单晶硅的制造方法、外延硅晶片、以及单晶硅基板
技术领域
本发明涉及一种单晶硅的制造方法、外延硅晶片、以及单晶硅基板。
背景技术
近年来，在进行微细化的半导体器件(Logic、NAND、DRAM等)中存在两大技术问题。
其中之一是，晶片表面附近的极小的缺陷也能够成为器件故障的主要原因，因此必须制造在作为器件工作区域的表面附近缺陷较少或者没有缺陷的高品质的晶片。
另一个是，受到工艺流程低温/短时间化的影响，难以形成以往在器件工艺流程中能够充分地形成的、作为杂质金属的吸杂点的BMD(Bulk Micro Defect：体微缺陷)，成为器件成品率下降的主要原因。
作为满足针对前者的晶片表面附近的缺陷的要求的方案，存在：在具有由空穴引起的COP(Crystal Originated Particle：晶体原生颗粒缺陷)的V-rich区域、当热氧化时呈环状产生氧化诱生层错缺陷的R-OSF区域、不包含晶格间硅引起的位错环或位错簇的任意一种的N(Neutral：中性)区域中制造的低/无缺陷结晶的单晶硅基板；或者在基板上形成无缺陷的层的外延硅晶片、退火晶片。
其中，在退火晶片中存在的问题为，要形成无缺陷层所需要的后处理时间较长、不适合大量提供且容易使成本变高。
外延硅晶片能够以比较时间短的后处理形成无缺陷层，但如果与低/无缺陷结晶的单晶硅基板相比，则耗费追加的成本。
另外，在外延硅晶片中，为了抵消后处理的追加成本，一般使用高生产性的V-rich结晶，所述高生产性的V-rich结晶以比低/无缺陷结晶高的速度使结晶成长。
为了增加作为杂质金属的吸杂点的BMD，已知氮掺杂是有效的。然而，在进行了氮掺杂的V-rich结晶中，有时在晶片外周部存在R-OSF区域引起的BMD密度下降、EP缺陷化、以及因高氮原子浓度掺杂时的板状或者棒状的COP引起的EP缺陷化的问题。
为了避免这些问题，存在使结晶以比产品直径更粗的方式成长、并通过圆筒磨削去除位于R-OSF的部分的方法，但耗费磨削损耗、磨削加工成本以及时间。另外，作为其他方法，存在使用不包含R-OSF的N-区域的结晶的方法，但难以获得掺杂氮、成品率好、且不包含R-OSF的结晶。
接着，对后者的伴随着微细化的低温/短时间工艺流程的影响进行说明。
在MOSFET的工作(源极/漏极电流)中，必须确保必要量的栅极绝缘膜的电容量(＝绝缘膜介电常数×栅极面积/绝缘膜厚度)。因此，在半导体器件的微细化的进行中，通过栅极绝缘膜的薄膜化来补充栅极长度变短而使栅极面积减少的那部分。
因此，在近年来的半导体器件中，栅极绝缘膜是极薄到0.5nm左右的EOT(等价氧化膜厚)，栅极绝缘膜的均匀性相对于器件工作的可靠性而言占据重要的因素。因此，通过使器件工序的各种热处理低温/短时间化从而能够实现栅极绝缘膜的膜厚/膜质的均匀化。
然而，作为使器件工艺流程低温/短时间化的弊端，相对于以往作为杂质金属的吸杂点的BMD在器件工艺流程中充分地形成于基板中而言，在低温/短时间的器件工艺流程中，BMD形成较少，针对杂质金属的吸杂能力减少，成为器件成品率下降的主要原因。
由于存在这样的问题，因此需要如下晶片：其在顶端的低温/短时间的器件工艺流程中，比以往容易形成BMD，在低温/短时间的器件工艺流程中也能够获得高吸杂能力。
为了在低温/短时间的器件工艺流程中形成充分的BMD，如专利文献1所示，已知通过氮掺杂来抑制空穴凝聚，并通过促进形成因残存过量空穴所产生的析出核，从而在器件工艺流程前增加热稳定的(较大的尺寸的)析出核的方法是有效的。
然而，在将之前说明的进行了氮掺杂的V-rich结晶用于基板的外延硅晶片中，有时在晶片外周部存在R-OSF区域引起的BMD密度下降、EP缺陷化、以及因以高浓度进行了氮掺杂时的板状或者棒状的COP引起的EP缺陷化的问题。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利公开2001-139396号公报
专利文献2：日本专利公开2000-53497号公报
专利文献3：日本专利公开平成11-79889号公报
专利文献4：日本专利公开2000-178099号公报
专利文献5：WO2002/000969
专利文献6：日本专利公开2000-16897号公报
专利文献7：日本专利公开2000-159595号公报
专利文献8：日本专利公开2008-66357号公报
专利文献9：日本专利公开2007-70132号公报
专利文献10：日本专利公开2016-13957号公报
发明内容
(一)要解决的技术问题
本发明鉴于上述问题而完成，其目的在于，提供一种单晶硅的制造方法，其在通过氮掺杂来促进析出(BMD形成)的低/无缺陷结晶单晶硅基板以及将该低/无缺陷结晶单晶硅基板用于基板的外延硅晶片中，即使在顶端的低温/短时间的器件工艺流程中也能够形成充分的BMD，并能够以较高的成品率制造具有较高的吸杂能力的晶片。
(二)技术方案
为了解决上述技术问题，本发明提供一种单晶硅的制造方法，其特征在于，是利用切克劳斯基法通过在结晶整面为N-区域的条件下进行提拉从而使单晶硅生长的方法，当使所述单晶硅生长时，以2×1013atoms/cm3以上且3.2×1014atoms/cm3以下的氮浓度掺杂氮，使所述单晶硅的提拉轴向的结晶中心部的温度梯度Gc与结晶周边部(结晶外周部)的温度梯度Ge的比为Ge/Gc＞1，与在提拉所述单晶硅时的偏析所导致的氮浓度的增加相应地逐渐地增大所述Ge/Gc。
若为这样的单晶硅的制造方法，则通过高浓度地掺杂氮，从而增加热稳定的较大尺寸的析出核，即使在低温/短时间的器件工艺流程中也实现较高的BMD形成能力(吸杂能力)，并且对由结晶生长中的偏析所导致的氮高浓度化所产生的缺陷分布变化进行矫正/调整，从而能够制造即使在结晶全长较宽的氮浓度范围也避免了R-OSF区域的单晶硅。
