半导体产品的制造工艺 本发明涉及半导体产品的制造工艺，该工艺适于制造如半导体集成电路、太阳能电池、半导体激光器或发光二极管等的半导体器件。特别涉及包括将半导体层生长到衬底上的步骤的半导体产品的制造工艺。
半导体产品通常指半导体晶片、半导体衬底和各种半导体器件，并且包括利用半导体区制造半导体器件的器件和用做制造半导体器件的预制件的器件。
所考虑的这类半导体器件包括在绝缘体上设置的半导体层。
在绝缘体上形成单晶硅半导体层的技术称做绝缘体上硅(SOI)技术，该技术已广泛公知。现已进行了各种研究探索SOI引人注目的优点，SOI不能用制造常规的Si集成电路的体Si衬底得到。SOI技术的优点包括：
1.易于介质隔离，能够增加集成度；
2.优良地抗辐射性；
3.减少浮动电容，提高器件的工作速度；
4.省却了阱形成步骤；
5.防止了闩锁效应；并且
6.使利用薄膜技术制造全耗尽场效应晶体管成为可能。在Journalof Crystal Growth的63卷，No.3，pp429-590(1983)G.W.Cullen编辑的文章“非单晶绝缘体上的单晶硅”中作为专题详尽地讨论了SOI技术的优点。
近年来，已公开了许多关于用于提供能实现MOSFET的高工作速度和低功率消耗的衬底的SOI技术的报道(IEEE SOI conference 1994)。如果与在体Si晶片上制造器件的工艺相比，由于实行了非常简化的器件隔离步骤，使用SOI结构的半导体器件制造工艺可以有效地缩减。因此，如果从体Si衬底上制造MOSFET或IC的常规技术来看，特别是就晶片成本和工艺成本而论，使用SOI技术可显著地降低半导体器件的制造成本，更不必说这种半导体器件的显著特性。
假设提高驱动功率，全耗尽MOSFET很有希望获得高工作速度和低功率消耗。一般来说，MOSFET的阈值电压(Vth)由它的沟道部分的杂质浓度的函数决定，对于全耗尽(FD)MOSFET，耗尽层的特性受SOI膜厚度影响。因此，要严格控制SOI膜的厚度，以便改善制造LSI的成品率。
同时，特别是就高工作速度和发光而论，在化合物半导体上形成的器件显示出出色的特性，这是硅器件所无法比拟的。这种器件目前是在GaAs或类似的化合物制成的化合物半导体衬底上外延生长形成的。然而，化合物半导体衬底成本很高并且机械性能不够强，所以不适于生产大晶片。
因此，现已研究在Si晶片上进行异质结外延生长形成化合物衬底，这种衬底便宜、机械强度高并且适于生产大晶片。
关于形成SOI衬底的研究在七十年代就已引人注目。最初，关注的是在蓝宝石衬底上进行外延生长制造单晶硅的技术(SOS：蓝宝石上硅)，即通过多孔氧化硅完全隔离(FIPOS)和氧离子注入技术制造SOI结构。FIPOS方法包括以下步骤：通过质子/离子注入(Imai et al.，J.CrystalGrowth，Vol.63，547(1983))或外延生长和构图，P型单晶Si衬底上形成隔离的N型Si层；通过在HF溶液中阳极化仅将P型硅Si衬底生长到多孔衬底中；从表面上遮蔽Si岛；然后通过加速氧化对N型Si岛进行介质隔离。然而，该技术也存在一个问题，在制造器件的工艺之前限定隔离的Si区，限制了器件设计的自由度。
氧离子注入法也称做SIMOX法，是由K.Izumi首次提出的。使用该技术，注入到Si晶片中的氧离子浓度级别为1017-1018/cm2，然后在氩气/氧气的气氛中在约1,320℃的高温下对Si晶片退火。结果，注入的氧离子与Si原子化合产生硅氧化层，聚集的深度对应于注入离子的投影射程(Rp)。在此情况下，通过氧离子注入变为无定形状态的Si氧化层的上部分再结晶产生单晶Si层。而表面Si层显示出高达105/cm2的缺陷率，目前的技术发展通过选择约4×1017/cm2的氧注入速率，可以将缺陷率降到约102/cm2。然而，如果表面Si层的结晶度和Si氧化层的膜质量分别保持在所需的级别，那么能量注入和离子注入的允许范围受到限制，因此表面Si层和掩埋的Si氧化物(BOX；掩埋的氧化物)的膜厚度只能取有限的数值。换句话说，牺牲氧化或外延生长的工艺为形成具有所需厚度的必不可少的工艺。反过来，由于该工艺固有的反型效应，产生了膜厚不均匀的问题。
也有报道称SIMOX在Si氧化层中可产生有缺陷的Si氧化区，称做管(pipes)。引起这种现象的可能原因之一是如灰尘等的异物在离子注入期间进入层中。由于有源层和下面的衬底之间的漏电流，使制作在管区中的器件显示出特性下降。
SIMOX技术使用大量的离子，其量远大于常规半导体工艺中使用的量，因此，如果使用专门设计的装置，离子注入工艺需要很长时间。由于离子注入工艺一般借助具有预定流速的电流的离子束光栅扫描或通过分散离子束来进行，所以生长大晶片需要很长时间。此外，在高温下生长大晶片时，晶片内温度分布不均匀会使特性退化(slip)问题变得更严重。由于SIMOX工艺要求使用高达1,320℃的非常高的温度，这在常规Si半导体工艺中是观察不到的，如果要制备大晶片，温度分布不均匀的问题会变得更严重，没有非常有效的装置不能实现。
除了以上介绍的形成SOI已知技术之外，最近提出了将单晶Si衬底粘接到已进行热氧化的另一单晶Si衬底上产生SOI结构的技术。该方法要求具有均匀厚度的有源层形成在器件上。特别是，厚度为几百微米的单晶Si衬底要制作薄至几微米或更小。减薄单晶Si层已知有三种技术：
(1)抛光
(2)局部等离子腐蚀
(3)选择性腐蚀
借助以上的抛光技术(1)很难获得均匀的膜厚度。特别是，当膜要减薄到亚微米数量级时，膜厚度的偏差大到百分之几十，使得该技术不可行。对于具有大直径的晶片，该问题尤其显著。
技术(2)一般与技术(1)结合使用。具体地说，通过技术(1)将膜厚减薄到约1到3μm，通过在许多点处观察膜厚度来决定膜厚度的分布。然后，在用直径为几毫米的SF6等离子颗粒扫描处对膜进行腐蚀操作，校正膜厚度的分布，直至达到所需的膜厚度。有报道称通过该技术可以将膜厚度的分布限制在约±10nm或更小。然而，该工艺也存在不足，如果在等离子腐蚀期间衬底上有颗粒状异物存在，当腐蚀操作结束时，要进行许多腐蚀掩模形成衬底上的突起。
此外，由于腐蚀操作后衬底表面马上会很粗糙，所以在等离子腐蚀结束后，在表面上进行接触抛光(touch-polishing)操作，仅在接触抛光操作期间进行控制。然后，由于抛光引起的膜厚度偏差再次出现。再者，一般含有硅胶(colloidal silica)的抛光剂用于抛光操作，因此抛光剂直接摩擦制成有源层的层，所以可能产生划破和/或变形。当处理大晶片时，由于等离子腐蚀操作的周期的延长与生产的晶片表面积成函数关系，所以工艺的产量明显下降。
