JP5217245B2 - シリコン単結晶ウェーハ及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、シリコン単結晶ウェーハ及びその製造方法に関し、特に薄膜デバイスにも適したシリコン単結晶ウェーハ及びその製造方法に関するものである。
従来、ゲッタリング能力が優れたシリコン単結晶ウェーハの製造方法として、非酸化性雰囲気にて１１００℃以上の温度で熱処理することにより、アニールウェーハ表層近くのＣＯＰ（Crystal Originated Particle）を消滅させることが提案されている（特許文献１参照）。
ただしこの方法によると、酸素の外方拡散も同時に起こるため、この方法により得られるウェーハにおいては、酸素析出物（ＢＭＤ）が存在しない領域がウェーハ表面から１０μｍ以上形成されることになる。
ところで、半導体デバイスは、近年益々デバイス自体の薄膜化が進み、これにともない上述したゲッタリング層がよりデバイス活性層に近い領域に存在するウェーハが求められている。
しかしながら、上記従来の製造方法では、ゲッタリング能力を向上させるための熱処理によって、酸素析出物が存在しない領域がウェーハ表面から１０μｍ以上も形成されてしまうので、薄膜デバイスにおいてもゲッタリング効果を有効に発揮するウェーハの製造方法の開発が希求されていた。
本発明が解決しようとする課題は、薄膜デバイスに対してもゲッタリング効果が有効に発揮されるシリコン単結晶ウェーハ及びその製造方法を提供することである。
本発明は、チョクラルスキー法によって育成された単結晶から加工されたシリコンウェーハであって、初期格子間酸素濃度が１．４×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）以上のシリコンウェーハに、アルゴンガスのガス雰囲気中において、１１５０℃以上、シリコン融点以下の熱処理温度で、５秒以下の急速昇降温熱処理を施し、前記シリコンウェーハの表面から０．６μｍ〜２．６μｍの深さに無欠陥層を形成することを特徴とする。
本発明は、アルゴンガスのガス雰囲気中において、１１５０℃以上、シリコン融点以下の熱処理温度で、５秒以下の急速昇降温熱処理を施すので、シリコンウェーハの表面から０．６μｍ〜２．６μｍの表層領域ではあるがＣＯＰ及び酸素析出核が消滅し、この領域において高い酸化膜耐圧を示すことになる。また、初期格子間酸素濃度が１．４×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｃ以上という高酸素濃度のウェーハを用いるので、ウェーハは表面から１０μｍ程度の領域では酸素安定析出核が存在することになる。
したがって、ウェーハ表層は結晶欠陥が消滅する一方で、デバイス活性領域の直下にゲッタリング源となる安定な酸素析出核が存在するシリコン単結晶ウェーハを得ることができる。
図１は、本発明の実施形態に係るシリコン単結晶ウェーハの製造方法を示す工程図である。本実施形態に係るシリコン単結晶ウェーハの製造方法では、初期格子間酸素濃度が高酸素濃度、すなわち１．４×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）以上となるＣＺ法条件でシリコンインゴッドを育成する。シリコン育成時の酸素濃度が１．４×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｃに満たないと薄膜デバイス活性層の直下に、ゲッタリング源となる安定な酸素析出物が有効数存在しないからである。
このシリコン育成時において、窒素をシリコン単結晶中に１×１０13〜１×１０15ａｔｏｍｓ／ｃｃドープすると、無欠陥領域がさらに拡大するので好ましいといえる。
次にシリコンインゴッドをウェーハに加工する。このウェーハ加工は特に限定されず、一般的な加工法を採用することができる。
ウェーハ加工したのち、１１５０℃以上、シリコンの融点（１４１０℃）以下の温度で、１０秒以下の急速昇降温熱処理を施す。この急速昇降温熱処理は、非酸化性雰囲気、たとえばアルゴンガス，窒素ガス，水素ガスまたはこれらの混合ガス雰囲気中にて行う。
本実施形態の急速昇降温熱処理は、ハロゲンランプを熱源としたハロゲンランプ熱処理炉、キセノンランプを熱源としたフラッシュランプ熱処理炉またはレーザを熱源としたレーザ熱処理炉などを用いることができ、ハロゲンランプ熱処理炉を用いる場合は０．１〜１０秒、フラッシュランプ熱処理炉を用いる場合は０．１秒以下、レーザ熱処理炉を用いる場合は０．１秒以下とすることが好ましい。
以上の急速昇降温熱処理を施すことで、ウェーハ表面に無欠陥層が形成されると同時にデバイス活性層の直下（ウェーハ表面から１０〜２０μｍ）にゲッタリング源となる酸素析出物が存在するウェーハを得ることができる。
これに加え、急速昇降温熱処理を施したウェーハの表面にシリコンエピタキシャル層を成長させることもできる。急速昇降温熱処理を施したウェーハ表面は無欠陥層が形成されているので、ここにエピタキシャル層を形成することで無欠陥層をさらに拡大または無欠陥層の厚さを調整することができる。
さらに、急速昇降温熱処理を施したのち、非酸化性雰囲気にて１０００℃〜１３００℃×３０〜６０分程度の追加熱処理を施すこともできる。この追加熱処理を施すことで、デバイス活性層の直下に存在する酸素析出物のサイズを増大させることができ、また無欠陥層の厚さも調整することができる。
以下の実施例において、初期格子間酸素濃度が１．４×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）以上の条件で育成したウェーハに、１０秒以下の急速昇降温熱処理を施すと、デバイス活性領域である表層において高い酸化膜耐圧を示すとともに、デバイス活性領域の直下にゲッタリング源となり得る酸素析出核が存在することを、比較例とともに確認した。
《実施例１》
直径２００ｍｍのシリコン単結晶インゴット（初期格子間酸素濃度が１４．５×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９），比抵抗が１０〜２０Ωｃｍ，窒素ドープなし）からスライスして鏡面加工を施した複数のシリコンウェーハに、ハロゲンランプを熱源とする熱処理炉を用いて１１５０℃×３秒の熱処理を施した。
