技术领域 本发明涉及一种半导体异质结构，其包括具有第一面内晶格常数 的支撑衬底、在衬底上形成的处于松弛状态的并且在顶部具有第二面 内晶格常数的缓冲结构以及在缓冲结构上形成的非渐变层的多层堆 叠。 背景技术 这类异质结构可从美国专利文献2005/0167002A1了解到，它可用 于在拿掉半导体材料的有用层后施主晶片的晶片循环利用。本文献描 述了一种类似于图7所示的施主晶片16的晶片结构，包括硅支撑衬底 1、位于支撑衬底1上的锗含量逐渐增加的渐变硅-锗(SiGe)缓冲层2 以及在缓冲层2上形成的由松弛硅-锗层3、3′和应变硅层4、8交替组 成的多层结构。 缓冲层2可以在支撑衬底1的晶体结构与多层堆叠机构的层之间 匹配晶格常数a1和a2，从而降低上面多层结构的缺陷密度。为了实现 这一功能，缓冲层2在与支撑衬底1的界面处的晶格常数几乎等于支 撑衬底1的晶格常数a1，而在与多层堆叠的界面处缓冲层2的晶格常 数几乎等于多层堆叠中直接与缓冲层2相邻的层3的晶格常数a2。 当锗的表面浓度小于30％时，缓冲层2的厚度选择在1到3微米 之间，以在表面得到良好的结构松弛以及限制与晶格常数差异相关的 缺陷。 松弛硅-锗层3中的锗浓度均匀，且几乎与缓冲层2的锗浓度相同， 比如约为20％，松弛硅-锗层3的典型厚度大约为0.5到1微米。 位于松弛硅-锗层3上的应变硅层4的厚度不能超过松弛所需的临 界厚度。对于插入在两个锗浓度约为20％的松弛硅-锗层之间的由应变 硅构成的层4，其临界厚度大约在20纳米的量级。 所用的多层堆叠具有足够的厚度，可以形成至少两个有用层，例 如应变硅层4和8。它们可以被分离，而且在从施主晶片分离之前可以 除去额外的材料以平坦有用层的暴露表面。按照美国专利申请 2005/0167002 A1描述的例子，有用层可以借助于所谓的Smart Cut技 术从施主晶片分离，该技术包括通过注入在施主晶片内形成弱化区域， 键合施主晶片与接收晶片并通过热处理和/或机械处理(或者有任何其 它形式能量输入的处理)处理键合后的晶片对，使其在弱化区域处分 离。 尽管美国专利文献2005/0167002 A1所述过程的原理非常适于层 分离以及晶片的循环利用，然而它需要多次抛光以使顶层具有足够低 的表面粗糙度。事实上，已经表明，当抛光步骤减少时，施主晶片16 的顶层8的表面9的粗糙度在2微米×2微米的扫描窗口内介于7到10 RMS之间，这样的施主晶片结构不适于直接晶片键合，而直接晶片键 合对于Smart Cut过程非常重要。 发明内容 本发明的目的在于提供一种上述类型的具有较小表面粗糙度的半 导体异质结构。一种上述类型的异质结构实现了这一目的，其包括具 有第一面内晶格常数的支撑衬底、在衬底上形成的处于松弛状态的并 且在顶部具有第二面内晶格常数的缓冲结构以及在缓冲结构上形成的 非渐变层的多层堆叠结构。其中上述的非渐变层为应变层，该应变层 包括至少一个半导体材料的处于松弛状态并具有第三面内晶格常数的 应变平滑层，其中第三面内晶格常数介于第一晶格常数与第二晶格常 数之间。 本发明令人惊讶的发现在于，通过在多层堆叠中提供至少一个应 变平滑层，具有与本发明的半导体异质结构类似构成的施主晶片与接 收晶片之间的直接键合可以容易地实现，其中平滑层的面内晶格常数 的值介于第一和第二晶格常数之间。借助于这一想法，不仅非渐变平 滑层的表面粗糙度相较于下面缓冲结构的表面粗糙度得到了降低，而 且位于平滑层之上的多层堆叠中的层也由此获益，其表面粗糙度得到 了降低。于是，半导体异质结构顶部的表面粗糙度相较于现有技术的 异质结构得到了降低，键合也变得容易。