使用技术人员公知的拉锭(ingot pulling)技术可以大量并高质量地 获得具有在上述领域中特别有重要性的性能的某些材料，例如硅。
然后将所得到的锭料容易地切成晶片，所述晶片在大量加工步骤 之后变成用于制造例如集成电路的衬底。
诸如砷化镓、氮化镓、磷化铟、锗或碳化硅的其它材料也具有重 要性。然而，这些材料并非都可以通过拉拔具有高晶体质量的锭料而 获得。此外，并不总是可以由这些锭料制造衬底，因为成本太高或方 法太难实施。
因此，例如，目前无法以工业规模制造氮化镓(GaN)锭料。
文献“Bulk and homoepitaxial GaN growth and characterization(块 体及均相外延GaN的生长及表征)”，Porowski-S，Journal of Crystal Growth，卷189-190，June 1998，页153-158描述了在12至20千巴(12 至20×108帕斯卡(Pa))的压力和1400℃至1700℃的温度下液相生长 单晶GaN锭料的方法。然而，这些条件难以在大规模生产条件下实施。 此外，它们仅能制造最大直径为18毫米(mm)的晶体。
其它科研组也对在降低的压力(低于2巴(2×105Pa))和1000℃ 的温度下液相生长锭料的方法进行了研究。所得到的晶体直径较大， 接近50mm，但是所得晶体质量不如上述技术好。
最后，文献“Growth and characterization of GaN single crystals(GaN 单晶的生长及表征)”，Balka等，Journal of Crystal Growth，卷208， January 2000，页100-106公开了通过升华进行单晶GaN的生长。所用 的制造条件是低于1巴(105Pa)的压力和1000℃至1200℃的温度。所得 晶体质量非常高，但是晶体大小为3mm，这对于所设想的应用是明显 不够的。
因此，目前市场上不能以合理的价格提供高质量且直径足够的块 体单晶氮化镓。
现有技术公开了许多通过外延或异质外延制造衬底的尝试，以克 服获得某些特定材料的问题。
外延可以用薄膜形式结合具有不同本性(nature)的材料，并结合它 们的性能以制造组件，例如高电子迁移率晶体管(HEMTs)、二极管或激 光器。
异质外延包括将所需材料通过外延沉积到具有不同结晶本性的支 撑体(support)上，然后如果对于该过程的剩余部分可能且必需的话，除 去该支撑体。
这种技术的主要缺点在于：构成支撑体的材料与通过外延沉积的 材料通常具有不同的晶格参数和热膨胀系数。
支撑体与外延层之间的晶格参数差异在外延生长材料中产生了大 量的晶体缺陷，诸如位错或堆垛缺陷(stacking defects)。
此外还有下述事实——例如，当通过金属有机化学气相沉积 (MOCVD)外延生长氮化镓时，外延生长通常是在高温下进行的，例如 高于600℃且可能高至1000℃至1100℃。因此，当所形成的结构冷却 至环境温度时，所得外延层逐渐形成许多与外延层及其支撑体之间的 热膨胀差异有关的残余应力和应变。
为了克服该缺陷，被选作支撑体的材料优选具有与将要外延生长 的材料非常接近的晶体结构和热膨胀系数。例如，可以在砷化镓支撑 体上外延生长镓和砷化铟或镓和砷化铝，结晶质量足以制造组件。
然而，其它材料并不总是具有衬底形式的相容支撑体。这对于诸 如氮化镓或立方碳化硅的材料尤为如此。
迄今，以这两种材料之一作为有源层(active layer)的组件是通过异 质外延而生长的。
因此，对于氮化镓，是使用蓝宝石、六方碳化硅或硅作为支撑体 而制造发射蓝光、紫光和紫外线的发光二极管(LEDs)和激光器以及高 频功率组件。
对于碳化硅(无法获得其立方晶体结构的衬底形式)，是通过外延 将碳化硅沉积到硅衬底上而制造微机电组件(MEMS)或功率晶体管。
然而，为了进一步提高所得组件的质量，期望能制造与沉积于其 上的外延生长层本性相同的块体氮化镓或立方碳化硅衬底。
过去的尝试全都产生具有某些缺点的产品。