直径２００ｍｍのシリコン単結晶インゴット（初期格子間酸素濃度が１４．５×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９），比抵抗が１０〜２０Ωｃｍ，窒素ドープなし）からスライスして鏡面加工を施した複数のシリコンウェーハに、ハロゲンランプを熱源とする熱処理炉を用いて１１５０℃×３秒の熱処理を施した。
この熱処理が施された複数のシリコンウェーハのそれぞれに対し、０．２μｍ程度ずつ再研磨し、表面からの再研磨量が異なるウェーハを複数枚準備した。これら表面からの再研磨量が異なるウェーハに膜厚が２５ｎｍの酸化膜と、面積が８ｍｍ２の測定電極（リンをドープしたポリシリコン電極）としたＭＯＳキャパシタを形成し、１１ＭＶ／ｃｍの判定電界の条件（電流値が１０−３Ａを超えるとブレイクダウンとみなす。）で酸化膜耐圧特性ＴＺＤＢを測定し、判定電界をクリアしたＭＯＳキャパシタを良品とした。良品率が９０％以上となった最大の再研磨量（以下、無欠陥深さとも言う。）は、１．７μｍであった。
一方、上記の急速昇降温熱処理を施したシリコンウェーハに、さらに１０００℃×１６時間の熱処理を施したのち、このウェーハを劈開し、２μｍのライトエッチング（ｗｒｉｇｈｔ ｅｔｃｈｉｎｇ）を実施した。このウェーハ表面から１０〜２０μｍの位置に存在するエッチングピットを光学顕微鏡で測定し、ＢＭＤ密度を算出したところ、２．１×１０５個／ｃｍ２であった。
これら無欠陥深さとＢＭＤ密度の結果を、酸素濃度、窒素濃度及び急速昇降温熱処理条件とともに表１に示す。
《実施例２》
実施例１に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を２２．１×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、ハロゲンランプを用いた急速昇降温熱処理条件を１２００℃×３秒としたこと以外は、実施例１と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは１．８μｍ、ＢＭＤ密度は４．９×１０５個／ｃｍ２であった。
実施例１に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を２２．１×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、ハロゲンランプを用いた急速昇降温熱処理条件を１２００℃×３秒としたこと以外は、実施例１と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは１．８μｍ、ＢＭＤ密度は４．９×１０５個／ｃｍ２であった。
《実施例３》
実施例１に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１４．６×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、ハロゲンランプの代わりにキセノンランプを用いたフラッシュランプ熱処理炉、急速昇降温熱処理条件を１２５０℃×０．００１秒としたこと以外は、実施例１と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは０．６μｍ、ＢＭＤ密度は３８．０×１０５個／ｃｍ２であった。
実施例１に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１４．６×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、ハロゲンランプの代わりにキセノンランプを用いたフラッシュランプ熱処理炉、急速昇降温熱処理条件を１２５０℃×０．００１秒としたこと以外は、実施例１と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは０．６μｍ、ＢＭＤ密度は３８．０×１０５個／ｃｍ２であった。
《実施例４》
実施例１に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を２１．８×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、ハロゲンランプの代わりにキセノンランプを用いたフラッシュランプ熱処理炉、急速昇降温熱処理条件を１３００℃×０．００１秒としたこと以外は、実施例１と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは０．８μｍ、ＢＭＤ密度は５２．０×１０５個／ｃｍ２であった。
実施例１に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を２１．８×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、ハロゲンランプの代わりにキセノンランプを用いたフラッシュランプ熱処理炉、急速昇降温熱処理条件を１３００℃×０．００１秒としたこと以外は、実施例１と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは０．８μｍ、ＢＭＤ密度は５２．０×１０５個／ｃｍ２であった。
《実施例５》
実施例１に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１４．４×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、ハロゲンランプの代わりにレーザを用いたレーザ熱処理炉、急速昇降温熱処理条件を１３００℃×０．００１秒としたこと以外は、実施例１と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは０．８μｍ、ＢＭＤ密度は２９．０×１０５個／ｃｍ２であった。
実施例１に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１４．４×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、ハロゲンランプの代わりにレーザを用いたレーザ熱処理炉、急速昇降温熱処理条件を１３００℃×０．００１秒としたこと以外は、実施例１と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは０．８μｍ、ＢＭＤ密度は２９．０×１０５個／ｃｍ２であった。
