应变Si已经用作有前途的选择以改善基于互补金属氧化物半导 体的晶体管的器件性能。典型地，Si被淀积在一层弛豫的SiGe上以产 生处于拉伸应变的Si层。在SiGe上的应变Si也已经结合绝缘体上硅 (SOI)而使用以结合两个技术的好处。在一些应用中，理想的是具 有直接位于绝缘层上方而没有插入SiGe层的应变Si层；这将允许与 SOI技术发展一致的超薄的SOI层。另外，该插入SiGe层在工艺中导 致额外的复杂化，例如增强的N型掺杂剂扩散、Si/SiGe混杂、浅沟 隔离(STI)工艺复杂化、和对硅化物形成的可能的消极效果。
直接在绝缘层上制造应变Si的一种方法包括使用厚度渐次变化 的SiGe缓冲层、化学机械抛光(CMP)、应变Si生长、晶片键合、层 转移、和SiGe回蚀刻(etch back)。该现有的方法具有固有的复杂化， 因为晶片键合需要很光滑的表面，而渐次变化的SiGe薄膜具有很粗糙 的表面，这使得SiGe薄膜不宜用于大多数的晶片键合工艺。CMP被用 于现有技术方法以使表面更平滑，但CMP降低衬底的可制造性，尤其 对于300毫米的晶片。
直接在绝缘层上形成应变Si的另一种方法包括直接在SOI晶片上 生长厚度大约400纳米或更大的厚弛豫SiGe层。该弛豫SiGe层的最顶 层区域将被设计成具有最低的螺型缺陷(threading defect)密度(或 者通过阶变的Ge含量，或者通过其它现有技术的方法以减少位错密 度)。然后，通过在降低或消除在掩埋氧化物层上方和在最顶层弛豫 SiGe层下面的区域中的结晶度的剂量和能量下进行离子注入，在最顶 层弛豫的高质量SiGe层下面的材料将被无定形化。执行随后的再结晶 退火以便从最顶层向下外延再生长晶格的无定形化区域。
因为该最顶层层是弛豫的高质量SiGe，在该层下面的再结晶将使 该晶格结构向下扩展。因此，最底层，即来自SOI衬底的初始Si层， 将按照最顶层弛豫的SiGe层的面内晶格参数再结晶。从而以拉伸的方 式应变。然后可以有选择地除去SiGe，提供应变的低缺陷密度SOI衬 底，用于高性能的CMOS应用。
上述概念的主要的缺点是：1)对于生长具有足够低缺陷密度的 高质量厚弛豫SiGe合金层的能力质疑，2)对于通过很厚的无序合金 再结晶而不产生新的缺陷的能力质疑，3)采用传统的注入程序对这 样的大埋置区无定形化是实际的挑战，和4)在所有这些处理步骤期 间最小化锗进入下面的Si层的相互扩散。
考虑到上述问题，需要提供一种不显示任何如上所述的缺点的形 成应变绝缘体上硅(SSOI)的新的改进方法。

本发明提供一种制造应变绝缘体上硅(SSOI)衬底的方法，其 中该应变半导体是直接位于绝缘体层顶部的厚度小于50纳米的薄半 导体层。在形成本发明的SSOI时没有采用晶片键合。
在本发明中通过首先形成第二晶体半导体层，例如SiGe合金层， 该SiGe合金层在第一晶体半导体层的表面上应变，第一晶体半导体层 例如是位于预先形成的SOI衬底的绝缘层顶部的顶部含Si层，该绝缘 层例如是预先形成的SOI衬底的掩埋氧化物。
在形成第二晶体半导体层之后，典型地执行可选的缺陷产生离子 注入步骤，但并非总是如此。正如指出的那样，该可选的注入步骤在 第一晶体半导体层内或附近产生缺陷。采用或不采用可选的缺陷产生 注入，在结构上执行第一次退火，达到足以便第二晶体半导体层弛豫 的第一温度。
然后，在包括现在弛豫的第二晶体半导体的结构上执行无定形 化，以便在结构内产生掩埋无定形化区域。该掩埋无定形化区域包括 整个第一晶体半导体层和弛豫的第二晶体半导体层的下部。
