱處理，對在成為各樣品的器件形成面的無缺陷區域的滑移轉位的發生狀況進行了評價。其結果是，關于比較例2—1及2—2的樣品，己確認滑移從里面傳播到晶片表面的器件形成區域，但沒確認在其它樣品中滑移從里面到達表面的器件活性區域。下面，參照圖17詳細說明第三實施方式。在上述第三實施方式的硅晶片的熱處理方法中，對于將根據CZ法制造出的單晶硅塊進行切割得到的晶片實施RTP。上述第三實施方式的特征在于，在該RTP時，將最高到達溫度設為130(TC以上且硅的熔點以下的溫度，在上述晶片的表面側，將上述最高到達溫度下的保持狀態中的氣氛設為氧氣分壓20100%的氧化性氣體氣氛，在上述晶片的里面側，設為非氧化性氣體氣氛。如上所述，在晶片表面，通過在氧氣氣氛下進行RTP，隨著氧化反應而生成晶格間硅，并將此埋入存在于晶片中的空穴缺陷(COP)。另一方面，通過將晶片里面側設為非氧化性氣氛，可以具有使空穴濃度變高的趨勢，并在冷卻后可提高殘留于主體中的空穴濃度。因此，可在晶片表面側形成DZ層且固溶氧濃度提高，在晶片里面側，殘留空穴濃度提高。其結果是，在后面的熱處理中，可在晶片的主體中形成高密度的BMD。'在上述硅晶片的熱處理方法中，優選將RTP中的晶片的表面側的氣氛在升溫過程中做成非氧化性氣體氣氛，在達到最高到達溫度后切換成氧氣分壓為20100%的氧化性氣體氣氛。通過這樣的氣氛氣體的切換，可更徹底地消除表面側的COP，進而可實現DZ層更高的高品質。另外，還優選在從非氧化性氣氛向氧化性氣氛的切換時使溫度暫時下降至100(TC以下。通過在100(TC以下切換成氧化性氣氛，可防止因劇烈的氧化反應引起的表面粗糙度的劣化。另外，還優選在上述RTP的降溫過程中，將上述晶片的表面側及里面側中的任一側設成非氧化性氣體氣氛。由此，可在其后的熱處理中使產生氧析出的區域靠近晶片表面側。即，可使DZ層的厚度變薄，由此使得氧析出物的生成區域靠近器件形成區域，可提高雜質的吸出效應。再者，還優選為將上述晶片的表面側設成氧化性氣體氣氛而供給的氧化性氣體的流量小于為將上述晶片的里面側設成非氧化性氣體氣氛而供給的非氧化性氣體的流量。通過這樣調整供給氣體的流量，可防止晶片里面側的非氧化性氣體從晶片的外周部轉入表面側，進而可以使因氧化性氣氛帶來的晶片表面的氧化反應在面內均勻地進行。即可以在晶片表面側形成高品質的DZ層直至外周部。另外，可防止氧化氣體轉入里面側，并均勻地形成BMD直至里面側的外周部。上述這樣的所述第三實施方式的RTP例如可適合通過如圖15所示的裝置進行。圖17表示第三實施方式的硅晶片的熱處理方法中使用的晶片熱處理裝置的腔部的概要。如圖17所示的晶片熱處理裝置為RTP裝置，該腔部201具備收容晶片W的反應管202、設置于上述反應管202內并載置上述晶片W的晶片支撐部203、通過光照射對上述晶片W進行加熱的多個燈204。而且，上述反應管202具備供給上述晶片W的表面W1側的氣氛氣體的氣體供給口211及氣體排出口212、供給上述晶片W的里面W2側的氣氛氣體的氣體供給口221及氣體排出口222。下面，說明使用了如圖17所示的晶片熱處理裝置的硅晶片的RTP。首先，在反應管202內的晶片支撐部203的接受器203a上載置并支撐晶片W,邊通過接受器旋轉部203b使接受器203a轉動，邊從氣體供給口211向反應管202內的晶片W的表面Wl側供給氧氣分壓為20100%的氧化性氣體或者非氧化性氣體。另一方面，從氣體供給口221向反應管202內的晶片W的里面側W2供給非氧化性氣體。如上所述，邊從氣體供給口211及221雙方向反應管202內供給規定的氣體，邊利用來自燈204的光照射對晶片W進行加熱。