《実施例６》
実施例１に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を２２．３×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、ハロゲンランプの代わりにレーザを用いたレーザ熱処理炉、急速昇降温熱処理条件を１３５０℃×０．００１秒としたこと以外は、実施例１と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは１．０μｍ、ＢＭＤ密度は６２．０×１０５個／ｃｍ２であった。
実施例１に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を２２．３×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、ハロゲンランプの代わりにレーザを用いたレーザ熱処理炉、急速昇降温熱処理条件を１３５０℃×０．００１秒としたこと以外は、実施例１と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは１．０μｍ、ＢＭＤ密度は６２．０×１０５個／ｃｍ２であった。
《実施例７》
実施例１に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１４．３×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、窒素濃度を１．５×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｃ、ハロゲンランプを用いた急速昇降温熱処理条件を１２００℃×５秒としたこと以外は、実施例１と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは２．６μｍ、ＢＭＤ密度は５８．０×１０５個／ｃｍ２であった。
実施例１に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１４．３×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、窒素濃度を１．５×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｃ、ハロゲンランプを用いた急速昇降温熱処理条件を１２００℃×５秒としたこと以外は、実施例１と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは２．６μｍ、ＢＭＤ密度は５８．０×１０５個／ｃｍ２であった。
《実施例８》
実施例１に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１４．７×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、窒素濃度を８５．８×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｃ、ハロゲンランプを用いた急速昇降温熱処理条件を１２００℃×５秒としたこと以外は、実施例１と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは２．３μｍ、ＢＭＤ密度は５１．０×１０５個／ｃｍ２であった。
実施例１に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１４．７×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、窒素濃度を８５．８×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｃ、ハロゲンランプを用いた急速昇降温熱処理条件を１２００℃×５秒としたこと以外は、実施例１と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは２．３μｍ、ＢＭＤ密度は５１．０×１０５個／ｃｍ２であった。
《実施例９》
実施例１に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を２１．１×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、窒素濃度を２．５×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｃ、ハロゲンランプを用いた急速昇降温熱処理条件を１２００℃×３秒としたこと以外は、実施例１と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは２．１μｍ、ＢＭＤ密度は６７．０×１０５個／ｃｍ２であった。
実施例１に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を２１．１×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、窒素濃度を２．５×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｃ、ハロゲンランプを用いた急速昇降温熱処理条件を１２００℃×３秒としたこと以外は、実施例１と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは２．１μｍ、ＢＭＤ密度は６７．０×１０５個／ｃｍ２であった。
《実施例１０》
実施例１に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を２１．９×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、窒素濃度を７５．８×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｃ、ハロゲンランプを用いた急速昇降温熱処理条件を１２００℃×３秒としたこと以外は、実施例１と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは１．７μｍ、ＢＭＤ密度は６１．０×１０５個／ｃｍ２であった。