然后在足以使无定形化区域再结晶的第二温度执行第二次退火。 第二次退火导致第一半导体层在应变状态下再结晶。在再结晶之后第 半导体层内应变的大小由先前形成的弛豫第二晶体半导体层的面内 晶格参数决定。
然后，第二晶体半导体层被有选择地除去，以提供包括位于预先 形成的SOI衬底绝缘层表面上的应变第一半导体层的衬底。也就是说， 本发明的有选择除去步骤提供包括位于绝缘层顶部上的应变第一半 导体层的SSOI衬底。由于在本发明的方法中采用预先形成的SOI衬 底，因此底部半导体衬底层位于绝缘层之下。
上述步骤提供其中应变第一半导体层位于整个绝缘层顶部的 SSOI衬底。在本发明的替代实施方式中，有可能形成包括位于预先形 成的SOI衬底的绝缘层顶部上的应变第一半导体材料的局部区域，和 邻接应变第一半导体材料的局部区域的未应变第一半导体材料的图 案化SSOI衬底。
在本发明的替代实施方式中，缺陷产生离子注入步骤和无定形化 步骤在包括第一晶体半导体层的结构的相同选定区域中执行。对此， 在第一退火步骤期间，选择性的弛豫可以在第二半导体层的不同的预 选的区域中发生。通过本发明的其余处理步骤的随后处理导致包含邻 接未应变的第一半导体层区的在绝缘层上方的局部应变第一半导体 层区的衬底。
附图说明
现在将参照以下附图仅通过示例的方式描述本发明的优选实施 方式，其中：
图1A至1E是说明在直接于预先形成的SOI衬底的绝缘层表面上 形成应变半导体层时本发明的优选实施方式中采用的基本处理步骤 的图示(通过截面视图)。
图2A至2B是说明本发明的替代实施方式的图示(通过截面视 图)。
图3是在执行本发明的优选实施方式的第一退火步骤之后衬底的 截面透射电子显微镜(XTEM)图像，显示优先地位于SOI层中的位 错。

应当注意，附图没有按比例绘制，因此本申请不限于从图中推断 的任何尺寸。此外，在附图中，类似的参考数字用于描述类似的和/ 或对应的要素。
首先参照图1A，其中说明在第一晶体半导体层18的表面上形成 第二晶体半导体层20之后提供的结构。第一半导体层18表示预先形 成的SOI衬底12的最顶层。第一半导体层18在现有技术中经常被称 作SOI层，其中可以形成例如晶体管和/或电容器的电器件。除了第 一晶体半导体层18，该预先形成的SOI衬底12还包括绝缘层16和 底部半导体衬底层14。
在图1A中所示的预先形成的SOI衬底12可以利用本技术领域 的人员公知的传统SIMOX(通过氧离子注入的分离)工艺，以及共 同受让的2002年11月26日发布的美国专利6,486,037；2003年8月 5日发布的美国专利6,602,757；2003年4月1日发布的6,541， 356；2001年5月21日提交的美国专利申请09/861,590；2001年6 月19日提交的美国专利申请09/884,670，和授予Sadana等人的美国 专利5,930,634中提及的各种SIMOX工艺形成，上述各个文献的全部 内容以引用的方式结合在本文中。
或者，可以采用包括例如热键合和层转移工艺的其它工艺制作预 先形成的SOI衬底12。
如上所述，预先形成的SOI衬底12包括底部半导体衬底层14、 绝缘层16和第一晶体半导体层18。
预先形成的SOI衬底12的底部半导体衬底层14包括任何半导 体材料，例如包括Si、SiC、SiGe、SiGeC、Ge、GaAs、InAs、InP 以及其它的III/V或II/VI化合物半导体。在一些实施方式中，底部半 导体衬底层14可以是SOI衬底或绝缘体上SiGe衬底。
预先形成的SOI衬底12的绝缘层16包括高度阻挡Ge扩散的绝 缘体。这种绝缘且阻挡Ge扩散的材料的例子包括但不限于：晶体或 非晶氧化物或氮化物。典型地，预先形成的SOI衬底12的绝缘层16 是掩埋氧化物层。