該過程為升溫過程。在上述晶片W達到規定的最高到達溫度之后，將來自氣體供給口211的供給氣體設成氧氣分壓為20100%的氧化性氣體。因此，在上述的升溫過程，在來自氣體供給口211的供給氣體為非氧化性氣體的情況下，切換成氧氣分壓為20100%的氧化性氣體氣氛。同時，將來自氣體供給口221的供給氣體設成非氧化性氣體。此時，為使從氣體供給口211供給的氧化性氣體的流量變得比從氣體供給口221供給的非氧化性氣體的流量小，而調節氣體供給口211及221雙方的氣體流量。這樣，在上述最高到達溫度下的保持狀態中，可使從氣體供給口221供給的非氧化性氣體不致于轉入晶片W的表面Wl側，并將上述晶片W的表面Wl側設成氧氣分壓為20100%的氧化性氣體氣氛，同時，將晶片W的里面W2側設成非氧化性氣體氣氛，將晶片W的表面Wl及W2分別保持在不同的氣體氣氛中。而且，在最高到達溫度下保持數秒數十秒左右的規定時間之后，降低晶片W的燈204的功率，從氣體供給口211及221供給冷卻氣體，對晶片W進行冷卻。在該降溫過程中，從氣體供給口211及221雙方供給非氧化性氣體。在上述第三實施方式中，通過上述那樣的工序進行硅晶片的熱處理。另外，通過公知的控制裝置(未圖示)進行反應管202內的溫度控制及氣體的流量控制。在上述第三實施方式進行RTP的晶片為切割根據CZ法制造的單晶硅塊而得到的晶片。根據cz法進行的單晶硅塊的制造可利用公知的方法進行。具體而言，對充填于石英坩堝的多晶硅進行加熱并做成硅融液，使籽晶接觸該硅融液的液面，邊旋轉籽晶和石英坩堝邊對籽晶進行拉晶，并進行擴徑直至所期望的直徑以形成直筒部，其后，通過從硅融液中切割，來培養單晶硅塊。然后，利用公知的方法將這樣得到的單晶硅塊加工成硅晶片。具體而言，就是通過內周刀或者鋼絲鋸等將單晶硅塊切割成晶片狀之后，進行外周部的倒角、拋光、蝕刻、鏡面研磨等加工。另外，優選將上述RTP中的最高到達溫度設成130(TC以上且硅熔點以下。通過設成這樣的溫度條件，可更徹底地消除存在于熱處理前的晶片上的生長期缺陷(原生缺陷)。在上述最高到達溫度超過硅熔點時，將會使進行快速加熱和快速冷卻熱處理的硅晶片熔化故而不予優選。從作為上述RTP裝置的裝置壽命的觀點來看，更優選將上述最高到達溫度的上限值設成138(TC以下。另外，這里所說的最高到達溫度以在晶片的里面側的多個點的平均溫度為基準。另外，還優選在上述氧化性氣體中，將氧氣分壓設成20%以上且100%以下。在上述氧氣分壓不足20%時，充分消除晶片表層的COP，在晶片的主體中生成高密度的BMD，抑制滑移的發生都是困難的。另外，作為包含于上述氧化性氣體的氧之外的氣體及非氧化性氣體，可使用氮、氮化合物氣體、惰性氣體等，而特別優選惰性氣體。在使用氮氣的情況下，在RTP中，在晶片表面形成氮化膜，有時不得不增加用于除去該氮化膜的蝕刻工序。另外，氫氣通過與氧的混合而有爆炸的危險，故而不予優選。作為上述惰性氣體特別優選使用氬氣。若是氬氣則不會發生上述那樣的氮化膜等其它膜的形成及化學反應等，可進行RTP。上述RTP中的升溫速度及降溫速度都優選10'C/秒以上且150°C/秒以下。在上述升溫速度或者降溫速度不足1(TC/秒時，生產率差，另一方面，在超過15(TC/秒時，硅晶片將不能承受過于急劇的溫度變化易于發生滑移。另外，優選上述最高到達溫度下的保持時間為1秒以上60秒以下。在上述保持時間不足1秒時，將難以實現COP的降低及BMD密度的提高等。另一方面，在上述保持時間超過60秒時，生產率差，且明顯發生因晶片支撐位置的應力集中而引起的滑移故而不予優選。