JP5805843B2 - シリコン単結晶基板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、シリコン単結晶基板およびその製造方法に関し、特にチョクラルスキー法によって育成されたシリコン単結晶をスライスすることにより形成されたシリコン単結晶基板およびその製造方法に関するものである。

自動車や家庭用電化製品などに実装されるパワーデバイスは高耐圧であることが必要であり、かつ基板抵抗がその特性に影響するため、その基板として用いられるシリコンウエハは比抵抗が高く、そのバラツキが小さいことが要求される。

パワーデバイスの基板として使用されるシリコン単結晶は、主にチョクラルスキー法（ＣＺ法）により製造されている。このＣＺ法においては、ホウ素やリンなどのドーパントのシリコン単結晶に対する偏析係数が１よりも小さいため、シリコン単結晶を引上げるにしたがって、シリコン融液中のドーパント濃度が高くなってしまう。そのため、引上げられたシリコン単結晶のドーパント濃度が引上げ軸方向に変化し、結果としてシリコン単結晶の比抵抗が引上げ軸方向に変化してしまうので、比抵抗の制御が困難であった。

特開２００３−１３７６８７号公報（特許文献１）には、初期シリコン融液中にホウ素の濃度の２５〜３０％に相当するリンを添加してチョクラルスキー法で結晶を引き上げることで結晶成長方向の比抵抗の変動を抑える方法が記載されている。

特開２００７−１９１３５０号公報（特許文献２）には、ウエハ面内における抵抗率のばらつきが５％以下であるＩＧＢＴ（Ｉｎｓｕｌａｔｅｄ Ｇａｔｅ Ｂｉｐｏｌａｒ Ｔｒａｎｓｉｓｔｏｒ）用のシリコン単結晶ウエハの製造方法が記載されている。

特開２００３−１３７６８７号公報 特開２００７−１９１３５０号公報

近年、ＢＣＤ（Ｂｉｐｏｌａｒ Ｔｒａｎｓｉｓｔｏｒ、ＣＭＯＳ（Ｃｏｍｐｌｅｍｅｎｔａｒｙ Ｍｅｔａｌ Ｏｘｉｄｅ Ｓｅｍｉｃｏｎｄｕｃｔｏｒ）、ＤＭＯＳ（Ｄｉｆｆｕｓｅｄ Ｍｅｔａｌ Ｏｘｉｄｅ Ｓｅｍｉｃｏｎｄｕｃｔｏｒ））プロセスで作成されたパワー半導体が２００Ｖまでの中耐圧用途として広く用いられている。ＢＣＤプロセスとは、アナログ制御の制御に用いられるバイポーラトランジスタと、動作が速くデジタル制御回路に適したＣＭＯＳと、パワーＭＯＳＦＥＴ（Ｍｅｔａｌ Ｏｘｉｄｅ Ｓｅｍｉｃｏｎｄｕｃｔｏｒ Ｆｉｅｌｄ Ｅｆｆｅｃｔ Ｔｒａｎｓｉｓｔｏｒ）の制御に適するＤＭＯＳのプロセス制御を一体化したプロセス技術である。

ＢＣＤプロセスで製造されるパワーデバイス用のシリコン基板には、基板の抵抗が均一であること、基板の表層の酸素析出バルク微小欠陥（ＢＭＤ：Ｂｕｌｋ Ｍｉｃｒｏ Ｄｅｆｅｃｔ）が少ないことおよび基板の厚み中心で適度なＢＭＤが存在すること、が求められる。

特開２００３−１３７６８７号公報（特許文献１）に記載の方法では、固化率９０％ま
での引き上げ軸方向の比抵抗の変化率が大きく、ＢＣＤデバイスの要求品質を満たすことができない。また、特開２００７−１９１３５０号公報（特許文献２）に記載の方法においても、ウエハ面内のばらつきが大きくＢＣＤデバイスの要求品質を満たさない。さらに、特開２００７−１９１３５０号公報（特許文献２）に記載のデバイスは基板の表面に対して垂直方向に電流を流すタイプであるＩＧＢＴである。そのため、基板の厚み方向にわたってＢＭＤを少なくする必要がある。しかしながら、ＢＭＤを少なくすることで重金属をゲッタリングする作用が低減してしまう。

本発明は、上記のような課題に鑑みてなされたものであり、基板の抵抗が均一であり、基板の表層のＢＭＤが少なく、基板の厚み中心で適度なＢＭＤが存在するシリコン単結晶基板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明に係るシリコン単結晶基板は、チョクラルスキー法により育成されたシリコン単結晶をスライスすることにより形成されたシリコン単結晶基板であって、以下の特性を有している。シリコン単結晶基板は、第１の主表面と第１の主表面と反対側の第２の主表面とを有している。シリコン単結晶基板の第１の主表面の中心における比抵抗が５０Ω・ｃｍ以上、かつ第１の主表面における比抵抗の変化率が３％以下である。第１の主表面と第１の主表面から第２の主表面に向かって５０μｍの深さの面によって挟まれた領域であるデバイス形成領域における酸素析出バルク微小欠陥の平均密度が１×１０⁸／ｃｍ³未満である。第１の主表面から第２の主表面に向かって３００μｍの深さの面と４００μｍの深さの面とによって挟まれた領域における酸素析出バルク微小欠陥の平均密度が１×１０⁸
／ｃｍ³以上１×１０⁹／ｃｍ³以下である。

上記のシリコン単結晶基板において好ましくは、シリコン単結晶基板の酸素濃度が５．０×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以上７．０×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以下であり、かつシリコン単結晶基板の窒素濃度が２．０×１０¹³ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以上４．０×１０¹⁴ａ
ｔｏｍｓ／ｃｍ³以下である。

本発明に係るＢＣＤデバイスは、上記のシリコン単結晶基板と、デバイス形成領域に形成されたＣＭＯＳ、ＤＭＯＳおよびバイポーラトランジスタを有している。

本発明に係るシリコン単結晶基板の製造方法は、以下の工程を有している。ホウ素の濃度が４×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以下であり、ホウ素の濃度に対するリンの濃度の比が
０．４２以上０．５０以下である初期シリコン融液が準備される。初期シリコン融液からチョクラルスキー法によりシリコン単結晶が成長される。シリコン単結晶がスライスされる。シリコン単結晶を成長させる工程では、シリコンの融点から１３５０℃におけるシリコン単結晶の中心部の冷却速度に対するエッジ部の冷却速度の比が１．４以上２．０以下であり、かつ、１２００℃から１１００℃における中心部の冷却速度が６℃／分以上である条件でシリコン単結晶が成長される。シリコン単結晶の酸素濃度が５．０×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以上７．０×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以下であり、かつシリコン単結晶の窒素濃度が２．０×１０¹³ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以上４．０×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以下である。

上記のシリコン単結晶基板の製造方法において好ましくは、シリコン単結晶をスライスする工程の後に、スライスされたシリコン単結晶をアニールする工程をさらに有している。アニールする工程では、不純物濃度が体積比０．５％以下の希ガス雰囲気中もしくは非酸化性雰囲気中において、１２００℃以上１２５０℃以下で１時間以上８時間以下の間熱処理する。

