JP2014034513A - 単結晶シリコンからなる半導体ウエハおよびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】比較的長い半導体ウエハの保存時間の後でもシリコンからなる半導体ウエハの高いゲッタリング効率を確実に維持することができる単結晶シリコンからなる半導体ウエハおよびその製造方法を提供する。
【解決手段】半導体ウエハは、ＢＭＤ欠陥を有さず半導体ウエハの前側から半導体ウエハのバルクに延在するゾーンＤＺと、ＤＺから半導体ウエハのバルクにさらに延在するＢＭＤ欠陥を有する領域とを含む。方法は、チョクラルスキー法によってシリコン単結晶を引き上げる工程と、シリコンからなる研磨された基板ウエハを形成するために単結晶を処理する工程と、基板ウエハを急速に加熱および冷却する工程と、急速に加熱および冷却された基板ウエハをゆっくりと加熱する工程と、所定の温度で所定の期間にわたって基板ウエハを維持する工程とを含む。
【選択図】図１

Description

本発明は、単結晶シリコンからなる半導体ウエハおよびその製造方法に関する。半導体ウエハは、ＢＭＤ欠陥を有さず半導体ウエハの前側から半導体ウエハのバルクに延在するゾーンＤＺ、略してＤＺと、ＢＭＤ欠陥を有してＤＺからさらに半導体ウエハのバルクに延在する領域と含む。

半導体ウエハの製造は、まずチョクラルスキー法によって引き上げられた単結晶から基板ウエハをスライスする工程を伴う。チョクラルスキー法は、石英ガラスからなる坩堝内でシリコンを融解させる工程と、単結晶種結晶を融液に浸す工程と、融液の表面から種結晶を継続的に引き上げる工程とを含む。この動作の過程において、種結晶を浸す処理時に融液と種結晶の下端との間に形成された界面で単結晶は成長する。単結晶からスライスされた基板ウエハは、シリコンからなる研磨された基板ウエハを形成するように処理され、その後に熱処理が施される。

この方法によって、半導体ウエハの前側からバルクに延在するゾーンＤＺを有する、単結晶シリコンからなる半導体ウエハ（シリコン単結晶ウエハ）が最終的に利用可能となる。このゾーンＤＺは、無欠陥ゾーンと称され、ＢＭＤ欠陥（バルクマイクロ欠陥）を有さない。ＤＺにおいては、２０ｎｍより大きいサイズおよび２．５×１０^５／ｃｍ^３以上の密度を有するＣＯＰ欠陥（結晶由来粒子：crystal originated particles）、ならびにＬＰｉｔ欠陥（大きなエッチピット欠陥：large etch pit defects）などの欠陥は、いずれも検出することができない。通常、「前側」の用語は、電子装置を構築するために必要な半導体ウエハの表面を意味する。半導体ウエハは、半導体ウエハのバルクに延在してＤＺと隣接する、ＢＭＤ欠陥を有する領域をさらに含む。

ＣＯＰ欠陥およびＬＰｉｔ欠陥は、固有点欠陥の過飽和によってシリコン単結晶の製造時に起こる欠陥に属するので、育成（grown-in）欠陥とも呼ばれる。固有点欠陥は、空孔およびシリコン格子である。ＣＯＰ欠陥は、空孔が蓄積することによって起こる欠陥であり、ＬＰｉｔ欠陥は、シリコン格子が蓄積することによって起こる欠陥である。

ＢＭＤ欠陥は、過飽和酸素が集まって酸素析出物を形成した場合に起こる。それらは、特に金属不純物を結合することのできるセンター（ゲッタリングサイト）を形成する。このため、このような不純物をＤＺから恒久的に隔離し続ける高い密度のＢＭＤ欠陥を半導体ウエハのバルクに設けるのが望ましい。自由空孔を設けることにより、ＢＭＤを生じさせることのできる核の形成が促される。

ＥＰ１９７５９９０Ａ１には、ＤＺとＢＭＤ欠陥の平均密度がたとえば７×１０^９／ｃｍ^３であるＤＺの外側領域とを有する、単結晶シリコンからなる半導体ウエハを製造することができる方法が記載されている。引用された文献の教示によれば、シリコン単結晶の製造時において、育成欠陥を確実に無くすためには、中心から単結晶の周囲まで延在するＮ領域を単結晶に確実に持たせることが考慮される。

Ｎ領域は、２０ｎｍより大きいサイズを有するＣＯＰ欠陥ならびにＬＰｉｔ欠陥が検出されないように、空孔およびシリコン格子の濃度が実質的に均衡化される、単結晶における領域を指す。２０ｎｍより大きいサイズを有するＣＯＰ欠陥の検出は、たとえば、ＩＲレーザ光をＣＯＰ欠陥で散乱させ、散乱した光を検出する（ＩＲレーザトモグラフィ）ことによって実現される。ここに記載される実施例においても使用された適切な測定装置の１つとして、日本の三井金属社製のＭＯ−４４１がある。これを用いて基板ウエハの破断縁に沿って行われるＩＲレーザトモグラフィは、以下でＭＯ−４４１測定と称される。

さらに、Ｎ領域は、ＯＳＦ欠陥（酸化誘起積層欠陥：oxidation induced stacking faults）も有さない。ＯＳＦ欠陥は、転位ループを示す。これらは、酸素析出物の核における酸化および核化によってシリコン格子が生成された場合に生じる。シリコン格子の数が空孔の数を超えるＮ領域はＮｉ領域と呼ばれ、この固有点欠陥の濃度比が正反対であるＮ領域はＮｖ領域と呼ばれる。

成長中の単結晶の界面に対して直交する引き上げ速度Ｖと温度勾配Ｇとの比Ｖ／Ｇは、成長した単結晶の格子内に上記のタイプの固有点欠陥の１つが過剰に存在するか、およびどの程度存在するかを示す重要なパラメータである。このため、Ｖ／Ｇを制御することにより、中心から単結晶の周囲にＮ領域が延在する領域、または中心から外方向に延在するＣＯＰ欠陥を有する領域と単結晶の周囲まで延在する隣接したＮ領域とによって特徴付けられる領域をたとえば軸方向の長さの全体もしくは一部にわたって有するシリコン単結晶を製造することができる。

さらに、Ｖ／Ｇの径方向プロファイルを制御することによって、Ｎ領域を、全体がＮｖ領域、全体がＮｉ領域、または径方向に隣接したＮｖ領域とＮｉ領域との連続とすることができる。