例如，一种中间途径在于使用被称作“高生长速率外延”的技术 来制造与支撑它的衬底一样厚的外延生长膜。然后除去该支撑衬底， 仅保留厚外延生长膜，该厚外延生长膜然后又变成常规外延的衬底。 存在这种类型的方法用于制造氮化镓和碳化硅，但是由于具有不同结 晶本性的原始支撑衬底的影响，所得衬底的质量通常一般。
因此，在硅上外延生长立方碳化硅时通常观察到大残余应力。一 旦去除原始硅支撑衬底，则这些应力通常会导致外延生长的碳化硅的 非常明显曲率。该曲率导致其对于所有后续形成步骤都不能用。
类似地，对于所得到的氮化镓，支撑衬底的影响表现在非常大量 位错的出现以及外延生长膜在温度下降时、特别是在外延生长膜超过 一定临界厚度时的破裂。
美国专利6,146,457描述了又一方法，其利用外延之后当温度降低 时出现的应力作为将原始支撑衬底从厚外延生长层分离的驱动力。通 过如下获得该结果：在支撑衬底和厚外延生长层之间插入被称作“弱 (weak)”层的层，使得当系统应力增加时(如在冷却期间所发生)，弱 层自然地破裂并由此确保支撑体从厚外延层的受控分离。然而，这种 分离技术对于大样品而言难以控制。此外，其涉及在外延生长开始时 或在外延生长期间插入特别的层，这可能会损害外延生长层的结晶质 量。
此外，文献“Physical properties of bulk GaN crystals grown by HVPE (由HVPE生长的块体GaN晶体的物理性能)”，Melnik等，MRS Internet Journal of Nitride Semiconductor Research，卷2，art 39描述了 通过HVPE在单晶碳化硅(SiC)衬底上生长氮化镓(GaN)单晶并使用反 应离子蚀刻(RIE)技术除去该衬底的方法。然而，这种SiC衬底需要很 长时间去除，因为它在化学上非常惰性。
最后，文献“Large free-standing GaN substrates by hydride vapor phase epitaxy and laser induced lift-off(通过氢化物气相外延及激光诱导 剥离制备独立式大GaN衬底)”，Kelly等，Jpn J Appl Phys，卷38，1999 描述了通过氢化物气相外延(HVPE)在蓝宝石衬底上生长GaN然后通 过激光诱导剥离来去除该衬底的方法。该技术基于使用波长仅被氮化 镓吸收而不被蓝宝石吸收的激光。用激光扫描所得结构确保了两种材 料在激光通过后由于GaN性能的局部改变而发生分离。
然而，当处理大面积时，这种剥离技术难以实施，因为激光束扫 描花费很长时间。还可以通过机械抛光来去除蓝宝石衬底，但是该方 法同样耗时，此外，当通过释放现有应力而剥离衬底时其具有破坏氮 化镓层的危险。

本发明旨在克服上述现有技术的缺点并提供一种制造具有优异结 晶质量的外延生长层的方法，该外延生长层可以容易地从其外延支撑 体分离。
更特别地，本发明适用于先前只能通过异质外延而获得的所有材 料，特别是宽带隙材料。
本发明还旨在提供外延支撑衬底及其制造方法。
为此，本发明提供了特别用于光学、光电子学或电子学领域的外 延生长层的制造方法。
所述方法的特征在于其包括下列步骤：
a)将原子种类注入到被称作“支撑衬底”的第一衬底中以在其中 划定弱区(zone of weakness)，该弱区从所述衬底的剩余部分划分开被称 作“薄支撑层”的薄层；
b)通过直接在所述薄支撑层上进行的外延来生长所述外延生长 层；
c)通过谨慎地(deliberately)供应外部能量而沿所述支撑衬底的弱 区将支撑衬底的剩余部分从薄支撑层分离；
d)除去所述薄支撑层以获得外延生长层。
有利地，所述支撑衬底是成核衬底(nucleation substrate)，其本性适 合所述外延生长层的后续外延生长。
按照该方法的另一实施方式，步骤b)在于通过在插入层上进行的 外延来生长所述外延生长层，该插入层转移到或沉积到薄支撑层上。
该方法克服了除去支撑衬底的问题；这一步骤难以实施，如上文 对现有技术的分析所述。例如，使用常规的研磨或者化学或离子蚀刻 技术除去诸如蓝宝石或碳化硅的硬材料耗时且困难。