本発明によれば、基板の抵抗が均一であり、基板の表層のＢＭＤが少なく、基板の厚み中心で適度なＢＭＤが存在するシリコン単結晶基板を得ることができる。

実施の形態１に係るシリコン単結晶基板を示す概略模式図である。 実施の形態１に係るシリコン単結晶基板を製造するための製造装置を示す概略模式図である。 実施の形態１に係るシリコン単結晶基板の製造方法を概略的に示すフロー図である。 シリコン単結晶の固化率とシリコン単結晶中の不純物濃度との関係を示すシミュレーション結果である。 シリコン単結晶の固化率と比抵抗との関係を示す測定結果およびシミュレーション結果である。 シリコン単結晶の固化率と比抵抗との関係の初期シリコン融液Ｐ／Ｂ比依存性のシミュレーション結果である。 チョクラルスキー法によるシリコン単結晶引き上げ時におけるシリコン固液界面の状態を示す図である。 シリコン単結晶の引き上げ軸上の位置と比抵抗との関係を示す図である。 実施の形態２に係るＢＣＤデバイスを示す概略模式図である。

以下、図面に基づいて本発明の実施の形態を説明する。なお以下の図面において同一または相当する部分には同一の参照符号を付しその説明については繰り返さない。

（実施の形態１）
まず、本実施の形態に係るシリコン単結晶基板の構成について図１を用いて説明する。

本実施の形態に係るシリコン単結晶基板１０は、チョクラルスキー法により育成されたシリコン単結晶１（図２参照）をスライスすることにより形成される。図１を参照して、シリコン単結晶基板１０は、第１の主表面１０１と第１の主表面１０１と反対側の第２の主表面１０２とを有している。シリコン単結晶基板１０の表層部（第１の主表面１０１と第１の主表面１０１から第２の主表面１０２に向かって５０μｍの深さＨ１の面によって挟まれた領域）はデバイス形成領域１００である。デバイス形成領域１００には、バイポーラトランジスタ、ＣＭＯＳやＤＭＯＳなどのデバイスが形成される。デバイス形成領域１００のＢＭＤの密度はシリコン単結晶基板１０の他の領域よりも少ないことがｐｎ接合のリーク電流を低減する観点から望ましい。デバイス形成領域１００のＢＭＤの平均密度は１×１０⁸／ｃｍ³未満である。一方、シリコン単結晶基板１０の厚み方向の中心領域２００（第１の主表面１０１から第２の主表面１０２に向かって３００μｍの深さＨ２の面と４００μｍの深さＨ３の面とによって挟まれた領域）には適度な量のＢＭＤが存在することが好ましい。適度な量のＢＭＤとは、ＢＭＤの平均密度が１×１０⁸／ｃｍ³以上１×１０⁹／ｃｍ³以下程度である。

シリコン単結晶基板１０の第１の主表面１０１の中心における比抵抗が５０Ω・ｃｍ以上、かつ第１の主表面１０１における比抵抗の変化率が３％以下である。好ましくは、シリコン単結晶基板１０の酸素濃度が５．０×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以上７．０×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以下であり、かつシリコン単結晶基板１０の窒素濃度が２．０×１０¹³ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以上４．０×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以下である。

厚み方向の中心領域２００におけるＢＭＤの平均密度が１×１０⁸／ｃｍ³未満の場合、
重金属に対するゲッタリング能力が、ＢＭＤが発生しないＦＺ（Ｆｌｏａｔｉｎｇ Ｚｏｎｅ）と同程度であり、ゲッタリング能力がないと判断される。一方、厚み方向の中心領域２００におけるＢＭＤの平均密度が１×１０⁹／ｃｍ³超の場合、デバイス形成領域１００のＢＭＤの平均密度が１×１０⁸／ｃｍ³を超えてしまう。好ましくは、厚み方向の中心領域２００におけるＢＭＤの平均密度が５×１０⁸／ｃｍ³以上１×１０⁹／ｃｍ³以下である。

デバイス形成領域１００におけるＢＭＤの平均密度が１×１０⁸／ｃｍ³超の場合、ｐｎ接合リーク電流が、ＢＭＤが発生しないＦＺに比較して大きくなるため、パワー半導体の特性が劣化する。好ましくは、デバイス形成領域１００におけるＢＭＤの平均密度が５×１０⁷／ｃｍ³以下である。さらに好ましくは、デバイス形成領域１００におけるＢＭＤの平均密度が１×１０⁷／ｃｍ³以下である。なお、デバイス形成領域１００におけるＢＭＤの平均密度の範囲が５×１０⁶／ｃｍ³以上１×１０⁸／ｃｍ³以下であれば、実用上ｐｎ接合リーク電流は問題とならない。デバイス形成領域１００におけるＢＭＤの平均密度の下限は５×１０⁶／ｃｍ³であってもよい。

次に、本実施の形態に係るシリコン単結晶を製造するための製造装置について図２を用いて説明する。

図２を参照して、シリコン単結晶製造装置３００は、チャンバー２と、ヒータ６と、ルツボ８と、ルツボ支持軸１３と、引上げワイヤ１４と、冷却構造体２１と、冷却体２２とを主に有している。チャンバー２の内壁には断熱材３が設けられている。チャンバー２の上部にはアルゴン（Ａｒ）などの不活性ガスを導入するための給気口４が設けられており、チャンバー２の底部にはチャンバー２内のガスを排気するための排気口５が設けられている。ルツボ８には原料となるシリコン融液７が充填される。ヒータ６はルツボ８の周辺部に設けられており、シリコン原料を融解させることでシリコン融液７を作製可能である。ルツボ支持軸１３は、ルツボ８の下端部からチャンバーの底部に向かって延在しており、ルツボ支持軸駆動装置１２によって回転自在に支持されている。引上げワイヤ１４は、シリコン単結晶１を引上げるためのものであり、引上げワイヤ駆動装置１５によって上下に移動可能である。

冷却構造体２１と冷却体２２は成長するシリコン単結晶１を取り囲むように配置されており、シリコン単結晶１を冷却するためのものである。冷却構造体２１は、内部に液体の冷媒を流通可能にした構造体である。冷却構造体２１は、たとえば水を冷媒としたステンレス鋼製の水冷チャンバーである。冷却体２２は、高熱伝導性の材料からなり、シリコン単結晶１を冷却するように配置されている。冷却体２２を構成する材料としては、熱伝導率および熱輻射率の大きい物質が利用可能であり、たとえば、銀や銀合金が用いられる。

図３を参照して、本実施の形態のシリコン単結晶基板１０の製造方法について説明する。

図３に示すように、本実施の形態に係るシリコン単結晶基板の製造方法は、チョクラルスキー法によりシリコン単結晶を製造するものであり、シリコン融液準備工程Ｓ１と、シリコン単結晶成長工程Ｓ２と、シリコン単結晶切断工程Ｓ３と、シリコン単結晶アニール工程Ｓ４を主に有している。

まず、シリコン融液準備工程Ｓ１が実施される。シリコン融液準備工程Ｓ１では、シリコン原料をルツボ８に充填し、ヒータ６で加熱することでシリコン原料を融解してシリコン融液７を準備する。シリコン融液７にはホウ素およびリンが添加されている。ホウ素の濃度は４×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以下であり、ホウ素の濃度に対するリンの濃度の比
が０．４２以上０．５０以下である。

ｐ型のシリコン単結晶１を製造するため、単結晶成長当初のシリコン融液（以下、「初期シリコン融液」と称する）にｐ型不純物（アクセプタ）としてホウ素（Ｂ）を添加する。また、さらに、ｎ型不純物（ドナー）であってシリコン単結晶１に対する偏析係数がホウ素より小さいリン（Ｐ）を添加する。このように、ホウ素と反対の伝導型の不純物であってホウ素よりシリコン単結晶１に対する偏析係数が小さいリンを初期シリコン融液に添加する理由については後述する。