此时，优选地，通过控制石英坩埚内的配置于原料融液正上方的热屏蔽体与所述原料融液的液面的间隔、使以包围所述石英坩埚的方式配置的加热器的位置相对于所述原料融液的液面降低、使在所述单晶硅的制造装置的主腔室外侧配置的磁场施加装置的磁场强度减弱、以及使所述磁场施加装置的位置降低中的任意一种或者两种以上的组合来进行所述Ge/Gc的调整。
若为这样的Ge/Gc的调整方法，则不会大幅度变更制造装置，因此能够简便地调整Ge/Gc。
另外，此时，优选地，在通过控制所述热屏蔽体与所述原料融液的液面的间隔来进行所述Ge/Gc的调整时，当将不掺杂氮的情况下结晶整面成为N-区域的条件下的所述热屏蔽体与所述原料融液的液面的间隔设为D时，使掺杂氮的情况下的所述热屏蔽体与所述原料融液的液面的间隔D’以成为对应氮浓度而根据D’/D＝0.94-氮浓度/(2.41×1015)求出的D’的方式进行变化。
若为这样的Ge/Gc的调整方法，则由于能够简便且准确地对应氮浓度而调整热屏蔽体与原料融液的液面的间隔来进行Ge/Gc的调整，因此能够更简便地调整Ge/Gc。
另外，此时，优选地，在所述求出的D’比20mm大的情况下，通过使所述热屏蔽体与所述原料融液的液面的间隔成为所述求出的D’来调整所述Ge/Gc，在所述求出的D’为20mm以下的情况下，使所述热屏蔽体与所述原料融液的液面的间隔为20mm，进而，通过使以包围所述石英坩埚的方式配置的加热器的位置相对于所述原料融液的液面降低、使在所述单晶硅的制造装置的主腔室的外侧配置的磁场施加装置的磁场强度减弱、以及使所述磁场施加装置的位置降低中的任意一种或者两种以上的组合来调整所述Ge/Gc。
若为这样的单晶硅的制造方法，则不会使热屏蔽体与原料融液的液面的间隔变得过窄，因此不会由于热屏蔽体妨碍单晶硅的上提而能够制造单晶硅。
另外，本发明提供一种外延硅晶片，其特征在于，在结晶整面为N-区域的单晶硅基板上具有外延层，在所述单晶硅基板，以2×1013atoms/cm3以上且3.2×1014atoms/cm3以下的氮浓度掺杂氮，尺寸为28nm以上的缺陷的数量在10cm以上的单晶硅锭内的整个基板上平均为2个/张以下，在800℃下实施了3hr且在1000℃下实施了2hr的热处理后所检测的平均尺寸为45nm以上的BMD的密度是1×108/cm3以上。
如果是这样的外延硅晶片，则不会存在R-OSF区域所引起的BMD密度下降、EP缺陷化、以及由高浓度掺杂氮时的板状或者棒状的COP引起的EP缺陷化。
另外，本发明提供一种单晶硅基板，其特征在于，具有经过镜面研磨加工的表面，且结晶整面是N-区域，以2×1013atoms/cm3以上且3.2×1014atoms/cm3以下的氮浓度掺杂氮，TDDB特性的合格率是90％以上，尺寸为45nm以上的缺陷的数量在10cm以上的单晶硅锭内的整个基板上平均为2个/张以下，在800℃下实施了3hr且在1000℃下实施了2hr的热处理后所检测的平均尺寸为45nm以上的BMD的密度是1×108/cm3以上。
若为这样的单晶硅基板，则不会存在R-OSF区域引起的BMD密度下降，TDDB特性良好。
(三)有益效果
若为本发明的单晶硅的制造方法，则通过高浓度地掺杂氮，从而使热稳定的较大尺寸的析出核增加，即使在低温/短时间的器件工艺流程中也实现较高的BMD形成能力(吸杂能力)，并且对由结晶生长中的偏析所导致的氮高浓度化所产生的缺陷分布变化进行矫正/调整，从而能够制造即使在结晶全长较宽的氮浓度范围也避免了R-OSF区域的单晶硅。
而且，若为本发明的外延硅晶片，则不会存在R-OSF区域所引起的BMD密度下降、EP缺陷化、以及由以高浓度掺杂氮所获得的板状或者棒状的COP引起的EP缺陷化。另外，若为本发明的单晶硅基板，则不会存在R-OSF区域引起的BMD密度下降，TDDB特性良好。
附图说明
图1是表示能够用于本发明的基于切克劳斯基法的单晶硅的制造装置一例的图。
图2是在比较例1、比较例2、以及实施例1的提拉条件下制造了单晶硅的情况下的、以单晶硅的径向位置为横轴的单晶硅的提拉轴向上的缺陷分布图。
图3是表示比较例3中的外延晶片的缺陷评价结果的EP缺陷分布图。
图4是表示比较例4中的外延晶片的缺陷评价结果的EP缺陷分布图。
图5是表示实施例2中的外延晶片的缺陷评价结果的EP缺陷分布图。
图6是表示比较例5中的单晶硅基板的TDDB特性评价结果的图。
图7是表示比较例6中的单晶硅基板的TDDB特性评价结果的图。
图8是表示实施例3中的单晶硅基板的TDDB特性评价结果的图。
具体实施方式
下面，关于本发明，作为实施方式的一例，参照附图进行详细地说明，但本发明不限于此。
此外，也结合本申请的发明人等发现本发明之前的研究、实验的内容进行记载，并且对本发明的单晶硅的制造方法、外延硅晶片、以及单晶硅基板进行说明。
如上所述，在将进行了氮掺杂的V-rich结晶用于基板的外延硅晶片中，有时在晶片外周部存在R-OSF区域引起的BMD密度下降、EP缺陷化、以及因以高浓度进行了氮掺杂时的板状或者棒状的COP引起的EP缺陷化的问题。
对此，本申请的发明人认为，如果是专利文献2所述那样的在进行了氮掺杂的N(Neutral)区域制造的低/无缺陷结晶的单晶硅基板或者将该低/无缺陷结晶的单晶硅基板用于基板的外延硅晶片，则能够消除R-OSF区域引起的BMD密度下降的问题，并且能够兼顾增加氮掺杂所产生的热稳定的(较大尺寸的)析出核和晶片表层器件工作区域的低/无缺陷要求。
但是，基于这样的想法，本申请的发明人在进行认真研究中直面的问题是，当进行氮掺杂、并在N-区域通过切克劳斯基法制造低/无缺陷结晶时，难以在结晶成长轴向全长上避免R-OSF区域，并且在一根结晶中的成品率极低。
具体而言，在不掺杂氮的N-区域中的低/无缺陷结晶的制造中，即使使用避免R-OSF区域并在结晶成长轴向全长上以高成品率采取N-区域那样的生长方法(专利文献3至7)，在掺杂了氮时，也只能制造在结晶成长轴向全长中的仅在氮浓度低的一部分的范围避免了R-OSF的N-区域中的低/无缺陷结晶。