这是因为位于平滑层之上的 多层堆叠的层生长在下面平滑层应变但是平滑的表面上。 在上下文中，名词“面内晶格常数”对应于各层的方向基本平行于 各层间界面的晶格常数以及层处于松弛状态时的晶格常数。事实上， 晶格常数不仅依赖于所用材料，而且还依赖于作为沉积基础的下层材 料的性质。为了以后能够比较不同层的晶格常数值，所用数值总是假 定在异质外延条件下各层处于松弛状态而不是应变状态，这也称作伪 晶生长(pseudomorphic growth)或同量生长(commensurate growth)。因 为一个界面可以由两个晶格参数表征，所以以上所述条件可以对两个 晶格参数都满足也可以仅对一个满足。此外，异质结构的顶层不必是 最后的层，上面可以形成更多应变或松弛层。 根据本发明的一个优选实施例，上述的缓冲结构包括在支撑衬底 上形成的至少空间渐变的缓冲层。空间渐变缓冲层可以用于逐渐地或 者逐步地匹配下面支撑衬底与多层堆叠的沉积材料之间的晶格常数， 同时尽力将缺陷密度减到最小。 在本发明的一个优选实施例中，上述缓冲层包括在渐变缓冲层上 形成的松弛层。渐变缓冲层顶上的非渐变松弛层有助于提高在松弛层 上形成的多层堆叠中的层的晶体质量。 此外，如果上述的松弛层是在渐变硅-锗缓冲层上形成的松弛硅- 锗层，而且其锗含量等于渐变硅-锗缓冲层中锗含量的最大值，则非常 有利。锗浓度恒定而且等于渐变缓冲层顶部的锗浓度的非渐变硅-锗松 弛层尤其适于提高最后得到的半导体异质结构的晶体质量。 优选地，缓冲结构为锗含量渐增的渐变硅-锗缓冲层，上述多层堆 叠由硅-锗层交替组成，上述硅-锗层的锗含量介于0％与低于渐变硅- 锗缓冲层中最高锗含量的某百分比之间。这种异质结构可以为往接收 晶片或支撑晶片上的转移提供具有非常低的表面粗糙度的应变硅-锗层 和/或硅层。 特别地，上述多层堆叠由硅-锗平滑层和应变硅层交替组成。在这 种结构中，硅-锗平滑层保证了在其上形成的应变硅层具有非常好的结 晶性(crystallinity)，进而具有非常低的表面粗糙度。 在本发明一个优选结构中，上述多层堆叠在顶部具有应变硅层。 该应变硅层的表面粗糙度非常低以至于可以与另一个晶片直接键合， 比如支撑晶片或接收晶片，而无须进一步的表面平坦化步骤。这一点 特别有利，因为应变硅层厚度非常薄，不适于进行进一步的表面平坦 化步骤。 在本发明一个优选示例中，上述多层堆叠包含在松弛硅-锗层上形 成的第一应变硅层，其中上述多层堆叠的其他层形成在上述的第一应 变硅层上。在此结构中，第一应变硅层能够为多层堆叠的接下来的应 变层(包括应变平滑层)的生长提供设定的应变基础。 在本发明的另一个实施例中，上述多层堆叠包含第一硅-锗平滑层， 其位于松弛硅-锗层之上以及第一应变硅层之下，而其中多层堆叠中的 其它层在上述第一硅-锗平滑层上形成。该结构的优点在于第一应变硅 层以及多层堆叠中的其它层可以生长在平滑层光滑的亚表面 (subsurface)上，从而具有极好的表面特性。 根据本发明另一个示例，上述渐变硅-锗缓冲层的上述最高锗含量 大约为20％，上述硅-锗平滑层的锗含量在大约11％到大约19.5％之间。 在这一结构中，结构顶层的表面粗糙度可以降低到在2微米×2微米的 扫描窗口内低于1RMS的值。 优选地，上述多层堆叠中每一个上述的硅-锗平滑层的厚度介于大 约200到大约600之间。厚度在这个范围内的平滑层能够为形成 具有非常低的表面粗糙度的应变层提供特别稳定的条件。 优选地，上述多层堆叠中每一个上述的应变硅层的厚度介于大约 50到大约250之间。