JP2014094851A - シリコン単結晶の製造方法、シリコン単結晶ウェーハの製造方法、及びシリコン単結晶ウェーハ - Google Patents

Abstract

【課題】 ＣＺ法によるシリコン単結晶の製造方法であって、欠陥特性に優れ、かつスリップ耐性を有し、さらに酸素ドナーを発生しにくくすることで、ＥＰサブ等に好適でかつ先端半導体デバイス材料として好適なシリコン単結晶を高生産性かつ高歩留りで製造することのできるシリコン単結晶の製造方法を提供する。
【解決手段】 シリコン単結晶中の窒素濃度［Ｎ］が１×１０^１３（／ｃｍ^３）以上５×１０^１５（／ｃｍ^３）以下、かつ、酸素濃度［Ｏｉ］が９．２×１０^１７（ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３ ＡＳＴＭ’７９）以下であり、成長速度をＶ、結晶成長界面近傍での温度勾配をＧとした場合に、０．１７≦Ｖ／Ｇ≦−１．８５×１０^−１９×［Ｏｉ］＋０．３６を満たす成長条件で単結晶を成長することで、ＦＰＤ及びＬＥＰが検出されないシリコン単結晶を製造するシリコン単結晶の製造方法。
【選択図】なし

Description

本発明はメモリー、ＣＰＵ、システムＬＳＩ、パワーデバイス、撮像素子、太陽電池など半導体デバイスの材料として用いられるシリコン単結晶ウェーハ、それを製造するためのシリコン単結晶の製造方法及びシリコン単結晶ウェーハの製造方法に関する。

近年、先端半導体デバイスに用いられるウェーハは高品質化が進み、表層近傍の無欠陥化が標準的になりつつある。これらを満足させる方法として、結晶育成時に精密な制御をして無欠陥の結晶を育成する方法、結晶育成時にはＶｏｉｄ欠陥と呼ばれるＶａｃａｎｃｙ型の点欠陥が集合した欠陥を有するがその上にエピタキシャル（ＥＰ）層を形成する方法、もしくは同様にＶｏｉｄ欠陥を有するウェーハを高温熱処理する方法、更には酸化膜を介して無欠陥層を貼り合わせる方法など、様々な方法で無欠陥化の達成が試みられている。上記の方法により製造されたウェーハの無欠陥化はパーティクルカウンター等の様々な方法で確認されるが、それらの高感度化に伴いより高いレベルでの無欠陥化が要求される様になってきている。

一方で、無欠陥化だけでなく、ウェーハの抵抗率の精密な制御法も要求される様になってきている。例えば、携帯電話やデジタルカメラに使われる撮像素子では光電効果によりキャリアを生成させ、それをエネルギー障壁内に溜め、光の強弱を認識するが、光電効果やエネルギー障壁特性は抵抗率に依存して変化する。また、省エネルギーデバイスとして需要が伸びているパワーデバイスでは、電流を流しているときのＯｎ抵抗や電流を止めている時の耐圧が重要な特性であるが、これも抵抗率に影響される。従って、抵抗率を精密に制御することが必要であるが、そのためにはデバイス中に発生するドナーにも注目する必要がある。

一般的に、チョクラルスキー（ＣＺ）法によって製造された結晶から切り出されたウェーハは酸素を含んでおり、この酸素がドナー化して抵抗率が変化してしまうというデメリットがある。従って、低酸素濃度化すればこのドナーの影響を低減することが可能である。一方で、この酸素がデバイス熱処理中に析出しＢＭＤ（Ｂｕｌｋ Ｍｉｃｒｏ Ｄｅｆｅｃｔ）を形成すると汚染不純物を捕らえてくれる（ゲッタリング）というメリットもあり、従来は比較的高酸素濃度結晶が用いられてきた。しかし近年のデバイス工程の進歩により、必ずしもゲッタリング能力が必要ということはなくなってきており、また、ＢＭＤが耐圧劣化やリークを起こすというデメリットもあるため、ウェーハの低酸素濃度化が有効な選択肢のひとつと考えられてきている。

ＣＺ単結晶は、一般的に石英ルツボ内で溶融されたシリコン原料から育成される。この際に石英ルツボから酸素が溶出する。溶出した酸素の大半は蒸発してしまうが、極一部はシリコン原料のメルト内を通じて結晶成長界面直下まで届くので、育成されたシリコン単結晶は酸素を含有している。この含有された酸素はデバイス作製時等の熱処理によって移動凝集してＢＭＤと呼ばれる酸素析出物を形成する。先に述べたように、ＢＭＤが形成されると不純物をゲッタリングすると言う利点がある一方、リークや耐圧の問題が発生する可能性がある。ＢＭＤは酸素濃度を低下させると極端に発生を抑えることができる。低酸素濃度化技術としては特許文献１には磁場印加ＣＺ（ＭＣＺ）法で結晶回転やルツボ回転を低速化させることが開示されており、２×１０^１７（ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３）といったかなりの低酸素濃度を達成できることが知られている。

また、ＣＺ単結晶中には結晶成長中に形成される結晶欠陥（Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥）が存在していることが知られている。通常、シリコン単結晶には、真性の点欠陥であるＶａｃａｎｃｙとＩｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｓｉとがある。これらの真性の点欠陥の飽和濃度は温度の関数であり、結晶育成中の急激な温度の低下に伴い、点欠陥の過飽和状態が発生する。過飽和となった点欠陥は、対消滅や外方拡散・坂道拡散などによって、過飽和状態を緩和する方向に進む。一般的にはこの過飽和状態を完全に解消できるわけではなく、最終的にＶａｃａｎｃｙかＩｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｓｉかのどちらか一方が優勢な過飽和の点欠陥として残る。結晶成長速度が速いとＶａｃａｎｃｙが過飽和状態となりやすく、逆に結晶成長速度が遅いとＩｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｓｉが過飽和状態になりやすいことが知られている。この過飽和状態の濃度がある一定以上となれば、これらが凝集し、結晶成長中に結晶欠陥（Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥）を形成する。

Ｖａｃａｎｃｙが優勢な領域（Ｖ領域）の場合のＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥としてはＯＳＦ核やＶｏｉｄ欠陥が知られている。ＯＳＦ核は、結晶から切り出したサンプルをウェット酸素雰囲気中で１１００℃程度の高温で熱処理すると、表面からＩｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｓｉが注入され、ＯＳＦ核の周りで積層欠陥（ＳＦ）が成長し、このサンプルを選択エッチング液内で揺動させながら選択エッチングした際に積層欠陥として観察される欠陥である。酸化処理によって積層欠陥が成長することからＯＳＦ（Ｏｘｙｇｅｎ ｉｎｄｕｃｅｄ Ｓｔａｃｋｉｎｇ Ｆａｕｌｔ）と呼ばれている。