有利地，所述插入层是薄成核层，其本性适合所述外延生长层的 后续外延生长。
按照第一实施方式，所述薄成核层如下转移：
-将原子种类注入到被称作“成核衬底”的第二衬底中以在其中划 定弱区，该弱区将所述薄成核层从所述衬底的剩余部分划分开，然后
-将两个衬底直接互相挨着键合，或使用至少一层中间键合层键 合，从而使它们各自的薄层互相相对，以及
-沿着成核衬底的弱区分离所述衬底的剩余部分；
选择注入支撑衬底和注入成核衬底所用的参数，使得与构成所述 两个衬底的材料的本性相结合时，在沿弱区分离剩余部分期间要提供 的能量预算(energy budget)高于在分离之前的所有步骤期间所提供的累 积能量预算。
有利地，选择注入支撑衬底和注入成核衬底所用的参数，使得与 构成所述两个衬底的材料的本性相结合时，在沿弱区分离剩余部分期 间要提供的热预算高于在所述分离之前的所有步骤期间所提供的累积 热预算，且分离两个剩余部分所用的步骤是通过加热进行的。
此外，所述方法通过使用具有非常适合后续外延的晶格参数和热 膨胀系数值的成核层，可以制造具有优异结晶质量的外延生长层。
最后，该方法可以将热膨胀系数与外延生长层接近的支撑衬底和 晶体结构与所述外延生长层接近的成核层相结合。如果使用简单衬底 代替本发明中的混合衬底(hybrid substrate)，就不可能实现这一点。这 种“混合”衬底可以提高所得外延生长层的晶体质量并同时限制所述 层中的残余应力。
该方法还提出下列有利的及非限制性的特征，这些特征可以单独 存在或组合在一起。
有利地，通过施加机械、光学和/或化学来源的额外能量来分离成 核衬底的剩余部分或支撑衬底的剩余部分。
按照第二实施方式，所述薄成核层如下转移：
-将被称作“成核衬底”的第二衬底直接键合到所述薄支撑层上， 或者使用至少一层中间键合层键合到所述薄支撑层上，
-通过研磨和/或化学蚀刻和/或离子蚀刻从背面减小所述衬底的 厚度，以获得所述薄成核层，
优选地，所述中间键合层是一层介电材料，诸如氧化硅、氮化硅 和氮氧化硅。
有利地，两薄层之间直接互相挨着的键合或存在至少一层中间键 合层的键合是分子键合。
所述插入层可以是在所述薄支撑层上或在所述薄成核层上形成的 精细成核层(fine nucleation layer)。
优选地，从宽带隙半导体材料制造外延生长层。
外延生长层可具有足够的厚度以构成自支撑层(self-supported layer) 或者不足以自支撑。在后一情况下，该方法包括在步骤b)和c)之间进 行的下列额外步骤：
-将第一层金属施加到所述薄外延层上并将第二层金属施加到被 称作“受主衬底(acceptor substrate)”的第三衬底上；
-将这两层金属互相接触并将它们键合在一起；
以获得转移到所述受主衬底上的薄外延层。
按照另一实施方式，支撑衬底包括上模板层，并且原子种类注入 是在所述支撑衬底内穿过所述上模板层进行的或在所述上模板层内部 进行的，选择在支撑衬底中或在模板层中所进行的注入的参数，使得 与构成所述衬底和所述模板层的材料的本性相结合时，在沿着弱区分 离剩余部分期间要提供的能量预算高于在所述分离之前的所有步骤期 间所提供的累积能量预算。
最后，本发明涉及外延支撑衬底，其至少包括：
-被称作“支撑衬底”的第一衬底，该第一衬底包括从所述衬底的 剩余部分划分开被称作“薄支撑层”的薄层的弱区，和
-薄成核层，该薄成核层的本性适合所述外延生长层的后续外延生 长，所述成核层直接键合到所述支撑膜上或通过至少一层诸如介电材 料的中间键合材料键合到所述支撑膜上。
本发明还涉及制造这种衬底的方法，其包括下列步骤：
i)在被称作“支撑衬底”的第一衬底(1，1’)内注入原子种类以在 其中划定弱区(12，12’)，该弱区(12，12’)从所述衬底的剩余部分(11， 11’)划分开被称作“薄支撑层”的薄层(13，13’)；
ii)在被称作“成核衬底”的第二衬底(2)内注入原子种类以在其中 划定弱区(22)，该弱区(22)将所述薄成核层(23)从所述衬底的剩余部分 (21)划分开；