预先形成的SOI衬底12的第一晶体半导体层18是含硅半导体， 包括例如Si、SiC、SiGe、SiGeCe半导体材料的其中之一。
预先形成的SOI衬底12的不同层的厚度可以取决于在制作时的 工艺而变化。然而，典型地，第一晶体半导体层18是厚度大约1至 大约50纳米的薄层，厚度大约5至大约40纳米是更典型的。在绝缘 层16的情形中，该层典型地具有大约1至大约1000纳米的厚度，厚 度大约20至大约200纳米是更优选的。半导体衬底层14的厚度对于 本发明的实施方式是无关紧要的。以上提供的厚度范围是示例性的。
在提供包括第一晶体半导体层18的预先形成的SOI衬底12之 后，在第一晶体半导体层18的顶部形成处于应变状态的第二晶体半 导体层20。第二晶体半导体层20可以由与第一晶体半导体层18相同 或不同的半导体材料组成，只要第二晶体半导体层20被形成为处于 应变状态。
在优选的实施方案中，第二晶体半导体层20是包括SiGe合金或 纯Ge的含Ge层。术语＂SiGe合金＂包括包含直到99.99原子百分数 的Ge的SiGe材料，然而纯Ge包括包含100原子百分数Ge的层。 当采用SiGe层时，优选地Ge在SiGe层中的含量为大约0.1至大约 99.9原子百分数，大约10至大约35的Ge原子百分数是更优选的。
第二晶体半导体层20被形成在第一晶体半导体层18顶部，使用 本技术领域的人员公知的、能够生长应变的、亚稳的、假晶形的 (pseudomorphic)以及基本上无缺陷即错配和TD位错的半导体材 料的任何传统外延生长方法。这样的外延生长工艺的示例性的例子包 括但是不局限于：快速热化学气相淀积(RTCVD)，低压化学气相 淀积(LPCVD)，超高真空化学气相淀积(UHVCVD)，大气压力 化学气相淀积(APCVD)，分子束(MBE)外延或等离子体增强化 学气相淀积(PECVD)。
就此形成的第二晶体半导体层20的厚度可以变化，但是一般地 第二晶体半导体层20具有大于置于下面的第一晶体半导体层18的厚 度。典型地，第二晶体半导体层20具有大约10到大约500纳米的 厚度，大约20到大约200纳米的厚度是更典型的。
在形成如图1A所示的结构之后，典型地在包括形成在第一晶体 半导体层18顶部上的第二晶体半导体层20的结构上执行可选的缺陷 产生离子注入步骤，以便在第一晶体半导体层18内或附近产生缺陷。 由该注入步骤产生的缺陷允许发生第二晶体半导体层20的增强的应 变弛豫。允许增强的弛豫发生的这种缺陷的例子包括：板状缺陷或气 泡状缺陷，如同在氢离子注入的情形中那样。使用或未使用注入掩模， 执行可选的注入。
在可选的注入步骤之后形成的结构如图1B所示。在这些图中， 参考数字22表示通过该离子注入步骤在第一晶体半导体层18内形成 的缺陷。该缺陷产生离子注入步骤通过产生在随后加热时促进应变弛 豫的位错成核的随机阵列而处理在第二晶体半导体/第一晶体半导体 双层(18和20)中的缺陷产生问题。具体地，通过由在离子注入步 骤期间形成的缺陷促进的第一晶体半导体层18的塑性形变，发生第 二晶体半导体层20的弹性弛豫。
使用保持离子范围的峰值在第一晶体半导体层18内或附近的注 入条件，通过注入诸如氢、氘、氦、氧、氖、硼、硅或其混合物进入 各层中，形成允许第二晶体半导体层20发生增强的弛豫的缺陷。前 述离子的同位素也考虑在内。用于产生缺陷的优选离子是氢离子(H+) 或氧离子(O+)。应当注意，氢的其他物质，诸如H2+也考虑在内。
