一种弛豫SiGe虚拟衬底及其制备方法

摘要

本发明属于半导体材料技术领域，涉及一种弛豫高锗含量的SiGe虚拟衬底及其制备方法。该SiGe虚拟衬底包括Si衬底、在Si衬底上由内而外依次外延生长的Ge晶籽层、Ge缓冲层、组份渐变的SiGe缓冲层和组分恒定的SiGe层；所述Ge晶籽层和所述Ge缓冲层组成Ge驰豫缓冲层。该SiGe虚拟衬底具有高Ge含量、完全弛豫、位错密度低、厚度薄、表面平整等特性。该SiGe虚拟衬底的制备方法为采用减压化学气相沉积法在Si衬底上依次生长各外延层。本发明所制备的弛豫高锗含量的SiGe虚拟衬底，可广泛应用于CMOS工艺中Ge沟道应变工程和高迁移率沟道材料制备上，进一步提高CMOS器件的性能。

权利要求

1.一种弛豫SiGe虚拟衬底，所述SiGe虚拟衬底包括Si衬底、在Si衬底上由内而外依次外延生长的Ge晶籽层、Ge缓冲层、组份渐变的SiGe缓冲层和组分恒定的SiGe层；所述Ge晶籽层和所述Ge缓冲层组成Ge弛豫缓冲层；所述组份渐变的SiGe缓冲层中，以紧邻Ge弛豫缓冲层的侧面为起点、以紧邻组分恒定的SiGe层的侧面为终点，Ge的摩尔百分含量从

100％逐渐减少至与组分恒定的SiGe层中的Ge的摩尔百分含量相同。

2.如权利要求1所述的弛豫SiGe虚拟衬底，其特征在于：所述的Ge晶籽层、Ge缓冲层、组份渐变的SiGe缓冲层和组分恒定的SiGe层均为完全应变弛豫的缓冲层。

3.如权利要求1所述的弛豫SiGe虚拟衬底，其特征在于：所述Ge晶籽层的厚度为50-100nm，所述Ge缓冲层的厚度为300-600nm；所述组分恒定的SiGe层的厚度为

500-1000nm。

4.如权利要求1所述的弛豫SiGe虚拟衬底，其特征在于：在所述的组份渐变的SiGe缓冲层中，所述Ge的摩尔百分含量每200-250nm厚度变化5％。

5.如权利要求1-4任一所述的弛豫SiGe虚拟衬底在CMOS工艺中Ge沟道应变工程和高迁移率沟道材料中的应用。

6.一种如权利要求1-4任一所述的弛豫SiGe虚拟衬底的制备方法，其特征在于，采用减压化学气相沉积法以GeH4和SiH2Cl2为气相前驱物、以H2为载气在Si衬底上依次生长各外延层，具体包括如下步骤：

1）在Si衬底上外延生长Ge晶籽层；

2）在生长好的Ge晶籽层上外延生长Ge缓冲层；

3）所述步骤2）的Ge缓冲层生长完成后在生长室原位退火，退火温度为800-900℃，获得完全弛豫的Ge弛豫缓冲层；

4）在所述步骤3）生长好的Ge弛豫缓冲层上外延生长组份渐变的SiGe缓冲层；所述组份渐变的SiGe缓冲层中，以紧邻Ge弛豫缓冲层的侧面为起点、以紧邻组分恒定的SiGe层的侧面为终点，Ge的摩尔百分含量从100％逐渐减少至与组分恒定的SiGe层中的Ge的摩尔百分含量相同；

5）在所述步骤4）生长好的组份渐变的SiGe缓冲层上外延生长组份恒定的SiGe层。

7.如权利要求6所述的弛豫SiGe虚拟衬底的制备方法，其特征在于：所述步骤1）Ge晶籽层的生长温度为350-400℃，生长室压力为50-150Torr，所述的Ge晶籽层的生长以GeH4为气相前驱物；

所述步骤2）Ge缓冲层的生长温度为650-700℃，生长室压力为50-150Torr，所述的Ge缓冲层的生长以GeH4为气相前驱物；

所述步骤4）组份渐变的SiGe缓冲层的外延生长温度为800-900℃，生长室压力为

20-100Torr，以GeH4和SiH2Cl2为气相前驱物；

所述步骤5）组份恒定的SiGe层，所述的外延生长温度为800-900℃，生长室压力为

20-100Torr，以GeH4和SiH2Cl2为气相前驱物。

8.如权利要求6或7所述的弛豫SiGe虚拟衬底的制备方法，其特征在于，所述步骤

4）中，组份渐变的SiGe缓冲层通过在外延生长过程中动态调节所述气相前驱物GeH4和SiH2Cl2的流速比来制备。

说明书

一种弛豫SiGe虚拟衬底及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明属于半导体材料技术领域，涉及一种高质量的弛豫高锗含量的SiGe虚拟衬底及其制备方法。