実施例１に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を２１．９×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、窒素濃度を７５．８×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｃ、ハロゲンランプを用いた急速昇降温熱処理条件を１２００℃×３秒としたこと以外は、実施例１と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは１．７μｍ、ＢＭＤ密度は６１．０×１０５個／ｃｍ２であった。
《実施例１１》
実施例１に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を２０．４×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、窒素濃度を３４．６×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｃ、ハロゲンランプの代わりにキセノンランプを用いたフラッシュランプ熱処理炉、急速昇降温熱処理条件を１３００℃×０．００１秒としたこと以外は、実施例１と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは０．８μｍ、ＢＭＤ密度は４９．０×１０５個／ｃｍ２であった。
実施例１に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を２０．４×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、窒素濃度を３４．６×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｃ、ハロゲンランプの代わりにキセノンランプを用いたフラッシュランプ熱処理炉、急速昇降温熱処理条件を１３００℃×０．００１秒としたこと以外は、実施例１と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは０．８μｍ、ＢＭＤ密度は４９．０×１０５個／ｃｍ２であった。
《実施例１２》
実施例１に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を２１．０×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、窒素濃度を８１．５×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｃ、ハロゲンランプの代わりにレーザを用いたレーザ熱処理炉、急速昇降温熱処理条件を１３００℃×０．００１秒としたこと以外は、実施例１と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは０．８μｍ、ＢＭＤ密度は５２．０×１０５個／ｃｍ２であった。
実施例１に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を２１．０×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、窒素濃度を８１．５×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｃ、ハロゲンランプの代わりにレーザを用いたレーザ熱処理炉、急速昇降温熱処理条件を１３００℃×０．００１秒としたこと以外は、実施例１と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは０．８μｍ、ＢＭＤ密度は５２．０×１０５個／ｃｍ２であった。
《比較例１》
実施例１に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１３．１×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、ハロゲンランプを用いた急速昇降温熱処理条件を１２００℃×３秒としたこと以外は、実施例１と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは２．１μｍであったが、ＢＭＤ密度は１．０×１０４個／ｃｍ２に満たなかった。
実施例１に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１３．１×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、ハロゲンランプを用いた急速昇降温熱処理条件を１２００℃×３秒としたこと以外は、実施例１と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは２．１μｍであったが、ＢＭＤ密度は１．０×１０４個／ｃｍ２に満たなかった。
《比較例２》
実施例１に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１３．２×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、窒素濃度を３５．０×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｃ、ハロゲンランプを用いた急速昇降温熱処理条件を１２００℃×５秒としたこと以外は、実施例１と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは２．６μｍであったが、ＢＭＤ密度は１．０×１０４個／ｃｍ２に満たなかった。
実施例１に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１３．２×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、窒素濃度を３５．０×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｃ、ハロゲンランプを用いた急速昇降温熱処理条件を１２００℃×５秒としたこと以外は、実施例１と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは２．６μｍであったが、ＢＭＤ密度は１．０×１０４個／ｃｍ２に満たなかった。