包含使用被减薄衬底的膜结构的技术(3)包括选择性地腐蚀一层或多层膜。例如，假设含有多于1019/cm3的P+型Si薄层和P型Si薄层通过外延生长依次生长在P型衬底上形成第一衬底，然后将其粘接在第二衬底上，绝缘层插在两者之间，绝缘层一般为氧化膜，通过摩擦和抛光首先使第一衬底的后表面变得足够薄。随后，通过选择性腐蚀上面的P型层露出P+层，然后选择性腐蚀P+层露出P型衬底，形成SOI结构。该技术在Maszara的报告中有详尽的讨论(W.P.Maszara，J.Electrochem.Soc.，Vol.138，341(1991))。
虽然选择性腐蚀可以有效地产生具有均匀膜厚度的薄膜，但也存在以下不足。
—选择性腐蚀比不令人满意，很低。至多102。
—由于腐蚀操作产生粗糙表面，所以腐蚀操作后需要进行接触抛光以平滑表面。因此，随着抛光所进行的减薄，膜厚度不再均匀。特别是，当抛光操作由操作周期控制时，由于抛光速率不同时刻变化很大，所以很难严格控制操作。因此，当形成薄至100nm的极薄SOI时，该问题变得不可忽略。
—由于使用在重掺杂B的Si层上进行离子注入和外延或异质结外延生长的膜形成技术，所以产生的SOI层显示出较差的结晶度。此外，相对于常规Si晶片，衬底的粘接表面可能显示出较差的平整度(C.Harendt，et al.，J.Elect.Mater.Vol.20，267(1991)，H.Baumgart，et al.，ExtendedAbstract of ECS first International symposium of Wafer Bonding，pp-733(1991)，C.E.Hunt，Extended Abstract of ECS firstInternational symposium of Wafer Bonding，pp-696(1991))。再者，选择性腐蚀技术的选择很大程度上取决于含在衬底中的如硼等的杂质之间的浓度差异和杂质沿衬底深度的浓度分布的陡峭程度。因此，如果粘接退火在高温下进行以改善层的粘接强度，并且外延生长也在高温下进行以增强SOI层的结晶度，那么沿深度的杂质浓度分布变得平坦，减小了腐蚀操作的选择性。简单地说，改善腐蚀的选择性和结晶度与提高粘接强度的要求相冲突，不能同时满足。
在这些情况下，本发明的发明人在日本专利公报No.5-21338中提出一种制造半导体产品的新颖方法。根据该发明，提出的方法的特征在于以下步骤：在多孔单晶半导体区上设置无孔单晶半导体区，将其上有绝缘材料的表面粘接到所述多孔单晶半导体区的对应表面上，随后腐蚀除去所述多孔单晶半导体区来形成产品。
本发明的发明人T.Yonehara等人也称就均匀膜厚度和结晶度而言，粘接的SOI(bonded SOI)很优良，能够进行批量生产(T.Yonehara et al.，Appl.Phys.Lett.Vol.64，2108(1994))。现在，结合附图的图3A到3C总结性地介绍制造粘接的SOI的方法。
所提出的方法使用第一Si衬底41上形成的多孔层42作为要选择腐蚀的层。通过外延生长在多孔层42上形成无孔单晶Si层43，将其粘接在第二衬底44上，Si氧化层45夹在其间(图4A)。然后，通过从后侧上刮掉第一衬底，在第一衬底的整个表面上露出多孔Si层(图4B)。然后通过一般含有KOH或HF+H2O2的选择性腐蚀溶液将露出的多孔Si腐蚀掉(图4C)。由于相对于腐蚀体Si层(无孔单晶Si层)，该技术腐蚀多孔Si层的选择性腐蚀比高达几十万，首先形成在多孔层上的无孔单晶Si层生长到第二衬底上形成SOI衬底，不会减小无孔单晶Si层的厚度。因此，在外延生长步骤期间，可以决定SOI衬底的均匀的膜厚度。根据Sato et al.的报道，由于适于常规半导体工艺的CVD系统可以用做外延生长，所以可实现高达100nm±2％的均匀膜厚度。此外，外延的Si层显示出约为3.5×102/cm2优良的结晶度。
如上所述，由于任何常规选择性腐蚀技术的选择性很大程度取决于衬底内含有的杂质的浓度差异和杂质沿衬底深度的浓度分布的陡峭程度，因此热处理(粘接、外延生长、氧化等等)的温度限制为至多800℃，是由于在该温度限以上杂质浓度分布变得平缓。另一方面，所提出腐蚀技术的腐蚀速率主要由多孔层和体层之间的结构差异决定，所以不能对热处理进行这种严格的限制，可以使用高达1,180℃的温度。现已公知在粘接操作之后进行热处理工艺可以显著地提高晶片间的粘接强度，并能减小粘接界面上产生的空隙尺寸和数量。此外，由于选择性腐蚀操作依赖于多孔层和体层之间的结构差异，粘附到多孔Si层上的微小颗粒不会对膜厚度的均匀性产生负面影响。
然而，通过粘接工艺制造的半导体衬底不可避免地要求至少两个晶片作为初始材料，其中一个在抛光和腐蚀过程中基本上被浪费掉，毫无收获地消耗掉了有限的自然资源。换句话说，除了增强工艺的可控程度并改善厚度的均匀性以外，还要求SOI制造工艺能实现低成本和经济的可行性。
换个角度说，制造高质量的SOI衬底的工艺要求包括优良的再现性、通过重复使用相同的晶片增强节约资源的能力，和低制造成本。
在这种情况下，本发明的发明人在日本专利公报No.7-302889中公开了一种制造半导体衬底的工艺，其中两个衬底粘接在一起，粘接的衬底在多孔层处分开，去掉其余的多孔层后，可以重新使用分开的衬底。下面结合图5A和5C介绍该公开工艺的一个例子。
第一Si衬底51的表面层制成多孔形成多孔层52，然后单晶Si层53形成在其上。该第一Si衬底上的单晶Si层粘接到第二Si衬底54的主表面上，绝缘层55夹在其间(图5A)。然后晶片在多孔层处分开(图5B)。选择性地除去第二衬底表面上露出的多孔Si层，形成SOI衬底(图5C)。去掉多孔层后，可以再次使用第一衬底51。
在日本专利公报No.7-302889公开的以上工艺中，相对于无孔硅层，使用了多孔硅层的脆性降衬底分开，能够再次使用半导体工艺已使用过的衬底，以降低生产成本。
日本专利公报No.8-213645中公开了一种工艺，其中用于太阳能电池的光电转换部分的半导体层形成在多孔Si层上，之后在多孔层处将半导体层分开，再次使用具有多孔硅层的衬底。
另一方面，日本专利公报No.5-211128公开了不使用这种多孔硅层分离衬底的另一种工艺。在该工艺中，通过离子注入在硅衬底中形成气泡层，晶体重新排列，通过热处理在气泡层中引起气泡聚结，硅衬底的表面区(称做薄半导体膜)在气泡层处剥露。在这个公开中的薄半导体膜是指几乎没有注入离子的体Si的最外区域。然而，已公知体Si晶片含有如流网(flowpattern)等的固有缺陷(T.Abe：Extended Abst.Electrochem.Soc.Spring Meeting，Vol.95-1，pp.596(May，1995))和源于晶体的颗粒(H.Yamamoto：“Problems in Large-Diameter Silicon Wafer”，23thUltra Clean Technology College(August，1996))。因此，薄半导体膜自然也有流网缺陷和源于晶体的颗粒。
