专利名称：：硅晶片及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及硅晶片及其制造方法，特别是涉及将通过直拉法(Czochralski法)制备的硅单晶锭切片而得到的硅晶片的制造方法。本发明涉及抑制滑移位错改善晶片的强度时使用的合适的技术。本申请要求2005年7月27日提交的申请日本特愿2005-217647号的优先权，在此援用其内容。
背景技术：
：用作半导体装置等的基板的单晶硅晶片，通过将硅单晶锭切片、进行热处理或镜面加工等来制造。作为硅单晶锭的制备方法，可以举出例如，直拉法(cz法)。cz法由于易得到大口径的单晶锭、易对缺陷进行控制等，被广泛用于硅单晶锭的制备中。通过cz法制备硅单晶时，由于使用石英坩锅进行结晶生长，结晶中含有过饱和状态的氧，该氧在装置的电路形成步骤的热处理过程等中形成热施主(TD),所以在装置制造时存在晶片的电阻率不稳定地变动的大问题。在添加有掺杂剂的常规低电阻晶片的情况下，热施主对晶片的电阻率的影响是轻微的，在实际操作上不存在问题。但是，在掺杂剂受限的高电阻晶片的情况下，若为n型则随着热施主的增加而电阻率激减。若为p型则虽然随着热施主的增加、最初电阻率激增，但是如果热施主进一步继续增加，p型转换为n型、电阻率激减。通常，对硅晶片，为了防止由于热施主所导致的电阻率变动，实施施主消除(donorkiller;DK)处理。对于供于氢退火、氩退火的硅晶片，同样地为了抑制电阻率变动，在高温退火处理前实施施主消除处理。热施主除了为电阻率变动的因素之外，也是促进氧析出物形成的因素。通过CZ法拉晶而成的硅单晶中，过饱和的氧进入晶格之间。过饱和的氧在晶片加工步骤等的退火处理中，成为诱发被称为BMD(BulkMicoDefect)的微小缺陷的原因。在单晶硅晶片上形成半导体装置时，要求在装置形成区域中无结晶缺陷。若在形成电路的表面上存在结晶缺陷，则成为由该缺陷部分引起电路破坏等的原因。另一方面，BMD具有对成为结晶缺陷的原因的金属杂质等进行吸杂的作用。因此，DZ-IG法中，通过进行硅晶片的退火，在硅晶片的内部诱发BMD、形成IG(本征吸杂(IntrinsicGettering))层。通过IG层对杂质进行吸杂，由此在硅晶片的表面上形成结晶缺陷极少的DZ(DenudedZone)层。DZ层在装置形成中是不可欠缺的。但是若对形成有DZ层的硅晶片进行退火，则在DZ层上产生位错缺陷(Slip)且扩展，硅晶片的强度降低。特别是若在晶片被热处理口(热処理尔一卜)等支撑的状态下、进行退火则滑移位错有可能从晶片的背面周边的被支撑部分扩展。若硅晶片的强度降低则在其后的步骤中易产生晶片的损伤或破坏。因此，要求具有DZ层、强度特性优异的硅晶片。为了避免上述问题，如日本特开2002-134521号公报所述，已知除去晶片表层的技术，但是由于步骤数的增加、切片厚度的增加等，不能避免制造成本的增加。形成氧化诱发堆姝层错(OxidationInducedStackingFault,OSF)的核的氧析出物的微小缺陷、由结晶引起的颗粒(CrystalOriginatedParticle,COP)、侵入型位错(Interstitial-typeLargeDislocation,LD)在制造半导体装置时引起收率降低。因此，制造这样缺陷少的晶片是重要的。日本特开平11-1393号公报中公开了无OSF、COP和LD的无缺陷的硅晶片。另一方面，制造半导体装置时，有时必需无OSF、COP和LD且具有吸杂能力的硅晶片。
发明内容但是，上述无OSF、COP和LD的无缺陷的硅晶片，在装置制造步骤的热处理中，未必在晶片内部产生氧析出。因此，在DZ-IG法中的热处理中，滑移扩展，结果不能排除晶片强度降低的可能性。进一步地，即使在不使用上述无缺陷的硅晶片时，在DZ-IG法中的热处理中，也期待防止滑移位错的扩展。本发明是鉴于上述问题而提出的，本发明提供在DZ-IG法等中进行100(TC以上的高温热处理时，通过抑制滑移扩展，防止晶片强度降低的硅晶片及其制造方法。本申请发明人进行精心研究，结果发现，通过在拉晶中，在含有含氢原子的物质的气体的惰性环境气体中进行cz结晶生长，与不添加氢的结晶生长条件相比，在生长(as-grown)的状态下于体结晶("》夕結晶)中形成了高密度的热施主(TD)。(参照图13)热施主为电阻率变动的因素、也是促进氧析出物形成的因素。因此，在通过高温退火(Ar/H2退火)消除热施主之前实施低温热处理，可以在体块(八W夕)中形成高密度的小尺寸氧析出核。小尺寸氧析出核起着在高温热处理中阻止滑移的扩展的作用。在具有高密度的析出核的硅晶片上，通过在高温退火步骤中形成于位错线上的析出物，抑制滑移位错的扩展。基于上述发现提出的本发明的硅晶片的制造方法包括在含有含氢原子的物质的气体的惰性环境气体中，通过CZ法生长硅单晶的步骤，由上述硅单晶切出晶片的步骤，在非氧化环境气体中、于1000°C~130(TC下对上迷晶片实施热处理的高温热处理步骤，在上述高温热处理步骤之前，在低于上述热处理温度的温度下，对上述晶片实施热处理的低温热处理步骤。由此，上述问题得到解决。本发明的硅晶片的制造方法包括在含有含氢原子的物质的气体的惰性环境气体中，通过CZ法生长硅单晶的步骤，由上述硅单晶切出晶片的步骤，对上述晶片实施用于防止电阻率变动的施主消除热处理的施主消除热处理步骤，在上述施主消除热处理步骤之前，在低于上述热处理温度的温度下，对上述晶片实施热处理的低温热处理步骤。由此，上述问题得到解决。上述低温热处理步骤的处理温度的范围为400°C~65(TC,更优选升温速率为0.2°C/min~2.0。C/min。上述硅晶片的制造方法中，上述热处理步骤可以采用梯度热处理(，y匕':^/熱処理)。也可以使用通过上述低温热处理步骤，使上述高温热处理步骤前后的氧浓度差为1.5x10口个原子/cm3以上(ASTM-F1211979)的装置或方法。