JP5984448B2 - シリコンウェーハ - Google Patents

Description

本発明は、半導体デバイス形成用基板として好適に用いられるシリコンウェーハに関する。

チョクラルスキー法（以下、ＣＺ法ともいう）により育成されたシリコンウェーハ（以下、単に、ウェーハともいう）は、ＣＯＰ（Crystal
Originated Particle）などのＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥が取り込まれていることが知られている。このような欠陥が半導体デバイス形成領域となるウェーハの表面近傍（表面から少なくとも深さ５μｍまでの表層部）に存在すると酸化膜耐圧等のデバイス特性が劣化することが知られている。また、ウェーハのバルク部に成長する酸素析出物（Bulk Micro Defect：以下、ＢＭＤともいう）は、後の半導体デバイス形成工程において表層部に拡散する不純物のゲッタリングサイトとなると共に、ウェーハの強度を高めると言われている。

そこで、表層部でのＣＯＰの低減やバルク部でのＢＭＤの成長の促進を図るために、ウェーハを高温で熱処理する方法が一般的に知られている（例えば、特許文献１）。なお、このような方法で形成されるＢＭＤは、主に、板状又は多面体の形状を有しており、これらはそれぞれ利点及び技術的課題を有している。

例えば、多面体の形状を有するＢＭＤ（以下、多面体酸素析出物という）は、Ｃｕに対するゲッタリング効果が低いという課題を解決するために、特許文献２には、ウェーハの内部（バルク部）に多面体酸素析出物ではなく板状の形状を有するＢＭＤ（以下、板状酸素析出物という）を１×１０^８個／ｃｍ^３以上形成されたシリコンウェーハが開示されている。

また、板状酸素析出物は、デバイスプロセス（半導体デバイス形成工程）においてＬＳＡ処理を行うと、当該酸素析出物を起点として容易に転位が発生するという課題を解決するために、特許文献３には、板状酸素析出物よりも多面体酸素析出物が優勢に成長するシリコンウェーハが開示されている。

特開２００６−２６１６３２号公報 特開２００５−５０９４２号公報 特開２０１１−１６５８１２号公報

しかしながら、特許文献２記載のシリコンウェーハは、バルク部に板状酸素析出物が高密度に形成されるため、例えば、特許文献３に記載の通りに、デバイスプロセスにおいて当該酸素析出物を起点として転位が発生しやすいという問題がある。
また、特許文献３記載のシリコンウェーハは、板状酸素析出物よりも多面体酸素析出物が優勢に成長するため、デバイスプロセスにおいて当該酸素析出物を起点とした転位は発生しにくくなるものの、特許文献２に記載の通りに、Ｃｕに対するゲッタリング効果が低いという問題がある。
従って、この相反する利点及び技術的課題のうち利点のみを有するシリコンウェーハの開発が望まれている。

本発明は、上述の事情に鑑みてなされたものであり、半導体デバイス形成工程において当該酸素析出物を起点として転位が発生しにくく、かつ、Ｃｕに対するゲッタリング効果が高いシリコンウェーハを提供することを目的とする。

本発明に係るシリコンウェーハは、表面から少なくとも深さ５μｍまでの表層部は、ＬＳＴＤ密度が１．０個／ｃｍ²未満であり、前記表層部を除くバルク部は、散乱光強度が３０００〜５０００ａ．ｕ．であり、密度が１．０×１０⁹〜６．０×１０⁹個／ｃｍ³である板状酸素析出物及び多面体酸素析出物が各々混在して成長し、かつ、前記板状酸素析出物及び多面体酸素析出物の密度比（板状酸素析出物：多面体酸素析出物＝Ｘ：１００−Ｘ）は、Ｘ＝１０〜４０であり、前記表層部は、表面から深さ２〜５μｍまでのデバイス形成層と、前記デバイス形成層と前記バルク部との間に設けられ、５〜１５μｍの厚さを有する前記板状酸素析出物及び多面体酸素析出物が成長しないデバイス非形成層とで構成され、前記デバイス形成層における、表面から５μｍまでの領域の酸素濃度が０．４×１０ ¹⁸ 〜０．８×１０ ¹⁸ ａｔｏｍｓ／ｃｍ ³ であり、前記デバイス非形成層における、表層部の深さ５〜１０μｍの領域の酸素濃度が０．８×１０ ¹⁸ 〜１．２×１０ ¹⁸ ａｔｏｍｓ／ｃｍ ³ であることを特徴とする。