如果半导体膜可以与硅衬底分离且没有流网缺陷和源于晶体的颗粒，那么与以上提到的使用多孔硅的工艺不同，实际上可以低成本地提供有用的半导体材料。从以上的问题来看，经过综合性的调查，完成了本发明。
本发明的目的在于提供种制造半导体产品的工艺，包括将部分衬底处粘接的两个衬底重新作为半导体产品的材料使用的步骤。
根据本发明的一个方案，提供一种制造半导体产品的工艺，包括以下步骤：制备包括硅衬底的第一衬底，将无孔半导体层形成在硅衬底上，在硅衬底和无孔半导体层中的至少一层内形成离子注入层；将第一衬底粘接到第二衬底上得到无孔半导体层置于其内的多层结构，在离子注入层处分离多层结构；并除去留在分离的第二衬底上的离子注入层。
根据本发明的另一个方案，提供一种制造半导体产品的工艺，包括以下步骤：制备包括硅衬底的第一衬底，将无孔半导体层形成在硅衬底上，在硅衬底和无孔半导体层中的至少一层内形成离子注入层；将第一衬底粘接到第二衬底上得到无孔半导体层置于其内的多层结构；在离子注入层处分离多层结构；除去留在分离的第二衬底上的离子注入层；除去留下的离子注入层后，再次将第一衬底作为第一衬底材料使用。
根据本发明的又一个方案，提供一种制造半导体产品的工艺，包括以下步骤：制备包括硅衬底的第一衬底，将无孔半导体层形成在硅衬底上，在硅衬底和无孔半导体层中的至少一层内形成离子注入层；将第一衬底粘接到第二衬底上得到无孔半导体层置于其内的多层结构；在离子注入层处分离多层结构；除去留在分离的第二衬底上的离子注入层；除去留下的离子注入层后，再次将第一衬底作为第二衬底材料使用。
在制造半导体产品的工艺中，第一衬底具有用于粘接的无孔半导体层。无孔半导体层最好由外延半导体层构成。使用该无孔半导体层，可以制成高质量的半导体产品，且不带有以上提到的硅晶片固有的流网缺陷或源于晶体的颗粒。由于可以很容易地控制无孔半导体层的导电类型和杂质浓度，所以本发明制造半导体产品的工艺可以满足不同的要求，并能应用于各种用途。
由将第一衬底和第二衬底粘接在一起得到的多层结构在离子注入层处分离，余下的第一衬底的硅衬底可以作为第一衬底或第二衬底的组成部分再次使用，这样有利于资源节约和降低成本。
本发明提供一种制造半导体产品的工艺，对于在由绝缘或类似衬底构成的第二衬底上形成具有高结晶度的单晶半导体层来说，该半导体产品具有优良的生产率、可控性，和低成本。
图1A，1B，1C，1D和1E为介绍本发明的实施例1工艺的示意剖面图。
图2A，2B，2C，2D和2E为介绍本发明的实施例2工艺的示意剖面图。
图3A，3B和3C为介绍本发明的实施例3工艺的示意剖面图。
图4A，4B和4C为介绍现有技术工艺的示意剖面图。
图5A，5B和5C为介绍另一现有技术工艺的示意剖面图。
下面结合实施例介绍本发明。为达到本发明的目的，本发明并不受限于此。[离子注入层]
将氦离子或氢离子注入到单晶硅衬底中，在衬底内注入区中形成直径为几到几十纳米的微孔(micro-cavities)，微孔的密度高达1016-1017/cm2。因此，硅衬底具有类似多孔层的结构。在本发明中离子注入采用的离子选自稀有气体元素、氢和氮的离子。在本发明中，离子注入层形成在硅衬底和硅衬底上的无孔半导体层中的至少一个内，或形成在它们的界面处。可以形成两个或多个离子注入层。考虑到由第一衬底和第二衬底粘接形成的多层结构的层分离，所以离子注入层的离子注入剂量最好在1016到1017/cm2的范围内。离子注入层的厚度取决于加速电压，一般不超过500埃，考虑到多层结构层分离后，第二衬底上的无孔半导体层厚度的均匀性，最好不超过200埃。注入层中的注入离子浓度沿层厚度方向分布。多层结构的层分离沿最高离子浓度的水平面进行。[无孔半导体层]
本发明中的无孔半导体层最好由选自单晶Si、多晶硅、无定形硅，和如GaAs、InP、GaAsP、GaAlAs、InAs、AlGaSb、InGaAs、ZnS、CdSe、CdTe和SiGe等的化合物半导体材料形成。在无孔半导体层中，可预先引入如FET(场效应晶体管)的半导体元件。[第一衬底]
本发明中的第一衬底包括硅衬底、形成在硅衬底上的无孔半导体层，和形成在硅衬底和无孔半导体层中至少一个内的离子注入层。因此，第一衬底不仅包括离子注入层形成于其内的硅衬底和无孔半导体层，也包括附加有如氮化膜和氧化膜的绝缘层的衬底、具有外延的半导体层和形成在硅衬底和随后将离子注入到硅衬底中形成的离子注入层上的绝缘层的衬底、具有形成在硅衬底和随后离子注入形成的离子注入层上的无孔半导体层的衬底，及类似的衬底。
硅衬底上形成的无孔半导体层可以由如低压CVD、等离子CVD、光辅助(photo-assisted)CVD，和MOCVD(金属有机物CVD)等的CVD、溅射(包括偏置溅射)、分子束外延生长、液相生长，或类似的方法形成。[第二衬底]
无孔半导体层生长于其上的第二衬底包括如单晶硅衬底的半导体衬底、具有如氧化膜(包括热氧化膜)和氮化膜的绝缘膜的衬底、如氧化硅玻璃衬底和玻璃衬底的透光衬底、金属衬底、如矾土的绝缘衬底，以及类似的衬底。第二衬底的适当选择取决于半导体产品的应用领域。[粘接]
在本发明中以上提到的第一衬底粘接到第二衬底上得到无孔半导体层置于其内的多层结构。在本发明中，具有无孔半导体层置于其内的多层结构不仅包括第一衬底的无孔半导体层直接粘接到第二衬底的结构，也包括在无孔半导体层表面上形成的氧化膜、氮化膜，或类似膜粘接到第二衬底的结构。即，具有无孔半导体层置于其内的结构是指无孔半导体层设置在多层结构中多孔硅层内的多层结构。
例如，在室温下，使两个粘接面变得平坦，将两者相互紧密接触，从而将第一衬底和第二衬底粘接在一起。阳极粘接、按压，或热处理都可以形成更牢固的粘接。[多层结构的层分离]
在本发明中多层结构在离子注入层处分离。离子注入层其内有微孔或微小的气泡，和其它区域相比更脆。因此，利用脆性可以有效地进行分离。更具体地，对离子注入层施加外力进行分离。此外，可以利用从晶片的周边到内部氧化离子注入层进行分离，通过离子注入层的多孔部分的加速氧化使层的体积发生膨胀，从而通过膨胀力使层分离。
离子注入层通常在周边部分内也由无孔层覆盖。在粘接之前或之后，离子注入层的周边部分或端面都应该暴露着。当对粘接的衬底进行氧化时，由于大面积的孔而加速的氧化反应将从离子注入层的周边部分开始。通过将Si氧化成SiO2，体积增加2.27倍。因此，多孔性不超过56％时，氧化的离子注入层体积增加。氧化的程度由周边部分到内部逐渐变小，使得氧化的离子注入层在周边部分体积膨胀更大些，好象一个楔形物从晶片的端面进入到离子注入层。因此，内部压力作用到离子注入层使离子注入层发生层分离。由于氧化反应在晶片的周边部分均匀地进行，也使晶片的周边均匀地分离，因此分离了多层结构。通过该方法，利用Si-IC工艺常用的氧化步骤令人满意地控制了晶片的均匀分离。
也可以通过加热在脆性的离子注入层上产生热应力将多层结构分离成层。