另外，如关于掺杂了氮的N-区域中的低/无缺陷结晶的制造的专利文献8所示，在TDDB特性优良且能够提供BMD密度偏差较小的晶片的3×1013atoms/cm3以下的氮浓度中，在器件工艺流程前使热稳定的(较大尺寸的)析出核增加不充分，未满足针对顶端的低温/短时间的器件工艺流程中的高BMD密度(吸杂能力)的要求。
另外，会产生下述问题：如果在器件工艺流程前为了使热稳定的(较大的尺寸的)析出核增加而将氮浓度设为充分的3×1013atoms/cm3以上的高浓度，则如专利文献2所记载那样，即使使结晶中心部的温度梯度Gc与结晶周边部分的温度梯度Ge之差为ΔG＝Ge-Gc≦5℃/cm，即使如专利文献9所记载那样进行与由结晶生长中的偏析所导致的氮浓度变化对应的提拉速度的调整，也容易在晶片外周部产生R-OSF区域，并且如果为了避免该R-OSF区域而降低结晶成长速度，则晶片中心部的BMD的数量减少而产生面内的BMD密度(吸杂能力)的不均匀化，或者根据情况而成为在晶片中心部具有位错环、位错簇的I-rich区域。
直面这些问题，进一步地，本申请的发明人进行了认真研究，结果发现，在掺杂了氮的N-区域中的低/无缺陷结晶的制造中，与氮浓度对应地在结晶周边部(结晶外周部)产生缺陷区域的变化。
接着，对在与氮浓度对应的结晶周边部处的缺陷区域的变化进行具体地说明。
如专利文献10所述，结晶的热环境以外的主要原因造成的缺陷分布的变化能够理解为由点缺陷的外方扩散造成的。在结晶周边部中，晶格间硅、空穴等点缺陷的外方扩散的影响变大，空穴的外方扩散具有使在结晶周边部中的残留空穴浓度减少的效果。但是，如果以高浓度掺杂氮，则通过形成氮与空穴的对(NV对)可抑制空穴的外方扩散。
因此，与不掺杂氮的情况相比，在掺杂了氮的情况下，氮的浓度越高则结晶周边部的残留空穴浓度越上升，结晶周边部的缺陷区域向R-OSF区域侧位移。
本申请的发明人等发现，其为在掺杂氮而制造了N-区域中的低/无缺陷结晶时，容易在晶片外周部产生R-OSF区域，如果为了避免该R-OSF区域而降低结晶成长速度，则晶片中心部的BMD减少而产生面内的BMD密度(吸杂能力)的不均匀化，或者根据情况而成为在晶片中心部具有位错环、位错簇的I-rich区域的问题的原因，大概从氮浓度为2×1013atoms/cm3起开始观察到抑制空穴的外方扩散的影响，若为3×1013atoms/cm3以上，则严重地达到对结晶成品率带来影响的水平。
本发明是通过本申请的发明人等如上所述认真研究而完成的，并且发现在氮掺杂的N-区域制造的低/无缺陷结晶的单晶硅基板以及将该低/无缺陷结晶的单晶硅基板用于基板的外延硅晶片中，通过进行考虑了氮的偏析的影响的单晶硅的结晶生长，并使用该生长的单晶硅来制作单晶硅基板以及将该单晶硅基板用于基板的外延硅晶片，由此完全消除R-OSF区域引起的问题，并能够兼顾增加由氮掺杂所产生的热稳定的(较大尺寸的)析出核和晶片表层器件工作区域的低/无缺陷要求，从而实现了本发明。
首先，对本发明的单晶硅生长方法进行详细说明。
本发明是一种单晶硅的制造方法，其特征在于，是利用切克劳斯基法通过在结晶整面为N-区域的条件下进行提拉从而使单晶硅生长的方法，当使单晶硅生长时，以2×1013atoms/cm3以上且3.2×1014atoms/cm3以下的氮浓度掺杂氮，使单晶硅的提拉轴向的结晶中心部的温度梯度Gc与结晶周边部的温度梯度Ge的比为Ge/Gc＞1，与在提拉单晶硅时的偏析所导致的氮浓度的增加相应地逐渐地增大Ge/Gc。在此，结晶周边部在从单晶硅的外周端起大概为直径的1/3以下的区域内适当确定。
若为这样的单晶硅的制造方法，则通过高浓度地掺杂氮，能够增加热稳定的较大尺寸的析出核，从而即使在低温/短时间的器件工艺流程中也实现较高的BMD形成能力(吸杂能力)，并且对由结晶生长中的偏析导致的氮高浓度化所产生的缺陷分布变化进行矫正/调整，从而能够制造即使在结晶全长较宽的氮浓度范围也避免了R-OSF区域的单晶硅。
另外，通过使用利用本发明的单晶硅的制造方法制造的单晶硅，从而在单晶硅基板以及使用了该单晶硅基板的外延硅晶片中，消除由高氮浓度掺杂造成的R-OSF区域所引起的弊端，从而即使在低温/短时间的器件工艺流程中也能够以高成品率获得具有较高的BMD形成能力(吸杂能力)的晶片。
在不掺杂氮时，在以在结晶全长/整面获得N-区域的方式调整了结晶成长中的温度分布的条件下，在使氮掺杂量为比2×1013atoms/cm3小的氮浓度的情况下，对缺陷分布的影响轻微，做成单晶硅基板的状态下的TDDB特性、或者使用了单晶硅基板的外延硅晶片上的EP缺陷产生基本上不构成问题。
但是，如果达到3×1013atoms/cm3的氮浓度，则可观察到对缺陷分布的影响，开始发生单晶硅基板的状态下的TDDB特性变差、使用了单晶硅基板的外延硅晶片上的EP缺陷。另外，如专利文献9所示那样，即使与氮浓度对应地调整提拉速度(与氮浓度增加对应地而延迟提拉速度进行调整)，也不会在该氮浓度下在用于顶端器件工艺流程那样的低温/短时间的热处理中获得充分的BMD密度。
若为3×1013atoms/cm3以上的氮浓度，则在用于顶端器件工艺流程这样的低温/短时间的热处理中获得充分的BMD密度是有效的，但尤其在结晶周边部缺陷分布变化变大，做成单晶硅基板的状态下的TDDB特性进一步变差、在外延硅晶片上产生EP缺陷变得严重。在该氮浓度范围中，通过专利文献9的相对于氮浓度增加而延迟提拉速度进行调整并不能充分地改善，如果延迟提拉速度直到能够改善结晶外周部处的作为单晶硅晶片情况下的TDDB特性、或外延硅晶片上的EP缺陷产生的程度，则晶片中心部的BMD减少而产生面内的BMD密度(吸杂能力)的不均匀，根据情况，成为在晶片中心部具有位错环、位错簇的I-rich区域，在中心部产生EP缺陷。