窒素添加は、シリコン融液中に窒化膜付きウエハを投入することによって行う。引上げた結晶をスライスして得られたシリコンウエハの窒素濃度は、二次イオン質量分析装置（ＳＩＭＳ）を用いて測定される。但し、５×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以下の窒素濃度を
有するウエハはＳＩＭＳを用いて測定できないため、以下の数式により求めた窒素濃度を使用する。かかる数式について以下、詳細に説明する。

本発明に係る製造方法における窒素の添加方法は、特に制限されるものではなく公知の方法を使用することができ、例えば、シリコン原料溶解中に窒素ガスを導入する方法や、窒化物をＣＶＤ法等によって堆積させたシリコン基板を原料溶解中に混入させる方法等が挙げられる。また、シリコン融液の凝固後の結晶中に取り込まれる不純物の融液中濃度に対する比率である偏析係数ｋは窒素の場合、７×１０^-4である（Ｗ．Ｚｕｌｅｈｎｅｒ
ａｎｄ Ｄ．Ｈｕｂｅｒ，Ｃｒｙｓｔａｌ Ｇｒｏｗｔｈ，Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ａｎｄ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ，ｐ２８，Ｓｐｒｉｎｇｅｒ−Ｖｅｒｌａｇ，Ｎｅｗ Ｙｏｒ
ｋ，１９８２）。

本発明の製造方法に使用されるシリコン融液から結晶中に取り込まれる窒素濃度は、以下の式（数１）によって算出できる。

なお、融液中の窒素濃度は初期融液窒素濃度とも称することができる。ここで、シリコン結晶の固化率（ｇ）は以下の式（数２）によって求められる。

次に、シリコン単結晶成長工程Ｓ２が実際される。シリコン単結晶成長工程Ｓ２では、初期シリコン融液７からチョクラルスキー法によりシリコン単結晶１を成長させる。シードチャック１６に取付けた種結晶１７を、シリコン融液７の表面に降下させて浸漬させる。その後、引上げワイヤ１４を引上げワイヤ駆動装置１５によって巻き取ることによって、シリコン単結晶１の引上げを行う。シリコン単結晶１がコーン部（拡張部）の成長を経て目標とする直径に達した後に、直胴部１１を所定の長さまで成長させる。シリコン単結晶１を成長させる工程では、シリコンの融点から１３５０℃におけるシリコン単結晶１の中心部の冷却速度に対するエッジ部の冷却速度の比が１．４以上２．０以下でシリコン単
結晶１を成長させる。また、１２００℃から１１００℃における中心部の冷却速度が６℃／分以上である条件でシリコン単結晶１を成長させる。シリコン単結晶１中の酸素濃度は５．０×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以上７．０×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以下であり、かつシリコン単結晶１の窒素濃度は２．０×１０¹³ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以上４．０×１０¹⁴
ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以下である。

シリコン単結晶成長工程Ｓ２におけるシリコン単結晶１の引き上げ速度は０．９ｍｍ／分以上であり、かつ、結晶エッジ部の冷却速度を結晶中心部の冷却速度の１．４倍以上とすることができる。ここで冷却速度とは結晶育成中における融点〜１３５０℃の範囲の平均であり、融点から１３５０℃までの結晶成長軸方向の平均温度勾配（℃／ｍｍ）に引上げ速度（ｍｍ／分）を乗じた値である。引上げ速度が０．９ｍｍ／分未満では、生産性が悪くなるので好ましくない。結晶エッジ部の冷却速度が結晶中心部の冷却速度の１．４倍未満になると、シリコン単結晶１の冷却効率が悪くなるため、引上げ速度が０．９ｍｍ／分未満となり、生産性が悪くなる。引上げ速度の上限は、実現可能なシリコン単結晶１引上げ装置の能力から１．９ｍｍ／分であり、結晶エッジ部の冷却速度の上限は、結晶中心部の冷却速度の２倍である。

シリコン単結晶１の冷却は、成長するシリコン単結晶１を取り囲むように配置された冷却構造体２１（図２）と冷却体２２（図２）とによって行われる。シリコン単結晶１からの輻射光は、高熱伝導性材からなる冷却体２２に入射する。冷却体２２は、冷却構造体２１と接続されており低温に保たれている。それゆえ、シリコン単結晶１との輻射熱交換効率が良く、シリコン単結晶１の冷却速度を向上することができる。

１２００℃から１１００℃における中心部の冷却速度が６℃／分未満の場合、デバイス形成領域１００のＢＭＤの平均密度が１×１０⁸／ｃｍ³を超えてしまう。直径が大きくなるとシリコン単結晶１が冷えづらくなるので、直径が２００ｍｍ以上の結晶の場合は８℃／分が実現できる上限であると考えられる。

シリコン単結晶１中の酸素濃度が５．０×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／ｃｍ³未満の場合、厚み
中心領域２００のＢＭＤの平均密度が１×１０⁸／ｃｍ³未満になる。一方、シリコン単結晶１中の酸素濃度が７．０×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／ｃｍ³超になると、デバイス形成領域１
００のＢＭＤの平均密度が１×１０⁸／ｃｍ³を超えてしまう。好ましくは、シリコン単結晶１中の酸素濃度は５．０×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以上６．０×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／
ｃｍ³以下である。なお、酸素濃度は、日本電子機械工業会（ＪＥＩＴＡ）の換算係数（
３．０３×１０¹⁷／ｃｍ²）を用いて算出した値を用いる。具体的には、赤外吸収による
シリコン結晶中の格子間酸素原子濃度の標準測定法（旧ＪＥＩＤＡ−６１）を用いる。

酸素はシリコン単結晶１の育成が進むにつれて、石英ルツボが溶け出すことにより融液中に混入する。結晶中の酸素濃度は、石英ルツボの回転速度、結晶引上炉中のガスの流れなどの引上げ条件を制御することにより調整可能である。

シリコン単結晶１中の窒素濃度が２．０×１０¹³ａｔｏｍｓ／ｃｍ³未満または４．０
×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³超の場合、デバイス形成領域１００のＢＭＤの平均密度が１
×１０⁸／ｃｍ³を超えてしまう。好ましくは、シリコン単結晶１の窒素濃度は、１．０×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以上４．０×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以下である。

次に、シリコン単結晶切断工程Ｓ３が実施される。シリコン単結晶切断工程Ｓ３では、まず、直胴部１１を所定の長さまで成長させた後、引上げワイヤ１４の巻き取りを停止させる。その後、ルツボ８を降下させることによって、シリコン融液７からシリコン単結晶１を切り離す。その後、引上げ軸方向に垂直な平面でシリコン単結晶１をスライスする。
これにより、シリコン単結晶基板１０が得られる。

次に、シリコン単結晶アニール工程Ｓ４が実施されてもよい。シリコン単結晶アニール工程では、シリコン単結晶１がスライスされて作製されたシリコン単結晶基板１０がアニールされる。アニールする工程では、不純物濃度が体積比０．５％以下の希ガス雰囲気中もしくは非酸化性雰囲気中において、１２００℃以上１２５０℃以下で１時間以上８時間以下の間熱処理される。非酸化性雰囲気下において、１２００℃以上１２５０℃以下で１時間以上８時間以下の間熱処理されるときに形成される酸化膜は２ｎｍ以下に抑えられている。