背景技术

[0002] 在半导体产业中，Si材料作为占据统治地位的半导体器件已经发展了近半个世纪。随着科学技术的发展以及人们对微电子器件性能的追求，使得半导体器件的特征尺寸不断缩小，单个晶体管尺寸逐渐达到了物理和技术的双重极限，以传统Si作为沟道材料的CMOS器件的性能已经无法满足半导体器件性能不断提升的要求。人们正在加紧寻找新型方法和材料，以保持微电子器件快速增长的步伐。现已公知，在CMOS器件中引入应变的Si或Ge可以显著提高器件的性能，因为处于应变状态下的Si和Ge的载流子迁移率可显著提高。应变Si和应变Ge被认为是最有前途的沟道材料。由于Ge和Si之间存在较大的品格失配(4.2％)，不能直接将Ge外延生长在Si晶圆上或者直接将Si外延生长在Ge晶圆上引入应变用作沟道材料，他们之间的品格失配使得外延层非常薄时就会发生弛豫，产生缺陷和位错，严重降低载流子的迁移率。因此，就需要开发新的技术，在Si衬底上得到高质量、适于沟道材料用的缓冲层。虚拟衬底的开发被认为是一种非常有前景的研究项目。虚拟衬底一般是通过各种方法在Si衬底上获得一层高质量的、与所需沟道材料性质差别较小的膜层，做为新材料的衬底，在其上制备高质量的沟道材料层。如果引入应变的Si作为沟道材料，就需要高质量低锗含量的SiGe虚拟衬底；如果引入应变的Ge作为沟道材料，就需要高质量高锗含量的SiGe虚拟衬底。传统的制备虚拟衬底的方法主要是通过外延组份渐变的SiGe层得到虚拟衬底，这在低锗含量的SiGe虚拟衬底上是可行的，但是如果制备高锗含量的虚拟衬底，就需要十分厚的SiGe组份渐变层。如通过SiGe组份渐变层制备的Si1-xGex(0.7≤x≤0.9)虚拟衬底厚度多在5μm以上，有的甚至10μm，导致加工时间长，成本较高，而且较厚的SiGe组份渐变层使虚拟衬底表面具有严重的交叉影线(cross hatch)，使得表面粗 糙度较大，需要化学机械抛光(CMP)才能得到比较平坦的表面，增加了工艺的复杂性。因此，获得高质量的高锗含量的薄SiGe虚拟衬底仍是Si基半导体材料制备领域的一个具有实际应用的研究热点。

发明内容

[0003] 本发明的目的是提供一种弛豫高锗含量的SiGe虚拟衬底及其制备方法，以克服现有技术中所制备的高锗含量SiGe虚拟衬底的厚度大、表面粗糙、工艺复杂等缺点。本发明提供的一种以反向渐变SiGe组份中Ge含量的方式，制备了高质量的SiGe虚拟衬底，该虚拟衬底具有高Ge含量、完全弛豫、位错密度低、厚度薄、表面平整等特性。 [0004] 为了解决上述技术问题，本发明的技术方案如下：

[0005] 一种弛豫SiGe虚拟衬底，所述SiGe虚拟衬底包括Si衬底、在Si衬底上由内而外依次外延生长的Ge晶籽层、Ge缓冲层、组份渐变的SiGe缓冲层和组分恒定的SiGe层，所述Ge晶籽层和所述Ge缓冲层组成Ge弛豫缓冲层。

[0006] 所述Si衬底上各外延生长层均为完全应变弛豫的缓冲层。

[0007] 所述弛豫高锗含量的SiGe虚拟衬底中的位错和缺陷主要集中在组份渐变的SiGe6 -2
缓冲层中，组分恒定的SiGe层中具有较低的位错和缺陷密度(＜10cm )。

[0008] 所述弛豫SiGe虚拟衬底中锗的摩尔百分含量为Ge％≥70％，为高锗含量的SiGe虚拟衬底。

[0009] 所述弛豫SiGe虚拟衬底的平均粗糙度为1.3-1.9nm，低于现有技术工艺水平的要6 -2
求(＜2.0nm)。通过刻蚀所述弛豫高锗含量的SiGe虚拟衬底后的位错密度在10cm 的量级，满足半导体器件加工工艺对衬底的要求。