也可以利用仅加热所要分离的层的激光，通过局部加热而不是加热整个多层结构将多层结构分离成层。因此，可以利用能被多孔的离子注入层或它的附近区域吸收的激光束进行分离。
还可以通过施加电流快速加热多孔的离子注入层或它的附近区域进行多层结构的分离。[除去多孔层]
通过粘接第一衬底和第二衬底产生的多层结构在离子注入层处分离后，留在衬底上的离子注入层利用离子注入层的低机械强度或大表面面积可选择性地除去。选择性除去的方法包括如抛光或研磨的机械法、使用腐蚀溶液的化学腐蚀法，和如反应离子腐蚀的离子腐蚀法。
当无孔薄膜为单晶Si时，选择性地腐蚀离子注入层可使用以下溶液中的至少一种：常用的Si腐蚀溶液、氢氟酸溶液、氢氟酸溶液和乙醇与过氧化氢中的至少一种的混合溶液、缓冲的氢氟酸溶液，以及缓冲的氢氟酸溶液和乙醇与过氧化氢溶液中的至少一种的混合溶液。当无孔半导体层包括化合物半导体时，可以使用比化合物半导体有更高速率腐蚀Si的腐蚀溶液腐蚀掉离子注入层。
下面结合附图介绍本发明的实施例。实施例1
图1A到1E为本发明的实施例1步骤的示意剖面图。
首先，在单晶Si的第一衬底11的主表面上，至少形成一个无孔层12(图1A)。由于产生的SOI衬底的特性取决于无孔层12，所以单晶Si衬底11可以是未指定电阻的晶片或通常的再生(regenerated)晶片。另外，可将SiO2层13形成为最外层。该SiO2层可用来从有源层上脱离粘接界面。
通过使用由稀有气体、氢和氮中的至少一种元素由第一衬底的主表面注入离子(图1B)。最好在第一单晶衬底11和无孔层12之间的界面附近或在无孔层12内形成离子积累层14。
第二衬底15的表面例如在室温下与第一衬底的表面紧密接触(图1C)。
当淀积单晶Si时，单晶Si的表面最好在粘接之前通过热氧化或类似方法氧化。在图1C中，第二衬底和第一衬底紧密粘接，绝缘层13位于其中。当无孔薄层12不是由Si构成，或第二衬底不是由Si构成时，该绝缘层13可省略。
在粘接时，可插入薄绝缘板，三个板层可以重叠地粘接。
然后，在离子积累层14处分离衬底(图1D)。分离的方法包括使用如压、拔、剪，和楔入等的外力方法；使用加热；使用通过氧化周边多孔Si膨胀产生的内部应力；使用通过脉冲加热产生的应力；使之变软，但并不限于这些。
通过以前提到的方法将离子积累层14从分离的衬底中分别选择性也除去。
图1E显示的是根据本发明制备的半导体产品。在第二衬底15上，在整个晶片上均匀地形成无孔薄层12，例如薄单晶Si膜。就制造绝缘的电元件的观点来看，通过插入绝缘层13将第二衬底粘接到第一衬底的步骤制备的半导体产品很有用。
衬底11可作为第一单晶Si衬底11，或第二衬底15再次使用。在除去留下的离子积累层14之后，第一单晶衬底11的表面很粗糙，在再次使用之前，处理衬底使表面平坦。
对于作为第一单晶Si衬底11再次使用，用外延生长补充由于层分离和表面处理引起的厚度减少。因此，可以半永久地使用衬底，不会有厚度损失。实施例2
图2A-2E为本发明的实施例2步骤的示意剖面图。
提供第一单晶Si衬底21。通过使用由稀有气体、氢和氮中的至少一种元素由第一衬底的主表面注入离子，在其内形成离子积累层22(图2A)。最好在注入离子前形成SiO2层23，以防止离子注入使表面粗糙。除去SiO2层23之后，在主表面上形成至少一层无孔层24(图2B)。
第二衬底15表面例如在室温下与第一衬底的表面紧密接触(图2C)。
当淀积单晶Si时，单晶Si的表面最好在粘接之前通过热氧化或类似方法氧化。在图2C中，第二衬底和第一衬底紧密粘接，绝缘层25位于其间。当无孔薄层24不是由Si构成，或第二衬底不是由Si构成时，该绝缘层25可省略。
在粘接时，可插入薄绝缘板，三个板层可以重叠地粘接。
然后，在离子积累层22处分离衬底(图2D)。
将离子积累层22从分离的衬底中分别选择性地除去。
图2E显示的是根据本发明制备的半导体产品。在第二衬底26上，在整个晶片上均匀地形成无孔薄层24，例如薄单晶Si膜。就制造绝缘的电元件的观点来看，通过插入绝缘层25将第二衬底粘接到第一衬底的步骤制备的半导体产品很有用。
衬底21可作为第一单晶衬底21，或第二衬底26再次使用。在除去留下的离子积累层22之后，第一单晶Si衬底21的表面很粗糙，在再次使用之前，处理衬底使表面平坦。实施例3
图3A-3C为本发明的实施例3步骤的示意剖面图。
如图3A-3C所示，如实施例1和实施例2所示，同时使用两个第二衬底并处理第一衬底的两面制备两个半导体衬底。
在图3A-3C中，数字31代表第一衬底；32和35为多孔层；33和36为无孔薄膜；34和37为SiO2层；38和39为第二衬底。图3A显示了和实施例1相同的方式处理两表面的第一衬底31和粘接到第一衬底31表面的第二衬底38，39。图3B显示了与实施例1相同的方式在多孔层32，35分离后的状态。图3C显示了除去多孔层32，35后的状态。
衬底21可作为第一单晶Si衬底31，或第二衬底38(或39)再次使用。在除去留下的离子积累层之后，第一单晶Si衬底21的表面很粗糙，在再次使用之前，处理衬底使表面平坦。
支撑衬底38，39可相互不同。无孔薄膜33，36可相互不同。绝缘层34，37可以省略。
下面参考实例具体地介绍本发明。实例1
在晶体Si衬底(第一衬底)上，在以下生长条件下，通过CVD(化学汽相淀积)外延生长0.30μm厚的单晶Si。
源气：SiH2Cl2/H2
气体流速：0.5/180L/min
气压：80Torr
温度：950℃
生长速度：0.30μm/min
在该外延Si层的表面上，通过热氧化形成厚度为200nm的SiO2层。然后通过SiO2表面层以40keV注入H+，剂量为5×1016cm-2。
SiO2层表面与另一个Si衬底(第二衬底)的表面相接触，粘接的衬底在600℃下退火。通过退火，由于离子注入层的多孔结构，在离子注入的投影射程附近，粘接的衬底分成两个薄片。分离的衬底表面很粗糙。采用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液的混合物选择性地腐蚀第二衬底的表面。因此，用剩余未腐蚀的单晶Si作为腐蚀中止材料完全除去离子注入层。
由于无孔单晶Si的腐蚀极慢，因此膜厚度的减少几乎忽略不计(约几十埃)。
因此，0.2μm厚的单晶Si层形成在Si氧化层上。在整个层上测量100个点处形成的单晶Si层的厚度，发现层厚的均匀度为201nm±6nm。
具有单晶Si层生长于其上的衬底在氢气气氛中在1100℃下热处理一小时。通过原子间力显微镜测量，就50μm见方区域的平均平方粗糙度(average square roughness)而论，表面粗糙度约为0.2nm。这与商业用Si晶片的级别相同。
没有发现有附加的晶体缺陷引入到Si层，用透射电子显微镜观察剖面发现具有优良的结晶性。