更优选地，在6×1013atoms/cm3以上的氮浓度中，在用于顶端器件工艺流程这样的低温/短时间的热处理中获得充分的BMD密度，然而尤其在结晶周边部缺陷分布变化进一步变大，做成单晶硅基板的状态下的TDDB特性变差、在使用了单晶硅基板的外延硅晶片上产生EP缺陷变得更严重。在该氮浓度范围中，通过专利文献9的相对于氮浓度增加而延迟提拉速度进行调整并不能充分地进行改善，如果延迟提拉速度直到能够改善结晶周边部处的作为单晶硅基板的状态下的TDDB特性、在使用了单晶硅基板的外延硅晶片上EP缺陷的产生程度，则早就不能保持整面N-区域，而成为在晶片中心部具有位错环、位错簇的I-rich区域，并在以该I-rich区域为源头的中心部产生EP缺陷。
若为本发明的单晶硅的制造方法，则能够获得在使用在用于顶端器件工艺流程那样的低温/短时间的热处理中要获得充分的BMD密度而最佳的氮浓度3.2×1014atoms/cm3之前制造的单晶硅来制造的单晶硅基板时的TDDB特性良好、且也不会产生使用该单晶硅基板作为外延硅晶片状态下的EP缺陷的晶片。
在本发明中，使用例如图1所示那样的单晶硅的制造装置14，且利用切克劳斯基法通过在结晶整面为N-区域的条件下进行提拉而能够使单晶硅生长。参照图1对这样的单晶硅的制造装置进行说明，但能够在本发明中使用的单晶制造装置不限于此。
图1所示的单晶硅的制造装置14的外观由主腔室1、以及与该主腔室1连通的提拉腔室2构成。在主腔室1的内部设置有石墨坩埚6及石英坩埚5。以包围石墨坩埚6及石英坩埚5的方式设置有加热器7，收纳于石英坩埚5内的原料多晶硅通过加热器7熔融而成为原料融液4。另外，设置有隔热部件8，防止来自加热器7的辐射热对主腔室1等带来影响。
在原料融液4的融液面上，热屏蔽体12以规定间隔与融液面对置配置，并隔断来自原料融液4的融液面的辐射热。当将晶种浸渍于该坩埚中后，从原料融液4上提棒状的单晶棒3。坩埚能够沿结晶成长轴向升降，通过在成长中以补充进行单晶的成长而减少的原料融液4的液面下降部分的形式使坩埚上升，由此能够使原料融液4的融液面的高度保持大致恒定。
而且，在单晶生长时氩气等不活性气体作为吹扫气体从气体导入口10导入，通过了上提中的单晶棒3与气体整流筒11之间后，通过热屏蔽体12与原料融液4的融液面之间，并从气体流出口9排出。通过控制导入的气体的流量、以及利用泵、阀进行的气体的排出量，从而控制提拉中的腔室内的压力。
另外，当利用CZ法使结晶生长时，也可以利用磁场施加装置13施加磁场。
在此，对可以使单晶硅的提拉轴向的结晶中心部的温度梯度Gc与结晶周边部的温度梯度Ge成为Ge/Gc＞1，并与在单晶硅提拉时的偏析所导致的氮浓度的增加相应地逐渐地增大Ge/Gc的理由进行说明。
随着通过偏析而使氮浓度增加，NV对的形成增加，并且空穴(Vacancy)向结晶外表面的外方扩散减少，结晶周边的残留Vacancy浓度高浓度化，因此结晶周边向Vacancy优势的缺陷区域位移。
在通过氮的偏析而使结晶周边的缺陷区域向Vacancy优势侧位移的状态下，进行由于结晶周边的残留Vacancy浓度比结晶中心～r/2(在此r是单晶硅的半径)的残留Vacancy浓度高所导致的BMD分布的不均匀化、或者在外周部上的缺陷区域从N-区域向R-OSF区域的位移。
为了避免这种情况，预先用固液界面的Vacancy取入量来调整由于NV对的形成的影响使残留Vacancy在结晶周边变多的那部分是有效的。
也就是说，比起固液界面的在结晶周边以外的部分取入的Vacancy量，使在结晶周边部取入的Vacancy量减少。
关于单晶硅成长中的点缺陷的取入，广泛公知有Voronkov(日文：ボロンコフ)理论，取决于单晶硅的成长速度V与界面附近的温度梯度G的比V/G来确定点缺陷浓度。
相对于Vacancy浓度与晶格间硅(Interstial-Si)浓度相比的V/G而言，V/G越大则固液界面处的Vacancy浓度越增加，越小则固液界面的Interstial-Si浓度越增加。
因此，基于Voronkov的理论，将由于NV对的形成的影响而残留Vacancy在结晶周边变多的部分以预先使结晶周边的V/Ge成为比中心的V/Gc小的值的方式进行设定。即，设为V/Gc＞V/Ge。
在稳定的单晶生长中，垂直于结晶成长轴向的面上的成长速度V从结晶中心部起在结晶周边部都相同，因此设为1/Gc＞1/Ge、Ge/Gc＞1是有效的，随着氮浓度增加，能够将由于NV对形成的影响使残留Vacancy在结晶周边部变多的部分以使Ge/Gc逐渐地增大的方式抵消。此时，如果Ge/Gc是1.2以下，则能够更可靠地使晶片整面无缺陷，故而优选。
Ge/Gc的调整优选通过控制石英坩埚5内的配置于原料融液正上方的热屏蔽体12与所述原料融液的液面的间隔、使以包围所述石英坩埚5的方式配置的加热器7的位置相对于所述原料融液的液面降低、使在所述单晶硅的制造装置的主腔室1外侧配置的磁场施加装置13的磁场强度减弱、以及使所述磁场施加装置13的位置降低中的任意一种或者两种以上的组合来进行。若为这样的Ge/Gc的调整方法，则不会大幅度变更制造装置，因此能够简便地调整Ge/Gc。
对为什么通过这样的Ge/Gc的调整方法会使Ge/Gc变大进行说明。
在增大Ge/Gc的方法中，有增大Ge的方法和减小Gc的方法两种。
要增大Ge，减少固液界面上部的朝向结晶侧面部的热辐射(基于辐射的热提供)是有效的。作为其具体的方法，存在：减小原料融液4正上方的热屏蔽体12与原料融液4的液面的间隔，并对来自配置于石墨坩埚6外侧的热源的加热用的加热器7的热辐射的一部分进行隔热的方法；将热源的加热用的加热器7相对于原料融液4的液面位置进行较低地配置从而减少朝向固液界面上部的热辐射的方法。
此外，通过炉内气体的热传导、气体的流动所产生的对流传热，Ge稍微有所变化，但在基于以融点为1420℃以上的高温环境为主的CZ法的单晶硅制造环境下，热辐射的影响是主导性的，因此基于热辐射的控制变得重要。
减小Gc的方法为，降低固液界面(融点等温线)的高度，并缓和与固液界面上部的温度梯度的方法，减弱因磁场产生的结晶成长界面下部的融液对流的抑制，通过对流容易去除在结晶生长中所产生的凝固潜热。如果通过对流可去除凝固潜热，则与不是这种情况相比，固液界面的高度会由于热平衡而降低。此时，结晶最外周部的融点等温线始终与原料融液4表面连接，因此Gc会选择性地减小。
