/cm3。翘曲增量达3μm，滑移位错 总长度为3cm，滑移总面积为5cm2。
[0049]【实施例4】 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 4X1017atoms/cm3、氮的浓度为 5X1014atoms/cm3。
[0050] 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°C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。
[0051] 其结果，单晶硅硅片表面形成了距离硅片表面深度为8μπι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8X10sat〇mS/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C0P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。
[0052]【实施例5】 与实施例2 -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 6X1017atoms/cm3、氮的浓度为2X1016atoms/cm3。将由该晶锭加工制作的原始娃片，置于 带有电场的垂直退火炉进行退火处理，在保持1200°C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。
[0053] 其结果，单晶硅硅片表面形成了距离硅片表面深度为8μπι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1X109at〇mS/cm3。翘曲增量达4μm，滑移位错 总长度为2cm，滑移总面积为6cm2。
[0054]【实施例6】 与实施例3 -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· 8X1017atoms/cm3、氮的浓度为2X1015atoms/cm3。将由该晶锭加工制作的原始娃片，置 于带有电场的垂直退火炉进行退火处理，在保持1200°C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。
[0055] 其结果，单晶硅硅片表面形成了距离硅片表面深度为11μπι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1X109at〇mS/cm3。翘曲增量达3μm，滑移位错 总长度为3cm，滑移总面积为5cm2。
[0056]【实施例7】 与实施例1 一样，仅在恒温退火处理过程中，在恒温处理lh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，娃片厚度中心处的BMD密度大于等于5X108atoms/cm3。翘曲增量达3μπι，滑移 位错总长度为5cm，滑移总面积为8cm2。
[0057]【实施例8】 与实施例2 -样，仅在恒温退火处理过程中，在恒温处理lh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，娃片厚度中心处的BMD密度大于等于IX109atoms/cm3。翘曲增量达3μπι，滑移 位错总长度为6cm，滑移总面积为6cm2。
[0058]【实施例9】 与实施例3 -样，仅在恒温退火处理过程中，在恒温处理lh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9μπι的空穴型缺陷的 无瑕疵层，娃片厚度中心处的BMD密度大于等于IX109atoms/cm3。翘曲增量达3μπι，滑移 位错总长度为3cm，滑移总面积为5cm2。
[0059]【实施例10】 与实施例4 一样，仅在恒温退火处理过程中，在恒温处理lh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9μπι的空穴型缺陷的 无瑕疵层，娃片厚度中心处的BMD密度大于等于IX109atoms/cm3。翘曲增量达2μπι，滑移 位错总长度为3cm，滑移总面积为8cm2。
[0060]【实施例11】 与实施例5 -样，仅在恒温退火处理过程中，在恒温处理lh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8μπι的空穴型缺陷的 无瑕疵层，娃片厚度中心处的BMD密度大于等于IX109atoms/cm3。翘曲增量达5μπι，滑移 位错总长度为3cm，滑移总面积为6cm2。
[0061]【实施例12】 与实施例6 -样，仅在恒温退火处理过程中，在恒温处理lh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12μπι的空穴型缺陷 的无瑕疵层，娃片厚度中心处的BMD密度大于等于IX109atoms/cm3。翘曲增量达3μπι，滑 移位错总长度为3cm，滑移总面积为5cm2。
[0062]【比较例】 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。
[0063]表2
【比较例1】 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 i甘埚的转速，使拉制的晶锭中氧浓度为2X1017atoms/cm3、氮的浓度为IX1014atoms/cm3。
[0064] 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°C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。
[0065] 其结果，单晶硅硅片表面形成了距离硅片表面深度仅仅1μπι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1X10sat〇mS/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。
[0066] 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C0P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。
[0067] 【比较例2】 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 i甘埚的转速，使拉制的晶锭中氧浓度为2X1018atoms/cm3、氮的浓度为5X1016atoms/cm3。
[0068] 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°C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。
[0069] 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7X109at〇mS/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。
[0070] 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Si02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。
[0071] 【比较例3】 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 i甘埚的转速，使拉制的晶锭中氧浓度为2X1017atoms/cm3、氮的浓度为5X1016atoms/cm3。
[0072] 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°C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。
[0073] 其结果，单晶硅硅片表面形成了距离硅片表面深度仅仅4μπι的空穴型缺陷的无 瑕疵层，硅片厚度中心处的BMD密度小于IX108atoms/cm3，其硅片翘曲增量小于3μπι，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