上述单晶生长中的惰性环境气体中的氢浓度，相对于炉内压力1.3~13.3kPa(10-100torr)被设定于0.1%~20%的范围。本发明中，优选使上述高温热处理后的氧析出物密度为1.0xl01Q个/cm3以上。本发明的硅晶片可以通过上述任意一项所述的制造方法制造。本发明的硅晶片的制造方法包括在含有含氢原子的物质的气体的惰性环境气体中，通过CZ法生长硅单晶的步骤；由上述硅单晶切出晶片的步骤；在非氧化环境气体中、于1000。C~130(TC下进行的高温热处理步骤或用于防止电阻率变动的施主消除热处理步骤；在上迷高温热处理步骤或上述施主消除热处理之前，在低于上述热处理温度的温度下进行的低温热处理步骤。若在含有含氢原子的物质的气体的惰性环境气体中，通过CZ法生长硅单晶，则在生长的状态下在体块单晶中形成高密度的热施主(TD)。通过对由该单晶切片得到的晶片实施上述低温热处理步骤，在体块中形成高密度的小尺寸的氧析出核，通过该小尺寸高密度的氧析出核，可以抑制在高温热处理中或施主消除热处理中产生的滑移扩展。在生长状态下形成的高密度的热施主(TD)，通过低温下的梯度热处理，形成氧析出物。通过对含有高密度的热施主的氬掺杂晶片实施低温梯度处理，可以在体块中形成高密度的小氧析出物。为了抑制热处理中的滑移扩展，在位错开始扩展的温度(卯O'C以上)下，在滑移扩展方向的位错线上析出氧析出物是重要的。若采用低温梯度处理(低温，^匕vy処理)，则通过使体块中含有小尺寸、高密度的析出物，可以促进析出，从而抑制滑移扩展。通常，对于硅晶片，为了防止由于热施主所导致的电阻率变动而实施施主消除(donorkiller,DK)处理。对于供于氢退火、氩退火的硅晶片，同样地为了抑制电阻率变动，在高温退火处理前在600°C-70(TC下实施施主消除处理0.5-2小时左右。因此，实施梯度热处理时，优选在施主消除处理前(处于存在充分的热施主的状态)进行。为了抑制高温热处理步骤中的滑移扩展，必须在体块结晶中形成高密度的小尺寸的氧析出核。本发明中，通过使上述低温热处理步骤的处理温度在400。C~650。C的温度范围且升温速率为0.2°C/mm~2.(TC/min、更优选为0.3'C/min~1.0。C/min,可以形成优选的氧析出核。通过立式炉等进行处理时，由于来源于高温炉壁的污染物，在热处理中产生污染的可能性较大。通过梯度热处理进行上述热处理步骤，由此降低污染可能性，准确地对升温速率进行控制，可以使温度条件严格化。由此，可以准确地对氧析出核的形成状态进行控制、得到具有所期望的氧析出核的晶片。通过实施上述低溫热处理步骤，可以使上述高温热处理步骤前后的氧浓度差为1.5x1017个原子/cm3以上(ASTM-F1211979)来减少氧浓度。由此，可以准确地对氧析出核的形成状态进行控制、得到具有所期望的氧析出核的晶片。对于单晶生长时的惰性环境气体中的氢浓度，在炉内压力为1.3~13.3kPa(10~100torr)的条件下，可以设定在0.1%~20%的范围。由在该环境气体下生长的单晶切出的晶片中，通过上迷低温热处理维持所期望的氧析出核的状态，形成充分的氧析出核以防止滑移扩展。对于惰性环境气体中的氢浓度，在炉内压力为4.09.33kPa(30-70torr)的条件下，可以设定在0.3%~10%的范围。本发明中，通过使上述高温热处理后的氧析出物密度为1.0xl01Q个/cm3以上，可以充分抑制高温热处理中的滑移扩展。其中，上迷氧析出物的尺寸优选为80~200nm左右、更优选为100nm左右的尺寸。其中，图1和图2中，以纵轴表示氧析出核密度、橫轴表示尺寸。图中，符号BB为表示90(TC以上的温度下残留的临界BMD尺寸的边界线。不实施低温梯度热处理(低温热处理)时，如图1所示，在高温退火(氩退火)前的体块中，在边界BB右侧的90(TC的临界BMD尺寸以上的BMD的密度为1.0x109个/^113左右(1.OxlO0個/cmS台)。另一方面，实施低温梯度热处理时，由于与氧析出核的形成的同时产生析出核的生长，如图2所示，在边界BB右侧的90(TC的临界BMD尺寸以上的BMD密度为1.0x1010个/cm3左右(1.0X101。個/cm3台)。由此，进行120(TC以上的高温退火(氩退火)时，在实施了低温梯度热处理的晶片中，确保了BMD密度为l.Ox10"个/ci^以上，通过高密度的BMD，抑制了高温热处理中的滑移扩展。通过事前的实验，考虑到氩退火步骤的燃烧舟(求Hv)投入温度、梯度速率，得到通过高温退火(氩退火)残留的BMD密度与900。C的临界BMD尺寸以上的BMD密度相等的结果。因此，将边界设定于90CTC。本发明的晶片可以通过上述任意一项所述的制造方法制造。本发明人着眼于用含氢的环境气体进行拉晶的技术进行研究，结果达成下述2个结论。第1，在使用热场结构的炉，控制成结晶中心部的温度梯度Gc与结晶外周部的温度梯度Ge相等或前者更大，緩慢降低拉晶速度的同时生长单晶的情况下，单晶的纵截面中的OSF产生区域的形状为下方突起、末端较平的U字形状。在结晶横截面上观察时，拉晶速度快时，OSF产生区域呈环状的形状，在其内侧观察到产生COP(也称为红外线散射体缺陷)的区域。环状的OSF产生区域，随着拉晶速度的降低缩小于结晶中心部。若进一步降低拉晶速度则出现位错团产生区域。在上述拉晶条件下，若在导入拉晶炉内的惰性气体中混入微量的氢，则实现无缺陷化的拉晶速度范围扩大，在结晶纵截面的缺陷分布中，无缺陷区域在结晶轴向上扩大。该效果可以通过不掺杂氢时的图3的B-C与掺杂氪时的图4的B，-C，的对比观察到。图3中的B-C范围的拉晶速度条件，为OSF产生区域在结晶中心部消失的临界速度附近的拉晶条件。通过在该速度条件下进行拉晶，可以使结晶径向的全部区域无缺陷化。