iii)将两个衬底(1，2)直接互相挨着键合，或使用至少一层中间键 合层(31，32)键合，从而使它们各自的薄层(13，23)互相相对；以及
iv)沿成核衬底(2)的弱区(22)分离所述衬底(2)的剩余部分(21)；
选择注入支撑衬底(1)和注入成核衬底(2)所用的参数，使得与构成 所述两个衬底的材料的本性相结合时，后来沿弱区(12，12’)分离剩余 部分(11)要提供的能量预算高于在分离之前的所有步骤期间所提供的 累积能量预算。
附图说明
根据参照附图的以下说明，本发明的其它特征和优点变得显而易 见，所述说明及附图给出了可能的实施的非限制性描述。
在附图中：
-图1至8表示本发明方法的第一实施的不同相继步骤；
-图9至13表示该方法的第二实施的不同相继步骤；且
-图14至17和18至22表示该方法的第三和第四实施的不同相继 步骤。
应注意，为了简便，图中所示的不同层不是按比例绘制的，尤其 不是按它们的相对厚度绘制的。

本发明的方法使用了被称作“支撑衬底”的第一衬底1和被称作 “成核衬底”的第二衬底2。
支撑衬底1具有被称作“前面”的面130，其随后将与成核衬底2 接触或直接用作后续外延的成核层，如下文在进一步实施中所述，支 撑衬底1还具有被称作“后面”的相对面110。
类似地，成核衬底2具有前面230和相对的后面210。
选择构成支撑衬底1的材料，以便即使在可能达到1300℃至1400 ℃的高温下也具有良好的机械强度。如下所述，其还根据构成成核衬 底2的材料的本性而进行选择。有利地，使用目前市售的块体衬底。
单纯作为示例，可能会提及硅、蓝宝石、多晶碳化硅、6H或4H 单晶碳化硅、氮化镓(GaN)、氮化铝(AlN)和氧化锌(ZnO)。
选择成核衬底2，以使其本性和晶格参数允许外延生长材料的未来 层(future layer)的后续外延生长，将要获得所述未来层且所述未来层的 参考数字为6或6’(参见图7至9和10至14)。
例如，成核衬底2可以是半导体材料，诸如氮化镓(GaN)、硅(Si)、 碳化硅(SiC)、蓝宝石、金刚石、砷化镓(AsGa)、或氮化铝(AlN)。然而， 该名单不是限制性的。
当要形成氮化镓外延生长层时，所述成核衬底2优选地选自(111) 硅、碳化硅(SiC)、蓝宝石、或氮化镓(GaN)，而当外延层是从立方碳化 硅形成时，成核衬底2优选为(001)硅Si或碳化硅。
两个衬底1和2可以具有相同的或不同的本性。
然后进行在支撑衬底1和成核衬底2中注入原子种类的操作，优 选在它们各自的前面130和230上进行。
术语“原子种类注入”是指原子、分子或离子种类的轰击，其可 以将所述种类引入到材料中，其中所述种类的最大浓度位于相对于轰 击表面而确定的深度处，在这种情况下轰击表面是表面130或230。分 子或离子的原子种类是以同样分布在最大值附近的能量引入到材料中 的。
原子种类注入可以使用例如离子束注入机或等离子体浸渍注入机 (plasma immersion implanter)进行。
优选地，所述注入通过离子轰击进行。优选地，注入的离子种类 是氢。其它的离子种类可以有利地单独使用或与氢结合使用，诸如稀 有气体(例如如氦)。
对此可以参考以注册商标“Smart Cut”为人所知的方法的有关文 献。
所述注入在源衬底1的块体内在平均离子穿透深度处产生弱区 12。其将衬底1分成两个部分，也就是下面称作“薄支撑层”的薄层 13和所述衬底的剩余部分11。
薄层13延伸在弱区12与前面130之间。
类似地，在注入之后，成核衬底2具有弱区22、薄成核层23和剩 余部分21。
可选地，且并未在图1中显示，可以在衬底1的前层130上和/或 在衬底2的前面230上形成保护材料层。
当存在这种保护层时，原子种类注入可以穿过它们进行，特别是 在它们各自的自由上表面之上注入。所述层可以是用作掩模的牺牲层， 并由此在注入期间保护衬底1和2。因此，可以在所述注入之后将它们 去除。
根据以下给出的详细标准来选择这两次原子种类注入所用的参 数，也就是剂量和注入能量。
如图2所示，随后将支撑衬底1键合到成核衬底2上，使得它们 各自的薄层13和23互相相对。