作为减弱利用磁场抑制结晶成长界面下部的融液对流的方法，存在一种在使磁场位置相同的情况下减弱磁场强度的方法。另外，在将磁场强度设为固定的情况下，存在一种使磁场位置远离原料融液4表面位置的方法。在磁场位置、磁场强度都能够变更的情况下，也可以组合减弱磁场强度的方法和变更磁场位置的方法。
作为使固液界面的高度降低的方法，即使减弱结晶旋转也能够使固液界面降低，但由于关系到面内的掺杂剂浓度、氧浓度的不均匀，因此优选使固液界面部的磁场强度减弱的方法。
另外，优选地，当通过控制热屏蔽体12与原料融液4的液面的间隔来进行Ge/Gc的调整时，将不掺杂氮的情况下结晶整面成为N-区域的条件下的热屏蔽体12与原料融液4的液面的间隔设为D时，使掺杂氮的情况下的热屏蔽体12与原料融液4的液面的间隔以成为对应氮浓度而根据D’/D＝0.94-氮浓度/(2.41×1015)求出的D’的方式进行变化。
若为这样的Ge/Gc的调整方法，则由于能够通过对应氮浓度而调整热屏蔽体12与原料融液4的液面的间隔来进行Ge/Gc的调整，因此能够更简便且准确地调整Ge/Gc。
以下记载是如何导出该D’的关系式的。
第一，作为以整面获得N-区域的原料融液4正上方的热屏蔽体12与融液的间隔D，在不掺杂氮的情况下，分别相对于以2-2.2×1013、3-3.2×1013、6-6.2×1013、1-1.2×1014、1.5-1.7×1014、2.2-2.4×1014、3-3.2×1014atoms/cm3的氮浓度掺杂了氮的情况而言，氮以外的条件相同，以在直体成长中使提拉速度逐渐地渐减、并在单晶硅锭内包含缺陷区域V-rich、R-OSF区域、Nv区域、Ni区域、I-rich区域的方式从所获得的单晶硅锭中切出与结晶成长轴向平行的样品，并在潮湿氧化气氛下在800℃下实施4hr、并在1000℃下实施16hr的热处理，并利用X射线表面形态测量法(XRT)调查了基于各氮浓度所产生的缺陷分布的变化。
第二，在各氮浓度中，使原料融液4正上方的热屏蔽体12与原料融液4的液面的间隔变化，求出获得与不掺杂氮的情况同等的N-区域的分布的原料融液4正上方的热屏蔽体12与原料融液4的液面的间隔D’。
第三，通过最小二乘法求出针对氮浓度的热屏蔽体12与原料融液4的液面的间隔D’与间隔D之比的变化的关系式，获得D’/D＝0.94-氮浓度/(2.41×1015)。
优选地，在所求出的D’比20mm大的情况下，通过使热屏蔽体12与原料融液4的液面的间隔成为所求出的D’，由此调整Ge/Gc，在所求的D’是20mm以下的情况下，使热屏蔽体12与原料融液4的液面的间隔为20mm，而且，通过使以包围石英坩埚5的方式配置的加热器7的位置相对于所述原料融液4的液面降低、使在单晶硅的制造装置14的主腔室1的外侧配置的磁场施加装置13的磁场强度减弱、以及使磁场施加装置13的位置降低中的任意一种或者两种以上的组合来调整所述Ge/Gc。
若为这样的单晶硅的制造方法，则在热屏蔽体12与原料融液4的液面的间隔小到20mm以下的情况下，不会由于热屏蔽体12与原料融液4接触等而妨碍单晶硅的上提，能够制造单晶硅。
根据如上所述的本发明的方法，提供一种外延硅晶片，其特征在于，在结晶整面为N-区域的单晶硅基板上具有外延层，在单晶硅基板，以2×1013atoms/cm3以上且3.2×1014atoms/cm3以下的氮浓度掺杂氮，尺寸为28nm以上的缺陷的数量在10cm以上的单晶硅锭内的整个基板上平均为2个/张以下(0个/张以上且2个/张以下)，在800℃下实施了3hr且在1000℃下实施了2hr的热处理后所检测的平均尺寸为45nm以上的BMD的密度是1×108/cm3以上。此时，如果BMD的密度是1×1010/cm3以下，则BMD密度适度，不会存在晶片翘曲等问题，故优选。
如果是这样的外延硅晶片，则不会存在R-OSF区域所引起的BMD密度下降、EP缺陷化、以及由高浓度掺杂氮导致的板状或者棒状的COP引起的EP缺陷化。另外，通过在800℃下实施3hr且在1000℃下实施2hr的热处理，可形成有充分的BMD密度，且成为面内BMD品质均匀的外延硅晶片。
另外，通过本发明的方法，能够提供一种单晶硅基板，其特征在于，具有经过镜面研磨加工的表面，且结晶整面是N-区域，以2×1013atoms/cm3以上且3.2×1014atoms/cm3以下的氮浓度掺杂氮，TDDB特性的合格率是90％以上，尺寸为45nm以上的缺陷的数量在10cm以上的单晶硅锭内的整个基板上平均为2个/张以下(0个/张以上且2个/张以下)，在800℃下实施了3hr且在1000℃下实施了2hr的热处理后所检测的平均尺寸为45nm以上的BMD的密度是1×108/cm3以上。此时，如果BMD的密度是1×1010/cm3以下，则BMD密度适度，不会存在晶片翘曲等问题，因此优选。
若为这样的单晶硅基板，则不会存在R-OSF区域引起的BMD密度下降，TDDB特性良好。另外，通过在800℃下实施3hr且在1000℃下实施2hr的热处理，可形成有充分的BMD密度，且成为面内BMD品质均匀的单晶硅基板。
【实施例】
下面举出实施例及比较例来具体地说明本发明，但本发明并不限定于此。
(比较例1)
不掺杂氮，并在32英寸(812.8mm)坩埚中熔融410kg的原料，在施加4000G的磁场下实施了直径为300mm的结晶制造。此时，预先调整原料融液正上方的热屏蔽体与原料融液的间隔(50mm)、加热器位置、磁场施加装置的位置，并调整了结晶成长中的温度分布以使得遍及结晶全长在整面获得N(Neutral)区域。在该条件下，在直体成长中使提拉速度逐渐地渐减，并以在单晶硅锭内包含缺陷区域V-rich、R-OSF区域、Nv区域、Ni区域、I-rich区域(从V-rich到I-rich的各区域)的方式从所获得的单晶硅锭中切出与结晶成长轴向平行的样品，并在潮湿氧化气氛下在800℃下实施4hr且在1000℃下实施16hr的热处理，并通过XRT(X射线表面形态测量法)评价了缺陷分布。