Ｖｏｉｄ欠陥は、Ｖａｃａｎｃｙが集まってできた空洞状の欠陥であり、内部の壁に内壁酸化膜と呼ばれる酸化膜が形成されていることが知られている。この欠陥は、検出される方法によって幾つかの呼称が存在する。レーザー光線をウェーハ表面に照射し、その反射光・散乱光などを検出するパーティクルカウンターによって観察された場合はＣＯＰ（Ｃｒｙｓｔａｌ Ｏｒｉｇｉｎａｔｅｄ Ｐａｒｔｉｃｌｅ）と呼ばれる。選択エッチング液内でサンプルを揺動させないで比較的長時間放置したあとに流れ模様として観察された場合は、ＦＰＤ（Ｆｌｏｗ Ｐａｔｔｅｒｎ Ｄｅｆｅｃｔ）と呼ばれる。赤外レーザー光線をウェーハの表面から入射し、その散乱光を検出する赤外散乱トモグラフ（ＬＳＴ： Ｌａｓｅｒ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｔｏｍｏｇｒａｐｈｙ）によって観察された場合には、ＬＳＴＤと呼ばれる。これらは検出方法が異なっているが全てＶｏｉｄ欠陥であると考えられている。

一方でＩｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｓｉが優勢な場合、Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｓｉが凝集した結晶欠陥が形成される。これの正体は明確ではないが転位ループ等と考えられており、巨大なものは転位ループクラスターとしてＴＥＭ（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）観察される。このＩｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ ＳｉのＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥は、ＦＰＤと同様のエッチング方法、つまり選択エッチング液内でサンプルを揺動させないで比較的長時間放置することで、貝殻状の大きなピットとして観察される。これはＬＥＰ（Ｌａｒｇｅ Ｅｔｃｈ Ｐｉｔ）と呼ばれている。

特開平５−１５５６８２号公報 特開２０００−４４３８９号公報 特開２０００−１０９３９６号公報 特開２００１−１０６５９４号公報 特開２０００−３４４５９８号公報 特開２０１０−１６０９９号公報

前述したように、ＥＰウェーハは、サブウェーハ表面にＶｏｉｄ欠陥があってもＥＰ層を堆積させる際に埋まるので、表面無欠陥を満たすことのできるウェーハのひとつである。そのため、従来ではサブに用いるウェーハに低欠陥ウェーハや無欠陥ウェーハを用いることはなかった。しかし、ＥＰウェーハでは、ＥＰ層の堆積時にウェーハが高温の熱履歴を受けることにより、酸素析出ができにくくなり、ゲッタリング能力が低くなるという問題があった。この問題に対し、特許文献２では窒素をドープしてゲッタリング能力を向上する技術が開示されている。しかし、窒素ドープにより高温でも安定した酸素析出物が発生し、ＥＰ層に欠陥が生じてしまうという問題がさらに起こった。特許文献３ではこのような欠陥を防ぐためサブの欠陥サイズを直径換算で０．１μｍ以上かつ欠陥密度を５×１０^４／ｃｍ^３以下と規定している。また、この問題に対し、特許文献４ではウェーハを低酸素濃度化する方法が開示されている。それでもなお、これらはまだ充分に低欠陥レベルとは言えなかった。特に最近では、ＥＰウェーハのコストダウンのためにＥＰ層を薄くしたり、評価機器の高感度化などにより、ＥＰ層の下のサブのＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が透けて見えたり、サブのＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥のためにわずかにＥＰ層が窪んだり、という問題が顕在化してきており、このレベルでは不十分であった。

さらに特許文献５では、窒素と炭素とをドープして無欠陥にしたウェーハにＥＰ層を積む技術が開示されている。しかし、炭素をドープするとキャリアが異常拡散したり、酸素析出が過剰に発生したり、または炭素と酸素からなるＮｅｗドナーを形成したり、といった問題がある。なお、上記に示した発明は、いずれもゲッタリング能力を期待してなされたものであり、ＢＭＤが発生することを狙っている。しかし、先に述べたように、近年のデバイスプロセスの向上によりゲッタリング能力が不要な場合もでてきており、そのような場合に用いるにはＢＭＤは耐圧特性やリーク特性の劣化を招く可能性がある技術であった。

これらを解決可能な技術として、特許文献６には低酸素無欠陥結晶から切り出されたサブにＥＰ層を積む技術が開示されている。しかしながら、低酸素濃度化することによりウェーハ強度が低下してしまい、ＥＰ層を積む際にスリップが生じてしまうという問題があった。
このような状況から、ＥＰウェーハのサブとして用いることのできる低欠陥ウェーハ又は無欠陥ウェーハが要求されていた。

本発明は、上記問題点に鑑みてなされたものであって、ＣＺ法によるシリコン単結晶の製造方法であって、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥特性に優れ、かつスリップ耐性があり、さらに酸素ドナーが発生しにくく、ＥＰサブ等に用いた場合にも好適な結晶を製造できる成長条件を明らかにし、さらに酸素濃度の低下によって製造のマージンが広がる点を明確にすることで効率よく製造できることを示し、それにより先端半導体デバイスの材料として好適に用いることのできるシリコン単結晶を高生産性（高成長速度）かつ高歩留り（高製造マージン）で製造する方法を提供することを目的とする。

上記課題を解決するために、本発明は、
チョクラルスキー法によるシリコン単結晶の製造方法であって、
前記シリコン単結晶中の窒素濃度［Ｎ］が１×１０^１３（／ｃｍ^３）以上５×１０^１５（／ｃｍ^３）以下、かつ、酸素濃度［Ｏｉ］が９．２×１０^１７（ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３ ＡＳＴＭ’７９）以下であり、前記シリコン単結晶の育成における成長速度をＶ（ｍｍ／ｍｉｎ）、結晶成長界面近傍での温度勾配をＧ（Ｋ／ｍｍ）とした場合にその比Ｖ／Ｇが、０．１７≦Ｖ／Ｇ≦−１．８５×１０^−１９×［Ｏｉ］＋０．３６を満たす成長条件で単結晶を成長することで、選択エッチングによりＦＰＤ及びＬＥＰが検出されないシリコン単結晶を製造することを特徴とするシリコン単結晶の製造方法を提供する。

