由单晶硅制成的半导体晶片及其制造方法
本发明涉及由包含氧和氮的单晶硅制成的半导体晶片，其中半导体晶片的正面覆盖有由硅制成的外延层。具有沉积的外延层的半导体晶片也被称为外延半导体晶片。
当根据切克劳斯基法(CZ法)从石英坩埚中所含的熔体拉制用于产生半导体晶片的单晶时，该坩埚材料形成掺入该单晶以及由此衍生的半导体晶片中的氧的来源。可以例如通过控制氩气穿过拉制设备的压力和流量，或在拉制单晶期间调节坩埚和晶种的旋转，或使用施加到熔体上的磁场或通过组合使用这些措施而相当精确地控制掺入的氧的浓度。
氧在形成BMD缺陷(BMD，体微缺陷)中起着重要作用。BMD是在热处理过程中BMD晶种会生长到其中的氧沉淀物。它们充当内部吸杂剂，即充当杂质的能阱，因此从根本上讲它们是有利的。一个例外是它们存在于欲容纳电子元件的位置。为了避免在这样的位置处形成BMD，可以在半导体晶片上沉积外延层，并进行设置以将电子组件容纳在外延层中。
Hoelzl等人发现BMD总内表面(BMD密度×平均BMD表面)对于吸杂效率是重要的，并且他们限定了对于有效吸杂的关键归一化内表面，参见R.
单晶中氮的存在促进了BMD晶种的形成。因此，用氮掺杂单晶通常适合于实现更高密度的BMD。例如通过将含氮材料溶解在熔体中或通过用包含氮或含氮化合物的气体使熔体通气可以在宽范围内调节单晶中的氮浓度。
在通过CZ法拉制单晶硅的过程中，特别重要的是控制拉制速度V与结晶界面处的轴向温度梯度G之比V/G。拉制速度V是生长的单晶从熔体向上提升的速度，而轴向温度梯度G是在晶体界面上沿提升方向结晶界面温度变化的量度。
在单晶中占优势的点缺陷(空位和间隙硅原子)的类型和浓度基本上由V/G商确定。
BMD尤其可以在空位数量超过间隙硅原子的数量并且因此空位占主导的区域中发展。
当在单晶结晶过程中存在较大的空位过饱和度时(这是相对高的V/G商的情况)，空位形成附聚物，例如可以作为COP(晶体起源的颗粒)来验证。
当V/G以及因此空位过饱和度略低于形成COP所必需的时，则会形成OSF缺陷(Oxidation Induced Stacking Faults-氧化引起的堆垛层错)的晶种而不形成COP。在这种情况下，单晶在OSF区域中结晶。
当V/G商仍然较小时，在单晶的结晶过程中形成了空位仍然占优势但由于未在其中形成COP和OSF而被归类为无缺陷的区域。这种区域称为Pv区域。
V/G商的进一步降低导致单晶在Pi区域生长，该区域同样被归类为无缺陷，但其中间隙硅原子占主导。
结晶界面处的轴向温度梯度G及其径向级数(progression)取决于来自结晶界面和到结晶界面的热传递。继而，传热基本上受到生长中的单晶的环境(即所谓的热区)的热特性，以及受到经由一个或多个加热设备的热供应的影响。
当决定在某个热区拉制单晶时，可以通过考虑热平衡的模拟计算来确定结晶界面处轴向温度梯度G的轴向和径向级数。热区的适当配置还可以确保轴向温度梯度G沿单晶半径具有所需的级数。由于单晶的生长和熔体体积的减少，热条件以及因此结晶界面处轴向温度梯度G的轴向级数也随时间变化。为了将V/G商也保持在轴向上的预定区域中，因此也有必要通过相应的拉制速度V的变化来补偿轴向温度梯度G随时间的变化。因此，控制拉制速度V也使得可以控制V/G商。
EP 1 887 110 A1涉及一种半导体晶片的制造，该半导体晶片由单晶硅制成、包含氧、氮和氢，并且源自在Pv区域中拉制的单晶。据报道，氮的存在以及氢的存在程度较小，使得能够利用更大范围的拉制速度以便能够使Pv区域中的单晶结晶。还提出了在半导体晶片中选择相对高浓度的氧并使半导体晶片通过RTA(快速热退火)进行热处理。
US 2011/0084366 A1涉及由单晶硅制成的半导体晶片的制造，该单晶硅包含氧、氮和氢并且其正面覆盖有外延层。从文件中显而易见的是，当半导体晶片包含一定量的氮和氢时是有利的。氢的存在阻止了半导体晶片中OSF的形成以及在外延层中由其衍生的缺陷，而同时不损害作为促进BMD晶种形成的添加剂的氮的活性。然而，表明在半导体晶片中氢的存在可能是在外延层中形成位错的原因，并且空位的聚集体是这些位错的起点。