通过添加氬而使无缺陷化的拉晶速度范围的扩大，是通过OSF产生区域在结晶中心部消失的临界速度Vo的上升、和产生位错团的临界速度Vd的降低来实现的。图4所示的实现无缺陷化的拉晶速度范围B'-C，，与不添加氢时的图3的B-C相比，向高速一侧即图3中的B的上方以及向低速一侧即图3中的C的下方扩大。该现象可以通过图5如下说明。图5就缺陷分布对拉晶速度与OSF环直径的关系的影响度进行说明。图中，虛线为结晶中心部的温度梯度Gc比结晶外周部的温度梯度Ge小的情况。此时，一边緩慢降低拉晶速度一边生长的单晶的纵截面中的OSF产生区域的形状为下方凸出的V字形。此时，随着拉晶速度的降低，OSF环直径緩慢缩小，在临界速度Vo收束为O。较细的实线为在不添加氢的条件下，结晶中心部的温度梯度Gc与结晶外周部的温度梯度Ge相等或前者更大的情况。此时，一边緩慢降低拉晶速度一边生长的单晶的纵截面中的OSF产生区域的形状U字形化。此时，OSF环直径开始缩小的拉晶速度降低，从该开始速度产生急剧缩小，在与虛线的情况大致相同的拉晶速度Vo收束为0。即，临界速度Vo恒定而环直径的减少梯度变急。由此，在临界速度Vo的附近，生长在结晶径向全部区域上不存在位错团和COP的无缺陷的单晶。但是，由于临界速度Vo不上升，必须使拉晶速度为低速。此外，较粗的实线为在惰性气体环境气体中添加氢的条件下，结晶中心部的温度梯度Gc与结晶外周部的温度梯度Ge相等或前者更大的情况。此时，一边緩慢降低拉晶速度一边生长的单晶的纵截面中的OSG产生区域的形状变成U字形。此时，与较细的实线相比，环直径的减少梯度仍为较急的梯度而临界速度从Vo上升到Vo'。若将较细的实线向高速一侧平行移动，则基本上对应于较粗的实线。如上所述，通过在无原生(Grown-in)缺陷结晶的生长中组合添加氢，增大了环OSF区域在结晶中心部消失的临界速度，可以通过速度比以往快的拉晶生长在生长状态下在结晶径向全部区域中不存在位错团和COP的无原生缺陷的单晶。进一步地，由于通过添加氢，产生位错团的上限的拉晶速度Vd降低至Vd，，实现无缺陷化的拉晶速度范围从B-C扩大到B，-C'。从而可以稳定地生长无缺陷结晶，无原生缺陷结晶的制造收率显著提高。通过组合添加氢，实现无原生缺陷化的拉晶速度范围扩大的原因，即环OSF的临界速度Vo增大、产生位错团的临界速度Vd降低的原因，i人为如下所述。在1300-139(TC的高温氬中对硅晶片进行热处理、急冷时，空穴或晶格间硅与氬反应形成空穴-氢或晶格间硅-氢复合体(末泽正志，1999年6月3日，应用物理学会结晶工学分科会第110回研究会textPll)。因此，在含有氢的惰性环境气体中生长CZ结晶时，在结晶冷却过程的高于COP(约U00。C)或位错团(约IOO(TC)等原生缺陷形成的温度的高温部，在硅结晶中，过量存在的空穴或晶格间硅与氢反应，形成空穴-氢或晶格间硅-氢等复合体。由于通过复合体的形成，降低了空穴和晶格间硅的浓度，抑制了空穴或晶格间硅的凝聚，可以生长无COP和位错团且尺寸小的cz结晶。但是已知在含氢的惰性环境气体中于V/G充分大的空穴优势条件下，生长CZ结晶时，若增大氪浓度则可以形成被称为氢缺陷的尺寸为数Mm数10Mm的巨大空洞(认为是空穴的凝聚体)(E丄ino、K.Takano、M.Kim腦、H.Yamagishi:MaterialScienceandEngineeringB36(1996)146-149和T.H.Wang、T.F.Ciszk、andT.Schuyler:J.Cryst.Growth109(1991)155-161)。在V/G充分小的晶格间硅优势条件下，可以形成晶格间硅型的氢缺陷(认为是晶格间硅的凝聚体的位错对)(Y.Sugit:Jpn.J.Appl.Phys4(1965)p962)。因此，即使不将拉晶速度降低至产生环OSF区域的临界速度以下，在含有充分的氢的环境气体中用CZ法拉晶时，也可以抑制COP的生成。即使在低速拉晶时，也可以抑制位错团的生成。图6为CZ结晶生长时结晶中心部的1100'C以上温度下的空穴和晶格间硅的浓度Cv和Ci以及拉晶速度V和固液界面附近的结晶一侧的温度梯度G之比V/G的关系，对氢存在于结晶中时的COP和位错团的生成抑制效果进行说明。使用该图对抑制COP和位错团的生成的原因进行说明。其中，Vo、Vc和Vd分别为在结晶中心部或径向的一部分开始生成环OSP区域、COP区域和位错团的临界速度，Cv-OSF、Cv-COP和Ci-disk分别表示OSF环区域、COP和位错团生成的临界点缺陷浓度。为了可以生长无原生缺陷的结晶，使用含有被设计成在结晶方向上V/G满足Gc>Ge的关系的热场的CZ炉，生长结晶时，若使拉晶速度大于Vc(图6中[H2]-0的情况)，则通常产生空穴优势的点缺陷种(点欠陥種')即COP。但是在含有含氢原子的物质的气体的环境气体中生长CZ结晶时(图6中Hl、H2的情况)，由于空穴与氢形成复合体，自由空穴的浓度降低。该自由空穴的浓度降低依赖于结晶中的氢浓度，氢浓度越大则空穴浓度的降低越多。因此，存在氢时，生成OSF环的拉晶速度Vo如Vo'、Vo"那样向高速一侧偏移，生成COP的拉晶速度Vc也如Vc'、Vc"那样向高速一侧偏移。另一方面，若拉晶速度小于Vd(图6中[H2]-0的情况)，晶格间硅为优势的点缺陷种，晶格间硅的浓度为Ci>Ci-disl，通常以晶格间硅的2次缺陷的形式产生位错团。但是在含有含氢原子的物质的气体的环境气体中生长时(图6中[H2]-H1或H2的情况)，由于晶格间硅与氢形成复合体，自由的晶格间硅的浓度降低。因此，生成位错团的拉晶速度Vd，与临界浓度Ci-disl—致向更低速一侧的Vd'或Vd"偏移。如图6的[H2]-H1和H2所示，氢浓度相对较低时，若V/G充分增大，则由于空穴浓度比生成COP的临界浓度Cv-COP大，不能完全抑制COP的生成。但是由于与不存在氢时相比，空穴浓度降低，COP的尺寸减小。