这个范围内的厚度已经低于松弛所需的厚度， 然而仍然足够厚以保证应变硅层可以成功地转移到支撑晶片或接收晶 片上。 根据本发明另外一个变化，上述渐变硅-锗缓冲层的上述最高锗含 量大约为40％。这样的缓冲层特别适于在上述缓冲层上形成具有高应 变层的多层堆叠。这些高应变层表现出非常好的电特性。 如果支撑衬底由硅、蓝宝石、碳化硅或者砷化镓组成，而且缓冲 结构由属于V-V族、III-V族或者II-VI族单原子合金的原子合金构成， 则本发明尤为适用。基于这些材料，本发明可以产生非常多种具有极 好表面特性的半导体异质结构。 优选地，多层堆叠中的非渐变层由硅(Si)、锗(Ge)、硅-锗(SiGe)、 砷化镓(AsGa)、磷化铟(InP)、铟砷化镓(InGaAs)、氮化铝(AlN)、 氮化铟(InN)和/或氮化镓(GaN)构成。由于这些半导体材料可以在 键合时通过本发明方便地转移到另一个晶片上，因此可以得到非常有 效的转移技术以及高质量的产品。 本发明及其优点将在随后借助于附图进行详细说明。 附图说明 图1是本发明的一个典型实施例的示意性说明。 图2是本发明的另外一个典型实施例的示意性说明。 图3是图2所示实施例在注入步骤过程中的示意性说明。 图4是图3所示实施例在键合步骤之后同时包含支撑晶片的示意 性说明。 图5是图4所示实施例在分裂之后分裂部分的示意性说明。 图6是图5所示实施例在除去平滑层之后的示意性说明，以及 图7是现有技术所用的半导体异质结构的示意性说明。 具体实施方式 图1示意性地说明了依照本发明的一个实施例的典型的半导体异 质结构10。异质结构10由支撑衬底1、包括缓冲层2和松弛层3的缓 冲结构以及在其上形成的多层堆叠20组成。 在图1所示例子中，支撑衬底1是硅晶片。在本发明的其它实施 例中，支撑衬底1可以包含或者由诸如蓝宝石、碳化硅(SiC)或者砷 化镓(AsGa)的材料组成。此外也可以仅是支撑衬底1的上部由硅、 蓝宝石、碳化硅或者砷化镓组成。 在与缓冲结构的界面处至少一个区域内支撑衬底1具有面内晶格 常数a1。 图1中缓冲层2为锗含量逐渐增加的至少空间渐变的Si1-xGex缓冲 层，其中缓冲层2在顶部处于松弛状态并且具有第二面内晶格常数a2。 Si1-xGex缓冲层(SiGe缓冲层)优选在硅支撑衬底1上外延生长。在示 例中，缓冲层2由硅和锗两种成分构成，硅和锗的浓度随着缓冲层2 的厚度变化。由此，渐变缓冲层2内的晶格常数缓慢变化。例如，可 以从朝向硅衬底1的界面处开始，设作x＝0，则这里的晶格常数就等于 下面硅衬底1的晶格常数。然后锗的浓度增加一直到大约20％，这样 面内晶格常数也变得更大。然而请注意，最后的锗浓度可自由选择， 比如30％到40％，甚至达到100％。 缓冲层2可以用现有技术生长，比如使用外延设备在标准工艺条 件下进行化学气相沉积。适用于硅-锗沉积的前驱气体包括例如SiH4、 Si3H8、Si2H6、DCS或TCS，而GeH4、GeH3Cl、GeH2Cl2、GeHCl3或 GeCl4混合H2可作为载体气体(carrier gas)。沉积温度可以根据前驱气 体以及它们的分解温度进行选择，如表1所示，其代表了一些适合 Si1-xa2Gexa2生长的例子，其中锗的含量可以达到大约20％。调整硅和/ 或锗前驱物的供给量可以得到组分梯度。此外，沉积也可以采用分子 束外延。 