US2001/021574 A1涉及一种制造硅外延晶片的方法，该方法包含以下步骤：生产氮浓度至少为1×1012原子/cm3且氧浓度在10-18×1017原子/cm3-范围内的硅单晶；从所述单晶硅切出硅晶片；在硅晶片的表面上生长外延膜；在生长所述外延膜之后，在800-1100℃的温度范围内进行退火，以满足以下等式t≥33-(T-800)/100)，其中，T为以℃为单位的温度，且t为以小时为单位的时间。
显示了一种IG(内在吸杂剂)能力评估方法，该方法基于通过福克-普朗克模拟计算得出的BMD的尺寸分布。具体而言，对于IG能力，必须评估是否满足等式L×D0.6＝107，其中L(nm)是BMD的对角线长度，而D(cm-3)是BMD密度。如果满足上述等式，则发明人相信可以获得优异的IG能力。
US 2012/0306052A1涉及一种硅晶片，该硅晶片包含氮浓度为1×1012原子/cm3或更高且在该晶片上设置外延层的晶片，其中当在750℃下对晶片进行4小时的热处理，然后在1000℃下进行4小时的热处理时，多面体氧沉淀物(主要是八面体氧沉淀物)主要生长在晶片中的板状氧沉淀物上。
该硅晶片是通过包含在氮浓度为1×1012原子/cm3或更高的晶片上形成外延层进而形成硅晶片的方法制造的；在大于或等于至少800℃的温度范围内以每分钟5℃或更高的速率升高硅片的温度，并在大于或等于1050℃并低于或等于硅的熔点的温度下加热硅晶片5分钟或更长时间。通过这样的热预处理，形成了大量的BMD核，其生长成多面体BMD。
US 2012/0306052A1显示，对间隙氧浓度为12,5×1017原子/cm3的晶片进行了各种热处理，以形成不同形状和尺寸的BMD，例如，形成尺寸为45至115nm的多面体BMD(表1)。LSA(激光尖峰退火)后，多面体形状的晶片没有显示任何位错。如果在热处理过程中形成BMD核，则多面体BMD占主导地位a)升温速率大于或等于5℃，并且b)保持温度为至少1050℃和c)保持时间至少5分钟。
WO 2017/097675A1公开了一种由单晶硅生产半导体晶片的方法，包含：
按照CZ法以拉制速度V从熔体中拉制单晶，其中，所述熔体掺杂有氧、氮和氢，并且所述单晶在结晶界面处生长；
以使氧浓度不低于4.9×1017原子/cm3且不超过5.85×1017原子/cm3的方式控制直径均匀的单晶的截面(section)中氧、氮和氢的结合，氮浓度不低于5×1012原子/cm3且不超过1.0×1014原子/cm3、氢浓度不低于3×1013原子/cm3且不超过8×1013原子/cm3；
控制拉制速度V，使其处于跨距ΔV之内，在该跨距ΔV中直径均匀的截面中的单晶在Pv区域中生长，其中拉制速度V在跨距的子范围内，该跨距的子范围包含跨距的39％，在从Pv区域到Pi区域的转换中，该子范围的最低拉制速度比从Pv区域转换到Pi区域时的拉制速度VPv/Pi大26％；以及
将半导体晶片与直径均匀的单晶的截面分开。
还公开了一种由单晶硅制成的半导体晶片，其包含的氧浓度不低于4.9×1017原子/cm3且不超过5.85×1017原子/cm3；氮浓度不低于5×1012原子/cm3且不超过1.0×1014原子/cm3；氢浓度不低于3×1013原子/cm3且不超过8×1013原子/cm3；其中半导体晶片的正面覆盖有由硅制成的外延层，并且其中BMD的密度不低于3×108/cm3且不超过5×109/cm3，在半导体晶片于780℃的温度下热处理3小时和于1000℃的温度下热处理16小时之后通过IR断层摄影术评估。
然而，在这样的热循环之后，BMD的平均尺寸必须为85-95nm，以显示足够的吸杂(当遵循US2001/021574A1的发现时)。这样的BMD可能太大，以至于无法避免由于BMD的应力而导致的晶格缺陷。可能需要在高于1000℃的温度下进行进一步的热处理，以避免在高温设备过程中发生位错(请参阅US 2012/0306052A1)。