《比較例３》
実施例１に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１４．８×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、ハロゲンランプを用いた急速昇降温熱処理条件を１１００℃×３秒としたこと以外は、実施例１と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、ＢＭＤ密度は６．４×１０５個／ｃｍ２であったが、無欠陥深さは０μｍであった。
実施例１に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１４．８×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、ハロゲンランプを用いた急速昇降温熱処理条件を１１００℃×３秒としたこと以外は、実施例１と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、ＢＭＤ密度は６．４×１０５個／ｃｍ２であったが、無欠陥深さは０μｍであった。
《比較例４》
実施例１に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１５．２×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、ハロゲンランプを用いた急速昇降温熱処理条件を１１２５℃×３秒としたこと以外は、実施例１と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、ＢＭＤ密度は５．３×１０５個／ｃｍ２であったが、無欠陥深さは０μｍであった。
実施例１に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１５．２×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、ハロゲンランプを用いた急速昇降温熱処理条件を１１２５℃×３秒としたこと以外は、実施例１と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、ＢＭＤ密度は５．３×１０５個／ｃｍ２であったが、無欠陥深さは０μｍであった。
実施例１〜１２の結果から、初期格子間酸素濃度が１．４×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）以上のウェーハに、１１５０℃以上、１３５０℃以下の温度で３秒以下の熱処理を施せば、得られたウェーハには約３μm以下の無欠陥層が形成されることが確認された。
すなわち、急速昇降温熱処理によって、極めて表層領域のみではあるがＣＺ法による引き上げ時に形成されたGrown-in(Void)欠陥ＣＯＰと酸素析出核が消滅し、この領域では高い酸化膜耐圧を示すことが確認された。
一方、ウェーハ表面から１０〜２０μmの位置では、結晶育成時に高酸素であったために、成長した酸素安定析出核が存在しており、これが１０００℃×１６時間の熱処理で顕在化することが確認された。
このように、実施例１〜１２のウェーハ最表層では欠陥が消滅する一方で、デバイス活性領域の直下に安定な酸素析出核（ゲッタリング源）が存在する極めて好ましいウェーハを得ることができた。また、フラッシュランプ熱処理炉やレーザ熱処理炉を用いた場合、より浅い無欠陥層幅を得ることが可能であることも確認できた。
これに対し、比較例１及び２では、結晶に存在する初期酸素濃度が低く、結晶育成時に十分安定な析出核サイズとなっていないため、急速昇降温処理や１０００℃×１６時間の熱処理を施しても安定な酸素析出核が存在しないことが確認された。
さらに、比較例３及び４では、急速昇降温熱処理の温度が低いため、急速昇降温熱処理にて欠陥の消滅が十分ではなく、ウェーハ最表面から酸化膜耐圧の歩留まりが劣化することが確認された。
《実施例１３》
直径２００ｍｍのシリコン単結晶インゴット（初期格子間酸素濃度が１６．１×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９），比抵抗が１０〜２０Ωｃｍ，窒素ドープなし）からスライスして鏡面加工を施した複数のシリコンウェーハに、ハロゲンランプを熱源とする熱処理炉を用いて１１５０℃×３秒の熱処理を施した。
直径２００ｍｍのシリコン単結晶インゴット（初期格子間酸素濃度が１６．１×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９），比抵抗が１０〜２０Ωｃｍ，窒素ドープなし）からスライスして鏡面加工を施した複数のシリコンウェーハに、ハロゲンランプを熱源とする熱処理炉を用いて１１５０℃×３秒の熱処理を施した。
さらに、この熱処理が施された複数のシリコンウェーハに、堆積温度が１１５０℃の条件でシリコンエピタキシャル層を４．０μｍ成長させ、得られたシリコンエピタキシャルウェーハの無欠陥深さとＢＭＤ密度とを実施例１と同じ条件で測定したところ、無欠陥深さは５．１μｍ、ＢＭＤ密度は０．８７×１０５個／ｃｍ２であった。
《実施例１４》
実施例１３に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１６．６×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、窒素濃度を３４．０×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｃとしたこと以外は、実施例１３と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは５．６μｍ、ＢＭＤ密度は３．５×１０５個／ｃｍ２であった。
実施例１３に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１６．６×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、窒素濃度を３４．０×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｃとしたこと以外は、実施例１３と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは５．６μｍ、ＢＭＤ密度は３．５×１０５個／ｃｍ２であった。