本発明によれば、半導体デバイス形成工程において当該酸素析出物を起点として転位が発生しにくく、かつ、Ｃｕに対するゲッタリング効果が高いシリコンウェーハが提供される。

本発明に係るシリコンウェーハの構造を示す概略断面図である。 本発明の熱処理における温度シーケンスの一例を示す概念図である。

以下、本発明の実施形態について図面等を参照して詳細に説明する。
図１は、本発明に係るシリコンウェーハの構造を示す概略断面図である。
本発明に係るシリコンウェーハ１は、表面から少なくとも深さ５μｍまでの表層部１ａは、ＬＳＴＤ密度が１．０個/cm²未満であり、前記表層部１ａを除くバルク部１ｂは、散乱光強度が３０００〜５０００ａ．ｕ．であり、後述するＢＭＤ析出熱処理を施すことによって、密度が１．０×１０^９〜６．０×１０^９個/cm³である酸素析出物２が成長する。
この酸素析出物２は、板状酸素析出物２ａ及び多面体酸素析出物２ｂで構成され、これらがバルク部１ｂの直径方向Ｌ１及び厚さ方向Ｌ２に各々混在して成長し、かつ、前記板状酸素析出物２ａ及び多面体酸素析出物２ｂの密度比（板状酸素析出物：多面体酸素析出物＝Ｘ：１００−Ｘ）は、Ｘ＝１０〜４０であることを特徴とする。

本発明に係るシリコンウェーハは、上述したような酸素析出物２が成長するため、半導体デバイス形成工程において当該酸素析出物を起点として転位が発生しにくく、かつ、Ｃｕに対するゲッタリング効果が高い。

すなわち、板状酸素析出物２ａ及び多面体酸素析出物２ｂ共に、散乱光強度が３０００〜５０００ａ．ｕ．であり、密度が１．０×１０^９〜６．０×１０^９個/cm³であるため、バルク部１ｂ内での酸素析出物２（特に、板状酸素析出物２ａ）の存在による歪みの発生が抑制される。
ここでいう散乱光強度とは、酸素析出物２のサイズを示すパラメータとなるものであり、散乱光強度が高いと酸素析出物２のサイズが大きいことを示す。この散乱光強度及び前記密度は、ＩＲトモグラフィ（株式会社レイテックス製 ＭＯ−４１１）にて測定することができる。
このように、散乱光強度及び密度が上記範囲内であるため、バルク部１ｂ内での歪みの発生が抑制される。従って、半導体デバイス形成工程において酸素析出物２（特に、板状酸素析出物２ａ）を起点とする転位の発生を抑制することができる。

また、板状酸素析出物２ａ及び多面体酸素析出物２ｂの密度比を、（板状酸素析出物：多面体酸素析出物＝Ｘ：１００−Ｘ）で表したときに、Ｘ＝１０〜４０であるため、Ｃｕに対するゲッタリング効果を高くすることができる。
ここでいう密度比とは、ＩＲトモグラフィ（株式会社レイテックス製 ＭＯ−４１１）にて、板状酸素析出物２ａのみを特定して測定した密度Ａと、多面体酸素析出物２ｂのみを特定して測定した密度Ｂとの合計（Ａ＋Ｂ）を１００とした時の比（Ａ／（Ａ＋Ｂ）＝Ｘ）のことを示す。

前記散乱光強度が３０００ａ．ｕ．未満である場合は、Ｃｕに対するゲッタリング効果が低くなる。前記散乱光強度が５０００ａ．ｕ．を超える場合は、Ｃｕに対するゲッタリング効果は高くなるものの、半導体デバイス形成工程において酸素析出物２（特に、板状酸素析出物２ａ）を起点とした転位が発生しやすくなる。

前記密度が１．０×１０^９個/cm³未満である場合は、密度が低いため、酸素析出物２（特に、板状酸素析出物２ａ）を起点とした転位は発生しにくくなるものの、Ｃｕに対するゲッタリング効果が低くなる場合がある。前記密度が６．０×１０^９個/cm³を超える場合は、密度が高いため、Ｃｕに対するゲッタリング効果は高くなるものの、酸素析出物２（特に、板状酸素析出物２ａ）を起点とした転位が発生しやすくなる。
前記密度は、３．０〜５．０×１０^９個/cm³であることが好ましい。
このような密度の範囲とすることで、確実に、半導体デバイス形成工程において当該酸素析出物を起点として転位が発生しにくく、かつ、Ｃｕに対するゲッタリング効果が高い効果を得ることができる。