另一方面，未来客户的低热预算设备周期太小而无法产生足够的BMD总内表面(TIS)来有效地吸杂(gettering)镍，这有利于确保没有过多的积聚应力，否则会在以下情况下在<＝10nm设计规则体制下的装置结构处产生滑移和开裂事件。
因此，本发明要解决的问题是提供一种外延硅晶片，该外延硅晶片显示出有效的镍吸杂以及在客户应用热步骤后降低的热应力。
通过由单晶硅制成的半导体晶片解决了该问题，该半导体晶片具有根据新ASTM的不低于4.9×1017原子/cm3且不超过6.5×1017原子/cm3的氧浓度和根据新ASTM的不低于8×1012原子/cm3且不超过5×1013原子/cm3的氮浓度，其中半导体晶片的正面覆盖有由硅制成的外延层，其中半导体晶片包含八面体形状的BMD，通过IR断层摄影术确定其平均尺寸为13至35nm、其平均密度不低于3×108cm-3且不超过4×109cm-3。
发明人发现，这种半导体晶片的八面体BMD形状在至少100μm的深度在1000℃下热处理5小时之后是稳定的。
在一个实施方案中，BMD的密度基于平均密度变化不超过50％。
在一个实施方案中，BMD的尺寸基于平均尺寸变化不超过50％。
根据一个实施方案，镍吸杂效率为至少80％。更优选的是镍吸杂效率至少为90％。镍吸杂效率定义为两个晶片表面上的镍含量与总的故意污染镍相比。
在一个实施方案中，镍吸杂效率为至少95％。
根据一个实施方案，TIS(总内表面)为4.0×1011nm2/cm3至7×1012nm2/cm3，优选为2.5×1012nm 2/cm3至7×1012nm2/cm3。
TIS定义为BMD密度(全部)×平均BMD表面。
TIS＝4*π*r2*D(BMD)，其中r＝BMD的平均半径，而D(BMD)是BMD密度。
总的内表面由针对各个测得的吸杂效率的实验数据集确定。
根据一个实施方案，根据新的ASTM，半导体晶片的氧浓度不低于5.25×1017原子/cm3且不超过6.25×1017原子/cm3。
根据一个实施方案，根据新的ASTM，半导体晶片的氮浓度不低于0.7×1013原子/cm3且不超过1.3×1013原子/cm3。
为了能够获得足够的活性，作为内部吸杂剂，BMD的密度必须不低于3×108/cm3。氧浓度不应超过6.5×1017原子/cm3的上限，因为否则半导体晶片趋于在外延层的表面上形成双位错。
通过使用FTIR光谱仪测定波长为1107cm-1的间隙氧浓度的红外吸收。该方法根据SEMI MF1188执行。该方法已根据国际可追溯标准进行了校准。
通过使用FTIR光谱仪测定波长为240cm-1、250cm-1和267cm-1的氮浓度的红外吸收。在测量之前，将被测试材料加热到600℃持续6小时。在测量过程中将样品冷却至10K。通过已知氮浓度的标准品校正该方法。
与SIMS的相关性如下：氮浓度。FTIR(at/cm3)＝0.6*氮气浓度SIMS(原子/cm3)。
从半导体晶片的中心到边缘确定BMD的尺寸和密度，边缘排除为2mm，并通过红外激光散射断层扫描进行评估。
在通过激光散射(IR-LST＝红外激光散射断层扫描)检查晶片截面的方法中，BMD将入射光散射，该入射光由在样品劈开边缘附近的CCD相机记录。通过IR-LST对BMD的密度的测量是沿着热处理过的半导体晶片的径向断裂边缘进行的。测量方法本身是已知的(Kazuo Moriya等人，J.Appl.Phys.66,5267(1989))。
例如，可以使用SemiLab半导体物理实验室有限公司生产的LST-300A和新一代的光散射断层扫描仪显微和生长缺陷分析仪。
BMD的尺寸由其散射光强度计算得出，该散射光强度由CCD检测器测量。可检测的最小尺寸受可达到的信噪比(也称为相机灵敏度)的限制。最新一代的IR-LST为摄像机提供了较低的光谱噪声，从而可以以吞吐量为代价，通过更长的积分时间来获得灵敏度。在高灵敏度模式下，尺寸检测下限可以从大约18nm(标准IR-LST设置)降低到大约13nm，这意味着测量时间增加了4倍。