(比较例2)
在与比较例1同样的原料融液正上方的热屏蔽体与原料融液的间隔(50mm)、加热器位置、磁场位置、磁场强度下掺杂氮，并在直体成长中使提拉速度逐渐地渐减，从而制造了在单晶硅锭内包含从V-rich到I-rich各区域的缺陷分布评价单晶硅锭。使氮浓度为2×1013atoms/cm3水准(单晶硅锭内氮浓度2×1013-2.2×1013atoms/cm3)、3×1013atoms/cm3水准(单晶硅锭内氮浓度3×1013-3.2×1013atoms/cm3)、6×1013atoms/cm3水准(单晶硅锭内氮浓度6×1013-6.2×1013atoms/cm3)、3×1014atoms/cm3水准(单晶硅锭内氮浓度3×1014-3.2×1014atoms/cm3)分别制造单晶硅锭，并与比较例1同样地评价了各氮浓度下的缺陷分布。
(实施例1)
除了使原料融液正上方的热屏蔽体与原料融液的液面的间隔成为根据D’/D＝0.94-氮浓度/2.41×1015所求出的D’以外，其他与比较例2同样地进行了实施。通过使原料融液正上方的热屏蔽体与原料融液的液面的间隔像这样变化，由此使单晶硅的提拉轴向的结晶中心部的温度梯度Gc与结晶周边部的温度梯度Ge成为Ge/Gc＞1，与提拉单晶硅时的偏析所导致的氮浓度的增加相应地逐渐地增大Ge/Gc。在此，D是50mm。使原料融液正上方的热屏蔽体与原料融液的液面的间隔在2×1013atoms/cm3水准(单晶硅锭内氮浓度2-2.2×1013atoms/cm3)下为D’＝46.6mm(D’/D＝0.932)，在3×1013atoms/cm3水准(单晶硅锭内氮浓度3-3.2×1013atoms/cm3)下为D’＝46.3mm(D’/D＝0.926)，在6×1013atoms/cm3水准(单晶硅锭内氮浓度6-6.2×1013atoms/cm3)下为D’＝45.8mm(D’/D＝0.916)，在3×1014atoms/cm3水准(单晶硅锭内氮浓度3-3.2×1014atoms/cm3)下为D’＝40.8mm(D’/D＝0.816)制造单晶硅锭，并评价了以各氮浓度调整了原料融液正上方的热屏蔽体与原料融液的液面的间隔时的缺陷分布。原料融液正上方的热屏蔽体与原料融液的液面的间隔的变更通过坩埚的高度位置的变更来实施。
图2中示出在比较例1、比较例2、以及实施例1的提拉条件下制造了单晶硅的情况下的以单晶硅的径向位置为横轴的单晶硅的提拉轴向上的缺陷分布图。
相对于比较例1而言，掺杂了氮的比较例2的缺陷分布为，在使氮掺杂量分别为2×1013atoms/cm3水准、3×1013atoms/cm3水准、6×1013atoms/cm3水准、3×1014atoms/cm3水准中，随着氮浓度增加，通过氮与空穴的对(NV对)的形成，结晶生长中的空穴(Vacancy)的外方扩散减少，因此结晶外周侧的缺陷区域向Vacancy优势侧(高V/G侧)位移，变化成R-OSF区域在外周部松弛的分布。
在这样的缺陷分布中，当制作了晶片时，在面内残留Vacancy浓度大幅度不同的缺陷区域混合存在(外周部的R-OSF区域+R/2～中心部的Nv区域、外周部的Nv区域+R/2～中心部的Ni区域、外周部的R-OSF区域+R/2部的Nv区域+中心部的Ni区域)、即使面内全部都是相同的Nv区域，晶片外周的残留Vacancy也变多。因此，在800℃下实施了3hr且在1000℃下实施了2hr的热处理后的面内的BMD(Bulk Micro Defect)密度大幅度不同，成为由晶片面内的低BMD区域上的吸杂能力不足所造成的器件成品率下降等的主要原因。
对此，在本发明的实施例1中，矫正伴随着氮浓度增加的缺陷分布变化(结晶外周侧的缺陷区域向Vacancy优势侧位移，R-OSF区域在外周部变化成松弛的分布)，当制作了晶片时，能够使晶片面内整面成为均匀的缺陷区域，因此能够将实施了低温、短时间的例如在800℃下实施了3hr且在1000℃下实施了2hr的热处理后的晶片面内BMD密度控制为均匀。另外，即使在能够抑制R-OSF区域的混合存在导致的单晶硅基板状态下的TDDB特性变差、将所制造的单晶硅基板用于外延硅晶片用基板的情况下的EP缺陷化方面，器件成品率、晶片成品率也都良好。
另外，由于氮通过结晶生长中的偏析现象(平衡偏析系数7×10-4)而随着结晶生长的进行逐渐地高浓度化，因此为了从长尺寸结晶全长中成品率良好地获得产品，本发明非常有效。
[外延硅晶片的合格率变化(一根单晶硅中的品质推移)]
接着，针对将本发明应用于实际的产品制造时所获得的效果，以外延晶片的合格率为例进行详细说明。
(比较例3)
在32英寸(812.8mm)坩埚中熔融410kg的原料，在施加4000G的磁场下实施了直径为300mm的结晶制造。在原料融液正上方的热屏蔽体与原料融液的液面的间隔为50mm、且在未掺杂氮时以使得遍及结晶全长在整面获得N-区域而调整了结晶生长中的加热器位置、磁场施加装置的位置的条件下，在直体产品采取部中，进行未掺杂氮(比较例3-1)、氮浓度为2×1013-6×1013atoms/cm3(比较例3-2)、氮浓度为1×1014-3.2×1014atoms/cm3(比较例3-3)的三根结晶的制造，并从所获得的结晶制作单晶硅基板，并作为外延硅晶片用基板使用，进行了外延硅晶片的制造。为了进行外延硅晶片的缺陷评价，使用KLA Tencor公司制造的SP3，并在Oblique模式下评价了检测出的28nm以上的缺陷。另外，对所制作的外延晶片在800℃下实施了3hr且在1000℃下实施了2hr的热处理后，通过红外线散射法测量了30nm以上的BMD密度。
(比较例4)