有利地，键合通过分子键合进行。这种键合技术是本领域技术人 员公知的，并在例如的著作“Semiconductor wafer bonding(半 导体晶片键合)”，Sciences and Technology，Q.Y.Tong，U.Wiley Interscience publications中有所描述。
支撑衬底1的前面130和支撑衬底2的前面230之间的键合界面 具有参考数字4。
然而，还可以通过形成在衬底1的前层130上和/或衬底2的前面 230上的至少一层中间键合层来进行薄层13和23之间的键合。所述层 例如可以是上述在注入期间用于保护的层或被称作“键合增强层 (bonding boosting layers)”的特定层，并且具有参考数字31和32。于 是键合界面4是材料层31的上表面310与材料层32的上表面320之 间的界面。
例如，所述材料层31和32可以由非晶或多晶硅或由氧化铝(Al2O3) 形成。
有利地，所述键合增强层31和32可以是选自例如氧化硅(SiO2)、 氮化硅(Si3N4)或氮氧化硅(SixOyN)的介电材料层。它们在本性上可以相 同或不同，而且它们具有几十纳米至大约1微米(1μm)的厚度。
所述层31和32可以例如通过等离子体增强化学气相沉积(PECVD) 获得，或当其是由硅或单晶碳化硅形成时可以通过衬底的氧化获得。
在合适的表面准备后，将两个接触表面键合，所述合适的表面准 备例如通过在已知的SC1或SC2型化学品中清洗、通过化学-机械抛 光、或者通过一个或两个接触表面的等离子体或紫外线-臭氧活化而进 行，如本领域技术人员所公知。紫外线-臭氧活化是在气体环境中暴露 在紫外线辐射中，从而紫外线辐射与环境互相作用并产生臭氧，臭氧 随后使表面活化。这些各种方法可以结合使用。
缩写“SC”对应于“标准清洗”。清洗产品SC1基于液氨、过氧 化氢和水，而SC2基于盐酸、过氧化氢和水。
键合还可以通过热退火增强。调整该退火以使其对弱区12和22 没有影响而且不会在该阶段导致沿着这些区域的分离。
所述处理的目的是在键合界面4处获得强键合并提供“硬化 (stiffening)”效应，所述“硬化”效应使在弱区12和22处所形成的缺 陷的生长保持在与所述键合界面4平行的平面上。
然后通过提供机械、热、光和/或化学来源的能量，可以分离图3 所示的成核衬底2的剩余部分21。
对此，应注意，选择进行上述两次原子种类注入步骤时的剂量和 注入能量参数，使得与构成支撑衬底1和成核衬底2的一对材料的本 性相结合，随后沿着弱区12分离剩余部分11要提供的能量预算高于 在分离之前的所有步骤期间所提供的累积能量预算。
有利地，选择所述参数，以使在沿弱区12分离剩余部分11期间 要提供的热预算高于在所述分离之前的所有步骤期间所提供的累积热 预算，且分离剩余部分11和剩余部分21所用的步骤是通过加热进行 的。
此外，应注意，键合界面4的强度足以承受所述两次分离而不会 脱离键合(unbonding)。
可以通过施加适当的热预算，例如通过将图2所示的层堆叠加热 给定时间，来提供热来源的能量。
可以例如通过在成核衬底2的剩余部分21上施加弯曲和/或拉伸应 力，或通过例如在弱区22处引入刀片或一股流体(液体或气体)，来 提供机械来源的能量。也可以施加剪切或超声力。
机械应力还可以由提供电来源的能量而产生(施加静电场或电磁 场)。它们还可以由施加电磁场、电子束、热电加热、低温流体、过冷 液体等所生成的热能而产生。它们还可以具有光学来源，在于对弱区 施加激光束，然后材料的光吸收提供足够的能量以沿弱区产生分离。
可以通过在化学品中蚀刻来提供化学来源的能量。
有利地，如图4所示，可以改善层23的自由表面231的表面质量， 以限制在分离剩余部分21的步骤之后所观察到的残余粗糙度。经证明， 这对于确保该方法后续步骤的成功，特别是通过外延生长进行层沉积 可能是有用的。
所述粗糙度的降低可以通过不同方法实现，诸如化学机械抛光、 热氧化然后去氧(例如在氢氟酸中)、等离子蚀刻、或者离子束或离子 簇平滑(ion cluster smoothing)。