(實施例3)下面，基于實施例3更具體地說明上述第三實施例，但上述第三實施例并不局限于下述的實施例3。對于通過cz法在v—濃區域培養成的單晶硅塊進行切割而得到的硅晶片(直徑300mm，厚度775mm，氧濃度1.3X1018原子/cc)在如圖17所示的RTP裝置內，且在如表1所示的實施例3—13—6及比較例3—13—5所示的的各條件的最高到達溫度及氣氛中進行RTP。將最高到達溫度中的保持時間都設為15秒。另外，將降溫速度都設為同一條件。另外，在實施例3—6中，將在最高到達溫度下的保持狀態中的向晶片表面側的供給氣體的流量設成比向晶片里面側的供給氣體的流量小10%。實施例3—6之外，向晶片表面側及里面側的供給氣體的流量都相等。<table>tableseeoriginaldocumentpage47</column></row><table>上述RTP后，通過LSTD(激光散射X線斷層缺陷)的檢測來評價自晶片表面至深度5(im的COP的消除程度，另外，還對距晶片表面的DZ層的厚度、兩步熱處理(在780'C下保持3個小時之后，在1000'C下保持IO個小時)后的BMD的析出密度進行了評價。將這些結果匯總并表示于表2。另外，比較例3—13—4的DZ層的厚度不足測定下限。表2<table>tableseeoriginaldocumentpage48</column></row><table>另外，關于實施例3—5及3—6的處理晶片，使用二次離子質量分析裝置(SIMS:Ims—6f,Cameca社制造)分別對在晶片中心部及晶片外周部(從外周朝向中心方向3mm的距離)中的距晶片表面的深度方向的氧濃度曲線進行了評價。其結果是，在實施例3—5中，晶片外周部的氧濃度低于晶片中心部。另一方面，在實施例3—6中，晶片中心部和晶片外周部都表現出大致相等的氧濃度曲線。據此可以認為，通過使得在最高到達溫度下的保持狀態中向晶片表面側的供給氣體的流量小于向晶片里面的供給氣體的流量，并調整晶片表面側和里面側的氣氛，可以在晶片表面上通過面內均勻地進行氧化反應。下面，參照圖18圖23詳細說明第四實施方式。上述第四實施方式的硅晶片的熱處理方法是對根據cz法制造的單晶硅塊進行切割而得到的硅晶片實施RTP，其特征在于，在含氧氣氛下，將最高到達溫度設成130(TC以上且硅的熔點以下，將從上述最高到達溫度起的降溫速度設成5(TC/秒以上且145X:/秒以下，來進行RTP。通過進行這樣的熱處理，在成為器件活性區域的晶片表面部可消除COP等結晶缺陷，在主體部可用1.0X101()cm—3水平的高密度形成BMD，且在RTP中可抑制發生于晶片的滑移。如上所述，通過在含氧氣氛下進行RTP，可在晶片表面形成硅氧化膜。此時，在硅氧化膜及硅界面上可生成大量的晶格間硅。由于在RTP溫度為高溫時，這些晶格間硅向晶片內部擴散，特別是占滿存在于晶片表面部的COP，因而可消除晶片表面部的結晶缺陷。另外，由于將氧注入到晶片內，因此，可提高晶片表面部的固溶氧濃度。因此，在器件加工中使用實施了上述這樣的熱處理的晶片時，可抑制因器件加工而產生的應力及應變的增加而產生的轉位的伸長。另外，通過將從RTP中的最高到達溫度起的降溫速度進行高速化并控制在上述范圍，來抑制滑移的發生，擴散速度快的晶格間硅向外擴散，但是為了BMD成長所需要的空穴可以形成殘存的深度區域。由此，可防止存在于晶片的主體部的空穴被上述晶格間硅擠占而成對消失，并可提高殘留于主體部的空穴濃度，因此，可提高晶片的主體部的BMD密度。另外，通過在RTP中將最高到達溫度設成130(TC以上且硅的熔點以下，可有效地溶解晶片內存在的COP的內壁氧化膜。