具有八面体形状的BMD是指被多个{111}平面包围的BMD或被多个{111}平面和另外的{100}平面包围的BMD。有时会出现被{111}和{100}平面以外的平面包围的BMD。
相反，板状的BMD被两个相对较大的{100}平面包围。
八面体形状与板状的区别如下：
从{001}方向看，在{100}和{010}方向上的尺寸中，较长的一个表示为A，而较短的一个表示为B。
椭圆度(＝A/B比)不超过1.5的BMD具有八面体形状。椭圆率超过1.5的BMD为板状。
八面体BMD的对角线尺寸表示上述{100}和{010}方向的较长方向A。
八面体BMD的平均尺寸定义为平均对角线尺寸。
本发明还涉及一种用于制造由单晶硅制成的半导体晶片的方法，该方法包含：在包含氢的气氛中，根据CZ方法从熔体中拉制单晶，其中氢已被添加到熔体中，使得在直径均匀的单晶的截面中，氧浓度不低于4.9×1017原子/cm3且不超过6.5×1017原子/cm3，且氮浓度不低于8×1012原子/cm3且不超过5×1013；而氢浓度不低于3×1013原子/cm3且不超过8×1013原子/cm3；
控制拉制速度V，使其处于跨距ΔV之内，在该跨距ΔV中截面中的直径均匀的单晶在Pv区域中生长，其中拉制速度V在跨距的子范围内，该跨距的子范围占跨距的39％，且跨距的最低拉制速度比从Pv区域转换到Pi区域时的拉制速度大26％；
并将半导体晶片与直径均匀的单晶的截面分开；
在分离的半导体晶片的正面上沉积硅的外延层以形成外延晶片；
在包含Ar、N2、O2或它们的混合物的环境中，在1015-1035℃的温度下热处理外延晶片1到1.75小时。
为了产生和/或稳定在外延层沉积期间未溶解的BMD晶种，在半导体晶片上沉积外延层之前进行的半导体晶片或单晶的热处理不是所述方法的组成部分。
在包含Ar、N2、O2或它们的混合物的环境中，在1015-1035℃的温度下热处理外延晶片1到1.75小时。优选地，在N2/O2环境中进行热处理。
根据一个实施方案，热处理包含在770-790℃的温度下进行20至200分钟的第一步，以及在1015-1035℃的温度下进行1至1.75小时的第二和最后一步。
根据一个实施方案，在600-700℃的温度下开始热处理，其中升温速率不高于8℃/min且不低于2.5℃/min。
根据一个实施方案，以这样的方式控制在直径均匀的单晶的截面中掺入氧，使得氧浓度不低于5.25×1017原子/cm3且不超过6.25×1013原子/cm3。
根据一个实施方案，以这样的方式控制在直径均匀的单晶的截面中掺入氮，使得氮浓度不低于0.7×1013原子/cm3且不超过2.5×1017原子/cm3。
氢的存在抑制了特别是在半导体晶片的边缘区域中的OSF缺陷的晶种的形成并且有助于BMD的密度的均匀径向级数。因此，将分离出半导体晶片的硅的单晶在包含氢的气氛中拉制出，其中，氢的分压优选为5Pa以上且不超过15Pa。
为了确定氢浓度，从单晶切出长方体块(3cm×3cm×30cm)形式的测试样品。将测试样品在700℃的温度下处理5分钟，然后迅速冷却。然后在室温下通过FTIR光谱法测量氢浓度。在FTIR测量之前，通过用来自Co60源的伽马射线照射测试样品来激活否则应从测量中抽出的一部分氢气。辐射的能量剂量为5000至21000kGy。测量活动包含以每个测试样品1cm-1的分辨率进行1000次扫描。对波数为1832、1916、1922、1935、1951、1981、2054、2100、2120和2143cm-1的振动带进行了评估。氢的浓度由各个振动带的积分吸附系数之和乘以换算因子4.413×1016cm-1来计算。当要测量半导体晶片的氢浓度时，应避免在700℃的温度下对测试样品进行热处理，并将从半导体晶片上切下的一块面积为3cm×20cm的条带用作测试样品。