在成核层23是硅且在其上要通过外延而沉积立方碳化硅的特定情 况下，也可以使用欧洲专利EP-A-1288346中所描述的形成“图案 (motifs)”的方法来准备自由表面231。
薄层13和23为10纳米(10nm)至大约10微米(10μm)厚的量级， 优选在几十纳米至1.5微米(1.5μm)的范围内。
图4所示的层堆叠构成被标为9的外延支撑衬底。
图5所示的步骤是可选的。
具包括在薄成核层23上通过外延形成精细成核层5，以便获得被 标作9’的外延支撑衬底。
上述两个外延支撑衬底9和9’的有利之处在于，在成核层23转移 之前实现在衬底1中进行的注入，这样薄支撑层13可更厚，就好像这 是在所述转移之后进行的一样。
所述层5可以由与随后用于制造外延生长层的相同材料来制造。 其随后用作均相外延的籽晶(seed)，这提高了该层的结晶质量。
所述精细层5也可用于补偿存在于成核层23与随后将通过外延沉 积的层6之间的膨胀系数和晶格参数的差异。
所述精细层5为大约200纳米(200nm)至100微米(100μm)厚。
作为例子，而且特别是对于GaN，所述精细层5可以通过金属有 机化学气相沉积(MOCVD)或通过分子束外延(MBE)而外延生长。
精细成核层5也可以通过氢化物气相外延(HVPE)或通过阴极溅射 沉积获得。
也可以使用外延横向过生长技术ELOG(epitaxial lateral over growth)或被称作“悬空外延(pendeoepitaxy)”的技术，在悬空外延技术 中在沉积精细层5之前将图案蚀刻到薄成核层23中。可以参考Morgan 等人的文章“Evaluation of GaN growth improvement techniques(GaN 生长改进技术评估)”，Materials Science and Engineering B90(2002)， 201-205获得对这些技术的描述。
所述技术的名单不是穷尽的。
用于制造精细成核层5的材料也可以不同于用于制造成核层23的 材料和用于制造此后的外延生长层6的材料。
无论所选的变体是什么，即是否已沉积精细成核层，然后在成核 层23的自由表面231上或在如果存在的精细成核层5的上自由面50 上，通过外延来沉积用于形成此后获得的外延生长层6的材料。该步 骤显示在图6中。
外延生长层6可以由可通过外延而沉积的任何材料构成，例如且 优选为大带隙半导体，尤其是氮化镓和立方碳化硅。
在第一变体中，所述沉积持续到层6达到至少100微米的厚度并 随后自支撑，且其自身构成衬底，该衬底例如依次又可用作外延用的 衬底。
有利地，通过高生长速率外延技术来获得所述外延生长层6。
在氮化镓的情况下，特别合适的方法是氢化物气相外延(HVPE)。 沉积在700℃至1100℃的温度下进行。
在立方碳化硅的情况下，特别合适的方法是在冷壁(cold wall)CVD 反应器中进行的化学气相沉积(CVD)。
为了简明，可以用通用参考数字7’来界定多层结构，其包括薄支 撑层13、薄成核层23、精细成核层5和可能存在的键合增强材料31 和32的层。
当不存在精细成核层5时，多层结构具有通用参考数字7。
如图7所示，对图7所示的层堆叠供应能量，其足以导致剩余部 分11沿着弱区12从薄成核层13分离。
所供应的能量高于为沿着成核衬底2的弱区22进行分离所供应的 能量。
特别是在包含成核层5的变体中，这一供应的能量高于在弱区22 处分离期间和在外延生长精细成核层5及外延生长层6或6’期间所施 加的累积能量预算。
在不含成核层5的变体中，所述供应的能量高于为实现沿着成核 衬底的弱区22分离以及外延层6或6’而供应的能量就足够了。
所述分离是使用对于沿着弱区22分离所述的技术而进行的。
最后，如图8所示，而且有利地，例如通过化学蚀刻、反应离子 蚀刻(RIE)或化学-机械抛光或所述技术的结合，将多层结构7或7’从外 延生长层6去除。这产生单独的外延生长层6，或外延生长层6与精细 成核层5。