在OSF环产生的临界速度Vo，或Vo"以下以及位错团产生的临界速度Vd'或Vd"以上的拉晶速度的范围内，由于空穴和晶格间硅的浓度足够低，不产生COP和位错团，并且也不产生巨大空洞即空穴型的氢缺陷或位错对即晶格间硅型的氢缺陷。进一步地，与不添加氢时相比，由于无原生缺陷的拉晶速度的范围(margin)显著扩大，可以更稳定地高收率地生长无缺陷结晶。在虽然与OSF环消失的临界V/G条件相比、V/G较大，但是接近于临界条件的情况下，虽然环OSF在结晶中心部不消失、COP在其内侧区域产生，但是其尺寸由于通过添加氢、空穴浓度降低而减小。此外，该情况下，由于空穴浓度充分低，不会产生巨大空洞。上述惰性环境气体中的氢浓度，在炉内压力为1.3~13.3kPa(10~100torr)的条件下，可以设定在0.1%~20%、更优选3%~10%的范围。炉内压力为1.3kPa(10torr)以上，优选为1.3~13.3kPa(10~100torr)，进一步优选为4.0~9.33kPa(30~70torr)。若氢的分压降低则熔体和结晶中的氢浓度降低。为了防止这些问题，对炉内压力的下限进行规定。若降低Ar流速，则难以对由碳加热器或碳零件(力-求y八'一力脱气的碳、由熔液蒸发的SiO等反应物气体进行排气。由此，碳浓度增大，SiO在炉内的熔液上部的110(TC左右或更低温的部分凝聚，由此产生灰，落到熔液中，引起结晶产生位错。为了防止这些问题，对炉内压力的上限进行规定。对在含有氢的惰性环境气体中生长时的硅单晶中的氢浓度，可以通过环境气体中的氢分压进行控制。环境气体中的氢溶解于硅熔液中形成稳定(平衡)状态，结晶凝固时通过浓度偏析对液相和固相中的浓度进行分配。从而向结晶中导入氢。熔液中的氢浓度，由亨利定律可知依赖于气相中的氢分压来决定，表示为Pm=kCLH2其中，PH2为环境气体中的氢分压、CLH2为硅熔液中的氢浓度、k为两者之间的系数。另一方面，结晶中的氢浓度由熔液中的氬浓度和偏析的关系决定，表示为CSH2=k，CLH2=(k，/k)PH2其中，CSH2为结晶中的氢浓度、k'为氢的硅熔液-结晶间的偏析系数。如上式所示，通过对环境气体中的氢分压进行控制，可以在结晶的轴向上恒定地以所期望的浓度对刚凝固后的结晶中的氢浓度进行控制。对于本发明的硅晶片，也可以在含有含氢原子的物质的气体的惰性环境气体中生长结晶，制成在晶片的全部区域中仅含有晶格间硅优势区域(PI区域)的硅晶片。此时，晶片由于不含PV区域，可以维持晶片中的均匀性。其中，晶片的均匀性指的是氧析出物的密度和尺寸以及DZ宽度等的均匀性。此时，以氧浓度和热处理时的温度和时间等为参数，可以分别设定为氧浓度在根据ASTM-F1211979进行的测定中为10~20x1017个原子/cm3，更优选为12-18x10"个原子/cm3，热处理温度为450°C~140(TC，更优选为1100。C~1250°C，时间为0秒以上。由此，可以得到氧析出物的密度和尺寸以及DZ宽度在晶片的面内显箸均匀的优异的晶片。此时，可以将单晶中的氧浓度(Oi)设定在10~20x1017个原子/cm3(ASTM-F1211979)的高范围，进行RTA处理。此时，不进行用于在形成DZ层过程中使氧向外方扩散的高温长时间的热处理，可以得到能充分地确保吸杂能力的氧析出物的密度、尺寸以及能使装置活性区域完全无缺陷的足够DZ宽度可以确保均匀的优异晶片。此外，可以将单晶中的氧浓度(Oi)设定在10x10"个原子/cn^以下(ASTM-F1211979)的低范围内。此时，即使对装置进行热处理，也可以抑制氧析出物在装置活性区域中的产生，从而可以减少或消除该氧析出物，从而可以得到装置的特性不变差的优异晶片。本发明中，作为硅单晶生长方法，通过在含有含氢原子的物质的气体的惰性环境气体中对硅单晶进行拉晶，可以扩大能拉晶成结晶径向全部区域中不含COP和位错团且含有晶格间硅优势区域(PI区域)的单晶的PI区域拉晶速度的范围。因此，可以使单晶直筒部(直胴部)为不含位错团的晶格间硅优势区域(PI区域)。以往，对无原生缺陷单晶进行拉晶时，必须将PI区域拉晶速度设定于极窄的范围内。本发明中，通过扩大PI区域拉晶速度的范围，可以极其容易地且以快于以往拉晶速度的速度生长无原生缺陷的单晶。其中，对于PI区域拉晶速度的范围，以在氢环境气体中和在无氢的惰性环境气体中进行比较时，以上述刚凝固后的结晶内的轴向温度梯度G的值恒定不变化的状态进行比较。具体地说，在氩环境气体中进行单晶拉晶时，可以拉晶成由晶格间硅型的无原生缺陷区域(PI区域)构成的无原生缺陷单晶的PI区域拉晶速度范围，与在无氢的条件下拉晶成单晶相比，可以扩大至4倍以上、甚至是如图7所示4.5倍的范围。此时，也可以减小OSF环的产生区域。而且，PV区域(无空穴型的原生缺陷区域)的尺寸不因添加氢而变化。本发明中，如上述生长方法中的PI区域拉晶速度范围那样，可以增大拉晶成无原生缺陷硅单晶所必需的拉晶速度范围。因此，对多个单晶进行拉晶时可以以相同的拉晶条件进行拉晶，可以更容易地设定拉晶速度拉晶成无原生缺陷的单晶。即，用相同的实际设备多次或同时用多个实际设备拉晶成无原生缺陷的单晶时，与以往相比，可以简化拉晶条件设定、可以得到能拉晶成无原生缺陷单晶的拉晶速度范围、可以拉晶成具有所期望品质的单晶。通过该简化，操作效率提高，硅单晶或由该硅单晶制造的硅晶片的制造成本大幅降低。本发明中所使用的含氢原子的物质是可以在溶解于硅熔液中时热分解、向硅熔液中供给氢原子的物质。通过将该含氢原子的物质导入惰性气体环境气体中，可以提高硅熔液中的氢浓度。作为含氢原子的物质，例如，可以使用氢气、H20、HC1等含氢原子的无机化合物，硅烷气体，CH4、C2H2等烃，醇，羧酸等含氢原子的各种物质。作为含氢原子的物质优选使用氢气。作为惰性气体，优选为廉价的Ar气。除了Ar之外，还可以使用He、Ne、Kr、Xe等各种稀有气体单质或它们的混合气体。