このようなシリコン単結晶の製造方法によれば、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥特性に優れ、かつスリップ耐性があり、さらに酸素ドナーが発生しにくいシリコン単結晶を製造できる。

また、前記シリコン単結晶中の酸素濃度［Ｏｉ］が４．０×１０^１７（ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３ ＡＳＴＭ’７９）以下であり、前記成長条件を０．１７≦Ｖ／Ｇ≦−１．２５×１０^−１９×［Ｏｉ］＋０．２４を満たすものとすることで、ＬＳＴＤが検出されないシリコン単結晶を製造することが好ましい。

このようなシリコン単結晶の製造方法であれば、さらにＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥特性を向上させたシリコン単結晶を製造することができる。

さらに、前記シリコン単結晶の製造方法で製造されたシリコン単結晶から切り出したシリコン単結晶ウェーハにエピタキシャル層を堆積させるシリコン単結晶ウェーハの製造方法を提供する。

このような製造方法であれば、低酸素濃度であっても窒素がドープされているためスリップ耐性に優れておりエピタキシャル層の堆積を容易に行うことができる。また、サブのＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥特性が優れているため、エピ欠陥のないエピタキシャルウェーハを製造できる。

さらに、前記シリコン単結晶の製造方法で製造されたシリコン単結晶から切り出したシリコン単結晶ウェーハに熱処理を施すシリコン単結晶ウェーハの製造方法を提供する。

このような製造方法であれば、低酸素濃度であっても窒素がドープされているため熱処理を施す際のスリップ耐性を強化することができ、また、サブのＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥特性が優れているので、表面近傍の欠陥が消えているアニールウェーハを製造できる。

また、前記シリコン単結晶ウェーハの裏面に、ポリシリコン膜形成、サンドブラスト、イオン注入のいずれかの処理を施し外因性ゲッタリング能力を付加させることが好ましい。

このように、上記製造方法で製造されたシリコン単結晶ウェーハは、必要に応じて外因性ゲッタリング能力を付加させることができる。

さらに、上記シリコン単結晶ウェーハの製造方法により製造されたシリコン単結晶ウェーハを提供する。

このようなシリコン単結晶ウェーハは、欠陥特性に優れている上、低酸素濃度であるためデバイス等の熱処理による酸素ドナーの発生量が少なく、先端半導体デバイスの材料として好適に用いることができる。

本発明のシリコン単結晶の製造方法は、低酸素濃度かつ窒素ドープによりＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥特性に優れ、かつスリップ耐性及び酸素ドナー特性に優れた結晶を製造できる成長条件を明らかにし、さらに酸素濃度の低下によって製造のマージンが広がる点を明確にすることで効率よく製造できることを示すことで、先端半導体デバイスの材料として好適に用いることができるシリコン単結晶を高生産性（高成長速度）かつ高歩留り（高製造マージン）で製造できる。さらに、このシリコン単結晶をウェーハとしたときにはスリップ耐性も優れているため、例えば、ＥＰ層を積むことが容易であり、酸素ドナーによる抵抗率変動が少ないので、より精密な抵抗率制御を必要とする撮像素子などにも好適に用いることができる。

ＣＺ単結晶製造装置の一例を示す概略図である。 実験で調査した窒素ドープした場合におけるＶ／Ｇと酸素濃度との関係性を表し、結晶欠陥発生状況をプロットしたグラフである。 実験で調査した窒素ドープ無しの場合におけるＶ／Ｇと酸素濃度との関係性を表し、結晶欠陥発生状況をプロットしたグラフである。 実施例１で作製したポリッシュドウェーハのパーティクルを観察した一例を示した概略図である。 実施例２で作製したエピウェーハのパーティクルを観察した一例を示した概略図である。

前述したように、先端半導体デバイスの材料として用いるウェーハには、結晶欠陥が少ないことと酸素濃度が低いことが望まれている。
前述の結晶欠陥の検出法の感度は、パーティクルカウンターの性能（波長や検出感度）、赤外散乱トモグラフの性能（入射光強度や検出感度）、加えて酸素濃度などによって影響されるので一概には決め付けられないが、本発明者らの実験の結果から、少なくとも低酸素濃度領域ではＬＳＴＤ＞ＣＯＰ〜ＦＰＤとなり、ＬＳＴＤの感度が高いと考えられる。この検出感度の差は、低酸素濃度化によってＶｏｉｄ欠陥中の内壁酸化膜が薄くなる等の変化が生じるためと考えられる。ＦＰＤは選択エッチングという化学反応による検出法であり検出感度が内壁酸化膜に影響されるのに対し、ＬＳＴＤは誘電率差による光の散乱という物理現象による検出法であり、内壁酸化膜が無い方が誘電率差が大きくなるためではないかと想像される。

これに対して、本発明者らは低酸素濃度でかつ少なくともＶｏｉｄ欠陥がＦＰＤとして検出されない程度の低欠陥ウェーハであれば、パワーデバイス用等の先端品種に用いることができること、また、欠陥形成温度帯の急冷化によって、低酸素濃度でかつＦＰＤが検出されない結晶を製造できることを見出した。

上記のことを踏まえ、本発明者らはさらに、結晶の成長速度と結晶成長界面近傍の温度勾配との比の上限値が結晶中の酸素濃度との関数にできることを見出し、この関数がＦＰＤやＬＳＴＤといった結晶欠陥の検出されない領域を表すことができることを見出し、さらに、結晶中の窒素濃度の値を特定の値にし、酸素濃度を低減させていくことで結晶欠陥が検出されない領域が広がっていくことを見出して本発明を完成させた。

すなわち、本発明によれば、
チョクラルスキー法によるシリコン単結晶の製造方法であって、
前記シリコン単結晶中の窒素濃度［Ｎ］が１×１０^１３（／ｃｍ^３）以上５×１０^１５（／ｃｍ^３）以下、かつ、酸素濃度［Ｏｉ］が９．２×１０^１７（ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３ ＡＳＴＭ’７９）以下であり、前記シリコン単結晶の育成における成長速度をＶ（ｍｍ／ｍｉｎ）、結晶成長界面近傍での温度勾配をＧ（Ｋ／ｍｍ）とした場合にその比Ｖ／Ｇが、０．１７≦Ｖ／Ｇ≦−１．８５×１０^−１９×［Ｏｉ］＋０．３６を満たす成長条件で単結晶を成長することで、選択エッチングによりＦＰＤ及びＬＥＰが検出されないシリコン単結晶を製造することを特徴とするシリコン単結晶の製造方法を提供する。