本実施の形態の製造方法によれば、引上中心軸Ｌ１における比抵抗が５０Ω・ｃｍ以上で、引上中心軸Ｌ１における比抵抗変化率が１０％以下で、引上中心軸Ｌ１と垂直な断面における比抵抗変化率が３％以下であるｐ型シリコン単結晶１を製造することができる。この理由について、以下に説明する。なお、比抵抗変化率とは以下の式で定義される値である。

図４は、シリコン単結晶１の固化率とシリコン単結晶１中の不純物濃度との関係のシミュレーション結果を示す図である。図４の横軸はシリコン単結晶１の固化率を示している。図４の縦軸はシリコン単結晶１中の不純物濃度を示している。図５は、シリコン単結晶１の固化率と比抵抗との関係の測定結果とシミュレーション結果とを示す図である。図５の横軸はシリコン単結晶１の固化率を示している。図５の縦軸はシリコン単結晶１の比抵抗を示す。図５における点プロットは実測結果を示し、線プロットはシミュレーション結果を示す。図５における黒四角のデータはホウ素のみがシリコン融液に添加される場合を示す。図５における黒丸のデータはホウ素およびリンがシリコン融液に添加される場合を示す。

図４に示すように、初期シリコン融液にホウ素のみが添加された場合は、シリコン単結晶１が成長する（すなわち、固化率が大きくなる）にしたがい、シリコン単結晶１中の不純物濃度が指数関数的に大きくなる。この結果、図５に示すように、シリコン単結晶１が成長するにしたがい、シリコン単結晶１の比抵抗が低下する。これは、シリコン単結晶１に対するホウ素の偏析係数ｋが０．７８程度であり、１未満であることからシリコン単結晶１の成長とともにシリコン融液のホウ素の濃縮化が進み、シリコン単結晶１中へ取り込まれるホウ素の割合が大きくなるためである。

初期シリコン融液にリンのみが添加された場合も、同様に、シリコン単結晶１が成長するに従い、シリコン単結晶１の不純物濃度が指数関数的に増大する。しかし、シリコン単結晶１に対するリンの偏析係数ｋが０．３８程度でホウ素の偏析係数より小さいため、シリコン単結晶１の成長にともなうシリコン融液のリンの濃縮化の割合（速度）はホウ素の場合より大きい。したがって、シリコン単結晶１の成長にともなう比抵抗の低下の割合もホウ素を添加した場合より大きくなる。

ホウ素はｐ型不純物であるため、シリコン単結晶１にホウ素が添加されるとシリコン単結晶１中にｐ型キャリアとしての正孔を発生させる。リンはｎ型不純物であるため、シリコン単結晶１にリンが添加されるとシリコン単結晶１中にｎ型キャリアとしての電子を発
生させる。

ホウ素およびリンが添加されたシリコン単結晶１は、互いに発生させた反対の伝導型のキャリアを打ち消し合う。したがって、ｐ型半導体の製造において、シリコン単結晶１にホウ素とともにリンを添加することで、シリコン単結晶１のｐ型キャリア密度を減少させ、比抵抗を増大させることができる。

また、シリコン単結晶１の成長に伴う不純物濃度の増大の割合はホウ素を添加する場合よりリンを添加する場合の方が大きい。したがって、シリコン単結晶１の成長に伴うホウ素の濃度の増大によるｐ型キャリア密度の増大を、リンの濃度の増大によるｎ型キャリア密度の増大により相殺することで、シリコン単結晶１の成長に伴う比抵抗の低下を防止することができる。すなわち、初期シリコン融液のホウ素の濃度に対するリンの濃度の比（以下、「Ｐ／Ｂ比」と称する）を適当な値とすることにより、シリコン単結晶１の成長に伴う比抵抗の低下を防止することができる。なお、初期シリコン融液添加されるホウ素およびリンの濃度は十分小さいため、ホウ素およびリンはシリコン単結晶１に対しそれぞれ独立した偏析を行なうと考えられる。

具体的には、図４に示すように、シリコン単結晶１の成長過程におけるシリコン単結晶１のホウ素の濃度とリンの濃度の差が一定となるように初期シリコン溶液のＰ／Ｂ比を選択することで、図５に示すように、シリコン単結晶１の成長に伴う比抵抗の値を一定に保つことができる。図５のデータを取得する際の条件として、初期シリコン融液に添加するホウ素の濃度を１．６×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³とし、Ｐ／Ｂ比を０．４５とした。

図６は、シリコン単結晶１の固化率と比抵抗との関係の初期シリコン融液Ｐ／Ｂ比依存性シミュレーション結果を示す図である。図６の横軸はシリコン単結晶１の固化率を示している。図６の縦軸はシリコン単結晶１の比抵抗比率を示している。図６に示す９個のデータは、固化率が０のときの比抵抗比率が高い方から順番に、Ｐ／Ｂ比が０．３、０．３８、０．４、０．４２、０．４５、０．４７、０．５、０．５５、０．６のデータである。ここで、比抵抗比率は下記式で定義される。

図６に示すシミュレーション結果によれば、固化率を０〜０．８０に制限した場合、初期シリコン融液のＰ／Ｂ比を０．４２〜０．５５にすることで、引上中心軸の比抵抗変化率を１０％以下に低減することができることがわかる。ただし、後述するように、引上中心軸と垂直な断面における比抵抗変化率を低減するためには、Ｐ／Ｂ比は０．４２〜０．５０にすることが必要である。なお、固化率を０〜０．８０に制限する理由も後述する。

ここで、初期シリコン融液のＰ／Ｂ比が０．４２〜０．５０とした場合、シリコン単結晶１の成長が進むと、固化率０．７付近においてシリコン単結晶１の比抵抗が上昇に転じる現象が生じる（以下、比抵抗が上昇に転じる点を「変曲点」と称する）。この現象はシリコン単結晶１内におけるｐ型キャリア（正孔）が減少に転じたことを示しており、シリコン単結晶１中のリンの増加率がホウ素の増加率を超えたことに起因する。

本実施形態においては、変曲点を発生させてまでも引上中心軸の比抵抗変化率を低減する。変曲点が発生した以降のシリコン単結晶１も、シリコン単結晶１中のリンの濃度がホ
ウ素の濃度を超えない限りｐ型の伝導型を保っており、パワーデバイス用ウエハとして使用することに何ら問題はない。

このように、引上中心軸の比抵抗変化率をより低減することで、さらに引上中心軸と垂直な断面における比抵抗変化率を低減することができる。以下、この理由について説明する。

図７は、ＣＺ法によるシリコン単結晶１引き上げ時におけるシリコン固液界面（シリコン融液とシリコン単結晶１との境界面）を示す説明図である。図７に示すように、シリコン単結晶１の引き上げ時におけるシリコン固液界面は、シリコン単結晶１の引上中心軸Ｌ１方向に突出した形状を有する。点Ａは現在の固液界面と引上中心軸Ｌ１との交点である。点Ｂ２は点Ａを含むシリコン単結晶１の水平断面（引上中心軸と垂直な断面）Ａ１とシリコン単結晶１の側面との交点である。点Ｂ１は過去の固液界面と引上中心軸Ｌ１との交点である。点Ａと点Ｂの距離をΔＺ、点Ａと点Ｂ１の比抵抗の差をΔＲ（図８参照）とする。

