"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、前記シリコン単結晶基板は、第1の主表面と前記第1の主表面と反対側の第2の主表面とを有し、前記シリコン単結晶基板の前記第1の主表面の中心における比抵抗が50Ωcm以上、かつ前記第1の主表面における比抵抗の変化率が3以下であって、前記第1の主表面と前記第1の主表面から前記第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未満であり、前記第1の主表面から前記第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、シリコン単結晶基板。前記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、かつ前記シリコン単結晶基板の窒素濃度が2.0×1013atoms/cm3以上4.0×1014atoms/cm3以下である、請求項1に記載のシリコン単結晶基板。請求項1または2に記載のシリコン単結晶基板と、前記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とを備える、BCDデバイス。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°C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°Cから1100°Cにおける前記中心部の冷却速度が6°C/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。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さらに備え、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°C以上1250°C以下で1時間以上8時間以下の間熱処理する、請求項4に記載のシリコン単結晶基板の製造方法。近年、BCDBipolarTransistor、CMOSComplementaryMetalOxideSemiconductor、DMOSDiffusedMetalOxideSemiconductor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MOSFETMetalOxideSemiconductorFieldEffectTransistor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:BulkMicroDefect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50Ωcm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4.0×1014atoms/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°C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°Cから1100°Cにおける中心部の冷却速度が6°C/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°C以上1250°C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。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50Ωcm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FZFloatingZone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、7×104であるW.ZulehnerandD.Huber,CrystalGrowth,PropertiesandApplications,p28,Springer-Verlag,NewYork,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°C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°Cから1100°Cにおける中心部の冷却速度が6°C/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4.0×1014atoms/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°Cの範囲の平均であり、融点から1350°Cまでの結晶成長軸方向の平均温度勾配°C/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°Cから1100°Cにおける中心部の冷却速度が6°C/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°C/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°C以上1250°C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°C以上1250°C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50Ωcm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MCZMagneticfieldappliedCZochralski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°Cであり、1175~1215°Cであることが好ましく、1185~1200°C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°C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°C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50Ωcm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°C、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130Ωcm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50Ωcm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114Ωcm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50Ωcm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50~175Ωcm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50Ωcm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114~124Ωcm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50Ωcm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50Ωcm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°Cから1100°Cにおけるシリコン単結晶の中心部の冷却速度が6°C/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°C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°C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°C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°C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°C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°C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°Cから1100°C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°Cから1100°Cにおけるシリコン単結晶の中心部の冷却速度を8.0°C/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°Cから1100°Cにおけるシリコン単結晶の中心部の冷却速度を7.0°C/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°Cから1100°Cにおけるシリコン単結晶の中心部の冷却速度を7.0°C/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°Cから1100°Cにおけるシリコン単結晶の中心部の冷却速度を6.0°C/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°Cから1100°Cにおけるシリコン単結晶の中心部の冷却速度を7.0°C/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°Cから1100°Cにおけるシリコン単結晶の中心部の冷却速度を7.0°C/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°Cから1100°Cにおけるシリコン単結晶の中心部の冷却速度を8.0°C/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°Cから1100°Cにおけるシリコン単結晶の中心部の冷却速度を8.0°C/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°Cから1100°Cにおけるシリコン単結晶の中心部の冷却速度を8.0°C/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°Cから1100°Cにおけるシリコン単結晶の中心部の冷却速度を8.0°C/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°Cから1100°Cにおけるシリコン単結晶の中心部の冷却速度を5.0°C/分とした。本発明例6~11は、1200°Cから1100°Cにおけるシリコン単結晶の中心部の冷却速度が6°C/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°C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300μm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°C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°Cから1100°Cにおけるシリコン単結晶の中心部の冷却速度が6°C/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°C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。"