表1： 硅前驱气体 锗前驱气体 沉积温度 SiH4 GeH4 800℃-900℃ SiH2Cl2 GeH4 800℃-950℃ SiH2Cl2 GeCl4 1000℃-1100℃ SiHCl3 GeCl4 1050℃-1150℃ 在接下来的步骤中，进行表面处理(未在图中示出)，包括进行化 学机械抛光(CMP)从而在渐变Si1-xa2Gexa2缓冲层2或者随后层 (subsequent layer)3上得到在2微米×2微米的扫描窗口内粗糙度大约 1.3RMS的表面。然后，烘烤所得结构，比如浸入氢氟酸HF并在大 约800℃-850℃的温度下在氢气H2中加热大约3分钟。这一步骤的目 的在于除去缓冲层2表面上的氧化物，然而烘烤会导致表面粗糙度增 加到大约2.6RMS。 缓冲层2具有在支撑衬底1的晶体结构与缓冲层2上面的半导体 结构的层之间匹配晶格常数a1和a2的作用，从而降低上面多层结构的 缺陷密度。为了实现这一功能，缓冲层2在与支撑衬底1的界面处的 晶格常数几乎等于支撑衬底的晶格常数a1，而在与多层堆叠的界面处 缓冲层2的晶格常数几乎等于多层堆叠中直接与缓冲层2相邻的层3 的晶格常数a2。 在本发明另外一个变化中，缓冲层2可以由AlxGa1-xN构成，其中 从与支撑衬底1的界面处开始，x由0变化到1。根据本发明另外一个 未示出的实施例，缓冲层2可以是非渐变层和/或包含硅或锗，或者由 属于V-V族、III-V族或者II-VI族单原子合金的原子合金构成，比如 砷化镓(GaAs)、磷化铟(InP)、铟砷化镓(InGaAs)、氮化铝(AlN)、 氮化铟(InN)或者氮化镓(GaN)。 图1中的松弛层3为松弛硅-锗层3，其锗含量等于下面渐变的硅- 锗缓冲层2的最高锗含量。在示例中，锗含量约为20％。在本发明的 其它实施例中，松弛硅-锗层3的锗浓度可以不同于这一百分比。然而 在本发明的另一实施例中，松弛层3还可以省去，这样多层堆叠20就 直接形成在缓冲层2上。 在图1所示实施例中，在松弛层3上形成应变硅层4。此外，任何 其它非渐变的应变硅-锗层也可以代替应变硅层形成在松弛层3上。 除了硅-锗或硅，多层堆叠20中的非渐变层也可以包含硅、锗、硅 -锗、SiGeC、砷化镓、磷化铟、铟砷化镓、氮化铝、氮化铟和/或氮化 镓。 如图1所示，在应变硅层4上形成应变的非渐变硅-锗平滑层5。 应变的平滑层5的锗浓度使得平滑层5处于松弛状态且具有第三面内 晶格常数a3，其中a3介于支撑衬底1的第一晶格常数a1与缓冲层2顶 部的第二晶格常数a2之间。 平滑层5由同样的化合物硅和锗生长得到，而且组分Si1-xa3Gexa3 保持恒定，但是该组分不同于缓冲层2顶部最后一层的组分。因为含 有同样的化合物，所以除了每种化合物的前驱气体量不同外，基本上 可以采用同样的生长条件。平滑层5和后来所有同缓冲层2晶格不匹 配的层的总厚度要小于临界厚度，以避免位错以及其它在超过临界厚 度时出现的缺陷成核(nucleation)。临界厚度的值除了依赖于缓冲层2 和平滑层5的锗浓度差，还依赖于沉积温度。对于平滑层5，当厚度小 于1000，特别是大约200到600之间，更特别地是大约400 时，得到了最佳结果。选择平滑层5的组分以使平滑层5的面内晶格 常数a3小于缓冲层2的最后一层的面内晶格常数a2。在本例中，当缓 冲层2顶部的锗组分为20％时，平滑层5的适当的锗比例为11％到 19.5％，优选17.5％。当缓冲层2中锗浓度为40％时，平滑层5的锗 浓度应该在35％到39.5％之间。 图1中的多层堆叠20由硅-锗层交替组成，上述硅-锗层的锗含量 介于0％与低于渐变硅-锗缓冲层2中最高锗含量的某百分比之间。