図８は、シリコン単結晶１の比抵抗と引上中心軸上の位置との関係を示す図である。図８の横軸はシリコン単結晶１の引上中心軸上の位置を示している。図８の縦軸はシリコン単結晶１の比抵抗を示している。ここで、固液界面における各比抵抗は一定であるため、図７における、点Ｂ１と点Ｂ２における比抵抗は同じである。一方、点Ａと点Ｂ１との間の比抵抗の変化は引上中心軸Ｌ１における比抵抗変化率に対応し、点Ａと点Ｂ２との間の比抵抗の変化は引上中心軸Ｌ１と垂直な断面Ａ１における比抵抗変化率に対応する。したがって、引上中心軸Ｌ１と垂直な断面Ａ１における比抵抗変化率を低減するためには、引上中心軸Ｌ１方向の比抵抗傾きΔＲ／ΔＺを低減する必要がある。図６のシミュレーションから、比抵抗傾きを低減するためには、固化率の上限を設定すること、およびＰ／Ｂ比をある範囲内にすることが有効である。固化率が０．８０を超える領域は、どのようなＰ／Ｂ比においても比抵抗傾きが大きくなるため、引上中心軸Ｌ１と垂直な断面における比抵抗変化率が３％を超えてしまう。固化率を０〜０．８０に制限した場合、初期シリコン融液中のＰ／Ｂ比を０．４２以上０．５０以下にすることで、後述する実施例において実証されるように、引上中心軸Ｌ１と垂直な断面における比抵抗変化率が３％以下になる。より好ましくは、固化率を０〜０．８０に制限した場合、０．４２以上０．４７以下にすることで、後述する実施例において実証されるように、引上中心軸と垂直な断面における比抵抗変化率が２％以下になる。固化率を０〜０．８０に制限した場合、Ｐ／Ｂ比を０．５０超０．５５以下にすると、結晶ボトム側の比抵抗傾きが大きくなるため、引上中心軸Ｌ１と垂直な断面における比抵抗変化率が３％を超える。固化率を０．８０未満に制限すれば、Ｐ／Ｂ比が０．５０超０．５５以下の場合でも引上中心軸Ｌ１と垂直な断面における比抵抗変化率を３％以下にすることができる。しかし、固化率を０．８０未満に制限するのは、生産性が悪くなり好ましくない。

なお、引上中心軸と垂直な断面における比抵抗変化率を少なくするためには、結晶引き上げ中のシリコン単結晶１の冷却条件を制御して、固液界面形状を平らにする、すなわち、図７のΔＺを小さくすることも有効である。しかし、この場合、結晶エッジ部の冷却速度を結晶中心部の冷却速度の１．４倍未満、好ましくは１倍にする必要がある。前述した通り、エッジ部の冷却速度を小さくすると、シリコン単結晶１の冷却効率が悪くなるため、引上げ速度が０．９ｍｍ／分未満となり、生産性が悪くなる。本発明は、シリコン単結晶１引上げの生産性を低下させることなく、比抵抗バラツキを低減することが可能となる。

結晶エッジ部の冷却速度と結晶中心部の冷却速度とを制御してΔＺの値を５〜１５ｍｍの範囲とすることにより、生産性を維持しつつ引上中心軸Ｌ１と垂直な断面における比抵
抗変化率を３％以下とすることができる。結晶中心部の冷却速度に対する結晶エッジ部の冷却速度の比を１．４以上２．０以下にすることにより、ΔＺの値を５〜１５ｍｍの範囲に制御することができる。

本実施形態によれば、磁場を印加しながら結晶引上げを行うＭＣＺ（Ｍａｇｎｅｔｉｃ
ｆｉｅｌｄ ａｐｐｌｉｅｄ ＣＺｏｃｈｒａｌｓｋｉ）のような特別な設備を用いることなく引上中心軸と垂直な断面における比抵抗変化率を低減することが可能となる。そのため製造コストが抑制できる。

シリコン単結晶１の引上中心軸Ｌ１と垂直な断面Ａ１における比抵抗変化率については、以下説明する実施例によって実測を試みた。

なお、本実施の形態で得られたシリコン単結晶１から切り出されたウエハは、そのままパワーデバイス用ウエハとして使用してもよいし、後述する高温熱処理を施した後のウエハを使用しても良い。

高温熱処理は非酸化性雰囲気中で熱処理することが望ましい。その理由は、酸化雰囲気では、ボイドやその他のｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥がアニール中に十分消滅しないからである。また、非酸化性雰囲気とは、酸素等の酸化性ガスを含まない雰囲気であり、不活性雰囲気と還元性雰囲気がある。不活性雰囲気とは、例えばアルゴン、ヘリウム、ネオンや窒素等の不活性ガスで満たされた雰囲気である。また、還元性雰囲気とは、水素、一酸化炭素、アンモニア等の還元性ガスが存在する雰囲気をいう。

ウエハを熱処理する温度は、１１５０〜１２５０℃であり、１１７５〜１２１５℃であることが好ましく、１１８５〜１２００℃であることがより好ましい。

ウエハを熱処理する温度が、１１５０℃未満では、ボイドやその他のｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥がアニール中に十分消滅しない。また、当該温度が１２５０℃超では、炉の部材の劣化が激しくなる。

ウエハを熱処理する時間は、１０分以上２時間以下であり、好ましくは３０分以上１．５時間以下であり、より好ましくは５０分以上１時間以下である。

ウエハを熱処理する時間が１０分未満では、ボイドやその他のｇｒｏｗｎ−ｉｎ欠陥がアニール中に十分消滅しない。また、当該時間が２時間を超えると、生産性が悪くなるので好ましくない。

本実施形態に係る製造方法における熱処理（アニール）を行う熱処理炉（または反応室）は、市販のものでよく特に制限されるものではない。但し、熱処理中に酸化膜が２ｎｍ以上成長しないようにする必要がある。なぜなら、表面に酸化膜が付着すると、アニール中の欠陥の収縮、消滅が阻害されるためである。具体的には、熱処理中の雰囲気ガスに混入する不純物の量をできる限り減らす、シリコンウエハを炉の中に挿入する際に、周囲からの空気の巻き込みを極力減らす、と言った工夫が必要である。使用する雰囲気ガスは、例えば不純物が５ｐｐｍａ以下に抑えられたアルゴンなどの希ガスが好ましい。

次に、本実施の形態のシリコン単結晶基板の製造方法の作用効果について説明する。
本実施の形態のシリコン単結晶基板の製造方法によれば、ウエハの表層部であるデバイス形成領域１００のＢＭＤの平均密度は１×１０⁸／ｃｍ³未満であり、厚み方向の中心領域２００のＢＭＤの平均密度が１×１０⁸／ｃｍ³以上１×１０⁹／ｃｍ³以下程度であり、第１の主表面１０１の中心における比抵抗が５０Ω・ｃｍ以上、かつ第１の主表面１０１
における比抵抗の変化率が３％以下である、シリコン単結晶１基板が得られる。

また、上記シリコン単結晶１基板にアニール処理が行われることによって、デバイス形成領域１００のＢＭＤ密度を低減することができる。

（実施の形態２）
図９を参照して、本実施の形態に係るＢＣＤデバイスについて説明する。

本実施の形態に係るＢＣＤデバイスの作製には、実施の形態１で説明した特性を有するシリコン単結晶基板１０が使用される。図９に示すように、ＢＣＤデバイスは、デバイス形成領域１００に領域Ｉと領域ＩＩと領域ＩＩＩとを主に有している。領域Ｉにはバイポーラトランジスタ３０が形成されている。バイポーラトランジスタ３０は、たとえば、コレクタ領域３２、ベース領域３３、エミッタ領域３４、コレクタ電極３５、ベース電極３６、エミッタ電極３７および素子分子膜３１を有している。領域ＩＩにはＣＭＯＳ４０が形成されている。ＣＭＯＳ４０は、たとえば、Ｎウェル領域４２、Ｐウェル領域４３、Ｎウェル領域４４、Ｎ領域４５、Ｐ領域４６、ゲート電極４７、ゲート絶縁膜４８および素子分離膜を有している。領域ＩＩＩにはＤＭＯＳ５０が形成されている。ＤＭＯＳ５０は、たとえば、Ｎウェル領域５２、Ｐ領域５３、Ｎ領域５４、ゲート電極５５、ゲート絶縁膜５６および素子分離膜５１を有している。