ここで、予めＣＺ単結晶製造装置について説明しておく。
図１のＣＺ単結晶製造装置２０は、メインチャンバー１と、メインチャンバー１内で原料融液４を収容する石英ルツボ５及び黒鉛ルツボ６と、石英ルツボ５及び黒鉛ルツボ６の周囲に配置された加熱ヒーター７と、加熱ヒーター７の外側周囲の断熱部材８と、メインチャンバー１の上部に接続され、育成したシリコン単結晶棒３を収納する引き上げチャンバー２とを備えて構成されている。引き上げチャンバー２には炉内を循環させるガスを導入するガス導入口１０が設けられ、メインチャンバー１の底部には炉内を循環したガスを排出するガス流出口９が設けられている。また、加熱ヒーター７や原料融液４からの熱の輻射を遮断するための遮熱部材１３も設けることができる。石英ルツボ５及び黒鉛ルツボ６は結晶成長軸方向に昇降可能であり、結晶成長中に結晶化して減少した原料融液４の液面下降分を補うように石英ルツボ５及び黒鉛ルツボ６を上昇させる。これにより、原料融液４の液面の高さはほぼ一定に保たれる。

さらに、製造条件に合わせて、メインチャンバー１の外側に磁場発生装置（不図示）を設置し、原料融液４に水平方向あるいは垂直方向の磁場を印加することによって、原料融液４の対流を抑制し、単結晶の安定成長を図る、いわゆるＭＣＺ法の装置として用いることもできる。

また、このようなＣＺ単結晶製造装置２０は、メインチャンバー１の天井部から石英ルツボ５に収容された原料融液４の液面に向かって延伸し、育成中のシリコン単結晶棒３を囲繞する円筒形状の冷却筒１１と、該冷却筒１１の内側に取り付けられた冷却補助筒１４とを有することができる。さらに、この冷却筒１１には、冷却媒体を導入するための冷却媒体導入口１２を設けることができる。

このような冷却筒１１の材質としては、鉄、クロム、ニッケル、銅、チタン、モリブデン、タングステン、及びこれらのいずれかを含む合金のうちのいずれかであることが好ましい。または、チタン、モリブデン、タングステン、ニッケル、及び白金族金属のうちのいずれかの金属で被覆されたものであることも好ましい。
冷却筒１１の材質として、特には、鉄、クロム、ニッケルの合金であるＳＵＳが汎用性が高く使いやすい。

また、冷却補助筒１４の材質は、高温で安定であり、且つ熱伝導率の高いものが好ましく、黒鉛材、炭素複合材、ステンレス、モリブデン、及びタングステンのいずれかであることが好ましい。特には、熱伝導率が良いことに加え、熱の輻射率が高く結晶からの熱を吸熱しやすい黒鉛材が好ましい。

以下に、上記のような単結晶製造装置２０によるシリコン単結晶の育成方法の一例を説明する。
まず、石英ルツボ５内で、シリコンの高純度多結晶原料を融点（１４１２℃）以上に加熱して融解し、原料融液４とする。次に、ワイヤを巻き出すことにより、原料融液４の表面略中心部に種結晶の先端を接触または浸漬させる。その後、石英ルツボ５、黒鉛ルツボ６を適宜の方向に回転させるとともに、ワイヤを回転させながら巻き取り、種結晶を引き上げることにより、シリコン単結晶棒３の育成を開始する。

本発明のシリコン単結晶の製造方法は、シリコン単結晶中の窒素濃度［Ｎ］、酸素濃度［Ｏｉ］、単結晶の成長速度Ｖと結晶成長界面近傍での温度勾配Ｇとの比Ｖ／Ｇを適切な値に調整することで、低欠陥又は無欠陥のシリコン単結晶を得ることができる。

シリコン単結晶中の窒素濃度［Ｎ］は、例えば、窒素をドープすることで調製することができる。［Ｎ］が１×１０^１３（／ｃｍ^３）以上５×１０^１５（／ｃｍ^３）以下になるように窒素をドープすることにより、Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥のサイズを縮小することができる。［Ｎ］が１×１０^１３（／ｃｍ^３）未満となると、窒素ドープによる欠陥縮小効果が弱くなってしまう。また、５×１０^１５（／ｃｍ^３）を超えるとシリコン中の窒素の固溶限界に近づいてしまい、単結晶化が難しくなってしまう。

シリコン単結晶中の酸素濃度［Ｏｉ］を、９．２×１０^１７（ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３ ＡＳＴＭ’７９）以下の低酸素濃度側とするのは、低酸素濃度化によって欠陥が検出されない領域を広げることができるからである。［Ｏｉ］が低ければ低いほどその効果が大きいが、石英ルツボを使ったＣＺ法においては、［Ｏｉ］が完全に０となることは無いので、現実的には０．１×１０^１７（ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３ ＡＳＴＭ’７９）以上である。また、窒素ドープ品では、窒素と酸素から成るＮＯドナーが形成されて抵抗率に悪影響を及ぼす可能性がある。このＮＯドナーの発生量は［Ｏｉ］に強く依存するため、低酸素濃度化によってこの影響を抑制することができる。なお、ここで酸素濃度を［Ｏｉ］と表記しているが、添え字の「ｉ」はＩｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌを意味する。酸素原子はシリコン結晶中で格子間（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ）に存在し、ＦＴ−ＩＲ（赤外吸収）法を用いると、格子間酸素Ｏｉによる特定の波長の吸収が観察され、その吸光度から酸素の濃度を求められる。これによって求められた酸素濃度は格子間酸素Ｏｉの濃度であるので［Ｏｉ］と表している。

本発明のシリコン単結晶の製造方法は、シリコン単結晶の育成における成長速度をＶ（ｍｍ／ｍｉｎ）、結晶成長界面近傍での温度勾配をＧ（Ｋ／ｍｍ）とした場合にその比Ｖ／Ｇが、０．１７≦Ｖ／Ｇ≦−１．８５×１０^−１９×［Ｏｉ］＋０．３６を満たす成長条件で単結晶を成長させる。Ｖ／Ｇが０．１７（ｍｍ^２／（Ｋ・ｍｉｎ））未満となると選択エッチングによりＬＥＰが検出され、デバイス作製時にリーク等の問題を引き起こしてしまう。また、Ｖ／Ｇが−１．８５×１０^−１９×［Ｏｉ］＋０．３６（ｍｍ^２／（Ｋ・ｍｉｎ））を超えると、選択エッチングによりＦＰＤが検出され、デバイス作製時に耐圧劣化等の問題を引き起こしてしまう。
ここで、Ｖ／Ｇの上限値を酸素濃度［Ｏｉ］の関数としたのは、ＦＰＤが検出されない領域が酸素濃度の低下によって広がっていくことを見出し、条件式として表すことが可能となったからである。