在拉制单晶期间，比率V/G必须保持在窄限度内，在该窄限度内，单晶在Pv区域中以适当过量的空位结晶。这是通过控制拉制速度V来控制比率V/G来完成的。为了使单晶在Pv区域内以适当的过量空位生长，需控制拉制速度V，条件是所述速度在拉制速度的跨距ΔV中可能不取所有值，以确保Pv区域中单晶的生长。允许的拉制速度在跨距ΔV的子范围内，该范围占ΔV的39％，并且其最低拉制速度比从Pv区域转换到Pi区域时的拉制速度VPv/Pi大26％。
拉制速度VPv/Pi和跨距ΔV是通过实验(例如通过以拉制速度线性增加或下降进行的方式拉动测试单晶)来确定的。使用与用于拉制根据本发明的单晶相同的热区。测试单晶中的每个轴向位置都分配有拉制速度。例如通过铜装饰或测量少数电荷载流子的寿命来将测试的单晶轴向切割，并检查点缺陷。跨距ΔV从最低拉制速度一直延伸到最高拉制速度，在该拉制速度下，可以在不低于测试单晶半径的98％的径向长度上从测试单晶的中心到边缘检测到Pv区域。在这种情况下，最低拉制速度是拉制速度VPv/Pi。
优选在直径均匀的单晶的整个截面中，以所述的方式控制拉制速度V，使得从该截面切下的所有半导体晶片都具有预期的性能。该截面中的单晶的直径和所得的半导体晶片的直径优选为不低于200mm，特别优选为不低于300mm。
冷却单晶以阻止缺陷的形成，例如OSF缺陷的晶种的形成，是进一步有利的。冷却速率优选不低于：
在1250℃至1000℃的温度范围内为1.7℃/min；
在低于1000℃至800℃的温度范围内为1.2℃/min；并且在低于800℃至500℃的温度范围内为0.4℃/min。
根据本发明的半导体晶片与单晶分离，该单晶已经在包含氢的大气中从掺杂有氮的熔体中被拉出(N+H共掺杂)。如上所述，单晶在Pv区域中生长。单晶的拉制基本上对应于WO 2017/097675A1中描述的过程，该文献通过引用并入本文。
随后对半导体晶片的上侧面和下侧面以及边缘执行一个或多个机械处理步骤和至少一个抛光步骤。
在半导体晶片的抛光的上侧表面上，以本身已知的方式沉积外延层。
外延层优选地由单晶硅构成，并且优选地具有2μm至7μm的厚度。
外延层的沉积期间的温度优选为1100℃至1150℃。
在外延沉积之后，由于向外扩散，半导体晶片不包含任何可测量的氢浓度。
半导体晶片和外延层被掺杂有电活性掺杂剂，例如硼，优选地类似于掺杂pp的外延半导体晶片的掺杂。
在另一实施方案中，晶片是掺杂nn的外延晶片。
通过在沉积外延层之后并且在制造电子部件之前对半导体晶片进行热处理来形成半导体晶片中的BMD。
根据本发明，该方法包含在1015-1035℃的温度下热处理外延晶片1至1.75小时。
相对于US2001/021574A1中描述的发明，这是明显的优点，因为所需的退火时间大大缩短。因此，在制造成本方面具有优势。对于1015℃的温度，根据US2001/021574A1所需的退火时间将是2.54小时。对于1035℃的温度，US2001/021574A1建议的退火时间将是2.04小时。
根据本发明的缩短退火时间的充分性的原因是使用N+H共掺杂在Pv区域限定的工艺窗口中生长的晶体的使用。
根据一个实施方案，该方法包括：在770-790℃的温度下热处理外延晶片20至200分钟的第一步，以及在1015-1035℃的温度下热处理外延晶片1至1.75小时的第二和最后一步。在第一步和第二步之间，将温度以每分钟8℃的速率升高到预定温度。
发明人开发了用于pp或nn掺杂的外延晶片的基板，该晶片的BMD的TIS高达7.0×1012，密度为3×108cm-3至4×109cm-3且尺寸为13-35nm。通过外延沉积之后的热处理步骤，在衬底中形成了八面体形状的小尺寸(<40nm)径向均匀BMD。
八面体形状的BMD将在客户应用热步骤后降低热应力。
稳定的八面体BMD形状确保了非常低的局部应力Si基质，因此可以实现亚16nm设计规则装置结构(例如FinFET)的稳定性。
本发明的外延晶片适合于未来的客户低热预算装置周期。没有过多的累积应力，因此避免了在<＝10nm设计规则体制下在装置结构上发生的滑移和破裂事件。
如果没有外延沉积后的热处理步骤，这些低热预算工艺将太小而无法产生足够的以使镍的吸杂效率至少达到80％的BMD总内表面(TIS)。