[0010] 所述SiGe虚拟衬底中Si衬底采用Si晶圆；所述Si晶圆片为标准尺寸的工业化晶片，该Si晶圆片的尺寸大小选自4英寸、6英寸、8英寸、12英寸等尺寸规格。 [0011] 所述SiGe虚拟衬底中Ge晶籽层和Ge缓冲层组成完全驰豫的Ge驰豫缓冲层；所述 Ge晶籽层的厚度为50-100nm，所述Ge缓冲层的厚度为300-600nm，所述整个Ge驰豫缓冲层的厚度为350-700nm。

[0012] 所述组份渐变的SiGe缓冲层和组分恒定的SiGe层中组分为Si和Ge，其各自含量为摩尔百分含量。

[0013] 所述组份渐变的SiGe缓冲层中，以紧邻Ge弛豫缓冲层的侧面为起点、以紧邻组分恒定的SiGe层的侧面为终点，Ge的摩尔百分含量从100％逐渐减少至与组分恒定的SiGe层中的Ge摩尔百分含量相同。在所述的组份渐变的SiGe缓冲层中，所述Ge的摩尔百分含量每200-250nm厚度变化5％的Ge含量。

[0014] 如，所述组份渐变的SiGe缓冲层的Ge的摩尔百分含量随着组份渐变的SiGe缓冲层厚度的增加，从100％开始渐变到95％，从95％渐变到90％，以此类推，每200-250nm厚度减少5％的Ge含量，直至渐变到与紧邻的组分恒定的SiGe层中的Ge的摩尔百分含量相同。

[0015] 所述组分恒定的SiGe层的厚度为500-1000nm，可以根据所需的虚拟衬底的厚度要求来调节。

[0016] 所述SiGe组份恒定层上可外延生长应变Ge沟道层以用于CMOS器件中的沟道材料。

[0017] 一种弛豫高锗含量的SiGe虚拟衬底的制备方法，根据所述的弛豫高锗含量的SiGe虚拟衬底的组成采用减压化学气相沉积法在Si衬底上、以GeH4和SiH2Cl2为气相前驱物、以H2为载气依次生长各外延层。

[0018] 所述的弛豫高锗含量的SiGe虚拟衬底的制备方法中Ge晶籽层和Ge缓冲层的外延生长均以GeH4为气相前驱物，所述组份渐变的SiGe缓冲层和组份恒定的SiGe层的外延生长均以GeH4和SiH2Cl2为气相前驱物。

[0019] 该制备方法具体包括如下步骤：

[0020] 1)在Si衬底上外延生长Ge晶籽层，所述的Ge晶籽层的生长温度为350-400℃，生长室压力为50-150Torr，生长的厚度为50-100nm。

[0021] 所述的Ge晶籽层的生长以GeH4为气相前驱物，流速为100-200sccm，以H2为载气。 [0022] 2)在生长好的Ge晶籽层上外延生长Ge缓冲层，所述的Ge缓冲层的生长温度为650-700℃，生长室压力为50-150Torr，生长的厚度为300-600nm。

[0023] 所述的Ge缓冲层的生长以GeH4为气相前驱物，流速为100-200sccm，以H2为载气。 [0024] 3)所述步骤2)的Ge缓冲层生长完成后在生长室原位退火，退火温度为800-900℃，获得完全弛豫的Ge弛豫缓冲层。

[0025] 所述的Ge弛豫缓冲层的厚度为350-700nm，可以根据所需的虚拟衬底的厚度要求来调节；

[0026] 所述的退火时间，如可以为10分钟。

[0027] 4)在生长好的Ge弛豫缓冲层上外延生长组份渐变的SiGe缓冲层，所述的外延生长温度为800-900℃，生长室压力为20-100Torr。

[0028] 所述组份渐变的SiGe缓冲层的生长以H2为载气，以GeH4和SiH2Cl2为气相前驱物，通过在外延生长过程中动态调节所述气相前驱物GeH4和SiH2Cl2的流速比来制备。 [0029] 5)在生长好的组份渐变的SiGe缓冲层上外延生长组份恒定的SiGe层，所述的外延生长温度为800-900℃，生长室压力为20-100Torr，生长的厚度为500-1000nm。 [0030] 所述的组份恒定的SiGe层以H2为载气，以GeH4和SiH2Cl2为气相前驱物，GeH4的流量为300-500sccm，SiH2Cl2的流量为14-80sccm；