ここで、ＦＰＤ及びＬＥＰの検出方法としては、例えば、フッ酸・硝酸・酢酸・水からなる選択性のあるエッチング液に、シリコン単結晶から切り出されたサンプルを揺動せずに放置する選択エッチング方法を挙げることができる。このような検出方法により、流れ模様を伴うピットであるＦＰＤ及び貝殻状のピットであるＬＥＰと呼ばれる欠陥が観察される。

上記の条件、すなわち、［Ｎ］が１×１０^１３（／ｃｍ^３）以上５×１０^１５（／ｃｍ^３）以下で、かつ、［Ｏｉ］が９．２×１０^１７（ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３ ＡＳＴＭ’７９）以下であり、成長速度Ｖと結晶成長界面近傍での温度勾配Ｇとの比Ｖ／Ｇが０．１７≦Ｖ／Ｇ≦−１．８５×１０^−１９×［Ｏｉ］＋０．３６を満たす成長条件でシリコン単結晶を育成すれば、その結晶から切り出されたサンプルを選択エッチングしてもＦＰＤ及びＬＥＰが検出されない低欠陥結晶を得ることが可能であり、先端半導体デバイスの好適なシリコン単結晶を得ることができる。

上記で述べた条件で育成した結晶ではＦＰＤ及びＬＥＰは検出されない。しかし、この結晶をさらに詳細に見ると、ＦＰＤは見えないものの、赤外散乱法によって検出される欠陥（ＬＳＴＤ）が見える場合がある。これは先に述べたように、少なくとも低酸素濃度領域においては、ＬＳＴＤ＞ＦＰＤとＬＳＴＤの検出感度が高いことによる。

このＬＳＴＤも検出されない結晶を得るためには、［Ｎ］が１×１０^１３（／ｃｍ^３）以上、５×１０^１５（／ｃｍ^３）以下であり、かつ、［Ｏｉ］が４．０×１０^１７（ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３ ＡＳＴＭ’７９）以下であって、成長速度Ｖと結晶成長界面近傍での温度勾配Ｇとの比Ｖ／Ｇ（ｍｍ^２／（Ｋ・ｍｉｎ））を０．１７≦Ｖ／Ｇ≦−１．２５×１０^−１９×［Ｏｉ］＋０．２４とする成長条件でシリコン単結晶を育成すればよい。この様にすればＦＰＤ、ＬＥＰも検出されることはなく、さらに、ＬＳＴＤが検出されないため好ましい。

酸素濃度［Ｏｉ］を４．０×１０^１７（ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３ ＡＳＴＭ’７９）以下のとするのは、ＬＳＴＤすら見えない無欠陥領域が低酸素濃度化によって得やすくなるためである。酸素濃度が低ければ低いほどその効果が大きいが、石英ルツボを使ったＣＺ法においては、酸素濃度が完全に０となることは無いので、現実的には０．１×１０^１７（ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３ ＡＳＴＭ’７９）以上である。

成長速度と結晶成長界面近傍での温度勾配との比Ｖ／Ｇを０．１７（ｍｍ^２／（Ｋ・ｍｉｎ））以上とするのはＬＥＰが検出されないためである。また、Ｖ／Ｇを−１．２５×１０^−１９×［Ｏｉ］＋０．２４以下とするのは、これ以上ではＬＳＴＤが検出されるからである。
ここにおいても、Ｖ／Ｇの上限値を酸素濃度［Ｏｉ］の関数としたのは、ＬＳＴＤが検出されない範囲がＦＰＤと同様に酸素濃度の低下によって広がっていくことを見出し、条件式として表すことが可能となったからである。また、ＦＰＤが検出されない場合におけるＶ／Ｇの上限値よりも低い値となっているのは、先に述べたように、少なくとも低酸素濃度領域においては、ＬＳＴＤ＞ＦＰＤとＬＳＴＤの検出感度が高いことによる。

上記の条件、すなわち、［Ｎ］が１×１０^１３（／ｃｍ^３）以上５×１０^１５（／ｃｍ^３）以下で、かつ、［Ｏｉ］が４．０×１０^１７（ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３ ＡＳＴＭ’７９）以下であり、成長速度Ｖと結晶成長界面近傍での温度勾配Ｇとの比Ｖ／Ｇが０．１７≦Ｖ／Ｇ≦−１．２５×１０^−１９×［Ｏｉ］＋０．２４を満たす条件でシリコン単結晶育成すれば、その結晶から切り出されたサンプルを選択エッチングしてもＦＰＤ及びＬＥＰが検出されず、さらにＬＳＴＤが検出されることの無い無欠陥結晶を得ることが可能であり、先端半導体デバイスにより好適なシリコン単結晶を得ることができる。

上記のような製造方法で製造されたシリコン単結晶は、例えば通常の方法に従い、スライス、面取り、研削、エッチング、鏡面仕上げ研磨等の工程を経てウェーハに加工することで、低欠陥又は無欠陥のシリコン単結晶ウェーハを製造することができる。このようなシリコン単結晶ウェーハはそのままの状態でデバイス作製の工程に移ることができるが、目的に応じて各種処理を施す工程を加えることができる。

本発明のシリコン単結晶ウェーハは、エピタキシャル（ＥＰ）層を堆積させることができる。また、抵抗率を変化させる構造を作製するために、ＥＰ層の抵抗率を基板（サブ）と異なるものとすることができる。このサブは、窒素がドープされた低酸素濃度ウェーハなので、従来の窒素ドープしたウェーハで問題となるような高温で安定な巨大酸素析出物が無く、ＥＰ層を形成した場合にも欠陥が発生することが無い。しかもＦＰＤ・ＬＥＰが検出されないレベルに制御されているので、数μｍ程度の薄いＥＰ層を積んだ場合においても、サブウェーハの欠陥がＥＰ層に転写されて段差となったり、サブウェーハの欠陥が透けて見えたり、といった問題が発生することが無い。

また、低酸素濃度ウェーハをサブウェーハとして用いた場合においては、酸素原子の減少により材料強度が低下し、降伏応力が低下し、スリップ耐性が弱まることが知られている。例えば、低酸素濃度サブウェーハではＥＰ層を積んだだけでスリップが多発してしまう。しかしながら、本発明に係るシリコン単結晶ウェーハでは、低酸素濃度ではあるが、窒素をドープしたことによりスリップ耐性が向上しており、ＥＰ成長等の熱処理を行ってもスリップの発生を抑制することができる。