因此，在晶片表面部，可提高因晶格間硅擠占而引起的COP的消減力，同時，在晶片的主體部，由于可大量形成空穴，因而能夠以高密度形成BMD。上述第四實施方式的硅晶片的熱處理方法例如可通過如圖16所示的那樣的RTP裝置適宜地進行。圖18是表示第四實施方式的硅晶片的熱處理方法中使用的RTP裝置的腔部的概要的剖面圖。如圖18所示的RTP裝置的腔部310具備收容晶片W的反應管320、設置于上述反應管320內并載置上述晶片W的晶片支撐部330、通過光照射對上述晶片W進行加熱的多個燈340。上述反應管320具備向上述晶片W的形成半導體器件的表面Wl側的第一空間320a供給第一氣氛氣體FA(圖18中實線箭頭)的氣體供給口322、從上述第一空間320a排出氣體的氣體排出口326、向上述晶片W的里面W2側的第二空間320b供給第二氣氛氣體FB(圖18中虛線箭頭)的氣體供給口324、從上述第二空間320b排出氣體的氣體排出口328。上述第一氣氛氣體FA作為晶片W的RTP中的熱處理時的氣氛氣體使用，上述第二氣氛氣體FB根據需要作為在RTP中的冷卻氣體使用。即，在本發明中，第一氣氛氣體FA為含氧氣氛氣體。下面，說明使用了如圖18所示的RTP裝置的硅晶片的熱處理方法中的一例。圖19是用于說明適用于第四實施方式的硅晶片的熱處理方法的RTP中的熱處理順序中的一例的概念圖。在如圖19所示的熱處理順序中，首先將晶片W的里面W2的外周部載置并支撐在保持在溫度T0(例如600°C)的反應管320內的晶片支撐部330的接受器332上。然后，持續從氣體供給口322供給第一氣氛氣體Fa，同時從氣體排出口326排出第一氣氛氣體Fa，并一邊通過接受器旋轉部334使接受器332旋轉一邊通過來自燈340的光照射且以規定地升溫速度ATuCC/秒)對晶片W進行快速加熱直至最高到達溫度T1rc)。然后，將上述最高到達溫度Tl保持規定時間t(秒)。其后，根據需要從氣體供給口324供給第二氣氛氣體FB，同時，從氣體排出口328排出第二氣氛氣體FB，并以規定的降溫速度ATd(°C/秒)對晶片W進行快速冷卻。另外，在上述熱處理順序中的晶片W的溫度測定例如通過配置于晶片W的下方的輻射溫度計(未圖示)來進行。另外，上述升溫速度及降溫速度的控制是基于上述那樣測定的溫度并通過控制裝置(未圖示)利用燈340的單獨的輸出控制及第一氣氛氣體Fa或者第二氣氛氣體FB的流量的控制等來進行的。在上述第四實施方式中進行RTP的晶片為對根據CZ法制造出的單晶硅塊進行切割而得到的晶片。根據CZ法進行的單晶硅塊的制造可利用公知的方法進行。具體而言，就是對充填于石英坩堝的多晶硅進行加熱并做成硅融液，使籽晶接觸到該硅融液的液面，邊旋轉籽晶和石英坩堝邊對籽晶進行拉晶，并進行擴徑直至所期望的直徑以形成直筒部，其后，通過從硅融液中切割，來培養單晶硅塊。其次，利用公知的方法將這樣得到的單晶硅塊加工成硅晶片。具體而言，就是用內周刀或者鋼絲鋸等將單晶硅塊切割成晶片狀，之后，進行外周部的倒角、拋光、蝕刻、鏡面研磨等加工。對上述那樣得到的進行了鏡面研磨的硅晶片使用如圖18所示的RTP裝置，在含氧氣氛下將最高到達溫度設成130(TC以上且硅的熔點以下，將自上述最高到達溫度起的降溫速度設為5(TC/秒以上且145°C/秒以下來進行RTP。在上述最高到達溫度不足130(TC時，難以在成為器件活性區域的晶片表面部提高COP等結晶缺陷的消除力。另一方面，在上述最高到達溫度超過硅的熔點時，由于將會使進行熱處理的硅晶片融化，故而不予優選。另外，從作為RTP裝置的裝置壽命的觀點來看，優選上述最高到達溫度的上限值為1380"以下。