也用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液的混合物同时搅拌选择性地腐蚀留在第一衬底上的离子注入层。再对衬底进行如氢气退火和表面抛光的表面处理。因此，衬底可作为第一衬底，或第二衬底再次使用。
对于作为第一衬底再次使用，用外延层生长补充晶片的厚度减少。因此，可以半永久地使用衬底。在第二次或以后的使用中，外延层生长的厚度不是0.30μm，而是相应的厚度的减少，离子注入层形成在外延层内。实例2
在单晶Si衬底(第一衬底)上，在以下生长条件下，通过CVD(化学汽相淀积)外延生长0.50μm厚的单晶Si。
源气：SiH2Cl2/H2
气体流速：0.5/180L/min
气压：80Torr
温度：950℃
生长速度：0.30μm/min
然后通过外延层在表面上以50keV注入H+，剂量为6×1016cm-2。
外延层表面与具有500nm厚的SiO2层形成于其上的另一个Si衬底(第二衬底)的表面相接触，粘接的衬底在550℃下退火。通过退火，在离子注入的投影射程附近，粘接的衬底分成两个薄片。分离的衬底表面很粗糙。采用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液的混合物同时搅拌选择性地腐蚀第二衬底的表面。因此，用剩余未腐蚀的单晶Si作为腐蚀中止材料完全除去离子注入层。
由于无孔单晶Si的腐蚀极慢，因此膜厚度的减少几乎忽略不计(约几十埃)。
通过抛光使表面平坦。
因此，0.5μm厚的单晶Si层形成在Si氧化层上。在整个层上测量100个点处形成的单晶Si层的厚度，发现层厚的均匀度为498nm±15nm。
通过原子间力显微镜测量，就50μm见方区域的平均平方粗糙度而论，表面粗糙度约为0.2nm。这与商业用Si晶片的级别相同。
没有发现有附加的晶体缺陷引入到Si层，用透射电子显微镜观察剖面发现具有优良的结晶性。
也用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液同时搅拌选择性地腐蚀留在第一衬底上的离子注入层。再对衬底进行如氢气退火和表面抛光的表面处理。因此，衬底可作为第一衬底，或第二衬底再次使用。
对于作为第一衬底再次使用，用外延生长补充晶片的厚度减少。因此，可以半永久地使用衬底。在第二次或以后的使用中，外延层生长的厚度不是0.50μm，而是相应的厚度的减少，离子注入层形成在外延层内。实例3
在单晶Si衬底(第一衬底)上，在以下生长条件下，通过CVD(化学汽相淀积)外延生长0.30μm厚的单晶Si。
源气：SiH2Cl2/H2
气体流速：0.5/180L/min
气压：80Torr
温度：950℃
生长速度：0.30μm/min
在该外延Si层的表面上，通过热氧化形成厚度为200nm的SiO2层。然后通过SiO2层表面以40keV注入H+，剂量为5×1016cm-2。
SiO2层表面与具有500nm厚的SiO2层形成于其上的另一个Si衬底(第二衬底)的表面相接触，粘接的衬底在600℃下退火。通过退火，在离子注入的投影射程附近，粘接的衬底分成两个薄片。分离的衬底表面很粗糙。采用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液的混合物并搅拌选择性地腐蚀第二衬底上剩下的离子注入层。因此，用剩余未腐蚀的单晶Si作为腐蚀中止材料完全腐蚀掉离子注入层。
因此，0.2μm厚的单晶Si层形成在Si氧化层上。在整个层上测量100个点处形成的单晶Si层的厚度，发现层厚的均匀度为201nm±6nm。
具有单晶Si层生长于其上的衬底在氢气气氛中在1100℃下热处理一小时。通过原子间力显微镜测量，就50μm见方区域的平均平方粗糙度而论，表面粗糙度约为0.2nm。这与商业用Si晶片的级别相同。
没有发现有附加的晶体缺陷引入到Si层，用透射电子显微镜观察剖面发现具有优良的结晶性。
也用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液的混合物同时搅拌选择性地腐蚀留在第一衬底上的离子注入层。再对衬底进行如氢气退火和表面抛光的表面处理。因此，衬底可作为第一衬底，或第二衬底再次使用。实例4
在单晶Si衬底(第一衬底)上，在以下生长条件下，通过CVD(化学汽相淀积)外延生长0.30μm厚的单晶Si。
源气：SiH2Cl2/H2
气体流速：0.5/180L/min
气压：80Torr
温度：950℃
生长速度：0.30μm/min
在该外延Si层的表面上，通过热氧化形成厚度为200nm的SiO2层。然后通过SiO2层表面40keV注入H+，剂量为5×1016cm-2。
单独地，提供熔融(molten)的石英衬底(第二衬底)。对第一衬底的SiO2层表面和熔融石英衬底表面进行等离子处理，并用水洗。使两个表面相互接触，将粘接的衬底在600℃下退火。通过退火，在离子注入的投影射程附近，粘接的衬底分成两个薄片。由于离子注入层的多孔结构，分离的衬底表面很粗糙。采用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液的混合物并搅拌选择性地腐蚀第二衬底的表面。因此，用剩余未腐蚀的单晶Si作为腐蚀中止材料完全腐蚀掉离子注入层。
因此，在透明的石英衬底上形成0.2μm厚的单晶Si层。在整个层上测量100个点处形成的单晶Si层的厚度，发现层厚的均匀度为201nm±6nm。
具有单晶Si层生长于其上的衬底在氢气气氛中在1100℃下热处理一小时。通过原子间力显微镜测量，就50μm见方区域的平均平方粗糙度而论，表面粗糙度约为0.2nm。这与商业用Si晶片的级别相同。
没有发现有附加的晶体缺陷引入到Si层，用透射电子显微镜观察剖面发现具有优良的结晶性。
也用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液的混合物同时搅拌选择性地腐蚀留在第一衬底上的离子注入层。再对衬底进行如氢气退火和表面抛光的表面处理。因此，衬底可作为第一衬底再次使用。实例5
在单晶Si衬底(第一衬底)上，在以下生长条件下，通过CVD(化学汽相淀积)外延生长0.50μm厚的单晶Si。
源气：SiH2Cl2/H2
气体流速：0.5/180L/min
气压：80Torr
温度：950℃
生长速度：0.30μm/min
在该外延Si层的表面上，通过热氧化形成厚度为200nm的SiO2层。然后通过SiO2表面层以60keV注入H+，剂量为5×1016cm-2。
单独地，提供蓝宝石衬底(第二衬底)。对第一衬底的SiO2层表面和第二衬底表面进行等离子处理，并用水洗。使两个表面相互接触，将粘接的衬底在600℃下退火。通过退火，在离子注入的投影射程附近，粘接的衬底分成两个薄片。采用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液的混合物并搅拌选择性地腐蚀第二衬底的表面。因此，用剩余未腐蚀的单晶Si作为腐蚀中止材料完全腐蚀掉离子注入层。