このように、本発明のシリコン単結晶ウェーハはＥＰ層を容易に堆積させることができ、特に、基板の酸素濃度や表層の結晶欠陥の影響を受けやすいＥＰ層の厚さが１０μｍ以下の薄膜のＥＰウェーハとして好適に用いることができる。このようなＥＰウェーハは、低酸素濃度基板のため、酸素ドナーによる抵抗率変化の心配が少なく、例えば、パワーデバイスや撮像素子の材料として好適に用いることができる。

また、本発明のシリコン単結晶ウェーハは、アニール用のサブウェーハとし、これに熱処理（アニール）を施したアニールウェーハとすることにより先端半導体デバイスで良好なパフォーマンスを発揮することができる。このときの熱処理条件は特に限定されず、通常の条件を適用することができる。

通常、サブウェーハにアニールを行う目的は、サブウェーハの表層近傍の欠陥特性を改質したり、表層近傍の酸素を外方拡散して低酸素濃度化したりすることにある。しかし、本発明に係るシリコン単結晶ウェーハは、元々欠陥特性に優れ、酸素濃度も低いので、軽微な熱処理を施すだけで改質されやすく、目的の品質を容易に得ることが可能である。このためコストの高いアニール処理を短時間化できたり、低温化できたりと、コスト面でのメリットが生じる。またアニールした際に問題となるスリップも、窒素をドープしてあるためにスリップ耐性の強化が図られており、発生を抑制することができる。

一方、上記で述べてきたシリコン単結晶ウェーハは窒素ドープされたものではあるものの低酸素濃度のため、ＢＭＤによるゲッタリング効果はほとんど期待できない。近年のデバイス工程の進歩によりゲッタリング能力は必ずしも必要ではないが、必要な場合には上述のシリコン単結晶ウェーハの裏面に、ポリシリコン膜形成、サンドブラスト、イオン注入のいずれかを施し外因性ゲッタリング（ＥＧ）能力を付加させることができる。

シリコン単結晶ウェーハの裏面にポリシリコン膜形成又はサンドブラストによるＥＧ処理を行うことによって、デバイス活性層側の不純物や欠陥を低減させることができる。ポリシリコン膜形成、サンドブラストは公知のいずれの方法をも適用できる。

また、ＥＧ処理としてイオン注入を行うことによって、デバイス活性層の近くの特定の深さにゲッタリング能力を有する歪み層を形成することができるため、デバイス活性層の不純物濃度の低減を容易に達成することができる。このイオン注入としては、例えば炭素イオン注入を挙げることができる。

このように、本発明のシリコン単結晶ウェーハは、目的に応じて各種処理を施す工程を加えることができ、メモリー、ＣＰＵ、システムＬＳＩ、パワーデバイス、撮像素子、太陽電池など先端半導体デバイスの材料として好適に用いることができる。

以下、実験例、実施例及び比較例を示して本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。

（実験）
本発明を完成させるにあたり、各種Ｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥の発生するＶ／Ｇの酸素濃度依存性を調査した。各種欠陥が発生する条件はＶ／Ｇによって大きく影響されることが知られている。また窒素ドープによっても影響されることが知られている。この他にも、欠陥形成温度帯の通過時間によっても欠陥サイズが小さくなり、ＦＰＤやＬＳＴＤとして検出されなくなり無欠陥領域が広がる。従って、極端な急冷もしくは徐冷の場合には欠陥領域がＶ／Ｇだけで線引きできなくなってしまう。そこで今回は概略図を図１に示した、冷却水によって冷却された冷却筒を有する構造を持つ、比較的急冷が可能なＣＺ単結晶製造装置を用いてすべてのデータ取りを行った。これらの製造装置における、欠陥形成温度帯と言われる１１５０℃から１０８０℃までの距離は、結晶中心部で成長界面から上に１７ｍｍから３５ｍｍの間である。尚、窒素ドープをすると欠陥形成温度が低温化すると言われるが、ここでは簡単のため窒素ドープしていない場合の欠陥形成温度帯を用いて表現した。また成長速度を様々に変化させることで、Ｖ／Ｇも変化させたが、この時の成長速度は０．４ｍｍ／ｍｉｎから１．１ｍｍ／ｍｉｎの間であって、極端に欠陥形成温度帯の通過時間を短くするような条件は用いていない。またＣＺ法（ＭＣＺ法を含む）を用いて、直径が２００ｍｍまたは３００ｍｍの結晶を育成した。実際の直径は円筒研削によって削り取る分があるため、２−３％程度太めに育成している。

これらの条件の下、窒素をドープした場合と窒素をドープしていない場合、それぞれで結晶を育成した。それらの結晶の酸素濃度及び結晶欠陥発生状況を調査し、欠陥マップを完成させた。窒素をドープした結晶においては、結晶中での窒素濃度［Ｎ］が３×１０^１３（／ｃｍ^３）以上、１×１０^１５（／ｃｍ^３）以下となる条件にて結晶を育成した。育成した結晶の酸素濃度は、結晶から切り出されたウェーハ状のサンプルを高輝度平面研削した後、ＦＴ−ＩＲ法により求めた。ＦＰＤ及びＬＥＰ評価はウェーハ状サンプルを平面研削・洗浄・混酸によるミラーエッチングを行った後、フッ酸・硝酸・酢酸・水からなる選択性のあるエッチング液にサンプルを揺動せず放置し、エッチングによる取り代が両側で２５±３μｍになるまで放置した後、光学顕微鏡によってカウントした。ＬＳＴＤの評価は同一サンプルをへき開し、赤外散乱トモグラフ（三井金属社製ＭＯ４４１）を用いて調査した。なお同サンプルをウェット酸素雰囲気中で１１５０℃１００ｍｉｎ熱処理した後、サンプルを揺動させながら選択エッチングし、光学顕微鏡により積層欠陥を観察してＯＳＦも調査した。