另外，在上述降溫速度不足5(TC/秒時，難以將晶片的主體部的BMD密度提高至1.0X101Qcm—3水平。另一方面，在上述降溫速度超過145'C/秒時，盡管可以使晶片內部的BMD密度更高，但由于在RTP中難以抑制晶片發生的滑移故而不予優選。優選上述降溫速度為5(TC/秒以上且7(TC/秒以下或者9(rC/秒以上且145"C/秒以下。通過將降溫速度控制在上述范圍，可極大地抑制在RTP中發生的滑移，并且可在主體部以高密度形成BMD。特別是在將上述降溫速度設成9(TC/秒以上且145。C/秒以下的情況下，可將主體部中的BMD密度提高至3.0X101Qcm—3左右。優選在上述含氧氣氛中將氧氣分壓設成20%以上且100%以下。在上述氧氣分壓不足20%時，由于將降低擠占COP的晶格間硅的濃度，在晶片表面部使COP的消除力降低，故而不予優選。另外，還優選上述含氧氣氛中的氧氣之外的氣體為惰性氣體。在使用氮氣作為上述氧氣之外的氣體時，由于在RTP中將會在晶片表面形成氮化膜，為除去該氮化膜必須重新增加蝕刻工序而使工序增多，故而不予優選。另外，由于氧氣及氫氣的混合氣體存在爆炸的危險性，故而不能使用氫氣。另外，由于氨系氣體會降低COP等結晶缺陷的消除力，故而不予優選。優選使用氬氣作為上述惰性氣體。通過使用氬氣不會形成氮化膜等其它的膜及發生化學反應等，進而可進行RTP。另一方面，還優選供給到上述晶片W的里面W2側的第二空間320b的第二氣氛氣體FB為熱傳導率高的氦。通過使用這樣的冷卻效果高的氣體，可實現降溫速度的高速化，從而可有助于BMD的高密度化。優選上述RTP熱處理順序中的升溫速度為1(TC/秒以上且150°C/秒以下。在上述升溫速度不足1(TC/秒時因生產率低故而不予優選。另一方面，在上述升溫速度超過15(TC/秒時，有可能不能承受過于劇烈的溫度變化而使晶片發生滑移。另外，優選保持上述最高到達溫度的保持時間t為1秒以上且60秒以下。在上述保持時間t不足1秒時，將難以實現RTP的本來目的即降低結晶缺陷及提高BMD密度等。另一方面，在上述保持時間t超過60秒時，因生產率低故而不予優選。如上所述，在本發明中進行RTP的晶片為對根據CZ法制造出的單晶硅塊進行切割而得到的晶片，而上述單晶硅塊中優選從支配性存在有空穴型點缺陷的區域切割得到的晶片。下面，參照圖20說明單晶硅塊中的缺陷區域。圖20是模式性表示制造單晶硅塊時的v/G和結晶缺陷的發生位置的關系的結晶塊的剖面圖。在此，v表示拉晶速度，G表示單晶體內的拉晶軸方向的溫度梯度。另外，"V"屬于支配性存在有空穴型點缺陷的區域(以下稱為"V"區域)、"I"屬于支配性存在有晶格間硅型點缺陷的區域(以下，稱為"I"區域)、"N"屬于不存在晶格間硅型點缺陷的凝聚體及空穴型點缺陷的凝聚體的區域(以下，稱為"N"區域)、"OSF"屬于上述"V"區域，在對單晶硅塊以硅晶片的狀態進行熱氧化處理時為發生OSF(氧化感應疊層缺陷)的區域(以下，稱為"OSF"區域)。在圖20中，優選第四實施方式中進行熱處理的晶片為從含有支配性存在有空穴型點缺陷的區域，即只含有"V"區域或者只含有"OSF"和"V"區域的位置切割出的晶片。在從"N"區域切割出的晶片上，由于為了在主體部使BMD核成長不存在必要的空穴，因而BMD密度的提高是有界限的。另外，眾所周知，從"I"區域切割出的晶片不能作為半導體器件形成用基板使用。如上所述，由于只要是從只含有"V"區域或者"OSF"區域和"V"區域的位置切割出的晶片，在CZ法中的單晶硅塊的培養時，就可以通過提高v/G即通過提高拉晶速度v來制造，因而可提高生產率，同時可降低結晶塊培養成本。