上述したように、ＢＣＤプロセスで製造されたパワー半導体は２００Ｖまでの中耐圧用途として用いられる。シリコン単結晶基板１０の抵抗率としては、高いもので１００Ωｃｍ程度であり、この場合の空乏層の広がりは多くても５０μｍとなる。空乏層内にＢＭＤが存在すると、逆バイアス電圧を印加した際のｐｎ接合リーク電流が増大する。そのため、基板の表面と基板の表面から５０μｍの面とで挟まれた領域（デバイス形成領域１００）のＢＭＤを少なくする必要がある。

本実施の形態１のシリコン単結晶基板１０のデバイス形成領域１００のＢＭＤの平均密度は１×１０⁸／ｃｍ³未満である。また、シリコン単結晶基板１０の厚み方向の中心領域２００（第１の主表面１０１から第２の主表面１０２に向かって３００μｍの深さの面と４００μｍの深さの面とによって挟まれた領域）のＢＭＤの平均密度が１×１０⁸／ｃｍ³以上１×１０⁹／ｃｍ³以下程度である。それゆえ、当該基板を使用した本実施の形態２のＢＣＤデバイスは、デバイス形成領域１００のｐｎ接合電流を低減することができる。また、厚み中心領域２００に適度なＢＭＤが存在するので重金属をゲッタリングすることもできる。

本発明の実施形態に係るシリコン単結晶の製造方法の本発明例および比較例について説明する。

ＣＺ法によるシリコン単結晶製造装置３００を用いて、直径２００ｍｍのシリコン単結晶（インゴット）を成長させた。その際、初期シリコン融液は下記に示すホウ素濃度およびリン濃度とし、種結晶を初期シリコン融液につけてシリコン単結晶を成長させた。結晶の引上げ速度は０．９ｍｍ／分とし、かつ、結晶エッジ部の冷却速度を結晶中心部の冷却速度の１．９倍とした。本発明例１〜５および比較例１〜３のシリコン単結晶を製造するため、初期シリコン融液に添加されるホウ素の濃度とリンの濃度を以下のようにした。

（本発明例１）
初期シリコン融液にホウ素とリンを添加して、ホウ素濃度が１．６×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³、リン濃度が７．２×１０¹³ａｔｏｍｓ／ｃｍ³（ホウ素の濃度に対するリンの濃
度の比が０．４５）とした。

（本発明例２）
初期シリコン融液にホウ素とリンを添加して、ホウ素の濃度が４．０×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³、リンの濃度が１．８×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³（ホウ素の濃度に対するリンの濃度の比が０．４５）とした。

（本発明例３）
初期シリコン融液にホウ素とリンを添加して、ホウ素の濃度が１．１×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³、リンの濃度が４．６×１０¹³ａｔｏｍｓ／ｃｍ³（ホウ素の濃度に対するリンの濃度の比が０．４２）とした。

（本発明例４）
初期シリコン融液にホウ素とリンを添加して、ホウ素の濃度が１．６×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³、リンの濃度が７．５×１０¹³ａｔｏｍｓ／ｃｍ³（ホウ素の濃度に対するリンの濃度の比が０．４７）とした。

（本発明例５）
初期シリコン融液にホウ素とリンを添加して、ホウ素の濃度が１．６×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³、リンの濃度が８．０×１０¹³ａｔｏｍｓ／ｃｍ³（ホウ素の濃度に対するリンの濃度の比が０．５０）とした。

（比較例１）
初期シリコン融液にホウ素を添加して、ホウ素の濃度が１．０×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³とした。

（比較例２）
初期シリコン融液にホウ素とリンを添加して、ホウ素の濃度が１．４×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³、リンの濃度が４．２×１０¹³ａｔｏｍｓ／ｃｍ³（ホウ素の濃度に対するリンの濃度の比が０．３０）とした。

（比較例３）
初期シリコン融液にホウ素とリンを添加して、ホウ素の濃度が１．８×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³、リンの濃度が９．９×１０¹³ａｔｏｍｓ／ｃｍ³（ホウ素の濃度に対するリンの濃度の比が０．５５）とした。

成長させたシリコン単結晶を引上中心軸に対し垂直に薄片状に切断してスライスウエハとした後、引き上げの中心軸方向の複数の位置からスライスウエハを採取し、鏡面加工してウエハを作製した。得られたウエハをアルゴンガス雰囲気中で１２００℃、１時間の高温処理を行った。

得られたウエハの中心、半径５０ｍｍ、および半径９０ｍｍの各点における比抵抗を四探針法で測定した。各ウエハの中心点における比抵抗の測定結果を数式３に代入してシリコン単結晶の引上中心軸における比抵抗変化率を計算した。また、各シリコンウエハの中心、半径５０ｍｍ、および半径９０ｍｍの各点における比抵抗の測定結果を数式３に代入することで、シリコンウエハの面内の比抵抗変化率を、同様に計算した。

表１を参照して本発明例１の結果を説明する。
表１には、本発明例１により製造されたシリコン単結晶におけるウエハ採取位置の固化率に対して、ウエハ中心の比抵抗およびウエハの比抵抗の面内変化率の結果を示した。

表１によれば、固化率が０．８０以下の部位においては、シリコン単結晶の引上中心軸における比抵抗（ウエハ中心の比抵抗に対応）の最小値が１３０Ω・ｃｍで、引上中心軸における比抵抗変化率が７．１％で、引上中心軸と垂直な断面における比抵抗変化率の最大値が１．４％であった。

すなわち、シリコン単結晶の引上中心軸における比抵抗が５０Ω・ｃｍ以上で、引上中心軸における比抵抗変化率が１０％以下で、引上中心軸と垂直な断面における比抵抗変化率が３％以下であるシリコン単結晶の製造を実現することができた。

なお、本発明例によって得られたシリコン単結晶において、固化率０．８０を超える部位の比抵抗の面内変化率の最大値は３％を超えた。

表２を参照して比較例１の結果を説明する。
表２には、比較例１により製造されたシリコン単結晶におけるシリコンウエハ採取位置の固化率に対して、シリコンウエハ中心の比抵抗およびシリコンウエハの比抵抗の面内変化率の結果を示した。

表２によれば、固化率が０．８０以下の部位において、シリコン単結晶の引上中心軸における比抵抗（ウエハ中心の比抵抗に対応）の最小値が１１４Ω・ｃｍ以上で、引上中心軸における比抵抗変化率が２９．６％で、引上中心軸と垂直な断面における比抵抗変化率の最大値が４．０％であった。

すなわち、シリコン単結晶の引上中心軸における比抵抗が５０Ω・ｃｍ以上で、引上中心軸における比抵抗変化率が１０％以下で、引上中心軸と垂直な断面における比抵抗変化率が３％以下であるシリコン単結晶の製造を実現することができなかった。