特 别地，多层堆叠20包括交替的应变硅-锗层5、5′、5″、5以及应变硅 层4、4′、4″、4、6。 在所示实施例中，渐变硅-锗缓冲层2的最高锗含量约为20％，上 述硅-锗平滑层5、5′、5″、5的锗含量为大约11％到大约19％。 多层堆叠20中每一个上述的硅-锗平滑层5、5′、5″、5的厚度为 大约200到大约600；上述多层堆叠20中每一个上述的应变硅层4、 4′、4″、4、6的厚度为大约50到大约250；上述多层堆叠20的 厚度为大约1000到大约3400。 在特例中，多层堆叠结构20中的硅-锗平滑层5、5′、5″、5的厚 度约为400，应变硅层4、4′、4″、4、6的厚度约为200，整个多 层堆叠20的厚度约为2600。 请注意，图1中平滑层5和应变硅层4′之间的掩埋界面的粗糙度 已经小于2.5RMS，特别地，小于2.0RMS，甚至更特别地，小于 1.8RMS。 多层堆叠20顶部的应变硅层6的表面7的表面粗糙度非常低。在 示例中，半导体异质结构10的表面粗糙度在2微米×2微米的扫描窗口 内低于1RMS。按照本发明另外一个变化，锗层、Si1-yGey层或者SiGeC 层可代替应变硅层6作为顶层。 根据制造半导体异质结构的本发明方法的另一个实施例，生长非 渐变平滑层5时所用的生长温度低于形成缓冲层2时所用的温度。非 渐变Si1-xGex层5的生长温度要比渐变缓冲层2的生长温度低大约50℃ 到大约500℃。生长缓冲层2时通常寻求高沉积温度以保证高生长速 度，然而对于非渐变层5，即使生长速度变得较慢，也要选择更低的温 度，这样可以优选地在Si1-xGex缓冲层2的表面的谷底而不是峰顶沉积 材料，从而产生一种平滑的效果。这一效应加上在第一实施例中具有 较小面内晶格常数的效果，可以使半导体异质结构10的平滑性进一步 提高，顶层7(此处是应变硅层6)也是如此。 事实上，在高生长温度下，到达原子的总热能就高，表面能，即 原子沉积表面的能量，变得可以忽略，这对表面平滑没有积极作用。 然而，如果热能相对较低，就像本例中，表面能就将产生积极作用， 因为通过沉积原子到谷底，总体的表面能变得更小，于是出现能量增 益。在这种情况下就会产生表面的平滑效应。然而如果温度过低，热 能将不足以使到达原子移动到谷底中希望的位置以减小表面能。 利用本发明的这一变化，掩埋界面和顶层6的表面7的表面粗糙 度特性甚至都变得更好。对于厚度大约为200的应变硅层6，当缓冲 层2烘烤后的粗糙度在大约2.6RMS的量级时，已经实现了小于1.5 RMS的表面粗糙度。非渐变层5和应变硅层6之间掩埋界面的粗糙度 也已经小于1.8RMS，且可低至1RMS。 实际所用的优选的温度范围依赖于层的材料，比如对于Si1-xGex层 依赖于锗含量，同时还依赖于所用的前驱气体以及层厚。表2给出了 对于平滑层5优选的温度范围，它是锗在Si1-xGex中百分比的函数。 表2： 层材料 缓冲层2的典型生 长温度(℃) 非渐变层5的生 长温度(℃) Si1-xGex，x∈[0，20] 800-900 650-750 Si1-xGex，x∈[20，40] 750-850 600-700 Si1-xGex，x∈[40，60] 700-800 550-650 Si1-xGex，x∈[60，80] 650-750 500-600 Si1-xGex，x∈[80，90] 600-700 ＜600 Si1-xGex，x∈[90，100] 550-650 ＜550 对于平滑层5的CVD层沉积，应该选择分解温度低于或至少接近 于表2中指出的温度范围的前驱气体。