本发明中，含氢环境气体中的含氢物质的浓度以氢气换算浓度表示。其中，以氢气换算浓度表示是由于，含氢物质热分解等得到的氩原子的量由含氢物质本来含有的氢原子的数量等决定。例如，1摩尔&0中含有1摩尔的H2，而1摩尔HC1中仅含有0.5摩尔的H2。因此，本发明中，将以规定浓度在惰性气体中导入氢气而得到的含氢环境气体作为基准，优选得到与该成为基准的环境气体同等的环境气体来决定含氢物质的浓度，此时优选的含氢物质的浓度以氢气换算浓度表示。即，若假设含氢物质溶解于硅熔液中、在高温的硅熔液中热分解转换为氢原子则可以调整含氢物质的添加量以使变换后的环境气体中的氬气换算浓度在规定范围。本发明的制造方法中，在含氢物质存在于惰性气体中的含氢环境气体中形成硅单晶。来源于含氢物质的氢原子溶入硅熔液中，进一步该氢原子在硅凝固时进入硅的晶格之间。氢气添加量若不够则提高临界速度的效果不充分。若氢气添加量较多则空气泄漏到炉内时，存在燃烧、乃至产生爆炸的危险性。因此，氢气添加量的下限优选为0.1体积％以上，特别优选为3体积％以上。小于0.1%时几乎无氢气的效果。若氢气换算浓度超过50%(氢分压为6.7SkPa)则由于在氧气泄漏到CZ炉内时，爆炸等危险性增大，在安全上不优选。若氢气换算浓度超过20%(氢分压为2.7kPa)则由于即使不产生爆炸但是燃烧的危险增大而不优选。若氢浓度为20%以下则由于产生氧气泄漏等时，即使在炉内产生燃烧，燃烧时的压力变动不超过1个大气压，在安全上不存在问题。由此，对氢气添加量的上限进行规定。优选的含氢物质(氢气)的浓度为0.1%~20%，特别优选的浓度为3%~10%。惰性环境气体中存在氧气(02)时，气体的氢分子换算的浓度和氧气浓度的2倍的浓度差被规定为3体积％以上的浓度。若含氢原子的气体的氢分子换算的浓度和氧气浓度的2倍的浓度差小于3体积％则不能得到通过进入硅单晶中的氢原子实现的抑制COP和位错团等原生缺陷的生成的效果。若作为惰性气体中的杂质的氮为高浓度，则硅单晶有可能有位错。在通常的炉内压1.3-13.3kPa(10~100Torr)的范围内，优选氮浓度为20%以下。向CZ炉内供给氩气时，可以由市售的氢气贮气钢瓶、氢气贮藏罐、填充了储藏有氢气的储氢合金的罐等通过专用的管道，供给到拉晶炉内。使用结晶中心部的温度梯度Gc比外周部的温度梯度Ge小、緩慢降低拉晶速度的同时生长的单晶的纵截面中环OSF产生区域形成下方尖的V字形状的通常的热场结构，在临界速度附近进行拉晶时，换而言之，Ge〉Gc时，若组合添加氬，则通过氢的效果，在结晶中心部开始产生环OSF产生区域和COP的临界速度Vo、Vc增大，在结晶的一部分中开始产生位错团的临界速度Vd降低。因此，即使Ge〉Gc，两者较为接近时，也有可能得到无COP或位错团的完全无原生缺陷的结晶，但是拉晶速度的范围，若与满足Ge《Gc时相比，不能稳定地制造无原生缺陷的结晶。此外，Ge〉Gc且Ge与Gc的差较大时，即使添加氢也不能得到无原生缺陷的速度范围。本发明是以上迷发现为基础完成的。本发明的硅晶片，是对在含有含氢原子的物质的气体的惰性环境气体中通过CZ法生长的硅单晶的晶片。、'、，'、，'、、、、、作为高温热处理步骤，例如可以使用RTA(RapidThermalAnnealing)。作为RTA条件的一个例子，可以采用从1100到135(TC、0秒以上，在Ar、He、含NH3的Ar或He环境气体中的条件。此时，不进行用于使形成DZ层过程中的氧向外方扩散的高温下的长时间热处理，可以得到能充分地确保吸杂能力的氧析出物的密度、尺寸以及能使装置活性区域完全无缺陷的足够DZ宽度可以得到均匀地确保的优异晶片。此时，若对于PV、PI或环OSF区域混在一起的以往的无原生缺陷的晶片，进行与上迷相同的RTA处理，则在结晶生长时，空穴优势的PV和环OSF区域中，氧析出物的密度和尺寸，与PI区域相比增大，此外，DZ宽度变窄，进一步地，由于装置上的氧化处理，存在在环OSF区域中产生OSF等产生缺陷分布的不均匀的问题。通过本发明得到的仅PI区域的在晶片面内均匀的无原生缺陷晶片，解决了该问题。根据本发明，通过在含有含氢原子的物质的气体的惰性气体环境中生长硅单晶锭，可以得到含有高密度的热施主的硅单晶锭，通过对由该硅单晶锭得到的硅晶片实施低温梯度热处理，可以在体块中形成高密度的小氧析出物。通过如此在体块中含有小尺寸、高密度的析出物，在高温热处理中的析出得到促进，通过在热处理中的滑移位错开始扩展的温度(卯o。c以上)下，在滑移扩展的方向的位错线上析出充分的氧析出物，可以抑制滑移扩展。为对高温退火前的体块中的氧析出核的密度和尺寸分布进行说明的图。出核的密度和尺寸分布进行说明"图。'、''、为一边緩慢降低拉晶速度一边生长的单晶的纵截面中的缺陷分布图，对结晶中心部的温度梯度Gc与结晶外周部的温度梯度Ge相等或前者更大的情况进行说明。一边为緩慢降低拉晶速度一边生长的单晶的纵截面中的缺陷分布图，对结晶中心部的温度梯度Gc与结晶外周部的温度梯度Ge相等或前者更大且添加氢的情况进行说明。为说明缺陷分布对拉晶速度和OSF环直径的关系的影响度的图。图6为CZ结晶生长时结晶中心部的IIO(TC以上温度下的空穴和晶格间硅的浓度Cv和Ci以及拉晶速度V和固液界面附近的结晶一侧的温度梯度G之比V/G的关系。为对通过添加氢实现的拉晶速度区域的变化进行说明的示意图。为适于实施本实施方式中的硅单晶制备方法的CZ炉的纵截面图。为通过V/G和氬浓度的关系对各种缺陷的产生区域进行说明的图表，对通过添加氢而使产生缺陷的V/G区域扩大进行说明。为对结晶位置和得到无原生缺陷区域的拉晶速度范围(margin)的关系进行说明的图表。为对用于进行低温热处理步骤的板式(牧菜式)的梯度热处理装置进行说明的示意图。图12A、B、C为用于验证通过添加氢实现的各结晶区域的变化的v字拉晶评价的结晶截面照片。