表３を参照して、本発明例１〜５および比較例１〜３の結果を説明する。
表３には、各本発明例および各比較例により製造されたシリコン単結晶におけるウエハ中心の比抵抗、引上中心軸における比抵抗の変化率、および引上中心軸と垂直な断面における比抵抗変化率の結果を、初期シリコン融液中の各不純物濃度と共に示した。

表３によれば、本発明例１〜５は、固化率が０．８０以下の部位においては、シリコン単結晶の引き上げの中心軸における比抵抗の最小値が５０〜１７５Ω・ｃｍで、引上中心軸における比抵抗変化率が４．７〜８．９％で、引上中心軸と垂直な断面における比抵抗変化率の最大値が１．４〜２．５％であった。

すなわち、各本発明例により得られたシリコン単結晶は、パワーデバイス用のシリコン単結晶ウエハの仕様を満たすために必要とされるシリコン単結晶の仕様である、引上中心軸における比抵抗が５０Ω・ｃｍ以上で、引上中心軸における比抵抗変化率が１０％以下で、引上中心軸と垂直な断面における比抵抗変化率が３％以下、を満たすことができた。

更に、本発明例１〜４は、固化率が０．８０以下の部位においては、引上中心軸と垂直な断面における比抵抗変化率の最大値が２％以下であった。

一方、比較例１〜３は、固化率が０．８０以下の部位において、シリコン単結晶の引き上げの中心軸における比抵抗の最小値が１１４〜１２４Ω・ｃｍで、引き上げの中心軸における比抵抗変化率が７．３〜２９．８％で、引き上げの中心軸と垂直な断面における比抵抗変化率の最大値が３．３〜４．０％であった。

すなわち、比較例により得られたシリコン単結晶は、引上中心軸における比抵抗変化率および引上中心軸と垂直な断面における比抵抗変化率についてパワーデバイス用途のシリコン単結晶ウエハの仕様を満たすために必要なシリコン単結晶の仕様を満たすことができなかった。

本発明例１〜４および比較例１〜３において作製したシリコン単結晶の引上中心軸の比抵抗変化率と比抵抗の面内変化率との関係に着目すると、引上中心軸の比抵抗変化率が大きいほど比抵抗の面内変化率が大きい傾向がほぼ確認できた。

上述した本発明例による測定結果によれば、本実施形態に係るシリコン単結晶の製造方法により、すなわち、初期シリコン融液のホウ素の濃度を４×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³
以下とし、ホウ素の濃度に対するリンの濃度の比が０．４２以上０．５０以下とすることにより、固化率が０．８０以下の部位において引上中心軸における比抵抗が５０Ω・ｃｍ以上で、引上中心軸における比抵抗変化率が１０％以下で、引上中心軸と垂直な断面における比抵抗変化率が３％以下であるｐ型シリコン単結晶を製造することができることが実証された。

さらに、初期シリコン融液のホウ素の濃度を４×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以下とし、
ボロンの濃度に対するリンの濃度の比が０．４２以上０．４７以下とすることにより、固化率が０．８０以下の部位において引上中心軸における比抵抗が５０Ω・ｃｍ以上で、引上中心軸における比抵抗変化率が１０％以下で、引上中心軸と垂直な断面における比抵抗変化率が２％以下であるｐ型シリコン単結晶を製造することができることが実証された。

本発明の実施形態に係るシリコン単結晶の製造方法の本発明例および比較例について説明する。

本発明例６〜１１および比較例４〜８のシリコン単結晶ウエハを以下のように製造した。まず、リンとホウ素とが本発明例１に記載の条件で添加された初期シリコン融液を準備した。初期シリコン融液には窒素が添加された。窒素の添加方法は、実施の形態１に記載の通りである。１２００℃から１１００℃におけるシリコン単結晶の中心部の冷却速度が６℃／分以上であり、シリコン単結晶の酸素濃度は５．０×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以
上７．０×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以下であり、かつシリコン単結晶の窒素濃度は２．
０×１０¹³ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以上４．０×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以下である条件でシリコン単結晶を育成した。シリコン単結晶の結晶成長軸方向の比抵抗の変化率は１０％以下であり、中心軸と垂直な断面における比抵抗変化率は３％以下であった。当該シリコン単結晶を引き上げ軸に垂直な面でスライスすることでシリコン単結晶ウエハを作製した。

シリコン単結晶ウエハに対して、ＢＣＤデバイスシュミレーション熱処理として、以下の熱処理が施された。第１のステップとして、酸素雰囲気下、１０００℃の温度で１２分間熱処理が施された。第２のステップとして、アルゴン雰囲気下、１２００℃の温度で２４０分間熱処理が施された。第２のステップは３回繰り返された。第３のステップとして
、窒素雰囲気下、６７０℃の温度で８０分間熱処理が施された。第４のステップとして、水蒸気雰囲気下、１１００℃の温度で１２０分間熱処理が実施された。第５のステップとして、窒素雰囲気下、６３０℃の温度で１００分間熱処理が実施された。第６のステップとして、窒素雰囲気下、１０００℃の温度で１８０分間熱処理が実施された。

本発明例６〜１１および比較例４〜８のシリコン単結晶基板を製造するために、単結晶シリコン中の酸素濃度および窒素濃度ならびに１２００℃から１１００℃におけるシリコン単結晶の中心部の冷却速度を以下のようにした。

（本発明例６）
単結晶シリコン中の酸素濃度を７．０×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／ｃｍ³とし、窒素濃度を２
．２×１０¹³ａｔｏｍｓ／ｃｍ³とし、１２００℃から１１００℃におけるシリコン単結
晶の中心部の冷却速度を８．０℃／分とした。

（本発明例７）
単結晶シリコン中の酸素濃度を７．０×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／ｃｍ³とし、窒素濃度を１
．５×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³とし、１２００℃から１１００℃におけるシリコン単結
晶の中心部の冷却速度を７．０℃／分とした。

（本発明例８）
単結晶シリコン中の酸素濃度を６．０×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／ｃｍ³とし、窒素濃度を１
．５×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³とし、１２００℃から１１００℃におけるシリコン単結
晶の中心部の冷却速度を７．０℃／分とした。

（本発明例９）
単結晶シリコン中の酸素濃度を５．０×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／ｃｍ³とし、窒素濃度を４
．０×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³とし、１２００℃から１１００℃におけるシリコン単結
晶の中心部の冷却速度を６．０℃／分とした。

（本発明例１０）
単結晶シリコン中の酸素濃度を６．０×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／ｃｍ³とし、窒素濃度を２
．１×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³とし、１２００℃から１１００℃におけるシリコン単結
晶の中心部の冷却速度を７．０℃／分とした。

（本発明例１１）
単結晶シリコン中の酸素濃度を６．０×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／ｃｍ³とし、窒素濃度を１
．０×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³とし、１２００℃から１１００℃におけるシリコン単結
晶の中心部の冷却速度を７．０℃／分とした。

（比較例４）
単結晶シリコン中の酸素濃度を６．０×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／ｃｍ³とし、窒素濃度を７
．０×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³とし、１２００℃から１１００℃におけるシリコン単結
晶の中心部の冷却速度を８．０℃／分とした。

（比較例５）
単結晶シリコン中の酸素濃度を８．０×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／ｃｍ³とし、窒素濃度を１
．０×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³とし、１２００℃から１１００℃におけるシリコン単結
晶の中心部の冷却速度を８．０℃／分とした。

（比較例６）
単結晶シリコン中の酸素濃度を７．０×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／ｃｍ³とし、１２００℃か
ら１１００℃におけるシリコン単結晶の中心部の冷却速度を８．０℃／分とした。窒素は添加されなかった。