このような単結晶からスライスされ、研磨された基板ウエハを形成するように処理された半導体ウエハは、その中心から縁部に至るまで、Ｎ領域もしくは基板ウエハの中心から外方向に延在するＣＯＰ欠陥を有する領域と、基板ウエハの縁部まで延在する隣接したＮ領域とを含む。しかしながら、このような基板ウエハは、ＤＺ、および基板ウエハのバルクにＢＭＤ欠陥を有する隣接領域を含まない。

ＥＰ１９７５９９０Ａ１に記載の他の方法は、ＤＺを生成するための基板ウエハのＲＴＰ（急速熱処理）熱処理を用いる。この場合、基板ウエハは、短時間で約１１８０℃の温度に加熱され、この温度範囲内で短時間放置され、短時間で冷却される。ＲＴＰ熱処理は、ガス雰囲気中で行われ、基板ウエハに空孔が注入される。上記の空孔は、シリコン格子との再結合または基板ウエハの表面への拡散によって除去することができる。しかしながら、後者については、表面に達するのに十分な拡散長さである場合に実現することができる。この作用の結果の１つとして、基板ウエハの前側と後側とが隣接する領域において後側も空孔注入雰囲気にさらされた場合、熱処理の後に軸方向において空孔の濃度プロファイルが不均質となり、空孔が減少する。

空孔が減少した領域は、ＤＺ（無欠陥ゾーン）を形成する。そこに隣接する領域において、酸素とともに注入された空孔は、後の熱処理によって核化してＢＭＤ欠陥に発達し得る複合体を形成する。

ＥＰ１９７５９９０Ａ１に記載の方法によれば、基板ウエハには、８００℃〜１０００℃の範囲の温度で２時間以下の期間にわたって後ＲＴＰ熱処理が施される。発達したＢＭＤ欠陥の検出には、９００℃の温度で１０時間の処理時間を伴うさらなる熱処理が含まれる。

ＥＰ１８８７１１０Ａ１には、窒素がドープされて水素を含む雰囲気中で引き上げられた単結晶から単結晶シリコンからなる半導体ウエハの製造する点が記載されている。半導体ウエハ内に窒素が存在することにより、ＢＭＤ欠陥を生じ得る核の形成が促される。水素を含有する雰囲気中で単結晶を引き上げることにより、比率Ｖ／Ｇの制御が単純化される。中心から単結晶の周囲に延在するＮ領域を単結晶内に生じさせるために維持しなければならない比率の範囲が拡大される。

いわゆるゲッタリング効率ＧＥは、どの程度効果的に半導体ウエハのバルクにおけるＢＭＤ欠陥が金属不純物を半導体ウエハの表面から隔離して維持できるかを示す。所定量の銅などの金属不純物が後側を介して半導体ウエハのバルクに拡散され、半導体ウエハの前側で検出することができる不純物の量が測定される場合、ゲッタリング効率は、ＧＥ＝（１−Ｃ／Ｃｔ）×１００％の式で計算することができる。ここで、Ｃｔは、半導体ウエハの後側を介してバルクに拡散した量であり、Ｃは、半導体ウエハの前側で検出される不純物の量である。

不純物を半導体ウエハのバルクに入り込ませるために、通常、半導体ウエハは加熱される。Ｋｉｍら（Journal of the Electrochemical Society、１５５（１１）Ｈ９１２−Ｈ９１７（２００８年））は、この入り込ませる工程が所定の条件下において室温でも行えることを示した。不純物を半導体ウエハのバルクから半導体ウエハの前側に取り出すために、半導体ウエハの熱処理を行うことができる。半導体ウエハの前側への不純物の拡散を促すこのような取り出し熱処理は、Ｋｉｍらによって低温外拡散（ＬＴＯＤ）と呼ばれた。

Ｓｈａｂａｎｉら（J. Electrochem. Soc.、第１４３巻、Ｎｏ．６、１９９６年６月）は、ゲッタリング効果を有するＢＭＤ欠陥が半導体ウエハのバルクに十分に存在しない場合には、室温であっても数日の期間でシリコンからなるｐドープ半導体ウエハのバルクから実質的に完全に半導体の表面に銅を取り出せることを示した。

欧州特許出願公開第１９７５９９０号Ａ１ 欧州特許出願公開第１８８７１１０号Ａ１

目的は、比較的長い半導体ウエハの保存時間の後でもシリコンからなる半導体ウエハの高いゲッタリング効率を確実に維持することにある。

特に、請求項に記載の方法の発明者らは、この目的を実現するためには特定の条件を満たさなければならないこと、およびＤＺとＢＭＤ欠陥を有する隣接領域とを含む半導体ウエハを製造することに限定することは十分でないことを発見した。

その目的は、ＢＭＤ欠陥を有さないゾーンＤＺとＤＺに隣接するＢＭＤ欠陥を有する領域とを含む単結晶シリコンからなる半導体ウエハを製造する方法によって実現される。方法は、
チョクラルスキー法によってシリコン単結晶を引き上げる工程と、
中心から縁部にわたって、Ｎ領域からなり、または２０ｎｍより大きいサイズと２．５×１０^５／ｃｍ^３より小さい平均密度とを有するＣＯＰ欠陥を有し、１×１０^１２ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下の窒素濃度と５．２×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上６．０×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下の酸素濃度とを有するシリコンからなる研磨された基板ウエハを形成するために単結晶を処理する工程と、
実質的に１：２５以上１：５以下の体積比でＮＨ_３とアルゴンとからなる雰囲気において、１１６５℃以上１１８０℃以下の温度に３０Ｋ／ｓ以上５０Ｋ／ｓ以下の加熱速度および冷却速度で基板ウエハを急速に加熱および冷却する工程と、
急速に加熱および冷却された基板ウエハを５００℃以上５５０℃以下の温度から９３０℃以上１０００℃以下の温度に０．５Ｋ／ｍｉｎ以上１．５Ｋ／ｍｉｎ以下の加熱速度でゆっくりと加熱する工程と、
基板ウエハを９３０℃以上１０００℃以下の温度で７時間以上１０時間以下の期間にわたって維持する工程とを含む。