《実施例１５》
実施例１３に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１５．１×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、ハロゲンランプ熱処理炉に代えてキセノンランプを用いたフラッシュランプ熱処理炉、このフラッシュランプ熱処理炉を用いた熱処理を１２５０℃×０．００１秒、エピタキシャル層の膜厚を３．５μｍとしたこと以外は、実施例１３と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは４．３μｍ、ＢＭＤ密度は７．７×１０５個／ｃｍ２であった。
実施例１３に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１５．１×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、ハロゲンランプ熱処理炉に代えてキセノンランプを用いたフラッシュランプ熱処理炉、このフラッシュランプ熱処理炉を用いた熱処理を１２５０℃×０．００１秒、エピタキシャル層の膜厚を３．５μｍとしたこと以外は、実施例１３と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは４．３μｍ、ＢＭＤ密度は７．７×１０５個／ｃｍ２であった。
《実施例１６》
実施例１３に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１７．８×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、窒素濃度を２７．０×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｃ、ハロゲンランプ熱処理炉に代えてキセノンランプを用いたフラッシュランプ熱処理炉、このフラッシュランプ熱処理炉を用いた熱処理を１２５０℃×０．００１秒、エピタキシャル層の膜厚を３．５μｍとしたこと以外は、実施例１３と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは４．６μｍ、ＢＭＤ密度は１２．０×１０５個／ｃｍ２であった。
実施例１３に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１７．８×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、窒素濃度を２７．０×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｃ、ハロゲンランプ熱処理炉に代えてキセノンランプを用いたフラッシュランプ熱処理炉、このフラッシュランプ熱処理炉を用いた熱処理を１２５０℃×０．００１秒、エピタキシャル層の膜厚を３．５μｍとしたこと以外は、実施例１３と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは４．６μｍ、ＢＭＤ密度は１２．０×１０５個／ｃｍ２であった。
《実施例１７》
実施例１３に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１６．４×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、ハロゲンランプ熱処理炉に代えてレーザを用いたレーザ熱処理炉、このレーザ熱処理炉を用いた熱処理を１３５０℃×０．００１秒、エピタキシャル層の膜厚を３．５μｍとしたこと以外は、実施例１３と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは４．７μｍ、ＢＭＤ密度は８．７×１０５個／ｃｍ２であった。
実施例１３に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１６．４×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、ハロゲンランプ熱処理炉に代えてレーザを用いたレーザ熱処理炉、このレーザ熱処理炉を用いた熱処理を１３５０℃×０．００１秒、エピタキシャル層の膜厚を３．５μｍとしたこと以外は、実施例１３と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは４．７μｍ、ＢＭＤ密度は８．７×１０５個／ｃｍ２であった。
《実施例１８》
実施例１３に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１７．３×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、窒素濃度を２４．０×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｃ、ハロゲンランプ熱処理炉に代えてレーザを用いたレーザ熱処理炉、このレーザ熱処理炉を用いた熱処理を１３５０℃×０．００１秒、エピタキシャル層の膜厚を３．５μｍとしたこと以外は、実施例１３と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは４．３μｍ、ＢＭＤ密度は３２．０×１０５個／ｃｍ２であった。
実施例１３に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１７．３×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、窒素濃度を２４．０×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｃ、ハロゲンランプ熱処理炉に代えてレーザを用いたレーザ熱処理炉、このレーザ熱処理炉を用いた熱処理を１３５０℃×０．００１秒、エピタキシャル層の膜厚を３．５μｍとしたこと以外は、実施例１３と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは４．３μｍ、ＢＭＤ密度は３２．０×１０５個／ｃｍ２であった。
《比較例５》