（比較例７）
単結晶シリコン中の酸素濃度を４．５×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／ｃｍ³とし、窒素濃度を１
．０×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³とし、１２００℃から１１００℃におけるシリコン単結
晶の中心部の冷却速度を８．０℃／分とした。

（比較例８）
単結晶シリコン中の酸素濃度を６．０×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／ｃｍ³とし、窒素濃度を１
．０×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³とし、１２００℃から１１００℃におけるシリコン単結
晶の中心部の冷却速度を５．０℃／分とした。

本発明例６〜１１は、１２００℃から１１００℃におけるシリコン単結晶の中心部の冷却速度が６℃／分以上であり、シリコン単結晶の酸素濃度は５．０×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以上７．０×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以下であり、かつシリコン単結晶の窒素濃度は２．０×１０¹³ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以上４．０×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以下である条件を満たす。比較例４〜８は、上記条件を満たさない。さらに本発明例１０および１１ならびに比較例４〜８は、アルゴン雰囲気下においてアニールが実施された。アニール工程では、１２００℃以上の温度下で１時間以上８時間以下、シリコン単結晶基板が熱処理された。

次に、ＢＭＤ平均密度の測定方法について説明する。
シリコンウエハ中のＢＭＤの測定は、シリコンウエハのシリコンウエハをへき開して、レイテックス社製ＢＭＤアナライザーＭＯ−４にて測定した。ウエハ表面に平行なレーザーをへき開面から入射し、ウエハ表面から出てくる散乱光を検出した。測定点の面内位置は、ウエハ中心とした。ウエハ表面から深さ１０μｍ、２０μｍ、３０μｍ、４０μｍ、５０μｍの位置にレーザーを入射し、それぞれの深さのＢＭＤ密度を求めた。ＢＭＤ密度の平均値を、ウエハ表面から深さ５０μｍまでの領域のＢＭＤの平均密度とした。

また、ウエハ表面から深さ３００μｍ〜４００μｍの間を１０μｍステップ毎の位置にレーザーを入射し、それぞれの深さのＢＭＤ密度を求めた。ＢＭＤ密度の平均値を、ウエハ表面から３００〜４００μｍの領域のＢＭＤの平均密度とした。なお、本測定法によるＢＭＤ密度の下限値は５×１０⁶ａｔｏｍｓ／ｃｍ³である。ＢＭＤの平均密度が下限値未満の場合は「−」と表記した。

本実施例の結果を表４を参照して説明する。

表４に示すように、本発明例６〜１１のシリコン単結晶基板のウエハ表面から３００μ
ｍの面とウエハ表面から４００μｍの面とに挟まれた領域のＢＭＤの平均密度は、３．１×１０⁸／ｃｍ³以上９．１×１０⁸／ｃｍ³以下であった。また、本発明例６〜１１のシリコン単結晶基板のウエハ表面とウエハ表面から５０μｍの面とに挟まれた領域のＢＭＤの平均密度は、５．５×１０⁶／ｃｍ³以上７．３×１０⁷／ｃｍ³以下であった。一方、比較例４〜８のシリコン単結晶基板のウエハ表面から５０μｍの面とに挟まれた領域のＢＭＤの平均密度は、１．５×１０⁸／ｃｍ³以上であり高い値を示した。

また、アルゴン雰囲気下において１２００℃以上の温度下で１時間もしくは８時間アニール処理が施された本発明例１０および１１のシリコン単結晶基板のウエハ表面から５０μｍの面とに挟まれた領域のＢＭＤの平均密度は、５．５×１０⁶／ｃｍ³以上７．３×１０⁶／ｃｍ³以下であり、当該アニール処理が施されていない本発明例６〜９のＢＭＤ密度よりも低かった。

以上の結果より、１２００℃から１１００℃におけるシリコン単結晶の中心部の冷却速度が６℃／分以上であり、シリコン単結晶の酸素濃度が５．０×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以上７．０×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以下であり、かつシリコン単結晶の窒素濃度は２．０×１０¹³ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以上４．０×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以下であるシリコン単結晶をスライスして製造されたシリコン単結晶基板は、ウエハ表面とウエハ表面から５０μｍの面とに挟まれた領域のＢＭＤの平均密度が１×１０⁸／ｃｍ³未満でり、かつウエハ表面から３００μｍの面とウエハ表面から４００μｍの面とに挟まれた領域におけるＢＭＤの平均密度が１×１０⁸／ｃｍ³以上１×１０⁹／ｃｍ³以下であることが実証された。

また、当該シリコン単結晶基板に対して、アルゴン雰囲気下において１２００℃以上の温度下で１時間以上８時間以下のアニール処理を施すことによって、ウエハ表面とウエハ表面から５０μｍの面とに挟まれた領域のＢＭＤの平均密度をさらに低減できることが実証された。

今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した実施の形態および実施例ではなくて特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。

１ シリコン単結晶、２ チャンバー、３ 断熱材、４ 給気口、５ 排気口、６ ヒータ、７ シリコン融液、８ ルツボ、１０ シリコン単結晶基板、１１ 直胴部、１２
ルツボ支持軸駆動装置、１３ ルツボ支持軸、１４ 引上げワイヤ、１５ 引上げワイヤ駆動装置、１６ シードチャック、１７ 種結晶、１９ 制御装置、２１ 冷却構造体、２２ 冷却体、３０ バイポーラトランジスタ、３１ 素子分離膜、３２ コレクタ領域、３３ ベース領域、３４ エミッタ領域、３５ コレクタ電極、３６ ベース電極、３７ エミッタ電極、４０ ＣＭＯＳ、４１ 素子分離膜、４２ Ｎウェル領域、４３ Ｐウェル領域、４４ Ｎウェル領域、４５ Ｎ領域、４６ Ｐ領域、４７ ゲート電極、４８ ゲート絶縁膜、５０ ＤＭＯＳ、５１ 素子分離膜、５２ Ｎウェル領域、５３ Ｐ領域、５４ Ｎ領域、５５ ゲート電極、５６ ゲート絶縁膜、１００ デバイス形成領域、２００ 厚み方向の中心領域、３００ シリコン単結晶製造装置。

Claims (2)

1. ホウ素の濃度が４×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以下であり、ホウ素の濃度に対するリンの濃度の比が０．４２以上０．５０以下である初期シリコン融液を準備する工程と、
   前記初期シリコン融液からチョクラルスキー法によりシリコン単結晶を成長させる工程と、
   前記シリコン単結晶をスライスする工程と、
   前記シリコン単結晶をスライスする工程の後に、スライスされたシリコン単結晶をアニールする工程を備え、
   前記シリコン単結晶を成長させる工程では、シリコンの融点から１３５０℃における前記シリコン単結晶の中心部の冷却速度に対するエッジ部の冷却速度の比が１．４以上２．０以下であり、かつ、１２００℃から１１００℃における前記中心部の冷却速度が６℃／分以上である条件で前記シリコン単結晶を成長させており、
   前記シリコン単結晶の酸素濃度が５．０×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以上７．０×１０¹⁷ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以下であり、かつ前記シリコン単結晶の窒素濃度が２．０×１０¹³ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以上４．０×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以下である、シリコン単結晶基板の製造方法。
2. 前記アニールする工程では、不純物濃度が体積比０．５％以下の希ガス雰囲気中もしくは非酸化性雰囲気中において、１２００℃以上１２５０℃以下で１時間以上８時間以下の間熱処理する、請求項１に記載のシリコン単結晶基板の製造方法。