本発明に係る方法は、好ましくは、上記の２つの熱処理の他に、基板ウエハを１０００℃より高い温度にする基板ウエハの付加的な熱処理を含まない。

ＣＯＰ欠陥の平均密度は、基板ウエハの半径にわたって平均化されたＣＯＰ欠陥の密度を指す。

目的は、方法の生産物、すなわち単結晶シリコンからなる半導体ウエハによっても実現され、欠陥描写／光学顕微鏡法が施された場合に、半導体ウエハは、
半導体ウエハの前側から半導体ウエハのバルクに延在し、ＢＭＤ欠陥を有さず５μｍ以上の平均厚さを有するゾーンＤＺと、ＤＺに隣接し、半導体ウエハのバルクにさらに延在し、ＢＭＤ欠陥のサイズが５０ｎｍ以上である領域とを含み、上記領域におけるＢＭＤ欠陥の深さプロファイルは、半導体ウエハの前側から２０μｍ以上２００μｍ以下の距離に極大部を有し、極大部におけるＢＭＤ欠陥の密度は２×１０^１０／ｃｍ^３以上である。

欠陥描写／光学顕微鏡法の後の半導体ウエハの前側に対するＢＭＤ密度（ＢＭＤ−Ｄ）と深さ（ｄ）であって、基板ウエハが５．４×１０^１７／ｃｍ^３の格子間酸素［Ｏｉ］の濃度を有し、第１の熱処理は、ＲＴＡ、Ａｒ／ＮＨ_３、２０：１、１１７５℃で２０秒の保持時間を伴い、第２の熱処理は、５００℃〜９５０℃で１Ｋ／ｍｉｎのランプおよび８時間の保持時間を伴い、欠陥描写／光学顕微鏡法に関係する付加的な熱処理は、１０００℃で１６時間である場合を示す図である。 欠陥描写／光学顕微鏡法の後の半導体ウエハの前側に対するＢＭＤ密度（ＢＭＤ−Ｄ）と深さ（ｄ）であって、基板ウエハが５．９×１０^１７／ｃｍ^３の格子間酸素［Ｏｉ］の濃度を有し、第１の熱処理は、ＲＴＡ、Ａｒ／ＮＨ_３、２０：１、１１７５℃で２０秒の保持時間を伴い、第２の熱処理は、５００℃〜９５０℃で１Ｋ／ｍｉｎのランプおよび６時間の保持時間を伴い、欠陥描写／光学顕微鏡法に関係する付加的な熱処理は、１０００℃で１６時間である場合を示す図である。 欠陥描写／光学顕微鏡法の後の半導体ウエハの前側に対するＢＭＤ密度（ＢＭＤ−Ｄ）と深さ（ｄ）であって、基板ウエハが５．３×１０^１７／ｃｍ^３の格子間酸素［Ｏｉ］の濃度と８×１０^１３／ｃｍ^３の窒素の濃度とを有し、単結晶の引き上げ時の水素の部分圧力は１５．５Ｐａ（０．１５５ｍｂａｒ）であり、第１の熱処理は、ＲＴＡ、Ａｒ／ＮＨ_３、２０：１、１１７５℃で２０秒の保持時間を伴い、第２の熱処理は、５００℃〜９５０℃で１Ｋ／ｍｉｎのランプおよび６時間の保持時間を伴い、欠陥描写／光学顕微鏡法に関係する付加的な熱処理は、１０００℃で１６時間である場合を示す図である。 ＭＯ−４１１を用いて測定された半導体ウエハの前側に対するＢＭＤ密度（ＢＭＤ−Ｄ）と深さ（ｄ）であって、基板ウエハが５．４×１０^１７／ｃｍ^３の格子間酸素［Ｏｉ］の濃度を有し、第１の熱処理は、ＲＴＡ、Ａｒ／ＮＨ_３、２０：１、１１７５℃で２０秒の保持時間を伴い、第２の熱処理は、５００℃〜９５０℃で１Ｋ／ｍｉｎのランプおよび１０時間の保持時間を伴う場合を示す図である。 ＭＯ−４１１を用いて測定された半導体ウエハの前側に対するＢＭＤ密度（ＢＭＤ−Ｄ）と深さ（ｄ）であって、基板ウエハが５．９×１０^１７／ｃｍ^３の格子間酸素［Ｏｉ］の濃度を有し、第１の熱処理は、ＲＴＡ、Ａｒ／ＮＨ_３、２０：１、１１７５℃で２０秒の保持時間を伴い、第２の熱処理は、５００℃〜９５０℃で１Ｋ／ｍｉｎのランプおよび１０時間の保持時間を伴う場合を示す図である。 ＭＯ−４１１を用いて測定された半導体ウエハの前側に対するＢＭＤ密度（ＢＭＤ−Ｄ）と深さ（ｄ）であって、基板ウエハが５．３×１０^１７／ｃｍ^３の格子間酸素［Ｏｉ］の濃度と８×１０^１３／ｃｍ^３の窒素の濃度とを有し、単結晶の引き上げ時の水素の部分圧力は、１５．５Ｐａ（０．１５５ｍｂａｒ）であり、第１の熱処理は、ＲＴＡ、Ａｒ／ＮＨ_３、２０：１、１１７５℃で２０秒の保持時間を伴い、第２の熱処理は、５００℃〜９５０℃で１Ｋ／ｍｉｎのランプおよび６時間の保持時間を伴う場合を示す図である。 ＭＯ−４１１を用いて測定された半導体ウエハの前側に対するＢＭＤ密度（ＢＭＤ−Ｄ）と深さ（ｄ）であって、基板ウエハが５．３×１０^１７／ｃｍ^３の格子間酸素［Ｏｉ］の濃度と８×１０^１３／ｃｍ^３の窒素の濃度とを有し、単結晶の引き上げ時の水素の部分圧力は１５．５Ｐａ（０．１５５ｍｂａｒ）であり、第１の熱処理は、ＲＴＡ、Ａｒ／ＮＨ_３、２０：１、１１７５℃で２０秒の保持時間を伴い、第２の熱処理は、５００℃〜９５０℃で１Ｋ／ｍｉｎのランプおよび８時間の保持時間を伴う場合を示す図である。 ２０ｎｍより大きいサイズを有するＣＯＰ欠陥を測定するための装置設定１０００ｍＷでＭＯ−４４１を用いて測定された基板ウエハのＣＯＰ密度（ＣＯＰ−Ｄ）と半径（Ｒ）であって、平均ＣＯＰ密度は５×１０^４／ｃｍ^３であり、実線が５つのデータポイントの動作平均（プラス１５０ｍｍ半径から開始して計算される）を示す図である。