通过抛光使腐蚀的表面平坦。
因此，在蓝宝石衬底上形成0.4μm厚的单晶Si层。在整个层上测量100个点处形成的单晶Si层的厚度，发现层厚的均匀度为402nm±12nm。
通过原子间力显微镜测量，就50μm见方区域的平均平方粗糙度而论，表面粗糙度约为0.2nm。这与商业用Si晶片的级别相同。
没有发现有附加的晶体缺陷引入到Si层，用透射电子显微镜观察剖面发现具有优良的结晶性。
也用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液的混合物同时搅拌选择性地腐蚀留在第一衬底上的离子注入层。再对衬底进行如氢气退火和表面抛光的表面处理。因此，衬底可作为第一衬底再次使用。实例6
在单晶Si衬底(第一衬底)上，在以下生长条件下，通过CVD(化学汽相淀积)外延生长0.60μm厚的单晶Si。
源气：SiH2Cl2/H2
气体流速：0.5/180L/min
气压：80Torr
温度：950℃
生长速度：0.30μm/min
在该外延Si层的表面上，通过热氧化形成厚度为200nm的SiO2层。然后通过SiO2表面层以70keV注入H+，剂量为5×1016cm-2。
单独地，提供玻璃衬底(第二衬底)。对第一衬底的SiO2层表面和第二衬底表面进行等离子处理，并用水洗。使两个表面相互接触，将粘接的表面在600℃下退火。通过退火，在离子注入的投影射程附近，粘接的衬底分成两个薄片。采用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液的混合物并搅拌选择性地腐蚀第二衬底的表面。因此，用剩余未腐蚀的单晶Si作为腐蚀中止材料完全腐蚀掉离子注入层。
通过抛光使腐蚀的表面平坦。
因此，在透明的玻璃衬底上形成0.5μm厚的单晶Si层。在整个层上测量100个点处形成的单晶Si层的厚度，发现层厚的均匀度为501nm±15nm。
通过原子间力显微镜测量，就50μm见方区域的平均平方粗糙度而论，表面粗糙度约为0.2nm。这与商业用Si晶片的级别相同。
没有发现有附加的晶体缺陷引入到Si层，用透射电子显微镜观察剖面发现具有优良的结晶性。
也用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液的混合物同时搅拌选择性地腐蚀第一衬底上的离子注入层。再对衬底进行如氢气退火和表面抛光的表面处理。因此，衬底可作为第一衬底再次使用。实例7
在单晶Si衬底(第一衬底)上，在以下生长条件下，通过MOCVD(金属有机化学汽相淀积)外延生长0.50μm厚的单晶GaAs。
源气：TMG/AsH3/H2
气压：80Torr
温度：700℃
在该GaAs层的表面上，形成厚度为50nm的SiO2层。然后通过表面SiO2层以60keV注入H+，剂量为5×1016cm-2。
第一衬底的SiO2层表面与另一个Si衬底(第二衬底)的表面相接触，粘接的衬底在600℃下退火。通过退火，在离子注入的投影射程附近，粘接的衬底分成两个薄片。由于离子注入层的多孔性，分离的衬底表面很粗糙。采用1，2-乙二胺、邻苯二酚，和水的混合物(混合比例＝17ml∶3g∶8ml)选择性地腐蚀第二衬底的表面。因此，用剩余未腐蚀的单晶GaAs作为腐蚀中止材料完全除去离子注入层和残留的第一Si衬底。
因此，0.5μm厚的单晶GaAs层形成在Si衬底上。在整个层上测量100个点处形成的单晶GaAs层的厚度，发现层厚的均匀度为504nm±16nm。
通过原子间力显微镜测量，就50μm见方区域的平均平方粗糙度而论，表面粗糙度约为0.3nm。这与商业用GaAs晶片的级别相同。
没有发现外延生长后有附加的晶体缺陷引入到GaAs层，用透射电子显微镜观察剖面发现具有优良的结晶性。
也用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液的混合物同时搅拌选择性地腐蚀留在第一衬底上的离子注入层。再对衬底进行如氢气退火和表面抛光的表面处理。因此，衬底可作为第一衬底，或第二衬底再次使用。实例8
在单晶Si衬底(第一衬底)上，通过MOCVD(金属有机化学汽相淀积)外延生长0.7μm厚的单晶InP。
在该InP层的表面上，形成厚度为50nm的SiO2层。然后通过SiO2表面层以80keV注入H+，剂量为5×1016cm-2。
第一衬底的SiO2层表面与另一个Si衬底(第二衬底)的表面相接触，在600℃下退火。通过退火，在离子注入的投影射程附近，粘接的衬底分成两个薄片。由于离子注入层的多孔性，分离的衬底表面很粗糙。采用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液的混合物并搅拌选择性地腐蚀第二衬底的表面。因此，用剩余未腐蚀的单晶InP作为腐蚀中止材料完全腐蚀掉离子注入层和剩余的第一Si衬底。
因此，在单晶Si层上形成0.5μm厚的单晶InP层。在整个层上测量100个点处形成的单晶InP层的厚度，发现层厚的均匀度为704nm±23nm。
通过原子间力显微镜测量，就50μm见方区域的平均平方粗糙度而论，表面粗糙度约为0.3nm。这与商业用InP晶片的级别相同。
没有发现外延生长后有附加的晶体缺陷引入到InP层，用透射电子显微镜观察剖面发现具有优良的结晶性。
也用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液的混合物同时搅拌选择性地腐蚀留在第一衬底上的离子注入层。再对衬底进行如氢气退火和表面抛光的表面处理。因此，衬底可作为第一衬底，或第二衬底再次使用。实例9
在单晶Si衬底(第一衬底)上，在以下生长条件下，通过CVD(化学汽相淀积)外延生长0.30μm厚的单晶Si。
源气：SiH2Cl2/H2
气体流速：0.5/180L/min
气压：80Torr
温度：950℃
生长速度：0.30μm/min
在该外延Si层的表面上，通过热氧化形成厚度为200nm的SiO2层。然后通过表面SiO2层以80keV注入H+，剂量为5×1016cm-2。
SiO2层表面与另一个Si衬底(第二衬底)的表面相接触，在600℃下退火。通过退火，在离子注入的投影射程附近，粘接的衬底分成两个薄片。采用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液的混合物并搅拌选择性地腐蚀第二衬底的表面。因此，用剩余未腐蚀的单晶Si作为腐蚀中止材料完全腐蚀掉离子注入层。
因此，0.2μm厚的单晶Si层形成在Si氧化层上。在整个层上测量100个点处形成的单晶Si层的厚度，发现层厚的均匀度为201nm±6nm。