为对掺杂氢拉晶而成的结晶和无掺杂拉晶而成的结晶的各部位中的热施主的密度(杂质浓度)进行说明的图。符号说明1蚶锅la石英坩锅lb石墨坩锅2加热器3原料熔液4拉晶轴5籽晶夹6单晶7热屏蔽体具体实施例方式下文基于附图对本发明涉及的一个实施方式进行说明。图8为适于实施本实施方式中的硅单晶制造方法的CZ炉的纵截面图。首先对CZ炉的结构进行说明。CZ炉，如图8所示，具有配置于腔内的中心部的坩锅1、和配置于坩锅1的外侧的加热器2。坩锅1具有用外侧的石墨坩锅lb保持在内侧容納硅熔液3的石英坩锅la的双层结构，通过被称为基座的支撑轴驱动旋转和升降。在坩锅1的上方设置有圆筒形状的热屏蔽体7。热屏蔽体7具有用石墨制造外壳、在内部填充石墨毡的结构。热屏蔽体7的内面形成内径从上端部到下端部逐渐减小的锥面。热屏蔽体7的上部外表面为对应于内表面的锥面，下部外表面大致形成直面以使热屏蔽体7的厚度向着下方逐渐增大。该CZ炉，例如可以生长目标直径为210mm、躯干长(求f^長)例如为1200mm的200mm的单晶。通过热屏蔽体7，形成结晶中心部的温度梯度Gc与结晶外周部的温度梯度Ge相等或前者更大的热场结构。此时，热屏蔽体7的规格例子如下所述。进入坩锅部分的外径例如为470mm、最下端的最小内径S例如为270mm、半径向的宽度W例如为100mm、倒圆锥梯形面的内表面相对于垂直方向的斜率6例如为21°。此外，坩锅1的内径例如为550mm、热屏蔽体7的下端距熔液表面的高度H例如为60mm。使用上述截面结构的单晶生长装置进行拉晶时，从熔点到1370。C的轴向温度梯度单晶中心部(Gc)为3,0~3.2。C/mm、周边部(Ge)为2.32.5°C/mm、Gc/Ge约为1.3。该状态即使改变拉晶速度也几乎不改变。接着对用于生长硅单晶的操作条件的设定方法进行说明。首先，为了掌握氢浓度和得到无缺陷结晶的拉晶速度的容许范围，使氢浓度例如为0、0.1、3、5、8、0体积％的混合比率，在各条件下生长目标直径例如210mm的单晶。即，将高纯度硅的多晶例如130Kg装入坩锅内，添加p型(B、Al、Ga等)或n型(P、As、Sb等)掺杂剂以使单晶的电阻率为所期望的值例如lOQm。使装置内为氩气环境并减压至1.33-13.3kPa(100~100torr)，进行设定使氢气以相对于氩气为10体积％以下的上述规定混合比率流入炉内。然后，通过加热器2加热使硅熔融，制成熔液3。然后，将安装于籽晶夹5的晶种浸渍于熔液3中，旋转坩锅1和拉晶轴4的同时进行拉晶。结晶方位为{100}、{111}或{110}中的任意一种，为了使结晶无位错而对晶种进行缩颈后，形成肩部，放肩生长成目标躯干径的结晶。当结晶躯干长度达到例如300mm时，使拉晶速度充分大于临界速度，例如调整为1.0mm/min,然后，根据拉晶长度大致直线地降低拉晶速度，躯干长度达到例如600mm时，使拉晶速度小于临界速度例如为0.3mm/min，然后以该拉晶速度生长例如1200mm的躯千部，在通常条件下进行收尾后，结束结晶生长。将在不同的氢浓度下生长的单晶沿着拉晶轴纵切，制造含有拉晶轴附近的板状试验片，为了对原生缺陷的分布进行观察，进行Cu缀饰(r3k—>3y)。首先，将各试验片浸渍于硫酸铜水溶液中后，自然干燥，在氮气环境中于90(TC下实施20分钟左右的热处理。然后，为了除去试验片表层的Cu硅化物层，浸渍于HF/HN03混合溶液中，腐蚀除去表层数十微米。然后通过X射线拓朴法(X線卜求y7法)对OSF环的位置或各缺陷区域的分布进行检查。此外，例如用OPP法对该切片的COP的密度进行检查、例如用Secco腐蚀法对位错团的密度进行检查。如此，使用满足Gc/Ge》1的单晶拉晶装置生长的结晶的缺陷分布，如图3所示，环状OSF产生U字的状态。若增大氢浓度则形成无缺陷的部位如图4的B'-C'那样扩大，形成无缺陷结晶的拉晶速度的范围(margin)扩大。换而言之，如图4的E，-C，所示，在由无空穴型原生缺陷的区域(PV区域)即氧析出促进区域和无晶格间硅型原生缺陷的区域(PI区域)构成的无原生缺陷的单晶中，本实施方式中，图4的F'-C'所示的用于拉晶成仅含有PI区域的无原生缺陷单晶的晶格间硅优势区域拉晶速度范围扩大。具体地说，与如图7所示的无氢的情况相比，PI区域的范围扩大4倍以上。通过上述拉晶实验，得到COP区域、OSF环区域、V型无原生缺陷区域(PV区域)和I型无原生缺陷区域(PI区域)、位错团区域等各缺陷区域的V/G和氢浓度的关系(图9)。此外，通过使改变拉晶速度的位置在300mm到600mm、500mm到800mm以及700mm到1000mm的不同部位实施数处，求得实现无原生缺陷化的拉晶速度范围(margin)和结晶轴向位置的关系(图10)。由该图10,可以设定用于得到无原生缺陷单晶的操作条件。本实施方式中，通过直拉法在含有含氢原子的物质的气体的惰性环境气体中生长硅单晶时，对是否向熔液施加磁场不限定。也可以采用施加石兹场的MCZ法。如此，通过在含有含氬原子的物质的气体的惰性环境气体中对硅单晶进行拉晶，可以将能拉晶成在结晶径向全部区域上不含COP和位错团、晶格间硅优势区域(PI区域)的单晶的PI区域拉晶速度的范围扩大至4倍以上来进行拉晶。因此，可以使单晶直筒部全部为晶格间硅优势区域(PI区域)。以往，对所谓的无原生缺陷单晶进行拉晶时，必须将PI区域拉晶速度设定在极窄的范围内。通过扩大PI区域速度，可以极其容易地且以快于以往的拉晶速度生长无原生缺陷单晶。接着，对各种晶片的制造方法进行说明。通过在图10中的实线所示的速度范围内设定对应于拉晶速度的结晶位置，可以在从顶部到底部的全部区域中生长无原生缺陷的结晶。而且，通过掺杂氢，无原生缺陷的拉晶速度的范围(margin)如图10所示，从以往未添加氯的虛线的范围如实线所示显著扩大，无原生缺陷结晶的制造收率极大地增大。