実施例１３に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１５．８×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、ハロゲンランプ熱処理炉を用いた熱処理を１１２５℃×３秒としたこと以外は、実施例１３と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、ＢＭＤ密度は０．９６×１０５個／ｃｍ２であったが、無欠陥深さは０μｍであった。
実施例１３に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１５．８×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、ハロゲンランプ熱処理炉を用いた熱処理を１１２５℃×３秒としたこと以外は、実施例１３と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、ＢＭＤ密度は０．９６×１０５個／ｃｍ２であったが、無欠陥深さは０μｍであった。
実施例１３〜１８の結果から、初期格子間酸素濃度が１．４×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）以上のウェーハに、１１５０℃以上、１３５０℃以下の温度で３秒以下の熱処理を施し、この上にシリコンエピタキシャル層を形成しても、得られたウェーハには約６μm以下の無欠陥層が形成されることが確認された。一方、ウェーハ表面から１０〜２０μmの領域に高いＢＭＤ密度が観察された。
これに対して、急速昇降温処理が１１２５℃であった比較例５では、この熱処理におけるウェーハ表層の酸素析出核の消滅が十分ではなく、エピタキシャル成長の際に、酸素析出核を起点にエピタキシャル欠陥の発生があり、酸化膜耐圧が劣化することが確認された。
《実施例１９》
直径２００ｍｍのシリコン単結晶インゴット（初期格子間酸素濃度が１４．５×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９），比抵抗が１０〜２０Ωｃｍ，窒素ドープなし）からスライスして鏡面加工を施した複数のシリコンウェーハに、ハロゲンランプを熱源とする熱処理炉を用いて１１５０℃×３秒の熱処理を施した。
直径２００ｍｍのシリコン単結晶インゴット（初期格子間酸素濃度が１４．５×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９），比抵抗が１０〜２０Ωｃｍ，窒素ドープなし）からスライスして鏡面加工を施した複数のシリコンウェーハに、ハロゲンランプを熱源とする熱処理炉を用いて１１５０℃×３秒の熱処理を施した。
この熱処理が施された複数のシリコンウェーハに対し、さらに１０００℃×３０分の追加熱処理をアルゴンガス雰囲気で施した。
得られたシリコンウェーハの無欠陥深さとＢＭＤ密度とを実施例１と同じ条件で測定したところ、無欠陥深さは２．３μｍ、ＢＭＤ密度は２．３×１０５個／ｃｍ２であった。
《実施例２０》
実施例１９に対し、追加熱処理条件を１２００℃×６０分としたこと以外は、実施例１９と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは５．６μｍ、ＢＭＤ密度は１．１×１０５個／ｃｍ２であった。
実施例１９に対し、追加熱処理条件を１２００℃×６０分としたこと以外は、実施例１９と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは５．６μｍ、ＢＭＤ密度は１．１×１０５個／ｃｍ２であった。
また、追加熱処理を行う前後におけるＢＭＤサイズを透過電子顕微鏡にて観察したところ、追加熱処理を行う前の状態では透過電子顕微鏡で検出可能な最小サイズ以下（＜１０ｎｍ）であったのに対し、追加熱処理を行った後の状態では平均サイズが６３．４ｎｍの多面体形状の析出物が観察された。
《実施例２１》
実施例１９に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１４．６×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、ハロゲンランプの代わりにキセノンランプを用いたフラッシュランプ熱処理炉、急速昇降温熱処理条件を１２５０℃×０．００１秒、追加熱処理条件を１１５０℃×３０分としたこと以外は、実施例１９と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは２．１μｍ、ＢＭＤ密度は１９．０×１０５個／ｃｍ２であった。
実施例１９に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１４．６×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、ハロゲンランプの代わりにキセノンランプを用いたフラッシュランプ熱処理炉、急速昇降温熱処理条件を１２５０℃×０．００１秒、追加熱処理条件を１１５０℃×３０分としたこと以外は、実施例１９と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは２．１μｍ、ＢＭＤ密度は１９．０×１０５個／ｃｍ２であった。
《実施例２２》
実施例１９に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１４．６×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、ハロゲンランプの代わりにキセノンランプを用いたフラッシュランプ熱処理炉、急速昇降温熱処理条件を１２５０℃×０．００１秒、追加熱処理条件を１１５０℃×６０分としたこと以外は、実施例１９と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは３．５μｍ、ＢＭＤ密度は１２．０×１０５個／ｃｍ２であった。
実施例１９に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１４．６×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、ハロゲンランプの代わりにキセノンランプを用いたフラッシュランプ熱処理炉、急速昇降温熱処理条件を１２５０℃×０．００１秒、追加熱処理条件を１１５０℃×６０分としたこと以外は、実施例１９と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは３．５μｍ、ＢＭＤ密度は１２．０×１０５個／ｃｍ２であった。