因此，生长平滑层5可能使用 或者需要使用与缓冲层2不同的前驱气体。 图2示意性地说明了按照本发明另外一个典型实施例的另外一个 半导体异质结构11。半导体异质结构11与图1所示半导体异质结构的 差别在于平滑层5直接生长在松弛层3上。关于半导体异质结构11的 支撑衬底1、缓冲层2、松弛层3以及多层堆叠21中各层的特性，可 以参考对图1所示半导体结构10相应层的描述。 请注意图1和图2所示的典型半导体异质结构10和11仅仅是用 来说明本发明的基本原理，即提供包含非渐变层的多层堆叠，其中非 渐变层为应变层，上述的应变层包括至少一个半导体材料的应变平滑 层，其中平滑层处于松弛状态且具有第三面内晶格常数a3，a3介于支 撑衬底1的第一晶格常数a1与缓冲层2的第二晶格常数a2之间。多层 堆叠中各层的排列、厚度以及数目可根据本发明相应的实施例变化。 半导体异质结构11的顶层6的表面7具有与图1所示半导体异质 结构10类似的低粗糙度。 因此，半导体结构10和11非常适于与支撑晶片或接收晶片的直 接晶片键合，这是为了如下所述的从半导体结构10和11分离有用层。 图3是图2所示实施例在注入步骤过程中的示意性说明。在示例 中，在半导体异质结构11中进行离子注入并穿过多层堆叠21到达平 滑层5′。在其它未示出的本发明的实施例中，可以选择其它的注入深 度。 注入是通过按照预定剂量和能量注入原子种类(atomic species)12， 比如氢离子或其它惰性气体得以实现。通过注入，在平滑层5′内形成 弱化区域13。在本发明另外一个变化中，可以选择注入条件使预先确 定的分裂区域或弱化区域13位于层5、5″、5′、5、4、4″、4′中任 意一层的内部或者两层之间的界面处。无论如何，弱化区域13总是位 于有用顶层6的下面，后者将从半导体异质结构10或11的应变层4 之上被转移，而应变层4将用来回收施主结构。 图4是图3所示实施例在键合步骤之后同时包含支撑晶片14的示 意性说明。由于半导体异质结构11的表面粗糙度非常低，因此它可以 在表面7与支撑晶片14直接键合，而且不需要在键合前平坦化表面7。 在本发明另一个实施例中，可以在键合前在支撑晶片14和/或本发 明的半导体异质结构10或11上形成绝缘层。该绝缘层可以是天然的 或者生成的绝缘体，也可以通过氧化支撑晶片14形成。 然后，对图4所示的注入和键合后的结构进行热处理和/或机械处 理或施加其它形式的能量，以使上述结构在预定的弱化区域13处分裂。 例如，将图4中的施主-支撑复合结构放入炉(未示出)内加热，以使 预先确定的弱化区域13脆化并最终导致施主晶片10或11的剩余物脱 离。 图5是图4所示实施例在分裂步骤之后分裂部分的示意性说明。 随后除去多层堆叠21中无用的层5″″、4、5、4″、5″、4′、5′， 优选通过刻蚀。如果无用层5″″、4、5、4″、5″、4′以及5′大体上 包含一种材料，例如硅-锗(SiGe)，则一次刻蚀步骤就可以除去这些层。 如果无用层5″″、4、5、4″、5″、4′以及5′包含不同材料，例如硅- 锗和应变硅，则需要多次刻蚀步骤来除去这些层。 在由层1、2、3、5以及4(如果存在)组成的结构上，层的剩余 部分也可以相对于刻蚀终止应变层4选择性地除去。这样可以回收施 主晶片为随后一个施主衬底做准备。 图6是图5所示实施例在除去平滑层之后的示意性说明。最后的 结构包括支撑晶片14和在它上面形成的有用层6。 本发明的半导体异质结构10或11可方便地应用在半导体器件中， 同时由于衬底的表面粗糙特性得到改善，因此电/光特性也得到提高。