此外，在图10的实线所示的上限值以上，将拉晶速度设定于上限值的1.7倍左右以内的速度时，虽然不能完全无原生缺陷，但是可以生长所含有的COP尺寸为O.ljum以下的结晶。若使用该结晶，则通过在氪或氩等环境气体中的退火，可以使至少1Mm以上的深度的表层附近区域无原生缺陷。而且，为了使缺陷的尺寸为0.1)am以下，可以通过lH0。C/2hr左右的退火在从表层到1Mm左右的深度的区域中完全消除COP。如此，通过cz法得到含有所需浓度的氢和氧的硅单晶棒后，对其根据通常的加工方法使用ID锯或钢丝锯等切断装置进行切片后，经过倒角、研磨、蚀刻、抛光等步骤加工成硅单晶晶片。而且，除了这些步骤之外还存在洗涤等各种步骤，可以根据步骤顺序的改变、省略等目的适当变更步骤。本实施方式的硅晶片的制造方法中，作为热施主的热处理，包括在非氧化环境气体中于IOO(TC~uo(rc进行的氢退火、氩退火等高温热处理步骤；在施主消除处理之前于存在充分的热施主的状态下进行的低温热处理步骤，所述施主消除处理是在上迷高温热处理之前进行的用于抑制电阻率变动的65(TCxlhr左右的施主消除处理。该低温热处理步骤是在40(TC-65(TC的温度、升温速率为0.2°C/min-2.(TC/min且通过梯度热处理进行的。此外，低温热处理步骤中，更优选温度范围为500°C~60(TC和/或升温速率为0.3°C/min~l.(TC/min。进行该低温热处理步骤以使上述高温热处理步骤前后的氧浓度差为1.5x10"个原子/cm3以上(ASTM-F1211979)且上述高温热处理后的氧析出物密度为l.Ox101()个/眼3以上。图11对用于进行低溫热处理步骤的板式的梯度热处理装置进行说明。上述热处理装置中，如图所示，具有可以栽置硅晶片W的圆环状的基座11和在内部容納上述基座11的反应室12。而且，在反应室12的外部配置有对硅晶片W进行加热的卣灯13。基座11由硅碳化物等形成，在内周侧设置有段部lla、在上迷段部lla上载置硅晶片W的周缘部。反应室12中设置有向硅晶片W的表面供给环境气体G的供给口12a和排出所供给的环境气体G的排出口12b。此外，供给口12a与环境气体G的供给源M相连结。通过该热处理装置对硅晶片W进行低温热处理时，在基座11上栽置硅晶片W后，从供给口12a向硅晶片W的表面供给环境气体G，在该状态下，点亮灯13，以上述范围的温度条件、升温速度进行热处理。通过该热处理，在硅晶片W内形成氧析出核。在含有含氢原子得到物质的气体的惰性环境气体中通过CZ法生长硅单晶，由此在该单晶中，在生长的状态下于体块中形成高密度的热施主(TD)。由该单晶切片得到晶片，对该晶片实施上述低温热处理步骤，由此在体块中形成高密度的小尺寸的氧析出核，通过该小尺寸高密度的氧析出核，抑制在高温热处理中产生的滑移扩展。上述低温热处理步骤中，由于对含有高密度的热施主的氢掺杂晶片实施低温梯度处理，可以在体块中形成抑制高温热处理步骤中的滑移扩展所必需的高密度的小尺寸的氧析出核。其中，为了抑制高温热处理步骤中的滑移扩展，在位错开始扩展的温度(900。C以上)下，在滑移扩展方向的位错线上是否析出氧析出物是重要的。因此，在低温热处理步骤中，若将温度范围设定至高于上述温度范围的温度，则由于在高温热处理步骤中滑移有可能扩展而不优选，若设定在低于上述温度范围的温度则由于有可能不能促进必需的氧析出核形成而不优选。作为高温热处理，除了通过DZ-IZ进行的氢退火、氩退火之外，还可以举出在1300'C以上的高温下实施的SIMOX退火等。此外，可以采用能用msec指令进行急速升降温的RTA(RapidThermalAnnealing)处理或通过激光照射进行的热处理。本实施方式中，通过在含有含氢原子的物质的气体的惰性环境气体中对硅单晶进行拉晶，对充分存在有热施主的硅晶片实施上述低温梯度热处理，可以在晶片中形成在氩退火等后残留的可以防止滑移扩展的Si04。该晶片可以直接作为通常的PW(抛光后晶片、镜面晶片)用于装置制造中，也可以用作SOI用的基板。其中，说明对通过硅单晶拉晶装置进行的V字拉晶进行评价的结果。改变拉晶速度以形成最大拉晶速度的0.7—0.35—0.7的比，此时，拉晶时的氩浓度和炉内压力分别为(a)0。/0、30torr(b)60/0、30torr(c)6%、70torr，分别进行拉晶，对结晶轴向的表面进行观察。对上述结晶的切断表面实施下述处理进行观察的结果如图12A、B、C所示。如此，将在不同的氢浓度下生长的单晶沿着拉晶轴纵切，制造含有拉晶轴附近的板状试验片，为了对原生缺陷的分布进行观察，进行Cu缀饰。首先，将各试验片浸渍于硫酸铜水溶液中后，自然千燥，在氮环境气体中于90(TC下实施20分钟左右的热处理。然后，为了除去试验片表层的Cu硅化物层，浸渍于HF/HN03混合溶液中，腐蚀除去表层数十微米后，通过X射线拓朴法对OSF环的位置或各缺陷区域的分布进行检查。此外，此时的对应于图9的各区域和拉晶速度因添加氢有何种程度的变化的结果如图7以及表1所示。表1的各缺陷区域中的拉晶速度范围，通过对在结晶中心部的结晶轴向上观察到的各缺陷区域的宽度进行测定来算出。表l<table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table>由图7和表1所示的结果可知，通过添加氢，虽然PV区域和环OSF区域的拉晶速度范围没有大幅变化，但是PI区域的拉晶速度范围，在炉内压力为30torr的情况下与不添加氢的情况相比，扩大约4.4倍，此外在70torr的情况下扩大约7倍。由此可知，依赖于氢分压，PI区域的宽度显著扩大。实施例下文对本发明涉及的实施例进行说明。[实施例1]为了调查高温热处理中的耐滑移特性，在拉晶速度恒定为0.7mm/min、氢浓度为6%的环境气体的条件下拉晶得到硅单晶，对于由该硅单晶切片得到的硅晶片，实施表2所示的3种热处理步骤，实施这些硅晶片的XRT(X-rayTopograph)评价，基于所得到的照片比较从晶片支撑燃烧舟伤的滑移长度。