[0031] 其中所述SiH2Cl2的流量优选为14-62sccm。

[0032] 本发明的弛豫高锗含量的SiGe虚拟衬底的制备方法中，其中所述整个Ge弛豫缓冲层是为外延生长组份渐变的SiGe缓冲层的必须条件，因此获得Ge弛豫缓冲层也是影响虚拟衬底质量的关键因素之一。整个Ge弛豫缓冲层中Ge晶籽层的外延生长温度不能过低，否 则会发生多晶生长，整个Ge弛豫缓冲层的厚度可以根据虚拟衬底的厚度要求在一定范围内调节；

[0033] 其中所述的组份渐变的SiGe缓冲层是本发明所述的高质量的SiGe虚拟衬底的最关键部分，随着组份渐变的SiGe缓冲层厚度的增加，组份渐变的SiGe缓冲层中每200-250nm厚度实现5％Ge含量的变化，过快或过慢的Ge组份渐变率对虚拟衬底质量和总厚度影响很大，这一缓冲层是限制虚拟衬底中位错和缺陷的区域；

[0034] 其中所述组份恒定的SiGe缓冲层是完全弛豫的缓冲层，一般在高温下外延生长可以获得完全弛豫的SiGe层，外延生长温度为800-900℃，低温生长则需要退火工艺，且生长速率慢。

[0035] 本发明的弛豫高锗含量的SiGe虚拟衬底，通过引入Ge晶籽层和Ge缓冲层所组成的Ge弛豫缓冲层，采用反向渐变组份渐变的SiGe缓冲层中Ge的含量来限制位错和缺陷，特别适合制备高锗含量的薄SiGe虚拟衬底。采用本发明的制备方法不仅可以获得厚度较薄的高锗含量的SiGe虚拟衬底，同时有效地减小了该SiGe虚拟衬底的表面粗糙度和位错密度，不需要额外的加工工艺，如CMP等，缩短了外延时间，节省成本。本发明所制备的高质量SiGe虚拟衬底，具有高Ge含量、完全弛豫、位错密度低、厚度薄、表面平整等特性，达到了器件级应变Ge沟道材料的应用要求。

附图说明

[0036] 图1本发明的高锗含量SiGe虚拟衬底的结构示意图及制备流程图

[0037] 图2实施例1中Si0.2Ge0.8虚拟衬底c高分辨X射线衍射倒易空间图谱 [0038] 图3实施例1中Si0.2Ge0.8虚拟衬底c横截面透射电子显微镜(TEM)照片 [0039] 图4实施例1中Si0.2Ge0.8虚拟衬底c的表面原子力显微镜(AFM)照片 [0040] 图5实施例1中Si0.2Ge0.8虚拟衬底c经刻蚀后的光学显微镜照片

具体实施方式

[0041] 下面结合具体实施例进一步阐述本发明，应理解，这些实施例仅用于说明本发明而不用于限制本发明的保护范围。

[0042] 实施例1

[0043] 一种高锗含量的SiGe虚拟衬底的制备流程如图1所示，以制备Si0.2Ge0.8虚拟衬底为例，包括以下步骤：

[0044] 步骤s100，分别准备四片4英寸、6英寸、8英寸和12英寸的Si晶圆片作为Si衬底。

[0045] 步骤s101，Ge弛豫缓冲层的生长：分别以4英寸、6英寸、8英寸和12英寸的Si衬底为基础，先在400℃以GeH4为气相前驱物，GeH4流量为150sccm，以H2为载气，生长室压力为100Torr，分别沉积一层厚度为50nm、60nm、100nm、和100nm的Ge晶籽层；保持生长气氛不变，然后在沉积好的四片Ge晶籽层上在700℃分别沉积厚度为300nm、340nm、400nm和600nm的Ge缓冲层，完成后均在850℃原位(外延生长室)退火10分钟，退火时保持生长室压力为100Torr，获得四片完全应变弛豫的Ge弛豫缓冲层。该四片Ge弛豫缓冲层分别为
4英寸Si衬底350nm厚度的Ge弛豫缓冲层，标记为a1、6英寸Si衬底400nm厚度的Ge弛豫缓冲层，标记为b1、8英寸Si衬底500nm厚度的Ge弛豫缓冲层，标记为c1和12英寸Si衬底700nm厚度的Ge弛豫缓冲层，标记为d1。