前記密度比において、Ｘが１０未満である場合は、板状酸素析出物２ａが少なくなるため、Ｃｕに対するゲッタリング効果が低くなる。前記Ｘが４０を超える場合は、板状酸素析出物２ａが多くなるため当該板状酸素析出物２ａを起点とした転位が発生しやすくなる。

前記表層部１ａは、表面から深さ２〜５μｍまでのデバイス形成層１ａａと、前記デバイス形成層１ａａと前記バルク部１ｂとの間に設けられ、５〜１５μｍの厚さを有する前記板状酸素析出物２ａ及び多面体酸素析出物２ｂが成長しないデバイス非形成層１ａｂとで構成されていることが好ましい。
通常、半導体デバイス形成工程で使用されるデバイス形成層は、表面から深さ２〜５μｍまでの領域である。なお、このデバイス形成層１ａａとバルク部１ｂとの間に、５〜１５μｍの厚さを有する前記板状酸素析出物２ａ及び多面体酸素析出物２ｂが成長しないデバイス非形成層１ａｂが設けられていれば、仮に、酸素析出物２（特に、板状酸素析出物２ａ）を起点とした転位が発生したとしても、デバイス形成層１ａａまで伝播するのを抑制することができる。

前記デバイス非形成層１ａｂの酸素濃度は、０．８〜１．２×１０^１８atoms/cm³であることが好ましい。
このような酸素濃度の範囲とすることで、Ｃｕに対するゲッタリング効果を更に高めることができる。これは、前記デバイス非形成層１ａｂの酸素濃度が高くなるため、この層に半導体デバイス特性に影響を及ぼさない程度の微少の板状酸素析出物が析出し、これがデバイス形成層１ａａ内のＣｕをバルク部１ｂ方向に引き寄せ、これによってバルク部１ｂの板状酸素析出物２ａのゲッタリング効果を更に高めるものと考えられる。

前記デバイス形成層１ａａの酸素濃度は、前デバイス非形成層１ａｂの酸素濃度よりも低く、０．４〜０．８×１０^１８atoms/cm³であることが好ましい。
このような酸素濃度の範囲とすることで、デバイス形成層１ａａでのＢＭＤの析出を防止することができる。

次に、前述した本発明に係るシリコンウェーハの製造方法について説明する。
本発明に係るシリコンウェーハは、下記の方法で製造することができる。
ＣＺ法により育成されたシリコン単結晶からスライスされた酸素濃度が１．２×１０^１８atoms/cm³以上である少なくとも半導体デバイス形成面が鏡面研磨されたシリコンウェーハを、７００℃以下で保持された反応室内に投入し、非酸化性ガス雰囲気中、前記投入温度から１１００〜１２５０℃の最高到達温度まで、２．０℃／分以下の昇温速度で昇温し、前記最高到達温度を３０分〜２時間保持する。
なお、前記非酸化性ガス雰囲気は、窒素ガス雰囲気、水素ガス雰囲気、不活性ガス雰囲気（好ましくは、アルゴンガス雰囲気）が含まれる。
また、前記板状酸素析出物及び多面体酸素析出物の密度比の調整は、前記昇温速度を調整することにより行う。

ＣＺ法によるシリコン単結晶の育成は、周知の方法にて行う。 具体的には、周知の単結晶引上装置を用いて、シリコン融液の液面に種結晶を接触させて、種結晶と石英ルツボを回転させながら種結晶を引き上げてネック部及び所望の直径まで拡径する拡径部を形成後、所望の直径を維持しながら、結晶の中心軸のＶ／Ｇ値（Ｖ：引き上げ速度、Ｇ：シリコン融点から１３００℃までの温度範囲における引き上げ軸方向の結晶内温度勾配の平均値）を制御して直胴部を形成し、その後、所望の直径から縮径する縮径部を形成し、前記縮径部をシリコン融液から切り離すことで行う。 また、前記育成するシリコン単結晶の酸素濃度の調整は、石英ルツボの回転数や炉内圧力、ヒータ温度などを調整することにより周知の方法で行う。