在大约室温下，即大约283K至大约303K的温度，使用大约0.01 至大约10microamps/cm2的束流密度来进行可选的缺陷产生注入步 骤。在不同的温度和/或使用其它的束流密度的注入可能影响弛豫的行 为。
用于形成缺陷22的注入物质的浓度可以取决于所用的注入物质 的类型而变化。然而，典型地，在这方面使用的注入离子的浓度低于 3E16cm-2，离子浓度大约1E15cm-2至大约2.99E16cm-2是更典型的。 该可选的注入能量也可以取决于注入的离子类型而变化，只要注入能 量能够将离子设置在第一晶体半导体层18内或附近。
例如：当氢用作注入离子，用于保证在第一晶体半导体层18内 或附近的缺陷形成的能量是大约1至大约100keV，能量大约3至大 约40keV是更优选的。
上述高能离子在第一晶体半导体层18内或附近的注入产生可以 用作有效位错成核位置的缺陷，允许通过优先地驱使位错缺陷进入第 一晶体半导体层18而使第二晶体半导体层20更有效地弛豫。由缺陷 产生离子注入步骤引起的缺陷位置的随机性也降低了由移动位错之 间的相互作用引起的缺陷钉扎，从而使得弛豫过程更有效。除上述之 外，该可选的缺陷产生离子注入步骤还降低在随后的第一退火步骤期 间需要用于弛豫第二晶体半导体层20的温度。
在形成如图1A或可选的图1B所示的结构之后，然后该结构经 受第一退火步骤，在足以使第二晶体半导体层20上的应变弛豫的第 一温度下进行第一退火步骤。第一退火步骤在惰性气体环境中执行， 该惰性气体环境可以可选地与少量(小于1％)浓度的氧混合，或者， 采用合成气体(forming gas)。可以在第一退火步骤中使用的惰性气 体环境的示例性的例子包括He、Ar、N2、Xe、Kr、Ne或其混合物， 例如He-Ar或He-N2混合物。
如上面所指出，第一退火步骤在足以使第二晶体半导体层20的 应变弛豫的第一温度下执行。此外，第一温度最小化该结构内的Ge 扩散。具体地，第一退火步骤的第一温度为大约700℃至大约1100℃， 第一温度大约800℃至大约1050℃是更优选的。用于第一退火步骤的 时间段可以变化，但典型地，第一退火步骤执行大约1秒至大约5小 时的时间段，时间段大约5秒至1小时是更优选的。
第一退火步骤可以使用快速热退火工艺、炉内退火工艺、激光退 火、电火花退火或任何其他的类似退火工艺来进行，所述类似退火工 艺能够引起应变的第二半导体层20的充分弛豫。与炉内退火比较， 快速热退火典型地进行较短的时间段。第一退火可以使用单个等变率 温度(single ramp temperature)进行，或者可以采用不同的等变率 和保温循环(soak cycles)。
再一次强调在第一退火步骤期间发生第二晶体半导体层20的弛 豫。在该退火步骤期间实现的弛豫程度是第二晶体半导体层20中的 初始应变及该层的厚度的函数。典型地，在该步骤期间实现的弛豫程 度大于25％。
然后，执行无定形化离子注入步骤以产生其中包括含整个第一晶 体半导体层18和第二晶体半导体层20下部的无定形化区域24的结 构。所得到的结构是如图1C所示。由该注入所得到的损害浓度剖 面的峰值相当于第一晶体半导体层18。也即，通过离子注入相对于第 一晶体半导体层18的中心±1000埃的范围内离子的峰值而发生无定 形化。更优选地，通过离子注入相对于第一晶体半导体导层18的中 心±500埃的范围内离子峰值而发生无定形化。可以使用诸如Si、P、 As、Ge、C或其组合的无定形化离子，包括其同位素。可以使用足以 导致无定形化并注入上述范围的离子峰值的任何范围的剂量和能量。