在上述实施中，成核层23是通过在成核衬底2中形成弱区来获得 的。然而，在图中未显示的进一步变体中，薄成核层23可以通过不同 的方式获得：通过将没有弱区的衬底2键合到有或没有“键合增强” 层31和32的支撑衬底1上，然后侵蚀所述衬底2的后面210。侵蚀可 以只通过化学侵蚀进行，或者可以先研磨然后再进行化学侵蚀和/或离 子蚀刻。这种方法被本领域技术人员称作BESOI，其是指“键合及回 蚀绝缘体上硅(bond and etch back silicon on insulator)”。
下面参照图9至13描述该方法的第二变体。
该方法的最初步骤与第一方法在图1至4中所示的相同，且不再 进行描述。
参考数字为6’的材料层通过外延沉积到图4所示的层堆叠9的成 核层23上。
所述外延生长层6’是使用上文对于外延生长层6所述的技术而沉 积的，但是其厚度小于大约100μm，因此它不是自支撑的。
沉积可以通过第一实施中所描述的技术之一或通过金属有机化学 气相沉积(MOCVD)或通过分子束外延(MBE)而进行。
这种薄层可构成组件的有源部分，并且其然后必须转移到第三衬 底或受主衬底，所述衬底于是变成最终组件的机械支撑体。
图10显示了转移所述外延生长薄层6’的技术的一个例子。
这是金属键合技术。例如可以参考US-A-6335263以获得对该技 术的描述。
所述技术包括在薄外延生长层6’上沉积第一层金属81并在受主衬 底8上沉积第二层金属82。
金属层81和82还可以换成金属和/或金属合金的多叠层(multiple superimposed layers)。
选择所述金属以获得良好的键合和/或良好的导电性和/或以便反 射光。
然后使金属层81和82如图11所示互相接触，并且通过在合适的 温度和压力下的处理来键合所形成的界面。
然后使用上文对于第一实施所述的分离技术将剩余部分11从薄支 撑层13的支撑衬底1分离(参见图12)。
最后，如图13所示，去除多层结构7直至获得留在支撑体8上并 能构成导电结构的外延生长层6’。
在图9至13中未显示的一个变体中，还可以使用上文对于第一实 施所述的过程在沉积在成核层23上的精细成核层5上沉积薄外延生长 层6’。
图14至17显示了第三变体，其中支撑衬底具有参考数字1’，并 同时作为机械支撑和成核衬底，其本性适合外延生长层6或6’的后续 外延生长。不使用额外的成核衬底2。
将原子种类注入到所述支撑衬底1’中以产生弱区12’。与支撑衬底 1相同的层具有带有撇号的相同参考数字。
有利地，选择注入参数，使得在沿着弱区12’分离剩余部分11’期 间要提供的能量预算高于在所述分离之前的所有步骤期间，特别是在 外延生长层6或6’及可能存在的层5的步骤期间，所提供的累积能量 预算。
由此获得的外延支撑衬底标记为90，而当存在精细成核层5时标 记为90’。
然后在存在或不存在精细成核层5的情况下沉积厚层6，参见图 15。
也可以如上文对于图9至13的实施方式所解释的那样形成薄外延 生长层6’。
所述层5、6和6’与上述实施方式中的相同且不再进行描述。
然后沿弱区12’分离剩余部分11’，并如上所述去除层13’，参见图 16和17。
所述方法可以容易地将外延支撑从外延生长层6或6’分离。
图18至22显示了第四实施，其中支撑衬底1’被上模板层10’覆盖。 所述模板层是通过如上文对制造成核层5所述的技术而获得的，诸如 MOCVD、MBE、HVPE。
在所述上模板层10’内注入原子种类。弱区标示为103’。尽管图中 没有显示，但是注入也可以穿过所述模板层10’进入到支撑衬底1’内。
然后进行厚层6或薄层6’的外延生长(参见图20)。
如图21所示，沿弱区103’在模板层10’内进行分离以形成两层101’ 和102’。剩余部分(层102’和衬底1’)具有参考数字104’。
明显地，选择注入参数，使得在沿弱区103’分离剩余部分104’期 间要提供的能量预算高于在所述分离之前的所有步骤期间，特别是在 外延生长层6或6’的步骤期间，所提供的累积能量预算。
最后，图22显示了去除残余层101’的步骤。对此可以参考图8和 图13中所示的最后步骤。
下面给出本发明的方法的三个实施例。