実験において、ゲッタリング効率は、サンプルを室温で７日間保存した後で判定された。

実験の結果は表１および表２にまとめられている。
表において、Ｎ＋Ｈおよび−は、窒素と水素で単結晶をドープした場合、およびドープしなかった場合の製造を示す。

［Ｏｉ］は、基板ウエハにおける格子間酸素の濃度を示す。
後ＲＴＰは、ＲＴＰ熱処理の後のさらなる第２の熱処理を示す。

半導体ウエハのＤＺの平均厚さは、半導体ウエハの半径にわたって平均化されたＤＺの厚さに対応する。

ＢＭＤ欠陥の密度は、半導体ウエハの破断縁部に沿ってＭＯ−４４１測定装置を用いて同様に判定することができる。代替的に、破断縁部は、ＳｅｃｃｏエッチングまたはＷｒｉｇｈｔエッチングによってエッチングすることができ、エッチングされていないＢＭＤ欠陥は、電子顕微鏡下において数えることができる。ＭＯ−４４１を用いた測定とは対照的に、半導体ウエハには、１０００℃で１６時間の期間にわたる付加的な熱処理を施さなければならず、この熱処理はエッチングの前に行われ、ＢＭＤ欠陥の成長工程である。付加的な熱処理は、本発明に係る半導体ウエハを製造する工程ではなく、ＢＭＤ密度の深さプロファイルの特定の特性を検知する工程である。付加的な熱処理と、破断縁部のエッチングと、光学顕微鏡下での評価とを含む上記のＢＭＤ密度の代替的な測定は、ここでは欠陥描写／光学顕微鏡法と称される。

ＭＯ−４４１を用いて測定すると、極大部におけるＢＭＤ欠陥の密度は６×１０^９／ｃｍ^３以上となる。

シリコンからなる半導体ウエハは、製造の直後のみでなく比較的長い保存時間の後でも９０％以上のゲッタリング効率を示す。このため、半導体ウエハのゲッタリング性能は恒久的に維持され、半導体ウエハの表面への不純物の拡散を促す温度下に半導体ウエハが置かれても正確なものとなる。本発明によって製造される半導体ウエハは、ＢＭＤ欠陥のサイズおよび／または密度を最適化するためのさらなる熱処理を必要としない。電子装置を製造するために半導体ウエハはさらに処理されるのが好ましく、このさらなる処理の途中における熱処理は、例外的ＬＴＢ処理（低サーマルバジェット）なくして行われるのが特に好ましい。後者は、１０００℃以下の温度で行われる半導体ウエハの熱処理を意味するものである。

方法は、チョクラルスキー法によってシリコン単結晶を製造する工程を含み、固有点欠陥の形成および単結晶への窒素および酸素の取り込みに関する様々な条件を満たす必要がある。

単結晶の引き上げは、ＬＰｉｔ欠陥を有さず単結晶の中心から周囲までＮ領域が延在する少なくとも１つの領域が生じるように、または２０ｎｍより大きいサイズを有し、中心から周囲にわたって平均化された密度が２．５×１０^５／ｃｍ^３未満となるＣＯＰ欠陥の少なくとも１つの領域が生じるように、成長中の単結晶の界面に対して直交する引き上げ速度Ｖと温度勾配Ｇとの比率Ｖ／Ｇを制御しながら行われる。

領域は、単結晶の呼び径を有する単結晶の断面の長さに対応する軸方向の長さ、またはこの長さの一部を有する。呼び径は、３００ｎｍ以上が好ましく、特に４５０ｎｍが好ましい。

融液を窒素で意図的にドープしないことにより、上述の点欠陥分布を有する単結晶の領域が１×１０^１２ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下の窒素濃度を有する状態がさらに制御される。

方法はさらに、上述の点欠陥分布を有する単結晶の領域が５．２ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上６．０×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下の格子間酸素の濃度を有する状態（ＡＳＴＭ Ｆ １２１，１９８３）を制御する工程を伴う。酸素濃度を設定するための処理パラメータは、たとえば、坩堝および種結晶の回転速度、引き上げチャンバを通って導かれる不活性ガスの圧力および流量、ならびに融液にかかる磁界のタイプおよび強度などがある。

点欠陥分布ならびに窒素および酸素の濃度に関する必要な特性を有する単結晶の領域は、単結晶シリコンからなる研磨基板ウエハを形成するために処理される。

このような基板ウエハは、研磨された前側と後側とを有し、これらは同様に研磨することができる。基板ウエハは、単結晶によって定められた点欠陥分布を有する。それは、ＬＰｉｔ欠陥がなく、中心から縁部にわたって、Ｎ領域、または２０ｎｍより大きいサイズを有するＣＯＰ欠陥の平均密度が中心から基板ウエハの縁部にわたって２．５×１０^５／ｃｍ^３未満である領域からなる。中心から縁部にわたってＮ領域を有する基板ウエハと同様に、基板ウエハの中心から縁部にわたって平均化されたＣＯＰ欠陥の密度が２．５×１０^５／ｃｍ^３未満であるという条件で、基板ウエハの中心から外方向に延在する２０ｎｍより大きいサイズを有するＣＯＰ欠陥を有する領域を有し、基板ウエハの縁部に延在するＮ領域が隣接する基板ウエハが選択される。このＣＯＰ欠陥を有する領域（ＣＯＰディスク）は、基板ウエハの半径の３０％以下の半径を有するのが好ましい。

Ｎ領域は、少なくとも１つのＮｖ領域と少なくとも１つのＮｉ領域とを含むのが好ましく、たとえば、Ｎｖ領域および隣接するＮｉ領域、またはＮｖ領域、隣接するＮｉ領域、および後者に隣接するさらなるＮｖ領域などがある。

基板ウエハの窒素濃度は１×１０^１２ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下であり、これは単結晶の製造時に窒素によるドープを省くことにより実現することができる。このドープを省くことにより、窒素によって引き起こされるＢＭＤの核生成が起こらず、これに伴う問題が回避されるという利点がある。窒素によるドープには、十分な深さを有するＤＺがＢＭＤ欠陥の形成によって生じないという効果がある。