该衬底在氢气气氛中在1100℃下热处理一小时。通过原子间力显微镜测量，就50μm见方区域的平均平方粗糙度而论，表面粗糙度约为0.2nm。这与商业用Si晶片的级别相同。
没有发现有附加的晶体缺陷引入到Si层，用透射电子显微镜观察剖面发现具有优良的结晶性。
也用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液的混合物同时搅拌选择性地腐蚀留在第一衬底上的离子注入层。再对衬底进行如氢气退火和表面抛光的表面处理。因此，衬底可作为第一衬底，或第二衬底再次使用。实例10
在单晶Si衬底(第一衬底)上，在以下生长条件下，通过CVD(化学汽相淀积)外延生长0.30μm厚的单晶Si。
源气：SiH2Cl2/H2
气体流速：0.5/180L/min
气压：80Torr
温度：950℃
生长速度：0.30μm/min
在该外延Si层的表面上，通过热氧化形成厚度为200nm的SiO2层。然后通过SiO2表面层以40keV注入H+，剂量为5×1016cm-2。
SiO2层表面与另一个Si衬底(第二衬底)的表面相接触。
从第一衬底的反面除去氧化膜后，从第一衬底侧用CO2激光器照射整个晶片表面。CO2激光在粘接界面被200nm厚的SiO2层吸收，使突变温度(abrupt temperature)升高，通过在离子注入的投影射程附近进入两个薄片的热应力，将粘接的衬底分离。激光束可以是连续的脉冲式。
采用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液的混合物并搅拌选择性地腐蚀第二衬底的表面。因此，用剩余未腐蚀的单晶Si作为腐蚀中止材料完全腐蚀掉离子注入层。
因此，0.2μm厚的单晶Si层形成在Si氧化层上。在整个层上测量100个点处形成的单晶Si层的厚度，发现层厚的均匀度为201nm±6nm。
该衬底在氢气气氛中在1100℃下热处理一小时。通过原子间力显微镜测量，就50μm见方区域的平均平方粗糙度而论，表面粗糙度约为0.2nm。这与商业用Si晶片的级别相同。
没有发现有附加的晶体缺陷引入到Si层，用透射电子显微镜观察剖面发现具有优良的结晶性。
也用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液的混合物同时搅拌选择性地腐蚀留在第一衬底上的离子注入层。再对衬底进行如氢气退火和表面抛光的表面处理。因此，衬底可作为第一衬底，或第二衬底再次使用。实例11
在单晶Si衬底(第一衬底)上，在以下生长条件下，通过CVD(化学汽相淀积)外延生长0.30μm厚的单晶Si。
源气：SiH2Cl2/H2
气体流速：0.5/180L/min
气压：80Torr
温度：950℃
生长速度：0.30μm/min
在该外延Si层的表面上，通过热氧化形成厚度为200nm的SiO2层。然后通过SiO2表面层以40keV注入H+，剂量为5×1016cm-2。
SiO2层表面与另一个Si衬底(第二衬底)的表面相接触。通过腐蚀粘接晶片的端面，SiO2层端和外延层端剥离，离子注入层端露出。
在1000℃下对粘接的晶片进行高温氧化。因此，在离子注入层处10小时内两个粘接的衬底完全分离。发现晶片周边部分的附着面已变为SiO2，中心部分几乎不变。
采用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液的混合物并搅拌选择性地腐蚀第二衬底的表面。因此，用剩余未腐蚀的单晶Si作为腐蚀中止材料完全腐蚀掉离子注入层。
因此，0.2μm厚的单晶Si层形成在Si氧化层上。在整个层上测量100个点处形成的单晶Si层的厚度，发现层厚的均匀度为201nm±6nm。
该衬底在氢气气氛中在1100℃下热处理一小时。通过原子间力显微镜测量，就50μm见方区域的平均平方粗糙度而论，表面粗糙度约为0.2nm。这与商业用Si晶片的级别相同。
没有发现有附加的晶体缺陷引入到Si层，用透射电子显微镜观察剖面发现具有优良的结晶性。
也用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液的混合物同时搅拌选择性地腐蚀留在第一衬底上的离子注入层。再对衬底进行如氢气退火和表面抛光的表面处理。因此，衬底可作为第一衬底，或第二衬底再次使用。实例12
在单晶Si衬底(第一衬底)上，在以下生长条件下，通过CVD(化学汽相淀积)外延生长0.30μm厚的单晶Si。
源气：SiH2Cl2/H2
气体流速：0.5/180L/min
气压：80Torr
温度：950℃
生长速度：0.30μm/min
在该外延Si层的表面上，通过热氧化形成厚度为200nm的SiO2层。然后通过表面SiO2层以40keV注入H+，剂量为5×1016cm-2。
单独地，提供另一个Si衬底(第二衬底)。对第一衬底的SiO2层表面和第二衬底表面进行等离子处理，并用水洗。使两个表面相互接触，将粘接的表面在300℃下热处理一小时，以增加衬底粘接的强度。通过从周边楔入粘接衬底中，在离子注入的投影射程附近，粘接的衬底分成两个薄片。由于离子注入层的多孔性，分离的衬底表面很粗糙。采用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液的混合物并搅拌选择性地腐蚀第二衬底的表面。因此，用剩余未腐蚀的单晶Si作为腐蚀中止材料完全除去离子注入层。
因此，0.2μm厚的单晶Si层形成在Si氧化层上。在整个层上测量100个点处形成的单晶Si层的厚度，发现层厚的均匀度为201nm±6nm。
该衬底在氢气气氛中在1100℃下热处理一小时。通过原子间力显微镜测量，就50μm见方区域的平均平方粗糙度而论，表面粗糙度约为0.2nm。这与商业用Si晶片的级别相同。
没有发现有附加的晶体缺陷引入到Si层，用透射电子显微镜观察剖面发现具有优良的结晶性。
也用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液的混合物同时搅拌选择性地腐蚀留在第一衬底上的离子注入层。再对衬底进行如氢气退火和表面抛光的表面处理。因此，衬底可作为第一衬底，或第二衬底再次使用。实例13
在单晶Si衬底(第一衬底)上，在以下生长条件下，通过CVD(化学汽相淀积)外延生长0.30μm厚的单晶Si。
源气：SiH2C2/H2
气体流速：0.5/180L/min
气压：80Torr
温度：950℃
生长速度：0.30μm/min
在该外延Si层的表面上，通过热氧化形成厚度为200nm的SiO2层。然后通过SiO2表面层以40keV注入H+，剂量为5×1016cm-2。