晶片强度的热处理步骤依赖性结果如表2所示。而且，热处理环境气体都在Ar环境气体下实施。<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table>表2中所示的"梯度热处理1"是从500'C-6S0'C的梯度速率为2.5°C/min的热处理，"梯度热处理2"是从50(TC65(TC的梯度速率为0.3。C/min的热处理。通过实施"梯度热处理2"，判明从燃烧舟伤的滑移基本上得到抑制。进一步地，对高温退火后的晶片(水准13)在氧气环境气体中实施IOO(TCx16hr的追加热处理后，用蚀刻处理使BMD表面化，对BMD个数实施计数的结果和热处理前后的氧浓度差(AOi)以晶片强度的BMD密度/AOi依赖性示于表3。[表3]<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table>由上述结果确认，为了抑制热处理中的滑移，至少l.Ox10"个/cm3以上的BMD密度和热处理前后的AOi为1.5x10"个原子/cn^以上是必要的。此外，在拉晶速度恒定为0.7mm/min、氢浓度为6%的环境气体的条件下拉晶得到全长800mm的氢掺杂结晶，由该结晶切出晶片，通过四探针法对各部位的比电阻进行测定。然后，实施650°Cx30min的热处理作为消除热施主的DK(donorkiller)处理后，再次测定晶片的比电阻。图13中记有由各部位中的DK处理前后的比电阻值的变化换算的杂质浓度(热施主的密度)。还记有作为REF(无掺杂)不供给氢时的杂质浓度。由图的结果可知，通过添加氢，可以增大杂质浓度(热施主的密度)。由此，如表2所示，通过低温热处理，可以抑制1200°Cxlhr退火中的滑移扩展。[实施例2〗接着，为了调查通过惰性环境气体中的氩浓度(体积％)实现的耐滑移特性，使拉晶速度恒定于0.7mm/min,以0.1%、3%、6%、10%、20%、0%共6个水准改变惰性环境气体中的氢浓度(体积％)生长硅单晶锭，准备由上述锭切出的硅晶片。对于各硅晶片实施从50CTC到65(TC的梯度速率为0.3°C/min的低温梯度热处理后，实施650°Cx30min的DK处理和12CKTCxlhr的高温热处理。实施这些硅晶片的XRT(X-myTopograph)评价，基于所得到的照片比较从晶片支撑燃烧舟伤的滑移长。其结果如表4所示。而且，在热处理环境气体都为Ar环境气体下实施。[表4]<table>tableseeoriginaldocumentpage25</column></row><table>由表4可知，本发明例子(水准1-5)的硅晶片，与比较例(水准6)的硅晶片相比，可以极大地抑制滑移扩展。特别是若惰性环境气体中的氢浓度为3%以上则可以抑制成在目视水平上不能检出滑移扩展。工业实用性根据本发明，通过在含有含氢原子的物质的气体的惰性环境气体中生长硅单晶锭，可以得到在生长的状态下含有高密度的热施主的硅单晶。由该结晶切出晶片，通过实施低温热处理，可以形成高密度的小氧析出物，用DZ-IG法等进行1000。C以上的高温热处理时，通过析出物抑制滑移扩展，由此防止强度的降低。通过本发明，可以得到具有在装置形成中不可欠缺的DZ层且强度优异的硅晶片。本发明的硅晶片中，可以得到在晶片全部区域中仅含有晶格间硅优势区域，氧析出物的密度和尺寸以及DZ宽度在晶片的面内显著均匀的优异晶片。此外，根据本发明，通过在无原生缺陷结晶的生长中组合添加氢，实现无缺陷化的拉晶速度范围扩大，可以稳定地生长无缺陷结晶，显著提高无原生缺陷结晶的制造收率。权利要求1.一种硅晶片的制造方法，其为硅单晶晶片的制造方法，该方法包括在含有含氢原子的物质的气体的惰性环境气体中，通过CZ法生长硅单晶的步骤，由所述硅单晶切出晶片的步骤，在非氧化环境气体中、于1000℃～1300℃下对所述晶片实施热处理的高温热处理步骤，在所述高温热处理步骤之前，在低于该热处理温度的温度下，对所述晶片实施热处理的低温热处理步骤。2.—种硅晶片的制造方法，该方法包括在含有含氢原子的物质的气体的惰性环境气体中，通过CZ法生长硅单晶的步骤，由所述硅单晶切出晶片的步骤，对所述晶片实施用于防止电阻率变动的消除施主的热处理的施主消除热处理步骤，在所述施主消除热处理步骤之前，在低于该热处理温度的温度下，对所述晶片实施热处理的低温热处理步骤。3.如权利要求1或2所述的硅晶片的制造方法，其中，所述低温热处理步骤的温度范围为400°C~650°C、升温速率为0.2。C/min-2.0°C/min。4.如权利要求3所述的硅晶片的制造方法，其中，所述热处理步骤通过梯度热处理进行。5.如权利要求1所述的硅晶片的制造方法，其中，通过所述低温热处理步骤，使所述高温热处理步骤前后的氧浓度差根据ASTM-F1211979测定为1.5x10"个原子/cm3以上。6.如权利要求1所述的硅晶片的制造方法，其中，所述惰性环境气体中的氢浓度，在炉内压力为1.3-13.3kPa的条件下，被设定于0.1%~20°/。的范围。7.如权利要求1或2所述的硅晶片的制造方法，其中，使所述高温热处理后的氧析出物密度为l.Ox10"个/cn^以上。8.—种硅晶片，其通过权利要求1或2中任意一项所迷的制造方法制造。全文摘要在含有含氢原子的物质的气体的惰性环境气体中，通过CZ法生长硅单晶。对通过生长的硅单晶得到的晶片在非氧化环境气体中、于1000℃～1300℃下实施高温热处理。此时，在高温热处理步骤之前，在低于此温度的温度下实施低温热处理。文档编号C30B29/06GK101238557SQ200580050229公开日2008年8月6日申请日期2005年11月9日优先权日2005年7月27日发明者宝来正隆,小野敏昭,杉村涉申请人:胜高股份有限公司