単結晶シリコンからなる研磨基板ウエハには、基板ウエハに空孔を注入する雰囲気においてＲＴＰ熱処理が施される。ＲＴＰ熱処理は、第１の熱処理であり、基板ウエハのバルクに平均で５μｍ以上延在する十分に厚いＤＺを生成する。ＲＴＰ熱処理は、ＤＺに隣接して基板ウエハのバルクにさらに延在し、密度の高いＢＭＤ核が存在する領域も生成する。ＢＭＤ核は、その後、基板ウエハに対するさらなる第２の熱処理によってＢＭＤ欠陥に発達し、このＢＭＤ欠陥は必要なゲッタリング性能を半導体ウエハに与える。

ＤＺに隣接する領域におけるＢＭＤ密度の深さプロファイルは、欠陥描写／光学顕微鏡法の後、２×１０^１０／ｃｍ^３以上のＢＭＤ欠陥の密度を有する極大部を含む。極大部は、半導体ウエハのバルクにおいて半導体ウエハの前側から２０μｍ以上２００μｍ以下の距離にあるのが好ましい。発達したＢＭＤ欠陥は、５０ｎｍ以上のサイズ、好ましくは７５ｎｍ以上のサイズを有する。

ＲＴＰ熱処理は、特定の条件下において行う必要がある。それは、実質的にＮＨ_３とアルゴンとからなる雰囲気において行う必要がある。ＮＨ_３／アルゴンの体積比は、１：２５以上１：５以下である。比率が小さいと、基板ウエハに注入される空孔の数およびその後に形成されるＢＭＤ核の数は十分ではない。比率が大きいと、ＢＭＤ核を有する領域は、基板ウエハの前側の近くに延在し、ＤＺは十分に厚くない。

基板ウエハは、１１６５℃以上１１８０℃以下の範囲の温度に短時間で加熱され、短時間にわたってこの温度範囲で放置され、短時間で冷却される。上記温度範囲での滞留時間は１０秒から２５秒である。温度が下限値より低い場合、基板ウエハ内に注入される空孔の数およびその後に形成されるＢＭＤ核の数は不十分である。温度が上限値よりも高い場合、ＢＭＤ核を有する領域は基板ウエハの前側近くに延在し、ＤＺは十分に厚くない。

基板ウエハの急速な加熱および冷却は、同じ加熱速度および冷却速度で行われるのが好ましい。加熱時の速度（ランプ速度）および冷却時の速度は、３０Ｋ／ｓ以上５０Ｋ／ｓ以下である。加熱速度が所定の下限値よりも低い場合、結果としてＤＺに隣接する領域においてＢＭＤ欠陥が完全に発達した後のＢＭＤ欠陥の密度およびサイズが必要なゲッタリング効果を得るのに十分ではないという効果がある。冷却速度が所定の上限値よりも高い場合、基板ウエハの前側の近くにＢＭＤ核を有する領域が延在するため、結果としてＤＺが十分に厚くならないという効果がある。

完全にＢＭＤ核をＢＭＤ欠陥に発達させるために、ＲＴＰ熱処理の後、基板ウエハに対するさらなる第２の熱処理（後ＲＴＰ、後ＲＴＰ、アニール）が行われる。この目的のために、基板ウエハは、所定の開始温度から所定の目標温度に所定の加熱速度で上げられ、所定時間後に再び冷却される。さらなる熱処理の条件は、同様に注意深く選択する必要がある。

開始温度は、基板ウエハが加熱炉に入れられた場合に正確となるようにさらなる熱処理が行われる加熱炉内の温度である。開始温度は、５００℃以上５５０℃以下である。開始温度が下限値を下回ると、方法は全く経済的ではない。開始温度が上限値を上回ると、結果として、ＤＺに隣接する領域においてＢＭＤ欠陥が完全に発達した後のＢＭＤ欠陥の密度およびサイズが必要なゲッタリング効果を得るのに十分でなくなるという効果がある。ＢＭＤ欠陥は、特に５０ｎｍより小さくなり、ゲッタリングセンターとしての効果が小さくなる。

加熱速度は、０．５Ｋ／ｍｉｎ以上１．５Ｋ／ｍｉｎ以下である。加熱速度が下限値より低い場合、方法は経済的ではなくなる。加熱速度が上限値よりも高い場合、結果として、ＤＺに隣接する領域においてＢＭＤ欠陥が完全に発達した後のＢＭＤ欠陥の密度およびサイズが必要なゲッタリング効果を得るのに十分でなくなるという効果がある。ＢＭＤ欠陥は、特に５０ｎｍより小さくなり、ゲッタリングセンターとしての効果が小さくなる。

目標温度は、９３０℃以上１０００℃以下の範囲にある。目標温度が下限値を下回る場合、結果として、ＤＺに隣接する領域においてＢＭＤ欠陥が完全に発達した後のＢＭＤ欠陥の密度およびサイズが必要なゲッタリング効果を得るのに十分でなくなるという効果がある。ＢＭＤ欠陥は、特に５０ｎｍより小さくなり、ゲッタリングセンターとしての効果が小さくなる。この場合、基板ウエハにおける温度および酸素濃度は、所望の方法でＢＭＤ欠陥を発達させるには十分でない。目標温度が上限値を上回る場合、ＢＭＤ核は分解される。結果として、同様にＤＺに隣接する領域においてＢＭＤ欠陥が完全に発達した後のＢＭＤ欠陥の密度およびサイズが必要なゲッタリング効果を得るのに十分でなくなるという効果がある。そして、ＢＭＤ欠陥は特に５０ｎｍより小さくなり、ゲッタリングセンターとしての効果が小さくなる。

９３０℃以上１０００℃以下の温度範囲における目標温度での基板ウエハのさらなる熱処理の時間は、７時間以上１０時間以下である。期間が下限値よりも短い場合、結果として、ＤＺに隣接する領域においてＢＭＤ欠陥が完全に発達した後のＢＭＤ欠陥の密度およびサイズが必要なゲッタリング効果を得るのに十分でなくなるという効果がある。そして、ＢＭＤ欠陥は特に５０ｎｍより小さくなり、ゲッタリングセンターとしての効果が小さくなる。期間が上限値より長い場合、方法は全く経済的ではない。