单独地，提供另一个Si衬底(第二衬底)。对第一衬底的SiO2层表面和第二衬底表面进行等离子处理，并用水洗。使两个表面相互接触，将粘接的表面在300℃下热处理一小时，以增加衬底粘接的强度。通过对粘接衬底使用剪切力，在离子注入的投影射程附近，粘接的衬底分成两个薄片。采用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液的混合物并搅拌选择性地腐蚀第二衬底的表面。因此，用剩余未腐蚀的单晶Si作为腐蚀中止材料完全腐蚀掉离子注入层。
因此，0.2μm厚的单晶Si层形成在Si氧化层上。在整个层上测量100个点处形成的单晶Si层的厚度，发现层厚的均匀度为201nm±6nm。
该衬底在氢气气氛中在1100℃下热处理一小时。通过原子间力显微镜测量，就50μm见方区域的平均平方粗糙度而论，表面粗糙度约为0.2nm。这与商业用Si晶片的级别相同。
没有发现有附加的晶体缺陷引入到Si层，用透射电子显微镜观察剖面发现具有优良的结晶性。
也用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液的混合物同时搅拌选择性地腐蚀留在第一衬底上的离子注入层。再对衬底进行如氢气退火和表面抛光的表面处理。因此，衬底可作为第一衬底，或第二衬底再次使用。
对于作为第一衬底再次使用，用外延层生长补充晶片的厚度减少。因此，可以半永久地使用衬底。在第二次或以后的使用中，外延层的厚度不是0.30μm，而是相应于厚度的减少，离子注入层形成在外延层内。实例14
在单晶Si衬底(第一衬底)的主表面上，H+的注入能量为10keV，剂量为5×1016cm-2。在以下生长条件下，在相同的面上，通过CVD(化学汽相淀积)外延生长0.30μm厚的单晶Si。
源气：SiH2Cl2/H2
气体流速：0.5/180L/min
气压：80Torr
温度：950℃
生长速度：0.30μm/min
在该外延Si层的表面上，形成厚度为200nm的SiO2层。
第一衬底的SiO2层表面与另一个Si衬底(第二衬底)的表面相接触，粘接的衬底在600℃下退火。通过退火，在离子注入的投影射程附近，粘接的衬底分成两个薄片。
由于离子注入层的多孔性，分离的衬底表面很粗糙。采用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液的混合物并搅拌选择性地腐蚀第二衬底的表面。因此，用剩余未腐蚀的单晶Si作为腐蚀中止材料完全腐蚀掉离子注入层。此外，对应于离子注入深度的余下的第一衬底通过腐蚀除去。
因此，0.2μm厚的单晶Si层形成在Si氧化层上。在整个层上测量100个点处形成的单晶Si层的厚度，发现层厚的均匀度为201nm±7nm。
该衬底在氢气气氛中在1100℃下热处理一小时。通过原子间力显微镜测量，就50μm见方区域的平均平方粗糙度而论，表面粗糙度约为0.2nm。这与商业用Si晶片的级别相同。
没有发现有附加的晶体缺陷引入到Si层，用透射电子显微镜观察剖面发现具有优良的结晶性。
也用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液的混合物同时搅拌选择性地腐蚀留在第一衬底上的离子注入层。再对衬底进行如氢气退火和表面抛光的表面处理。因此，衬底可作为第一衬底，或第二衬底再次使用。实例15
在单晶Si衬底(第一衬底)的一个主表面上，在以下生长条件下，通过CVD(化学汽相淀积)外延生长0.50μm厚的单晶Si。
源气：SiH2Cl2/H2
气体流速：0.5/180L/min
气压：80Torr
温度：950℃
生长速度：0.30μm/min
在生长期间，加入掺杂气体得到n+Si/n-Si/Si的衬底结构。
在该外延Si层的表面上，通过热氧化形成厚度为200nm的SiO2层。然后通过SiO2表面层以40keV注入H+，剂量为5×1016cm-2。
第一衬底的SiO2层表面与另一个Si衬底(第二衬底)的表面相接触，衬底在600℃下退火。通过退火，在离子注入的投影射程附近，粘接的衬底分成两个薄片。
采用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液的混合物并搅拌选择性地腐蚀第二衬底的表面。因此，用剩余未腐蚀的单晶Si作为腐蚀中止材料完全腐蚀除去离子注入层。
因此，0.2μm厚含有掩埋的n+层的单晶Si层形成在Si氧化层上。在整个层上测量100个点处形成的单晶Si层的厚度，发现厚度的均匀度为201nm±6nm。
该衬底在氢气气氛中在1100℃下热处理一小时。通过原子间力显微镜测量，就50μm见方区域的平均平方粗糙度而论，表面粗糙度约为0.2nm。这与商业用Si晶片的级别相同。
没有发现有附加的晶体缺陷引入到Si层，用透射电子显微镜观察剖面发现具有优良的结晶性。
也用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液的混合物同时搅拌选择性地腐蚀留在第一衬底上的离子注入层。再对衬底进行如氢气退火和表面抛光的表面处理。因此，衬底可作为第一衬底，或第二衬底再次使用。实例16
在单晶Si衬底(第一衬底)的一个主表面上，在以下生长条件下，通过CVD(化学汽相淀积)外延生长0.30μm厚的单晶Si。
源气：SiH2Cl2/H2
气体流速：0.5/180L/min
气压：80Torr
温度：950℃
生长速度：0.30μm/min
在生长期间，加入掺杂气体得到n+Si/n-Si/Si的衬底结构。
在该外延Si层的表面上，通过热氧化形成厚度为50nm的SiO2层。然后通过SiO2以40keV注入H+，剂量为5×1016cm-2。
第一衬底的SiO2层表面与其上有500nm厚的SiO2层的另一个Si衬底(第二衬底)的表面相接触，衬底在600℃下退火。通过退火，在离子注入的投影射程附近，粘接的衬底分成两个薄片。采用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液的混合物并搅拌选择性地腐蚀第二衬底的表面。因此，用剩余未腐蚀的单晶Si作为腐蚀中止材料完全腐蚀除去离子注入层。
因此，0.29μm厚含有掩埋的n+层的单晶Si层形成在Si氧化层上。在整个层上测量100个点处形成的单晶Si层的厚度，发现厚度的均匀度为291nm±9nm。
该衬底在氢气气氛中在1100℃下热处理一小时。通过原子间力显微镜测量，就50μm见方区域的平均平方粗糙度而论，表面粗糙度约为0.2nm。这与商业用Si晶片的级别相同。
没有发现有附加的晶体缺陷引入到Si层，用透射电子显微镜观察剖面发现具有优良的结晶性。
也用49％的氢氟酸和30％过氧化氢水溶液的混合物同时搅拌选择性地腐蚀留在第一衬底上的离子注入层。再对衬底进行如氢气退火和表面抛光的表面处理。因此，衬底可作为第一衬底，或第二衬底再次使用。实例17
用与实例1到16相同的方式处理第一衬底的两个面制备半导体产品。