前記シリコン単結晶の育成は、結晶の中心軸がＶ−リッチ領域となるようにＶ／Ｇ値を所定値（例えば、０．２５〜０．３５ｍｍ^２／℃・ｍｉｎ）に制御して直胴部を形成することが好ましい。
結晶の中心軸が無欠陥領域となるようにＶ／Ｇ値を所定値（例えば、０．１０〜０．２０ｍｍ^２／℃・ｍｉｎ）に制御する場合は、全面にＧｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥のないシリコンウェーハを製造することが可能である。しかしながら、この場合は、シリコン単結晶の育成効率が低下するという問題があり、更に、無欠陥領域を形成する場合は、結晶中の酸素濃度が低くなる傾向があるため、バルク部に前述したような酸素析出物２を成長させることが難しい場合がある。

次に、このようにして得られたシリコン単結晶を、周知の方法により、シリコンウェーハにスライスして、少なくとも半導体デバイス形成面が鏡面研磨されたシリコンウェーハを製造する。具体的には、シリコン単結晶を内周刃またはワイヤソー等によりウェーハ状にスライスした後、外周部の面取り、ラッピング、エッチング、鏡面研磨等の平坦加工を行う。

上記のようにして得られた鏡面研磨されたシリコンウェーハに対して行なう熱処理は、周知の縦型熱処理装置を用いて行う。
図２は、本発明の熱処理における温度シーケンスの一例を示す概念図である。
最初に、周知の縦型熱処理装置の温度Ｔ_０（好ましくは７００℃以下）に保持された反応室内に、前記鏡面研磨されたウェーハを、例えば、周知の縦型ボードに枚葉で複数枚保持して投入し、非酸化性ガス雰囲気中、１１００℃以上１２００℃以下の最高到達温度Ｔ_１（以下、これを温度Ｔ_１と略する）まで昇温速度ΔＴｕ（２．０℃／分以下）で昇温し、前記温度Ｔ_１で、３０分以上２時間以下（ｔ_１）保持する。その後、前記温度Ｔ_１から前記反応室からのウェーハの取り出し温度（例えば、温度Ｔ_０）まで、降温速度ΔＴｄで降温する。

前記育成するシリコン単結晶の酸素濃度が１．２×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３未満である場合には、酸素濃度が低いため、バルク部に所望のサイズ及び密度の酸素析出物を成長しきれない場合がある。
前記熱処理における反応室内への投入温度が７００℃を超える場合には、室温（クリーンルーム：約２５℃）からの急激な温度変化によりウェーハにスリップ転位が発生しやすくなるため好ましくない。
前記投入温度は、生産性等の観点からその下限値は、３００℃以上であることが好ましい。
前記最高到達温度が１１００℃未満である場合には、温度が低いため、表層部に存在するＣＯＰ（Crystal Originated Particle）等の欠陥を低減させることが難しい場合がある。前記最高到達温度が１２５０℃を超える場合には、温度が高いため、当該熱処理においてスリップ転位が発生しやすくなる場合がある。
前記昇温速度ΔＴｕが２．０℃／分を超える場合には、板状酸素析出部が密度比で少なくなる場合がある。

前記最高到達温度の保持時間（ｔ_１）が３０分未満である場合には、熱処理時間が少ないため、十分に、表層部のＣＯＰ等の低減を図ることが難しい場合がある。前記保持時間（ｔ_１）が２時間を越える場合には、生産性が低下すると共に、スリップ転位が発生しやすくなり、また、その他、不純物汚染等の他の不具合も発生する場合がある。

前記熱処理における前記反応室からの取り出し温度においても７００℃以下であることが好ましい。
前記取り出し温度が７００℃を超える場合には、室温（クリーンルーム：約２５℃）への急激な温度変化によりウェーハにスリップ転位が発生しやすくなるため好ましくない。
前記取り出し温度は、生産性等の観点からその下限値は、３００℃以上であることが好ましい。

前記熱処理における前記最高到達温度からの降温速度ΔＴｄは、前記熱処理において温度変化によるスリップ転位が発生しない速度に制御すれば特に限定されない。前記スリップ転位が発生しない速度は、例えば、１〜５℃／分である。