再者，由于為了在主體部使BMD核成長可以多形成必要的空穴，因而可在后面的RTP中以高密度形成BMD。更優選的是，晶片整體使用以不含"OSF"區域的只是由"V"區域構成的方式切割成的晶片。只要是不含"OSF"區域的晶片，就可在上述效果的基礎上，還實現BMD密度在晶片面內的均勻化。(實施例4)下面，基于實施例4更具體地說明上述第四實施方式，但上述第四實施方式不局限于下述的實施例4。(試驗l)降溫速度和BMD密度及滑移總長度的關系通過CZ法控制v/G制造具有支配性存在有空穴型點缺陷的區域的單晶硅塊，將從該區域切割得到的兩面進行了鏡面研磨的硅晶片(直徑300mm、厚度775um)在氧氣100%(流量20slm)氣氛中以溫度TO為600°C、升溫速度為70。C/秒、最高到達溫度為1350°C、其保持時間為15秒，并使降溫速度以表1所示的方式變化來進行RTP。另外，在降溫速度為12(TC/秒以上的情況(實施例4—4、4一5，比較例4一3、4一4)下，為了提高晶片的冷卻速度而將熱傳導率高的氦導入晶片里面側。對得到的退火晶片實施了BMD析出熱處理(78(TCX3小時+10(TCX16小時)后，用IR層析X射線影像法(株式會社^<f'7夕^制M0—411)測定從表面到深度180wm的晶片表層部的BMD密度。另外，對上述得到的退火晶片使用X射線表面形態測量儀(株式會社U萬夕制造XRT300)測定了滑移總長度。表3表示各降溫速度中的BMD密度及滑移總長度的測定結果。另外，圖21是基于表3的結果將降溫速度和BMD密度及滑移總長度的關系做成曲線表示的。另外，圖22表示規定的降溫速度中的IR層析X射線影像。表3降溫速度BMD密度滑移總長度(。C/秒)(cm—3)mm)比較例4—112.5<1,2X107不能確認比較例4—2251.79X109實施例4_1509,73X1095實施例4一270l.OX101()10實施例4_3卯3.2X101016實施例4—41204.5X101023實施例4—51455.1X101043比較例4—31605.8X101088比較例4一42006,4X101Q120根據示于表3及圖21的曲線的結果可看出，晶片的BMD密度隨著RTP中的降溫速度的增加而增加，且還具有使由熱應力而引起的滑移長度增加的趨勢。另外，從圖22的IR層析X射線影像可看出，在降溫速度增大時，BMD存在區域靠近晶片表面側，且具有使晶片的主體部的BMD密度增大的趨勢。從以上的結果可看出，降溫速度在50'C/秒以上且145C/秒以下的范圍內時，可將RTP中發生的滑移控制在允許范圍，且可在主體部以高密度使BMD密度成長。特別是降溫速度在5(TC/秒以上且7(TC/秒以下的范圍內時，既可使BMD密度以高密度形成，又能將上述滑移控制在最低限度，而降溫速度在9(TC/秒以上且145'C/秒以下的范圍內時，既能夠將RTP中發生的滑移控制在允許范圍，又能以更高密度使BMD成長。(試驗2)降溫速度和晶片的氧濃度的關系通過CZ法控制v/G制造具有支配性存在有空穴型點缺陷的區域的單晶硅塊，將從該區域切割得到的兩面進行了鏡面研磨的晶片(直徑300mm、厚度775um)使用立式擴散爐在Ar氣氛中用120(TC進行l個小時熱處理，使晶片表層的氧向外方擴散。其后，在氧氣100%(流量20slm)氣氛中以溫度TO為600°C、升溫速度為7(TC/秒、最高到達溫度為1350°C、其保持時間為15秒，使降溫速度變化來進行RTP(比較例4一5:12.5'C/秒，比較例4一6:25"/秒，實施例4一6:5(TC/秒，實施例4一7:120。