以上の調査結果を、それぞれ測定された酸素濃度を横軸に、成長速度と育成した結晶装置における結晶成長界面近傍での温度勾配から計算したＶ／Ｇを縦軸にしてプロットした。結晶成長界面近傍での温度勾配は市販のシミュレーションソフトＦＥＭＡＧを用いて計算した温度分布から、融点（１４１２℃）と１４００℃との間で求めた。窒素をドープした場合の結果を図２に、窒素ノンドープの場合の結果を図３に示した。この結果から、窒素をドープしない場合、ＦＰＤは検出されないがＬＳＴＤが検出される領域（もちろんＬＳＴＤが検出されるのでＶ−ｒｉｃｈ側でありＬＥＰは検出されない）や、ＦＰＤ，ＬＥＰ，ＬＳＴＤのいずれも検出されない領域が酸素濃度の低下と共にわずかに広がっている様子がわかる。

これに対し、窒素をドープした場合は、ＦＰＤは検出されないがＬＳＴＤが検出される領域は酸素濃度の低下と共に広がり、Ｖ／Ｇが−１．８５×１０^−１９×［Ｏｉ］＋０．３６以下を満たす広い領域で観察された。またＦＰＤ，ＬＥＰ，ＬＳＴＤのいずれも検出されない領域も酸素濃度の低下と共に広がり、Ｖ／Ｇが−１．２５×１０^−１９×［Ｏｉ］＋０．２４以下を満たす広い領域で観察された。

（実施例１）
概略図を図１に示したＣＺ単結晶製造装置を用い、ＭＣＺ法により直径２００ｍｍの単結晶を育成した。この単結晶製造装置における結晶成長界面近傍での温度勾配は３．５０（Ｋ／ｍｍ）である。この装置を用い、窒素濃度３〜６×１０^１４（／ｃｍ^３）の範囲で窒素をドープし、成長速度を（１）０．６４ｍｍ／ｍｉｎ、（２）０．７０ｍｍ／ｍｉｎ、（３）０．９０ｍｍ／ｍｉｎとした３水準の結晶を育成した。従ってＶ／Ｇはそれぞれ（１）０．１８３（ｍｍ^２／（Ｋ・ｍｉｎ））、（２）０．２００（ｍｍ^２／（Ｋ・ｍｉｎ））、（３）０．２５７（ｍｍ^２／（Ｋ・ｍｉｎ））であった。また狙い酸素濃度を（１）と（３）は３×１０^１７（ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３ ＡＳＴＭ’７９）、（２）を７．５×１０^１７（ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３ ＡＳＴＭ’７９）とした。これらの結晶からウェーハ状サンプルを切り出して実験と同様の方法でＦＴ−ＩＲ法により酸素濃度を測定した。その結果、それぞれの酸素濃度は（１）３．２×１０^１７（ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３ ＡＳＴＭ’７９）、（２）７．２×１０^１７（ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３ ＡＳＴＭ’７９）、（３）２．６×１０^１７（ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３ ＡＳＴＭ’７９）であった。従って、（１）のサンプルはＦＰＤ，ＬＥＰ，ＬＳＴＤのいずれも検出されない領域、（２）、（３）のサンプルは ＦＰＤは検出されないがＬＳＴＤが検出される領域で育成したことになる。

実際にこれら結晶から切り出したサンプルを用いて、欠陥の評価を行った。欠陥の評価方法は実験と同じ方法を用いて行った。その結果、サンプル（１）ではＦＰＤ、ＬＥＰ、ＬＳＴＤのいずれも検出されなかった。一方で、サンプル（２）と（３）ではＦＰＤ、ＬＥＰは検出されなかったが、ＬＳＴＤが検出された。従って、実験で求められた関係が正しいことが確認された。

これらの結晶から切り出されたブロックから、スライス、エッチング、ポリッシュ等の工程を経てポリッシュドウェーハ（ＰＷ）を作製した。これらのウェーハをパーティクルカウンターにより評価した（図４参照）。その結果、実パーティクルも含めて０．１μｍ以上のパーティクルが（１）１．６個／ｗａｆｅｒ、（２）４．８個／ｗａｆｅｒ、（３）９．１個／ｗａｆｅｒ、といずれも０．０３／ｃｍ^２以下であった。このポリッシュドウェーハでパワーデバイスの重要特性であるＯｎ抵抗特性・リーク特性・耐圧特性を評価した結果、従来パワー用として用いられてきたＦＺ−ＰＷと同等の性能が得られ、問題なく使えることがわかった。

（比較例１）
成長速度を０．９ｍｍ／ｍｉｎとし、従ってＶ／Ｇが０．２５７（ｍｍ^２／（Ｋ・ｍｉｎ））であり、酸素濃度を実施例１より高い８．５×１０^１７（ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３ ＡＳＴＭ’７９）及び１２×１０^１７（ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３ ＡＳＴＭ’７９）を狙ったことを除いては、実施例１と同条件で結晶（４）及び（５）を育成した。この結晶から切り出されたサンプルで酸素濃度を測定したところ、それぞれ（４）８．４×１０^１７（ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３ ＡＳＴＭ’７９）、（５）１２．２×１０^１７（ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３ ＡＳＴＭ’７９）、であった。従って、ＦＰＤが検出される領域で結晶を育成したことになる。

これらの結晶から切り出したサンプルを用いて、結晶欠陥の調査を行った。その結果、ＬＥＰは検出されなかったが、ＦＰＤ及びＬＳＴＤが観察された。更にこれらの結晶からポリッシュドウェーハを作製して、特性を評価したところ、リーク特性が実施例１のサンプルに比較して劣化していた。ＦＰＤとして観察される欠陥がリーク劣化を起こしたものと考えられる。

（実施例２）
実施例１で作製したポリッシュドウェーハをサブウェーハとし、このウェーハに厚さ２μｍのＥＰ層を成長させた。このＥＰＷをパーティクルカウンターで測定したところ、図５に示すようにほとんどパーティクルは検出されなかった。またパーティクルカウンターに設けられているスリップを評価するモードを用いて観察しても、スリップは観察されなかった。さらにパーティクルカウンターに比較すると波長がやや長く（５３２ｎｍ）、ＥＰ層上だけでなくサブ表面の欠陥も検出することができるＭＡＧＩＣＳ（レーザーテック社製）を用いて欠陥を観察した。その結果やはり欠陥は検出されなかった。これは本発明により作製されたサブウェーハは結晶欠陥がＦＰＤとして検出されないほどの小さいサイズに制御されており、直径換算０．１μｍ以上のパーティクルは０．０３個／ｃｍ^２以下と、例えば特許文献４で示された密度５×１０^４（／ｃｍ^３）（これを面積当たりに換算すると０．５／ｃｍ^２程度）に比較すると一桁以上少ないためであると考えられる。