关于根据本发明的由单晶硅制成的半导体晶片的制造方法的上述实施方案所指定的特征可以相应地应用于根据本发明的由单晶硅制成的半导体晶片。此外，与根据本发明的由单晶硅制成的半导体晶片的实施方案有关的上述优点因此还涉及根据本发明的由单晶硅制成的半导体晶片的制造方法的相应实施方案。在权利要求书和说明书中描述了本发明的特定实施方案的这些和其他特征。各个特征可以作为本发明的实施方案单独地或组合地实现，或者可以在其他应用领域中实现。此外，它们可以代表有利于自身保护的实施方案，对于这些实施方案，在提交的申请中要求得到保护，或者在本申请和/或连续申请的待决期间要求得到保护。
除非另有说明，否则在周围大气的压力(即约1000hPa)和50％的相对湿度下测定上述和以下实施例中的所有参数。
实施例
使用水平磁场，以高于0.45mm/min的拉制速度在所谓的富空位“Pv”区域的子区域拉制300mm单晶硅晶锭。向熔体中添加氮气，并将晶体在包含氢的气氛中拉制。正确设计热区可确保径向v/G足够小，从而获得没有附聚空位缺陷的硅晶片。
通过RT-FTIR测量的晶锭氮浓度为8×1012cm-3至3.5×1013cm-3。通过RT-FTIR测量的间隙氧浓度为5.15×1017cm-3至5,75×1017cm-3。
将晶锭切成段、成为(singled into)300mm的硅晶片、研磨、清洁、双面抛光和镜面抛光。
来自不同晶锭位置(20％、25％、50％、55％、85％和90％/晶种、中间、尾部)的测试晶片用于外延沉积和热处理。在每个测试晶片上，进行典型外延层厚度为2μm至8μm的外延沉积步骤，并最终清洁所得的晶片。
然后将每个晶片在炉中在95％N2/5％O2环境中退火。应用了不同的炉循环(一步、两步)：
实施例1：
从650℃开始，以+8℃/min的速度在1.1h的保持时间内上升到最终温度1035℃，然后以3-5℃/min的速度下降。
实施例2：
从650℃开始，以+8℃/min的速度升至780℃，保持该温度120分钟，然后以+8℃/min的速度上升到最终温度1015℃，保持时间为1.2h，然后以3-5℃/min的速度下降。
附图
图1显示了实施例1和2的晶锭位置上的TIS。
TIS为到约5.0×1011nm2/cm3到最高2.5×1012nm2/cm3。
2.5×1012nm2/cm3的TIS相当于约85％的镍吸杂效率。
图2显示了实施例1在整个晶锭位置上的镍吸杂效率。
对于位于不同晶锭位置的所有样品，吸杂效率至少为80％。
吸杂测试是用镍对晶片进行可再现的旋涂污染，然后最终以3℃/min的冷却速率在氩气下在900℃进行金属驱入30分钟。然后，通过使用氢氟酸和硝酸的混合物逐步蚀刻并随后通过ICPMS(感应耦合等离子体质谱法)对各个蚀刻溶液进行分析，评估晶片中的金属轮廓。
图3显示了实施例1和实施例2在晶锭位置上的平均BMD尺寸。
由IR-LST确定的平均BMD尺寸为22至24nm。
图4显示了实施例1和2的整个晶锭位置上的平均BMD密度。
由IR-LST确定的平均BMD密度为3.51×108至1.55×109cm-3。
实施例1和实施例2的L×D0.6值为1.56×106至6.86×106，即远低于US2001/021574A1中提到的1.0×107下限。
实施例3：
外延沉积后，对测试晶片(从晶锭位置的尾部、中间和晶种)进行一步炉循环：从650℃开始，以+8℃/min的速度上升到最终温度1020℃，保持时间1.7h，然后以3-5℃/min的速度下降。
然后确定BMD尺寸和密度，并如上所述进行吸杂测试。结果示于表1中。
表1
实施例3显示了优异的镍吸杂效率。因此，此热循环是最优选的热循环。
仅通过示例的方式给出了优选实施方案的以上描述。从给出的公开中，本领域技术人员不仅将理解本发明及其伴随的优点，而且还将发现对所公开的结构和方法的明显的各种改变和修改。因此，申请人寻求覆盖所有这些改变和修改，因为它们落入如权利要求及其等效物所限定的本发明的精神和范围之内。