熱処理およびその結果により、窒素および酸素の濃度は、基板ウエハよりも半導体ウエハの方が低い。

上述の方法は、窒素がドープされて水素を含有する雰囲気中で引き上げられる単結晶によって生じる利点を使用しない。さらに、この方法は、濃度が比較的低い格子間酸素を含有する基板ウエハの熱処理のために最適化されていない。

同様に本発明の上記の目的を実現し、このような基板ウエハに適した代替的な方法は、水素を含有する雰囲気中で単結晶を引き上げる工程と、単結晶を窒素でドープする工程とを含む。代替的な方法は、上記のものから逸脱する基板ウエハのさらなる熱処理時にも工程を必要とする。

目的は、ＢＭＤ欠陥を有さないゾーンＤＺとＤＺに隣接するＢＭＤ欠陥を有する領域とを有する単結晶シリコンからなる半導体ウエハの製造方法によっても実現され、方法は、
チョクラルスキー法によってシリコン単結晶を引き上げる工程を含み、成長中の単結晶は窒素でドープされ、水素を含有する雰囲気中で引き上げられ、方法はさらに、
シリコンからなる研磨された基板ウエハを形成するために単結晶を処理する工程を含み、研磨された基板ウエハは、中心から縁部にわたって、Ｎ領域、または２０ｎｍより大きいサイズのＣＯＰ欠陥の平均密度が中心から基板ウエハにわたって２．５×１０^５／ｃｍ^３未満であり、３×１０^１３ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上３×１０^１４ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下の窒素濃度と５．０×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上５．８×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下の酸素濃度とを有する領域からなり、方法はさらに、
実質的に１：２５以上１：５以下の体積比でＮＨ_３とアルゴンとからなる雰囲気において、１１６５℃以上１１８０℃以下の温度に３０Ｋ／ｓ以上５０Ｋ／ｓ以下の加熱速度および冷却速度で基板ウエハを急速に加熱および冷却する工程と、
急速に加熱および冷却された基板ウエハを５００℃以上５５０℃以下の温度から９００℃以上１０００℃以下の温度に３Ｋ／ｍｉｎ以上７Ｋ／ｍｉｎ以下の加熱速度でゆっくりと加熱するこ工程と、
基板ウエハを９００℃以上１０００℃以下の温度で５時間以上８時間以下の期間にわたって維持する工程とを含む。

代替的な方法は、水素を含有する雰囲気において単結晶が引き上げられる場合に比率Ｖ／Ｇを制御するために利用可能な拡大された範囲の利点を利用する。また、大きな数のＢＭＤを発達させることができるように、ＢＭＤ核の形成のプロモータとしての窒素の効果を利用する。数が大きくなることにより、ゲッタリング効果を小さくすることなく、ＢＭＤ欠陥も小さくすることができる。しかしながら、代替的な方法は、必要となるＤＺの形成を防止する窒素誘引欠陥の生成を回避する。

単結晶の引き上げ時の水素の部分圧力は、１０Ｐａ以上８０Ｐａ以下であるのが好ましい。

単結晶の引き上げは、定められた固有点欠陥の分布を有する単結晶の領域が５．０×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上５．８×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下の格子間酸素の濃度を有する状態（ＡＳＴＭ Ｆ １２１，１９８３）を制御しながら行われる。

成長中の単結晶は、融液中に分解された窒素含有化合物でドープされる。例として、シリコン窒化物でコーティングされたシリコン半導体ウエハは、坩堝において多結晶シリコンとともに融解される。

基板ウエハ中の窒素の濃度は、３×１０^１３ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上３×１０^１４ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下である。窒素の濃度が所定の下限より低い場合、低い酸素濃度によって十分な数のＢＭＤ核を形成することができない。窒素の濃度が所定の上限より高い場合、酸素濃度が比較的低いにも関わらず十分な深さを有するＤＺを得ることが困難である。

基板ウエハは、研磨された前側と後側とを有し、これらは同様に研磨することができる。基板ウエハは、単結晶によって定められた点欠陥分布を有する。それは、ＬＰｉｔ欠陥を有さず、中心から縁部にわたって、Ｎ領域、または２０ｎｍのサイズを有するＣＯＰ欠陥の平均密度が基板ウエハの中心から縁部にわたって２．５×１０^５／ｃｍ^３未満である領域からなる。中心から縁部にわたってＮ領域を有する基板ウエハと同様に、基板ウエハの中心からの縁部にわたって平均化されたＣＯＰ欠陥の密度が２．５×１０^５／ｃｍ^３未満であるという条件で、基板ウエハの中心から外方向に延在する２０ｎｍより大きいサイズを有するＣＯＰ欠陥を有する領域を有し、基板ウエハの縁部に延在するＮ領域が隣接する基板ウエハが選択される。ＣＯＰ欠陥を有するこの領域（ＣＯＰディスク）は、基板ウエハの半径の３０％以下の半径を有するのが好ましい。

Ｎ領域は、少なくとも１つのＮｖ領域と少なくとも１つのＮｉ領域とを含むのが好ましく、たとえば、Ｎｖ領域および隣接するＮｉ領域、またはＮｖ領域、隣接するＮｉ領域、および後者に隣接するさらなるＮｖ領域などがある。

基板ウエハのＲＴＰ熱処理を行うことに関し、代替的な方法は、既に記載した方法とは異ならない。基板ウエハに対するさらなる熱処理（後ＲＴＰ熱処理）に関しては、代替的な方法をより経済的なものとする違いがある。

加熱速度は、３Ｋ／ｍｉｎ以上７Ｋ／ｍｉｎ以下である。加熱速度が下限値より低い場合、方法は経済的でなくなる。加熱速度が上限値より大きい場合、結果として、ＤＺに隣接する領域においてＢＭＤ欠陥が完全に発達した後のＢＭＤ欠陥の密度およびサイズが必要なゲッタリング効果を得るのに十分でなくなるという効果がある。そして、ＢＭＤ欠陥は、特に２５ｎｍより小さくなり、ゲッタリングセンターとしての効果が小さくなる。

９００℃以上１０００℃以下の温度範囲における基板ウエハに対するさらなる熱処理の時間は、５時間以上８時間以下である。期間が下限値よりも短い場合、結果として、ＤＺに隣接する領域においてＢＭＤ欠陥が完全に発達した後のＢＭＤ欠陥の密度およびサイズが必要なゲッタリング効果を得るのに十分でなくなるという効果がある。期間が上限値より長い場合、方法は経済的でなくなる。