除了保持原料融液正上方的热屏蔽体与原料融液的液面的间隔为50mm、并如专利文献9所示那样对应氮浓度而调整了提拉速度(相对于氮浓度增加而延迟提拉速度进行调整)以外，其他与比较例3-2相同(比较例4-1)，与比较例3-3相同(比较例4-2)，并与比较例3同样地制造外延硅晶片，并进行了缺陷评价。另外，对所制作的外延晶片在800℃下实施了3hr且在1000℃下实施了2hr的热处理后，通过红外线散射法测量了30nm以上的BMD密度。
(实施例2)
使原料融液正上方的热屏蔽体与原料融液的液面的间隔D’成为根据D’/D＝0.94-氮浓度/(2.41×1015)所求出的D’。实施例2-1除了在2×1013-6×1013atoms/cm3的氮浓度下为了抵消结晶生长中的氮偏析的影响而从结晶锥侧起结合Tail侧的氮所产生的偏析下的氮浓度变化而将原料融液正上方的热屏蔽体与原料融液的液面的间隔从D’＝46.6mm调整到45.8mm以外，其他与比较例4-1相同，实施例2-2除了在1×1014-3.2×1014atoms/cm3的氮浓度下将原料融液正上方的热屏蔽体与原料融液的液面的间隔从D’＝44.9mm调整到40.3mm以外，其他与比较例4-2相同，并与比较例3同样地制造外延晶片，并进行了缺陷评价。另外，对所制作的外延晶片在800℃下实施了3hr且在1000℃下实施了2hr的热处理后，通过红外线散射法测量了30nm以上的BMD密度。通过使原料融液正上方的热屏蔽体与原料融液的液面的间隔像这样变化，从而使单晶硅的提拉轴向的结晶中心部的温度梯度Gc与结晶周边部的温度梯度Ge成为Ge/Gc＞1，并与提拉单晶硅时的偏析所导致的氮浓度的增加相应地逐渐地增大Ge/Gc。
图3、4以及5分别为表示比较例3、比较例4、以及实施例2中的外延晶片的缺陷评价结果的EP缺陷分布图。在高工艺流程成本的顶端器件中，即使平均一张晶片有几个缺陷，由此所产生的故障芯片也会成为很大的问题。
在比较例3中，在氮浓度为2×1013atoms/cm3之前EP缺陷产生基本上不会构成问题，但要为了增加热稳定的(较大尺寸的)析出核而达到充分高的氮浓度即3×1013atoms/cm3的氮浓度时，则观察到产生EP缺陷。而且，在氮浓度较高的3×1013atoms/cm3以上的情况下，随着氮浓度增加而使EP缺陷增加，成为经不住在高工艺流程成本的顶端器件中使用的水平。另外，比较例3-1、3-2以及3-3中的在800℃下实施了3hr且在1000℃下实施了2hr的热处理后的外延硅晶片的BMD密度分别是1-3×107、1-2×108、以及2.5-15×108/cm3。在氮浓度为2×1013atoms/cm3以上的情况下，能够使在顶端器件中被认为具有充分的吸杂能力的平均尺寸为45nm以上的BMD密度成为1×108以上。
在比较例4中，通过相对于氮浓度增加而降低提拉速度从而观察到改善效果，但在用于顶端器件工艺流程那样的低温/短时间的热处理中为了获得充分的BMD密度，从更优选的6×1013atoms/cm3以上的氮浓度起，EP缺陷开始增加，在氮为1×1014atoms/cm3以上的情况下，达不到适合用于顶端器件的水平。而且，在进一步降低提拉速度的情况下，当在800℃下实施了3hr且在1000℃下实施了2hr的热处理时，晶片中心部的BMD减少，产生面内的BMD密度(吸杂能力)的不均匀、根据情况成为在晶片中心部具有位错环、位错簇的I-rich区域，并在中心部产生EP缺陷，因此仅靠相对于氮浓度调整提拉速度不能完全地抑制EP缺陷。另外，在比较例4-1以及4-2中的在800℃下实施了3hr且在1000℃下实施了2hr的热处理后的外延硅晶片的BMD密度分别是1-2×108以及2.5-15×108/cm3。在氮浓度为2×1013atoms/cm3以上的情况下，能够使在顶端器件中被认为具有充分的吸杂能力的平均尺寸为45nm以上的BMD密度成为1×108以上。
与此相对，在实施例2中，能够在3.2×1014atoms/cm3的氮浓度之前将EP缺陷抑制在良好的水平。其结果为，28nm以上的缺陷在10cm以上的单晶硅锭内的整个基板上是平均为2个/张以下这样极其良好的缺陷水平，能够获得比比较例3及4的缺陷更少的外延硅晶片。另外，在800℃下实施了3hr且在1000℃下实施了2hr的热处理后的外延硅晶片的BMD密度在实施例2-1中是1-2×108/cm3，在实施例2-2中是2.5-5×108/cm3，在氮浓度为2×1013atoms/cm3以上的情况下，能够使被认为在顶端器件中具有充分的吸杂能力的平均尺寸为45nm以上的BMD的密度为1×108/cm3以上。此外，由于在3.5×1014atoms/cm3的氮浓度下会产生由析出物引起的EP缺陷，因此期望使氮浓度为3.2×1014atoms/cm3以下。
如此，如果使用本发明，则即使在顶端的低温/短时间器件工艺流程中能够期待较高的吸杂能力的高氮浓度条件下，也能够以非常高的成品率在结晶全长制造具有良好的EP缺陷水平的外延硅晶片。
[单晶硅基板的合格率变化(一根单晶硅中的品质推移)]
接着，针对将本发明应用于实际的产品制造时所获得的效果，以单晶硅基板的合格率为例进行详细说明。
(比较例5)
在32英寸(812.8mm)坩埚中熔融410kg的原料，在施加4000G的磁场下实施了直径为300mm的结晶制造。在原料融液正上方的热屏蔽体与原料融液的液面的间隔为50mm、且在未掺杂氮时以使得遍及结晶全长在整面获得N(Neutral)区域而调整了结晶生长中的加热器位置、磁场施加装置的位置的条件下，在直体产品采取部中，进行未掺杂氮(比较例5-1)、氮浓度为2×1013-6×1013atoms/cm3(比较例5-2)、氮浓度为1×1014-3.2×1014atoms/cm3(比较例5-3)的三根结晶制造，并从所获得的结晶制作单晶硅基板，并评价了TDDB特性。另外，为了进行单晶硅基板的缺陷评价，使用KLA Tencor公司制造的SP3，并在Oblique模式下评价了所检测的45nm以上的缺陷。另外，对所制作的单晶硅基板在800℃下实施了3hr且在1000℃下实施了2hr的热处理后，通过红外线散射法测量了30nm以上的BMD密度。