实施例1：厚外延生长氮化镓层的制造
将氢穿过由热氧化所获得的氧化硅层32注入到[111]硅成核衬底2 中。
还将氢穿过由沉积所获得的氧化硅层31注入到由多晶碳化硅(SiC) 形成的支撑衬底1上。
对于硅成核衬底2的注入条件是120千电子伏特(keV)的能量和5 ×1016H+/cm2的剂量，而对于SiC支撑衬底1，能量为95keV，剂量在 1×1016H+/cm2至4.5×1016H+/cm2的范围内，优选3×1016H+/cm2。
氧化硅层31和32经受化学-机械抛光(CMP)，以激活它们并通过 分子键合而促进它们的键合。
然后通过在500℃的温度退火两小时来分离[111]硅层的剩余部分 21。应注意，为确保硅中的分离而施加的热预算低于在碳化硅中引起 分离所必需的热预算，因此分离不会沿着弱区12发生。
然后将所得结构置于HVPE反应器中，并沉积氮化镓(GaN)厚层6。 应注意，用于外延的热预算(在这种情况下为在700℃和1100℃之间 的数小时)低于确保沿弱区12分离所必需的能量预算。
GaN层的厚度测量为数微米。
然后就地(in situ)在外延反应器中在1300℃的温度退火2小时，由 此分离剩余部分11，这导致所述分离适当地在外延之后但在冷却之前。 这避免了产生应力的问题。
最后，通过化学蚀刻去除多层结构7。
所得GaN厚层具有非常好的结晶质量，并具有从其原始衬底分离 的优点。分离受到完美的控制并只在外延之后发生。
实施例2：单晶立方碳化硅厚外延生长层的制造
将氢穿过由热氧化所获得的氧化硅层32注入到单晶[001]硅成核 衬底2中。
还将氢穿过由沉积所获得的氧化硅层31注入到由多晶碳化硅(SiC) 形成的支撑衬底1上。
对于硅成核衬底2的注入条件是120keV的能量和5×1016H-/cm2 的剂量，而对于SiC支撑衬底1，能量为95keV，剂量在1×1016H+/cm2 至4.5×1016H+/cm2的范围内，优选2×1016H+/cm2。
氧化硅层31和32经受化学-机械抛光(CMP)，以激活它们并通过 分子键合而增强键合。
然后通过在500℃的温度退火2小时来分离[001]硅层的剩余部分 21。应注意，为确保硅中的分离而施加的热预算低于在碳化硅中导致 分离所必需的热预算，因此分离不会沿着弱区12发生。
然后通过化学-机械抛光及通过牺牲氧化型热处理或通过文献 EP-A-1288346中所描述的形成“图案”的方法，准备[001]硅的上表 面231。
然后将所得结构置于冷壁CVD反应器中，并外延生长立方碳化硅 厚层。由此沉积了数百微米厚的立方碳化硅厚层6。应注意，用于外延 的热预算低于确保沿弱区12分离所必需的能量预算。
在外延和冷却之后，通过提供机械能将剩余部分11从SiC支撑衬 底分离。为此，插入刀片或者将该结构弯曲，或结合使用这两种技术。
最后，通过化学蚀刻去除多层结构7。
所得SiC厚层具有非常好的结晶质量。其还具有从其原始衬底分 离的优点。分离受到完美的控制并只在外延之后发生。此外，厚SiC 层没有任何较大的残余应力，因为多晶SiC支撑衬底具有与外延生长 的立方SiC相同的热膨胀特性。
实施例3：厚外延生长氮化镓层的制造
将氢穿过在注入之后去除的牺牲氧化硅层注入到单晶多型6H(六 方)碳化硅支撑衬底1’中。
注入条件是50至200keV范围内的能量，优选95keV，以及1× 1016H-/cm2至4.5×1016H-/cm2范围内的剂量，优选3×1016H+/cm2。
然后通过MOCVD外延生长GaN薄层6’，所述层包含发光二极管 (LED)的有源区域。应注意，用于所述外延生长的热预算(在700℃和 1100℃之间退火数小时)低于随后沿着弱区12’分离所必需的能量预 算。
然后使用上述金属键合技术将所述外延生长层转移到可以是硅或 铜的受主衬底8。
在键合步骤之后，提供额外的机械能(例如通过插入刀片)以在 支撑衬底1’的弱区12’处进行分离。
通过化学蚀刻去除薄支撑层13’。
然后可以去除用于外延生长LED结构的SiC衬底。分离受到完美 的控制并只在外延和金属键合之后发生。