本発明の目的は、代替的な方法の生成物によっても実現される。
このため、本発明は、窒素および水素でドープされた単結晶シリコンからなる半導体ウエハに関し、欠陥描写／光学顕微鏡法が施された場合に、半導体ウエハは、
半導体ウエハの前側から半導体ウエハのバルクに延在し、ＢＭＤ欠陥を有さず５μｍ以上の平均厚さを有するゾーンＤＺと、ＤＺに隣接し、２５ｎｍ以上のサイズを有するＢＭＤ欠陥を有する半導体ウエハのバルクにさらに延在する領域とを含み、上記の領域におけるＢＭＤ欠陥の深さプロファイルは、半導体ウエハの前側から２０μｍ以上１００μｍ未満の距離に第１の極大部を有し、第１の極大部におけるＢＭＤ欠陥の密度は１．０×１０^１０／ｃｍ^３以上であり、ＢＭＤ欠陥の深さプロファイルは、半導体ウエハの前側から３００μｍ以上５００μｍ以下の距離に第２の極大部を有し、第２の極大部におけるＢＭＤ欠陥の密度は２×１０^１０／ｃｍ^３以上である。

測定深さの増大に伴う検知感度の低下、および付加的な熱処理の欠如により、ＭＯ−４４１測定は、欠陥描写／光学顕微鏡法による測定とは対照的に、ＢＭＤ密度の第２の極大部が低い状態または無い状態を示す。

ＭＯ−４４１を用いた測定により、第１の極大部におけるＢＭＤ欠陥の密度は、６×１０^９／ｃｍ^３以上であり、半導体ウエハの前側から３００μｍ以上５００μｍ以下の距離においては、平均ＢＭＤ密度は３×１０^９／ｃｍ^３以上である。

代替的な方法によって製造された本発明に係る半導体ウエハのバルクにおけるＢＭＤ欠陥は小さいが、より大きな数のＢＭＤ欠陥が（半導体ウエハの前側から約５０μｍから始まる）より深い領域に存在し、これは必要なゲッタリング効果を得るには十分である。ＢＭＤ欠陥は、２５ｎｍ以上、好ましくは１００ｎｍ以下のサイズを有する。ＤＺに隣接するＢＭＤ欠陥を有する領域の深さプロファイルは、欠陥描写／光学顕微鏡法の後に第１および第２の極大部を有する。ＢＭＤ欠陥の密度は、第１の極大部では１．０×１０^１０／ｃｍ^３以上であり、第２の極大部では２×１０^１０／ｃｍ^３以上である。第１の極大部は、半導体ウエハの前側から２０μｍ以上１００μｍ以下の距離にあり、第２の極大部は、半導体ウエハの前側から３００μｍ以上５００μｍ以下の距離にある。

代替的な方法が採用されているか否かに関わらず、本発明により製造されるシリコン半導体ウエハは、製造の直後のみでなく比較的長い保存時間の後にも９５％以上のゲッタリング効率を示す。ゲッタリング効率は、半導体ウエハの製造直後は９５％以上である。

実施例／比較例
シリコン半導体ウエハは、本発明に係る方法、およびその方法から逸脱した方法により製造され、ゲッタリング性能に関する特徴付けおよび確認が行われた。

単結晶は、引き上げられ、単結晶シリコンからなる研磨基板ウエハを形成するために処理され、基板ウエハは、中心から縁部のＮ領域、または２０ｎｍより大きいサイズと２．５×１０^５／ｃｍ^３未満の平均密度とを有するＣＯＰ欠陥を有する領域を有していた。

基板ウエハの一部は、窒素および水素でドープされた単結晶から生成したものであった。他の部分は、水素および窒素でドープされなかった。全ての基板ウエハには、まず本発明の要件に基づくＲＴＰ熱処理が施された。

その後、基板ウエハは、本発明の要件に基づくさらなる熱処理が施されたもの（実施例）と、本発明の要件から逸脱したさらなる熱処理が施されたもの（比較例）とに分けられた。

この方法によって製造された半導体ウエハには、それらのゲッタリング性能に関する特徴付けおよび試験が行われた。この目的のために、半導体ウエハは、正方形のサンプルに分割された。

ＢＭＤサイズの計算：
ＢＭＤサイズは、Ｓｃｈｍｏｌｋｅらによって記載されたシミュレーションモデル（Electrochemical Society Proc.、2002-2巻、６５８頁）を使用して計算された。計算は、以下のパラメータを使用して行われた。

表面エネルギ（シグマ＝０）、および析出した酸素原子ごとの析出物体積＝３．４５×１０^−２３ｃｍ^３。

ＢＭＤサイズの測定：サンプルの一部については、ＭＯ−４４１によってサイズが付加的に測定された。この目的のための検知設定は、レーザ出力１００ｍＷ、データポイントあたりの測定時間＝１ｍｓ、両方の強度フィルタの設定（５０およびそれぞれ１００％）。

欠陥描写／光学顕微鏡法によるＢＭＤ欠陥の深さプロファイルの判定：
それぞれのサンプルには、窒素下において１０００℃で１６時間にわたって熱処理が施され、その後に２つの部分に分けられた。その後、破断領域がエッチングされ、半導体ウエハの前側からの距離に依存するＢＭＤ欠陥の密度が光学顕微鏡を用いて判定された。

ＤＺの厚さの判定：
それぞれのサンプルには、窒素下において１０００℃で１６時間にわたって熱処理が施され、その後に２つの部分に分けられた。その後、破断領域がエッチングされ、破断縁部に沿って５ｍｍの長さを有する測定経路上の第１のＢＭＤ欠陥の深さが、光学顕微鏡を用いて測定された。その後、測定経路上のさらなる７つのＢＭＤ欠陥の深さが判定され、行われた８つの深さ測定の平均値が計算され、無欠陥ゾーンの平均厚さとして特定された。

ゲッタリング効率の判定：
ａ）サンプルを銅で汚染する：
それぞれのサンプルは、１０分間にわたってフッ化水素の水溶液（５０重量％のＨＦ）に浸され、その後に後側が銅イオンによって汚染された。この目的のために、サンプルの後側は、５分の期間にわたって室温でＣｕ（ＮＯ_３）_２を含有する水溶液と接触させられ、結果として、後側が１×１０^１３ｃｍ^−２の銅イオンによって汚染された。その後、フッ化水素の水溶液（５０重量％のＨＦ）に１０分間にわたって浸され、水で洗い流された。