以下、本発明を実施例に基づいてさらに具体的に説明するが、本発明は、下記実施例により限定解釈されるものではない。
［試験１］
ＣＺ法により窒素ドープ（石英ルツボ内へのポリシリコン積載時に窒化膜が形成されたシリコンウェーハ片を同時に積載）を行い、かつ、石英ルツボの回転数や炉内圧力を調整してＶ／Ｇ値（Ｖ：引き上げ速度、Ｇ：シリコン融点から１３００℃までの温度範囲における引き上げ軸方向の結晶内温度勾配の平均値）を０．２８〜０．３２ｍｍ^２／℃・ｍｉｎに制御して直胴部がＶ−リッチ領域からなるＮ−ｔｙｐｅ、面方位（１００）、酸素濃度を１．２〜１．４×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３の範囲で変化させた複数のシリコン単結晶を育成後、該インゴットの直胴部を切断して、酸素濃度が異なるＶ−リッチ領域からなる直径３００ｍｍの円板状の複数のスライスウェーハを得た。
この酸素濃度は、二次イオン質量分析装置（ＳＩＭＳ）を用いて測定したスライスウェーハの半導体デバイス形成面側の表面から深さ１μｍまでの平均濃度である（以下同じ）。

次に、得られた酸素濃度の異なる複数のスライスウェーハに対して、両面（表裏面）のラッピング処理を行い、更に、酸性溶液（弗酸（ＨＦ）、硝酸（ＨＮＯ_３）、酢酸（ＣＨ_３ＣＯＯＨ）及び水（Ｈ_２Ｏ））を一定の比率で混合した溶液）によりエッチング処理を行い、最後に、両面の鏡面研磨処理を行った。
次に、鏡面研磨を行った酸素濃度が異なるウェーハを、周知の縦型ボートに枚葉で１０枚ずつ保持して、周知の縦型熱処理装置の反応室内に投入し、図２に示す熱処理シーケンスにて、更に、昇温速度ΔＴｕを０．０１〜２．０℃／分の範囲内で変化させて、バルク部に成長する酸素析出物のサイズ（散乱光強度）、ＢＭＤ密度及び板状酸素析出物及び多面体酸素析出物の密度比がそれぞれ異なるシリコンウェーハを複数製造した。
その他の熱処理条件は下記の通りである。
・Ｔ_０：７００℃
・Ｔ_１：１１００℃
・ｔ_１：１時間
・ΔＴｄ：１℃／分〜３℃／分

前記熱処理を行ったウェーハに対して、半導体デバイス形成面となる表面側の表層部の欠陥密度を評価した。この欠陥密度の評価は、レイテックス社製ＬＳＴＤスキャナＭＯ６０１を用いて、各々の測定表面から深さ５μｍまでの深さ領域の欠陥数を検出することで行った。
また、前記熱処理を行ったウェーハに対して、ＢＭＤ析出熱処理（７８０℃で３時間熱処理した後、１０００℃で１６時間熱処理）を施した後、ウェーハのバルク部（深さ１５μｍ）まで鏡面研磨を行なった後、当該研磨面の酸素析出物のサイズ（散乱強度）、密度及び密度比をＩＲトモグラフィ（株式会社レイテックス製 ＭＯ−４１１）にて評価した。
また、前記熱処理を行ったウェーハに対して、枚葉式急速加熱・急速冷却熱処理装置を用いて、７００℃で保持された反応室内に投入し、昇温速度５０℃／秒にて、最高到達温度１３５０℃まで昇温し、１３５０℃を１５秒間保持した後、降温速度５０℃／秒にて、７００℃まで降温する急速加熱・急速冷却熱処理（Rapid Thermal Process：以下、ＲＴＰという）を施した後に、半導体デバイス形成面の表面から深さ５μｍの位置における転位の発生の有無を、Ｘ線トポグラフィ（株式会社リガク製 ＸＲＴ３００）にて測定した。 この深さ５μｍの位置における転位の発生の有無の評価は、前記ＲＴＰを施した後、半導体デバイス形成面側を５μｍ鏡面研磨により除去して、Ｘ線トポグラフィにより測定することで行なった。 更に、前記熱処理を行ったウェーハに対して、Ｃｕ（ＮＯ３）水溶液で、Ｃｕを故意に汚染した後、半導体デバイス形成面となる表面の表層部をフッ硝酸にて溶解し、前記表層部を溶解させたフッ硝酸中に含まれるＣｕ濃度をＩＣＰ−ＭＳ（ICP-Mass Spectrometry：ICP質量分析）にて評価した。
表１に、本試験における実験条件及び評価結果を示す。