(比较例6)
除了保持原料融液正上方的热屏蔽体与原料融液的液面的间隔为50mm、并如专利文献9所示那样对应氮浓度而调整了提拉速度(相对于氮浓度增加而延迟提拉速度进行调整)以外，其他与比较例5-2相同(比较例6-1)，与比较例5-3相同(比较例6-2)，并评价了与比较例5同样地制造的单晶硅基板的TDDB特性及缺陷。另外，对所制作的单晶硅基板在800℃下实施了3hr且在1000℃下实施了2hr的热处理后，通过红外线散射法测量了30nm以上的BMD密度。
(实施例3)
使原料融液正上方的热屏蔽体与原料融液的液面的间隔成为根据D’/D＝0.94-氮浓度/(2.41×1015)所求出的D’。实施例3-1除了在2×1013-6×1013atoms/cm3的氮浓度下为了抵消结晶生长中的氮偏析的影响而从结晶锥侧起结合Tail侧的氮所产生的偏析下的氮浓度变化而将原料融液正上方的热屏蔽体与原料融液的液面的间隔从D’＝46.6mm调整到45.8mm以外，其他与比较例6-1相同，实施例3-2除了在1×1014-3.2×1014atoms/cm3的氮浓度下将原料融液正上方的热屏蔽体与原料融液的液面的间隔从D’＝44.9mm调整到40.3mm以外，其他与比较例6-2相同，并与比较例5同样地制造单晶硅基板，并评价了TDDB特性及缺陷。另外，对所制作的单晶硅基板在800℃下实施了3hr且在1000℃下实施了2hr的热处理后，通过红外线散射法测量了30nm以上的BMD密度。通过使原料融液正上方的热屏蔽体与原料融液的液面的间隔像这样变化，从而使得单晶硅的提拉轴向的结晶中心部的温度梯度Gc与结晶周边部的温度梯度Ge成为Ge/Gc＞1，并与提拉单晶硅时的偏析所导致的氮浓度的增加相应地而逐渐地增大Ge/Gc。
图6、7以及8分别为表示比较例5、比较例6、以及实施例3中的单晶硅基板的TDDB特性评价结果的图。
在图6、7以及8中，灰色网眼为TDDB故障处。TDDB故障缺陷与EP缺陷源具有相关性，为与比较例3、比较例4以及实施例2的EP缺陷的评价(图3、4以及5)同样的结果。在比较例5中，在3×1013atoms/cm3以上的氮浓度下，随着氮浓度增加TDDB故障逐渐地增加。比较例5中的TDDB特性的合格率在比较例5-1、比较例5-2以及比较例5-3中分别是99.7-99.3、99.3-69.2、以及50.7-14.7％。另外，比较例5-1、5-2以及5-3中的45nm以上的缺陷在10cm以上的单晶硅锭内的整个基板上平均是1-2、1.8-158、以及73-1250个/张。另外，在比较例5-1、5-2以及5-3中的在800℃下实施了3hr且在1000℃下实施了2hr的热处理后的单晶硅基板的BMD密度分别是1-3×107、1-2×108、以及2.5-15×108/cm3。在氮浓度为2×1013atoms/cm3以上的情况下，能够使在顶端器件中被认为具有充分的吸杂能力的平均尺寸为45nm以上的BMD密度成为1×108以上。
在比较例6中，也与EP缺陷的倾向同样地，相对于比较例5而言观察到改善效果，但不能完全地改善，TDDB故障从6×1013atoms/cm3以上的氮浓度起增加，并变差。比较例6中的TDDB特性的合格率在比较例6-1以及比较例6-2中分别是99.7-87.3、69.9-51.7％。另外，比较例6-1及比较例6-2中的45nm以上的缺陷在10cm以上的单晶硅锭内的整个基板上平均是1-57个/张以及160-364个/张。另外，在比较例6-1、以及6-2中的在800℃下实施了3hr且在1000℃下实施了2hr的热处理后的单晶硅基板的BMD密度分别是1-2×108、以及2.5-15×108/cm3。在氮浓度为2×1013atoms/cm3以上的情况下，能够使在顶端器件中被认为具有充分的吸杂能力的平均尺寸为45nm以上的BMD密度成为1×108以上。
与此相对，在实施例3中，能够在3.2×1014atoms/cm3的氮浓度之前抑制TDDB故障。实施例3中的TDDB特性的合格率在实施例3-1及实施例3-2中，在氮浓度为2-3.2×1014atoms/cm3的范围内分别是99.7-99.3％。另外，实施例3-1及实施例3-2中的45nm以上的缺陷在10cm以上的单晶硅锭内的整个基板上平均是1-1.9、以及1.2-2个/张。另外，在实施例3-1以及实施例3-2中的在800℃下实施了3hr且在1000℃下实施了2hr的热处理后的单晶硅基板的BMD密度分别是1-2×108、以及2.5-15×108/cm3。在氮浓度为2×1013atoms/cm3以上的情况下，能够使在顶端器件中被认为具有充分的吸杂能力的平均尺寸为45nm以上的BMD密度成为1×108以上。
如此，如果使用本发明，则即使在顶端的低温/短时间器件工艺流程中能够期待较高的吸杂能力的高氮浓度条件下，也能够以非常高的成品率在结晶全长制造没有TDDB故障增加且具有良好的缺陷水平的单晶硅基板。
如以上那样，如果使用本发明，则能够获得在用于顶端器件工艺流程那样的低温/短时间的热处理中要获得充分的BMD密度而最佳的氮浓度为从3×1013atoms/cm3到3.2×1014atoms/cm3,并作为单晶硅基板的状态下的TDDB特性都良好，且也没有产生外延硅晶片上的EP缺陷的晶片。
此外，本发明并不限定于上述实施方式。上述实施方式仅是例示，具有与本发明的权利要求所记载的技术思想实质上相同的结构，并实现同样的作用效果的技术方案，均包含于本发明的技术范围内。
附图标记说明
1-主腔室；2-提拉腔室；3-单晶棒；4-原料融液；5-石英坩埚；6-石墨坩埚；7-加热器；8-隔热部件；9-气体流出口；10-气体导入口；11-气体整流筒；12-热屏蔽体；13-磁场施加装置；14-单晶硅的制造装置。