图1D表示在执行第二退火步骤之后形成的结构。如图1D所示， 在足以使无定形化区域24再结晶的第二温度下执行第二退火步骤， 引起第一晶体半导体层18在应变状态下再结晶；应变的大小由弛豫 的第二晶体半导体层20的面内晶格参数决定。在图1D中再结晶的第 一半导体层由参考数字26表示。
第二退火步骤在惰性气体环境中执行，该惰性气体环境可以可选 地与少量(小于1％)浓度的氧混合，或者，采用合成气体。可以在 第二退火步骤中使用的惰性气体环境的示例性的例子包括He、Ar、 N2、Xe、Kr、Ne或其混合物，例如He-Ar或He-N2混合物。
如上所述，在足以引起第一晶体半导体层18在应变的状态下再 结晶的第二温度下执行第二退火步骤。从而，如果弛豫的第二晶体半 导体层20(在弛豫前)初始处于压应变，则所得到的第一半导体晶体 层26按拉伸的方式应变，如果弛豫的第二晶体半导体层20初始处于 拉伸应变，则按压缩的方式应变。具体地，第二退火步骤的第二温 度为大约600℃至大约1100℃，第二温度大约800℃至大约1050℃是 更优选的。用于第二退火步骤的时间段可以变化，但典型地，第二退 火步骤执行大约1秒至大约5小时的时间段，时间段大约5秒至1小 时是更优选的。
第二退火步骤可以使用快速热退火工艺、炉内退火工艺、激光退 火、电火花退火或任何其它类似的退火工艺而进行，所述类似的退火 工艺能够引起无定形化的区域24及第一晶体半导体层18按应变的方 式再结晶。与炉内退火相比，快速热退火典型地进行较短的时间段。 第二退火可以使用单个等变率温度进行，或者可以采用不同的等变率 和保温循环。
在进行第二退火步骤之后，第二晶体半导体层20被从该结构上 除去，提供如图1E所示的SSOI衬底。在图中，应变的第一晶体层 26直接位于预先形成的SOI衬底12的绝缘层16上。该应变的第一 晶体半导体层26的厚度典型地为大约50至大约500埃，厚度大约100 至大约400埃是更典型的。注意，这些厚度范围类似于层18的初始 厚度。结果可以是稍薄的层。所赋予的应变程度由先前形成的弛豫第 二晶体半导体层的面内晶格参数决定。
然后，使用选择性的除去工艺除去第二晶体半导体层20，包括： 例如，化学蚀刻、反应离子蚀刻、低温氧化、原子氧化、化学机械抛 光(CMP)、气体簇束减薄或其任意组合。
如图1E所示，该应变的第一半导体层26位于整个绝缘层16的 顶部。除了在图1A-1E中描述的替代实施方式，应当考虑一种替代实 施方式，其中形成包括位于预先形成的SOI衬底的绝缘层顶部上的应 变第一半导体材料的局部区域、和邻接应变第一半导体材料的局部区 域的未应变第一半导体材料的图案化SSOI衬底。在图2A-2B中描述 本发明的替代方式。
在本发明的替代实施方式中，缺陷产生离子注入步骤和无定形化 步骤在包括第一晶体半导体层的结构的相同选定区域中执行。在图2 中描述该替代结构。在第一退火步骤期间，选择性的弛豫可以在第二 半导体层的不同的预选的区域中发生。通过上述的其余处理步骤的随 后处理导致包含邻接未应变的第一半导体层区18的在绝缘层16上方 的局部应变第一半导体层区26的衬底。该SSOI衬底如图2B所示。
图3是在执行本发明的优选实施方式的退火步骤之后衬底的截 面透射电子显微镜(XTEM)图像，其中通过优先地驱使位错进入SOI 层而使SiGe层弛豫。例如，在图1B中示出了该步骤的简单截面视图。 该样品包含生长在200埃SOI层上的550埃的30％SiGe层，所述SOI 层被采用H在2.5E16原子/cm2的剂量下注入到将峰值H浓度设置在 SOI/掩埋氧化物界面附近的深度，并使用快速热退火(50℃/秒)在 900℃退火5分钟。使用X射线衍射测量到该SiGe层是29.9％的Ge 和61％的弛豫。