（比較例２）
窒素をドープしなかったことを除いては、結晶（５）と同じ条件で結晶（６）を育成した。この結晶からウェーハ状サンプルを切り出して酸素濃度を測定したところ１２．４×１０^１７（ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３ ＡＳＴＭ’７９）であった。この結晶から切り出したサンプルを用いて、結晶欠陥の調査を行った。その結果、ＬＥＰは検出されなかったが、ＦＰＤ及びＬＳＴＤが観察された。

この結晶（６）及び比較例１で育成した結晶（４）及び（５）からポリッシュドウェーハを作製した。このウェーハをパーティクルカウンターで観察したところ、どのウェーハもパーティクルが多数カウントされた。これはＦＰＤが検出されない条件ではないため、このＦＰＤとして観察される欠陥がウェーハ表面に多数存在し、これが検出されたためと考えられる。ＥＰサブとして用いる場合、サブの時点で欠陥が観察されてもＥＰ層を積んだ際にそれが埋められるなどして、無害化されていれば問題ないので、次にＥＰ層成長後の評価を行った。

先ずこれらのＰＷをサブウェーハとして厚さ２μｍのＥＰ層を形成した。これをパーティクルカウンターで観察した。その結果、結晶（４）及び（６）から作製したＥＰＷではパーティクルはほとんど観察されなかったが、結晶（５）から作製したＥＰＷではＥＰ層表面にＥＰ欠陥が観察された。これは窒素をドープした上、酸素濃度も高めであるために、高温でも安定な巨大酸素析出ができてしまい、これがＥＰ層成長時にＥＰ欠陥を形成したためと考えられる。

更に波長の長いＭＡＧＩＣＳでＥＰＷを観察したところ、どのウェーハでも欠陥が観察された。これは結晶（４）、（５）、（６）どれもＦＰＤ欠陥が検出されており、これが２μｍという薄いＥＰ層を通して観察されたものと考えられる。

最後にこれらのＥＰＷをパーティクルカウンターのスリップモードを用いて、スリップ評価した。その結果、結晶（４）及び（５）から作製されたＥＰＷではスリップが見られなかったが、結晶（６）から作製されたＥＰＷでは約２５％の頻度でスリップが見られた。これは酸素濃度が比較的高めではあるものの、窒素がドープされていないためスリップ耐性が弱く、スリップが入ったものと考えられる。

（実施例３）
実施例１で作製した結晶（３）から作製したポリッシュドウェーハをサブウェーハとし、このウェーハに１２００℃で１時間のアニール処理を行った。アニール後のウェーハをパーティクルカウンターで観察した結果、ほとんどパーティクルが検出されなかった。これは元々９個／ｗａｆｅｒ程度しかなかったサイズの小さい欠陥が、比較的軽微な熱処理によって消滅したためと考えられる。

本発明に係るシリコン単結晶は結晶中に特定の窒素濃度を有するとともに低酸素濃度とするものであり、このようなシリコン単結晶を成長速度と温度勾配との比Ｖ／Ｇの範囲を指定して製造することによりＦＰＤやＬＳＴＤといった結晶欠陥が検出されない領域が拡大したものである。従って、本発明のシリコン単結晶の製造方法は製造マージンが拡大するので歩留が向上し、成長速度も高速化するので生産性が向上する。更にはこのような領域に含まれる成長条件で作製したシリコン単結晶ウェーハをサブウェーハとして用いたＥＰウェーハやアニールウェーハは優れた品質を有する。従って、この主旨に入るものはＶ／Ｇの数値が異なっていたとしても、範囲の上限値が酸素濃度との関数であるという定義であれば、本発明の範囲内であると言える。

なお、本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。上記実施形態は例示であり、本発明の特許請求の範囲に記載された技術的思想と実質的に同一な構成を有し、同様な作用効果を奏するものは、いかなるものであっても本発明の技術的範囲に包含される。

１…メインチャンバー、 ２…引き上げチャンバー、 ３…シリコン単結晶棒、
４…原料融液、 ５…石英ルツボ、 ６…黒鉛ルツボ、 ７…加熱ヒーター、
８…断熱部材、 ９…ガス流出口、 １０…ガス導入口、 １１…冷却筒、
１２…冷却媒体導入口、 １３…遮熱部材、 １４、…冷却補助筒、
２０…ＣＺ単結晶製造装置。

Claims (6)

1. チョクラルスキー法によるシリコン単結晶の製造方法であって、
   前記シリコン単結晶中の窒素濃度［Ｎ］が１×１０^１３（／ｃｍ^３）以上５×１０^１５（／ｃｍ^３）以下、かつ、酸素濃度［Ｏｉ］が９．２×１０^１７（ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３ ＡＳＴＭ’７９）以下であり、前記シリコン単結晶の育成における成長速度をＶ（ｍｍ／ｍｉｎ）、結晶成長界面近傍での温度勾配をＧ（Ｋ／ｍｍ）とした場合にその比Ｖ／Ｇが、０．１７≦Ｖ／Ｇ≦−１．８５×１０^−１９×［Ｏｉ］＋０．３６を満たす成長条件で単結晶を成長することで、選択エッチングによりＦＰＤ及びＬＥＰが検出されないシリコン単結晶を製造することを特徴とするシリコン単結晶の製造方法。
2. 前記シリコン単結晶中の酸素濃度［Ｏｉ］が４．０×１０^１７（ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３ ＡＳＴＭ’７９）以下であり、前記成長条件を０．１７≦Ｖ／Ｇ≦−１．２５×１０^−１９×［Ｏｉ］＋０．２４を満たすものとすることで、ＬＳＴＤが検出されないシリコン単結晶を製造することを特徴とする請求項１に記載のシリコン単結晶の製造方法。
3. 請求項１又は請求項２に記載のシリコン単結晶の製造方法で製造されたシリコン単結晶から切り出したシリコン単結晶ウェーハにエピタキシャル層を堆積させることを特徴とするシリコン単結晶ウェーハの製造方法。
4. 請求項１又は請求項２に記載のシリコン単結晶の製造方法で製造されたシリコン単結晶から切り出したシリコン単結晶ウェーハに熱処理を施すことを特徴とするシリコン単結晶ウェーハの製造方法。
5. 前記シリコン単結晶ウェーハの裏面に、ポリシリコン膜形成、サンドブラスト、イオン注入のいずれかの処理を施し外因性ゲッタリング能力を付加させることを特徴とする請求項３又は請求項４に記載のシリコン単結晶ウェーハの製造方法。
6. 請求項３乃至請求項５のいずれか一項に記載のシリコン単結晶ウェーハの製造方法により製造されたものであることを特徴とするシリコン単結晶ウェーハ。

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