C/秒)。使用二次離子質量分析儀(SIMS:Ims—6f，Cameca社制造)對得到的各退火晶片的晶片中心的深度方向的氧濃度曲線進行了評價。圖23表示這些評價結果的曲線圖。氧濃度為old—ASTM換算值。另外，圖23中，所謂的"AT"是不進行上述RTP而只進行了用立式擴散爐進行熱處理后的晶片，所謂的"pw"是使用上述立式擴散爐進行熱處理前的進行了鏡面研磨的晶片。根據圖23的曲線圖的結果可看出，在降溫速度增大時降溫時間縮短，從而抑制氧向外方擴散，得到表面部固溶氧濃度比PW高的晶片。特別是降溫速度為50。C/秒以上的情況(實施例4一6、4一7)比降溫速度不足50。C/秒的情況(比較例4一5、4一6),晶片表面部的氧濃度顯著增加。(試驗3)氣氛及最高到達溫度的比較通過CZ法控制v/G制造具有支配性存在有空穴型點缺陷的區域的單晶硅塊，將從該區域切割得到的兩面進行了鏡面研磨的晶片(直徑300mm、厚度775um)以溫度T0為600。C、升溫速度為70。C/秒、在最高到達溫度下的保持時間為30秒、降溫速度為12(TC/秒，使熱處理氣氛中的氧氣分壓及氣體的種類、最高到達溫度發生變化來進行RTP。使用LSTD掃描儀(株式會社^<f'7夕7制造，MO—601)對從形成有得到的各退火晶片的半導體器件的表面至5pm深度的晶片表面部的上述RTP前后的LSTD減少率進行了評價。表4表示評價結果。表4<table>tableseeoriginaldocumentpage58</column></row><table>如表4所示，可以看出，在氧100%的氣氛下、最高到達溫度為1300。C的情況下(實施例4一8)，可消除LSTD近70。/。。另外，還可看出，即使氧氣分壓為20%以上(實施例9)，也可消除LSTD60。/。。另一方面，最高到達溫度°C不足1300'C時(比較例4一7)，氧氣分壓為15%(比較例4一8)，或者氨氣氛下(比較例4一9)中，LSTD的減少率小。權利要求1、一種硅晶片的制造方法，其特征在于，對于根據利用切克勞斯基法培養成的單晶硅塊制造的硅晶片，在氧氣分壓為20％以上且100％以下的氧化性氣體氣氛中，以1300℃以上且1380℃以下的最高到達溫度，進行快速加熱和快速冷卻熱處理。2、如權利要求l所述的硅晶片的制造方法，其特征在于，所述最高到達溫度為135(TC以上且138(TC以下。3、如權利要求1或者2所述的硅晶片的制造方法，其特征在于，在利用所述快速加熱和快速冷卻熱處理所形成的硅氧化膜的晶片面內的膜厚標準離差，在設所述膜厚的最大值為t。xmax、所述膜厚的最小值為t。xmin、所述膜厚的平均值為t。xave時，通過(t。xmax—t。xmin)/(t。xave)計算出的比為1.5%以內。4、如權利要求l所述的硅晶片的制造方法，其特征在于，在所述快速加熱和快速冷卻熱處理前的硅晶片的至少存在于器件活性區域的過飽和空穴型點缺陷的凝聚體，換算成具有與該凝聚體相同的體積的球的直徑的大小最大為180nm以下。5、如權利要求l所述的硅晶片的制造方法，其特征在于，通過無氮摻雜進行所述單晶硅塊的培養。6、如權利要求l所述的硅晶片的制造方法，其特征在于，所述單晶硅塊中的固溶氧濃度在5X10卩原子/cm3以上、且1.3X1018原子/(^!3以下的范圍內。7、如權利要求l所述的硅晶片的制造方法，其特征在于，對進行了所述快速加熱和快速冷卻熱處理的硅晶片表面進行研磨。8、如權利要求l所述的硅晶片的制造方法，其特征在于，通過增加所述快速加熱和快速冷卻熱處理，使在所述硅晶片的至少存在于器件活性區域的過飽和空穴型點缺陷的凝聚體以及氧析出物消除并形成DZ層，同時，將固溶氧導入所述DZ層。