表１から分かるように、Ｘが１０〜４０、散乱光強度（ａ．ｕ．）が３０００〜５０００である場合（実施例１から１２）は、表層部の欠陥密度も１．０個／ｃｍ^２未満であり、スリップ転位の発生も無く、Ｃｕ濃度も低いことが認められる。一方、Ｘが０である場合（比較例１から３）は、散乱光強度（ａ．ｕ．）が高くても、Ｃｕ濃度が高いことが認められる。これに対して、Ｘが１０以上である場合は、Ｃｕ濃度が低下するものの、散乱光強度が３０００ａ．ｕ．未満である場合（比較例４、６、８）は、Ｃｕ濃度が以前高いことが認められる。また、散乱光強度が５０００ａ．ｕ．を超える場合（比較例５、７、９）及びＸが４０を超える場合（比較例１０、１１）は、スリップ転位の発生が認められる。

なお、この実施例１から１２の前記ＢＭＤ析出熱処理を行ったサンプルに関し、ウェーハを径方向に劈開して斜め研磨（表面からの角度３０°）を行い、その研磨面をＳＥＭ（Scanning Electron Microscope）により観察し、表面からバルク部の上端までの表層部の厚さを、算出したところ１０μｍであった。
また、前記研磨面の表層部の酸素濃度を、二次イオン質量分析装置（ＳＩＭＳ）を用いて測定したところ、表面から１０ｍμまでの表層部の酸素濃度は、０．４〜０．８×１０^１８atoms/cm³であった。また、当該表層部の欠陥密度及びＢＭＤ密度を前述したのと同様な方法により評価したところ、欠陥密度が１．０個／ｃｍ^２未満であり、ＢＭＤ密度は検出限界以下（約３．０×１０^６／ｃｍ^３以下）であった。

［試験２］
前記シリコン単結晶育成時の酸素濃度を１．５〜１．８×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３に調整し、更に、前記熱処理における最高到達温度及び熱処理時間を調整して、その他は、実施例１〜４と同様な条件で、表面から５μｍまでの領域の酸素濃度が０．４〜０．８×１０^１８atoms/cm³であり、当該表層部の深さ５μｍ〜１０μｍの間の酸素濃度が０．８〜１．２×１０^１８であるシリコンウェーハを製造した。
得られたシリコンウェーハについて、試験１と同様な方法にて、表面から深さ５μｍまでの深さ領域の欠陥数、バルク部（深さ１５μｍ）のサイズ（散乱強度）、密度及び密度比、転位の発生の有無及びＣｕ濃度を評価した。
表２に、本試験における実験条件及び評価結果を示す。

表２から分かるように、当該表層部の深さ５μｍ〜１０μｍの間の酸素濃度を０．８〜１．２×１０^１８とした場合（実施例１３から１６）は、実施例１から４と比べて、Ｃｕ濃度が低下することが認められる。

１ シリコンウェーハ
１ａ 表層部
１ｂ バルク部
１ａａ デバイス形成層
１ａｂ デバイス非形成層

Claims (1)

1. 表面から少なくとも深さ５μｍまでの表層部は、ＬＳＴＤ密度が１．０個／ｃｍ²未満であり、
   前記表層部を除くバルク部は、散乱光強度が３０００〜５０００ａ．ｕ．であり、密度が１．０×１０⁹〜６．０×１０⁹個／ｃｍ³である板状酸素析出物及び多面体酸素析出物が各々混在して成長し、かつ、前記板状酸素析出物及び多面体酸素析出物の密度比（板状酸素析出物：多面体酸素析出物＝Ｘ：１００−Ｘ）は、Ｘ＝１０〜４０であり、
   前記表層部は、
   表面から深さ２〜５μｍまでのデバイス形成層と、
   前記デバイス形成層と前記バルク部との間に設けられ、５〜１５μｍの厚さを有する前記板状酸素析出物及び多面体酸素析出物が成長しないデバイス非形成層と
   で構成され、
   前記デバイス形成層における、表面から５μｍまでの領域の酸素濃度が０．４×１０ ¹⁸ 〜０．８×１０ ¹⁸ ａｔｏｍｓ／ｃｍ ³ であり、
   前記デバイス非形成層における、表層部の深さ５〜１０μｍの領域の酸素濃度が０．８×１０ ¹⁸ 〜１．２×１０ ¹⁸ ａｔｏｍｓ／ｃｍ ³ であることを特徴とするシリコンウェーハ。

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