ｂ）ドライブイン熱処理:
それぞれのサンプルには、窒素雰囲気下において、１０００℃の温度で１０分間にわたって熱処理が施された。

ｃ）保存：
それぞれのサンプルは、室温で７日間の期間にわたって保存された。

ｄ）銅イオンの濃度の測定：
それぞれのサンプルの前側の銅の濃度は、飛行時間型二次イオン質量分析（ＴＯＦ−ＳＩＭＳ）によって５００×５００μｍ^２の領域が測定された。

ｅ）ゲッタリング効率の計算：
ゲッタリング効率（ＧＥ）は、ＧＥ＝（１−Ｃ_Ｃｕ／Ｃｔ_Ｃｕ）×１００％の式によって計算された。ここで、Ｃｔ_Ｃｕは、サンプルの後側を汚染する銅イオンの濃度であり、Ｃ_Ｃｕは、ＴＯＦ−ＳＩＭＳによってサンプルの前側で検知された銅イオンの濃度である。

Claims (6)

1. ＢＭＤ欠陥を有さないゾーンＤＺとＤＺに隣接するＢＭＤ欠陥を有する領域とを含む単結晶シリコンからなる半導体ウエハの製造方法であって、
   チョクラルスキー法によってシリコン単結晶を引き上げる工程と、
   中心から縁部にわたって、Ｎ領域からなり、または２０ｎｍより大きいサイズと２．５×１０^５／ｃｍ^３より小さい平均密度とを有するＣＯＰ欠陥を有し、１×１０^１２ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下の窒素密度と５．２×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上６．０×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下の酸素濃度とを有するシリコンからなる研磨された基板ウエハを形成するために単結晶を処理する工程と、
   実質的に１：２５以上１：５以下の体積比でＮＨ_３とアルゴンとからなる雰囲気において、１１６５℃以上１１８０℃以下の温度に３０Ｋ／ｓ以上５０Ｋ／ｓ以下の加熱速度および冷却速度で基板ウエハを急速に加熱および冷却する工程と、
   急速に加熱および冷却された基板ウエハを５００℃以上５５０℃以下の温度から９３０℃以上１０００℃以下の温度に０．５Ｋ／ｍｉｎ以上１．５Ｋ／ｍｉｎ以下の加熱速度でゆっくりと加熱する工程と、
   基板ウエハを９３０℃以上１０００℃以下の温度で７時間以上１０時間以下の期間にわたって維持する工程とを備える、方法。
2. ＢＭＤ欠陥を有さないゾーンＤＺとＤＺに隣接するＢＭＤ欠陥を有する領域とを有する単結晶シリコンからなる半導体ウエハの製造方法であって、
   チョクラルスキー法によってシリコン単結晶を引き上げる工程を備え、成長中の単結晶は窒素でドープされ、水素を含有する雰囲気中で引き上げられ、方法はさらに、
   シリコンからなる研磨された基板ウエハを形成するために単結晶を処理する工程を備え、研磨された基板ウエハは、中心から縁部にわたって、Ｎ領域、または２０ｎｍより大きいサイズと２．５×１０^５／ｃｍ^３未満の平均密度とを有するＣＯＰ欠陥を有し、３×１０^１３ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上３×１０^１４ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下の窒素濃度と５．０×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上５．８×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下の酸素濃度とを有し、方法はさらに、
   実質的に１：２５以上１：５以下の体積比でＮＨ_３とアルゴンとからなる雰囲気において、１１６５℃以上１１８０℃以下の温度に３０Ｋ／ｓ以上５０Ｋ／ｓ以下の加熱速度および冷却速度で基板ウエハを急速に加熱および冷却する工程と、
   急速に加熱および冷却された基板ウエハを５００℃以上５５０℃以下の温度から９００℃以上１０００℃以下の温度に３Ｋ／ｍｉｎ以上７Ｋ／ｍｉｎ以下の加熱速度でゆっくりと加熱する工程と、
   基板ウエハを９００℃以上１０００℃以下の温度で５時間以上８時間以下の期間にわたって維持する工程とを備える、方法。
3. 方法は、基板ウエハを１０００℃より高い温度にする付加的な熱処理を備えない、請求項１または２に記載の方法。
4. 成長中の単結晶は、１０Ｐａ以上８０Ｐａ以下の部分圧力を有する水素を含有する雰囲気において引き上げられる、請求項２または３に記載の方法。
5. １×１０^１２ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下の窒素濃度を有する単結晶シリコンからなる半導体ウエハであって、欠陥描写／光学顕微鏡法が施された場合に、
   半導体ウエハの前側から半導体ウエハのバルクに延在し、ＢＭＤ欠陥を有さず５μｍ以上の平均厚さを有するゾーンＤＺと、ＤＺに隣接し、半導体ウエハのバルクにさらに延在し、ＢＭＤ欠陥のサイズが５０ｎｍ以上である領域とを備え、前記領域におけるＢＭＤ欠陥の深さプロファイルは、半導体ウエハの前側から２０μｍ以上２００μｍ以下の距離に極大部を有し、極大部におけるＢＭＤ欠陥の密度は、２×１０^１０／ｃｍ^３以上である、半導体ウエハ。
6. 窒素および水素でドープされた単結晶シリコンからなる半導体ウエハであって、欠陥描写／光学顕微鏡法が施された場合に、半導体ウエハは、
   半導体ウエハの前側から半導体ウエハのバルクに延在し、ＢＭＤ欠陥を有さず５μｍ以上の平均厚さを有するゾーンＤＺと、ＤＺに隣接し、２５ｎｍ以上のサイズを有するＢＭＤ欠陥を有する半導体ウエハのバルクにさらに延在する領域とを備え、前記領域におけるＢＭＤ欠陥の深さプロファイルは、半導体ウエハの前側から２０μｍ以上１００μｍの距離に第１の極大部を有し、第１の極大部におけるＢＭＤ欠陥の密度は１．０×１０^１０／ｃｍ^３以上であり、ＢＭＤ欠陥の深さプロファイルは、半導体ウエハの前側から３００μｍ以上５００μｍ以下の距離に第２の極大部を有し、第２の極大部におけるＢＭＤ欠陥の密度は、２×１０^１０／ｃｍ³以上である、半導体ウエハ。