《実施例２３》
実施例１９に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１４．４×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、ハロゲンランプの代わりにレーザを用いたレーザ熱処理炉、急速昇降温熱処理条件を１３００℃×０．００１秒、追加熱処理条件を１１５０℃×３０分としたこと以外は、実施例１９と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは３．７μｍ、ＢＭＤ密度は１０．０×１０５個／ｃｍ２であった。
実施例１９に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１４．４×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、ハロゲンランプの代わりにレーザを用いたレーザ熱処理炉、急速昇降温熱処理条件を１３００℃×０．００１秒、追加熱処理条件を１１５０℃×３０分としたこと以外は、実施例１９と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは３．７μｍ、ＢＭＤ密度は１０．０×１０５個／ｃｍ２であった。
《実施例２４》
実施例１９に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１４．７×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、窒素濃度を８５．８×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｃ、ハロゲンランプを用いた急速昇降温熱処理条件を１２００℃×５秒、追加熱処理条件を１１５０℃×６０分としたこと以外は、実施例１９と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは４．９μｍ、ＢＭＤ密度は２４．０×１０５個／ｃｍ２であった。
実施例１９に対し、シリコン単結晶インゴットの初期格子間酸素濃度を１４．７×１０１７ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）、窒素濃度を８５．８×１０１３ａｔｏｍｓ／ｃｃ、ハロゲンランプを用いた急速昇降温熱処理条件を１２００℃×５秒、追加熱処理条件を１１５０℃×６０分としたこと以外は、実施例１９と同じ条件でウェーハを作製し、無欠陥深さとＢＭＤ密度を測定した。その結果、無欠陥深さは４．９μｍ、ＢＭＤ密度は２４．０×１０５個／ｃｍ２であった。
実施例１９〜２４の結果から、急速昇降温処理を施したウェーハに追加熱処理（非酸化性雰囲気）をすることで、ウェーハ表面から１０〜２０μmの位置における酸素析出物のサイズが増大することが確認された（実施例２０）。したがって、１０〜２０μｍの位置における熱安定性が向上するとともに、さらに表層付近では酸素の外方拡散によって表層のＢＭＤが消滅することで無欠陥深さの調整も可能となる。
Claims (11)
- チョクラルスキー法によって育成された単結晶から加工されたシリコンウェーハであって、初期格子間酸素濃度が１．４×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）以上のシリコンウェーハに、
アルゴンガスのガス雰囲気中において、１１５０℃以上、シリコン融点以下の熱処理温度で、５秒以下の急速昇降温熱処理を施し、前記シリコンウェーハの表面から０．６μｍ〜２．６μｍの深さに無欠陥層を形成する工程を有す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。 - 前記単結晶から加工されたシリコンウェーハの初期格子間酸素濃度が１７．３×１０ １７ ａｔｏｍｓ／ｃｃ（ＡＳＴＭ Ｆ−１２１，１９７９）以上であることを特徴とする請求項１に記載のシリコン単結晶ウェーハの製造方法。
- 前記急速昇降温熱処理は、熱源としてのハロゲンランプを用いて０．１〜５秒の熱処理を施すことを特徴とする請求項１または２記載のシリコン単結晶ウェーハの製造方法。
- 前記急速昇降温熱処理は、熱源としてのキセノンランプを用いて０．１秒以下の熱処理を施すことを特徴とする請求項１または２記載のシリコン単結晶ウェーハの製造方法。
- 前記急速昇降温熱処理は、熱源としてのレーザを用いて０．１秒以下の熱処理を施すことを特徴とする請求項１または２記載のシリコン単結晶ウェーハの製造方法。
- 前記チョクラルスキー法によりシリコン単結晶を育成する際に、窒素がシリコン単結晶中に１×１０１３〜１×１０１５ａｔｏｍｓ／ｃｃドープされることを特徴とする請求項１〜５の何れかに記載のシリコン単結晶ウェーハの製造方法。
- 前記急速昇降温熱処理されたシリコンウェーハに、シリコン単結晶をエピタキシャル成長させる工程を有することを特徴とする請求項１〜６の何れかに記載のシリコン単結晶ウェーハの製造方法。
- 前記急速昇降温熱処理されたシリコンウェーハに、非酸化性雰囲気にて、１０００℃以上、１３００℃以下の追加熱処理を施す追加熱処理工程をさらに有することを特徴とする請求項１〜７の何れかに記載のシリコン単結晶ウェーハの製造方法。
- 前記急速昇降温熱処理は、当該急速昇降温熱処理されたシリコンウェーハに、１０００℃×１６時間のＢＭＤ密度測定用熱処理を施した場合に、ウェーハ表面から１０μm〜２０μmの範囲に５×１０４個／ｃｍ２以上の酸素析出物が形成されるように、熱処理を施すことを特徴とする請求項１〜８の何れかに記載のシリコン単結晶ウェーハの製造方法。
- 請求項１〜９の何れかに記載された方法により製造されたことを特徴とするシリコン単結晶ウェーハ。
- 請求項１０記載のシリコン単結晶ウェーハであって、ウェーハ表面から１０μm〜２０μmの範囲に５×１０４個／ｃｍ２以上の酸素析出物を有することを特徴とするシリコン単結晶ウェーハ。
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