9、一種硅晶片，其特征在于，在硅晶片的至少包含器件活性區域的無缺陷區域內具有固溶氧濃度為0.7X10"原子/ci^以上的高氧濃度區域，且在所述無缺陷區域內以過飽和狀態含有晶格間硅。10、如權利要求9所述的硅晶片，其特征在于，所述無缺陷區域內的固溶氧濃度高于比所述無缺陷區域深的硅晶片內部的主體區域內的固溶氧濃度。11、如權利要求9或者IO所述的硅晶片，其特征在于，從所述高氧濃度區域朝向所述硅晶片的表面，固溶氧濃度遞減。12、一種硅晶片的熱處理方法，其特征在于，在對切割利用切克勞斯基法制造的單晶硅塊而得到的晶片進行快速加熱和快速冷卻熱處理時，將最高達到溫度設為130(TC以上且硅的熔點以下的溫度，在所述晶片的表面側將在所述最高到達溫度下的保持狀態的氣氛設為氧氣分壓20100%的氧化性氣體氣氛，在所述晶片的里面側設為非氧化性氣體氣氛。13、如權利要求12所述的硅晶片的熱處理方法，其特征在于，將所述快速加熱和快速冷卻熱處理中的晶片的表面側的氣氛在升溫過程中設成非氧化性氣體氣氛，在達到最高到達溫度后切換成氧氣分壓為20100%的氧化性氣體氣氛。14、如權利要求12所述的硅晶片的熱處理方法，其特征在于，在所述快速加熱和快速冷卻熱處理中的降溫過程中，將所述晶片的表面側及里面側中的任一側設成非氧化性氣體氣氛。15、如權利要求1214中任一項所述的硅晶片的熱處理方法，其特征在于，為將所述晶片的表面側設成氧化性氣體氣氛而供給的氧化性氣體的流量小于為將所述晶片的里面側設成非氧化性氣體氣氛而供給的非氧化性氣體的流量。16、一種硅晶片的熱處理方法，對切割利用切克勞斯基法制造的單晶硅塊而得到的硅晶片進行熱處理，其特征在于，在含氧的氣氛下，將最高到達溫度設成130(TC以上且硅的熔點以下，將從所述最高到達溫度起始的降溫速度設成5(TC/秒以上且145°C/秒以下，并進行快速加熱和快速冷卻熱處理。17、如權利要求16所述的硅晶片的熱處理方法，其特征在于，所述降溫速度為50。C/秒以上且7(TC/秒以下。18、如權利要求16所述的硅晶片的熱處理方法，其特征在于，所述降溫速度為90。C/秒以上且145。C/秒以下。19、如權利要求16所述的硅晶片的熱處理方法，其特征在于，在所述含氧的氣氛中，將氧氣分壓設成20%以上且100%以下。20、如權利要求1619中任一項所述的硅晶片的熱處理方法，其特征在于，進行所述熱處理的晶片是在所述單晶硅塊中，從支配性地存在有空穴型點缺陷的區域切割而得到的晶片。全文摘要本發明提供一種硅晶片、硅晶片的制造方法及硅晶片的熱處理方法，其對于根據利用切克勞斯基法培養的單晶硅塊制造的硅晶片，在氧氣分壓為20％以上且100％以下的氧化性氣體氣氛中，以1300℃以上且1380℃以下的最高到達溫度(T<sub>1</sub>)，進行快速加熱和快速冷卻熱處理。本發明的硅晶片在硅晶片(10)的至少包含器件活性區域的無缺陷區域(DZ層)(12)內具有固溶氧濃度為0.7×10<sup>18</sup>原子/cm<sup>3</sup>以上的高氧濃度區域，且在無缺陷區域(12)內以過飽和狀態含有晶格間硅(14)。文檔編號C30B33/02GK101638807SQ20091015749公開日2010年2月3日申請日期2009年7月30日優先權日2008年7月31日發明者豐田英二,仙田剛士,前田進,小林昭彥,望月陽一郎,村山久美子,泉妻宏治,磯貝宏道,符森林,荒木浩司,青木竜彥,須藤治生,鹿島一日児申請人:科發倫材料株式會社