[0046] 步骤s102，组份渐变的SiGe缓冲层的生长：在步骤s101获得的弛豫Ge缓冲层a1、b1、c1和d1的基础上，分别外延生长组份渐变的SiGe缓冲层，以H2为载气，GeH4和SiCl2H2为气相前驱物，生长温度为850℃，生长室压力为20Torr，随组份渐变的SiGe缓冲层中Ge含量的变化，通过调节GeH4与SiH2Cl2流量比实现SiGe组份渐变，GeH4的流量保持在500sccm，SiCl2H2的流量随生长时间线性渐增。组份渐变的SiGe缓冲层每250nm厚度实现
5％Ge的减少，直到渐变到Ge和Si的含量比为0.8∶0.2为止，分别得到厚度均为1000nm的组份渐变的Si0.2Ge0.8缓冲层a2、b2、c2和d2。

[0047] 步骤s103，组份恒定的SiGe层的生长：在步骤s102获得的组份渐变的Si0.2Ge0.8缓冲层 a2、b2、c2和d2的基础上，均以GeH4和SiCl2H2为气相前驱物，GeH4流量为500sccm，SiCl2H2流量为33sccm，H2为载气，外延生长温度为850℃，生长室压力为20Torr，生长厚度为500nm的组份恒定的Si0.2Ge0.8层，分别得到弛豫高锗含量的SiGe虚拟衬底a、b、c和d，经检测其外延层的总厚度分别为1850nm、1900nm、2000nm和2200nm。

[0048] 该实施例1所得的弛豫高锗含量的SiGe虚拟衬底的结构示意图如图1所示，以Si衬底为基础，由内而外依次外延生长的Ge晶籽层、Ge缓冲层、组份渐变的SiGe缓冲层和组分恒定的SiGe层，所述Ge晶籽层和所述Ge缓冲层组成Ge驰豫缓冲层。

[0049] 图2为实施例1所得的Si0.2Ge0.8虚拟衬底c高分辨X射线衍射倒易空间图谱，外延生长的各层已在图中标出，可以看出Ge晶籽层和Ge缓冲层已发生完全应变弛豫，SiGe组份渐变层和SiGe组份恒定层也处于完全弛豫状态。

[0050] 图3为实施例1所得的Si0.2Ge0.8虚拟衬底c横截面透射电子显微镜(TEM)照片，从图3中的TEM照片可以看出，Si0.2Ge0.8虚拟衬底c的各外延层总厚度为2μm，位错和缺陷主要集中在厚度为1μm的Si0-0.2Ge1-0.8组份渐变层，Si0.2Ge0.8组份恒定层中则没有明显的位错和缺陷。另外需要说明的是图3中组分恒定的SiGe层上面部分为制备透射电镜样品用的胶体，以作为最顶层的参照物。

[0051] 图4为实施例1所得的Si0.2Ge0.8虚拟衬底c的表面原子力显微镜(AFM)照片，从该表面形貌原子力照片中可以看出，该Si0.2Ge0.8虚拟衬底c的平均粗糙度为1.7±0.1nm，低于现有技术工艺水平的要求(＜2.0nm)。

[0052] 图5为实施例1所得的Si0.2Ge0.8虚拟衬底c经刻蚀后的光学显微镜照片，通过刻6 -2
蚀后获得的Si0.2Ge0.8虚拟衬底的位错密度为1×10cm ，满足半导体器件加工工艺对衬底的要求。

[0053] 实施例2

[0054] 一种高锗含量的Si0.15Ge0.85虚拟衬底的制备，包括以下步骤：

[0055] 步骤s100，准备8英寸的Si晶圆片作为Si衬底。

[0056] 步骤s101，Ge弛豫缓冲层的生长：以8英寸的Si衬底为基础，先在350℃以GeH4为气相前驱物，GeH4流量为200sccm，以H2为载气，生长室压力为100Torr，沉积一层厚度为100nm的Ge晶籽层；保持生长气氛不变，然后在沉积好的Ge晶籽层上在650℃沉积厚度为
400nm的Ge缓冲层，完成后在850℃原位(外延生长室)退火10分钟，退火时保持生长室压力为100Torr，获得厚度为500nm、完全应变弛豫的Ge弛豫缓冲层。

[0057] 步骤s102，组份渐变的SiGe缓冲层的生长：在步骤s101获得的弛豫Ge缓冲层基础上，外延生长组份渐变的SiGe缓冲层，以H2为载气，GeH4和SiCl2H2为气相前驱物，生长温度为900℃，生长室压力为20Torr，随组份渐变的SiGe缓冲层厚度的增加，通过调节GeH4与SiH2Cl2流量比实现SiGe组份渐变，GeH4的流量保持在500sccm，SiCl2H2的流量随生长时间线性渐增。组份渐变的SiGe缓冲层每200nm厚度实现5％Ge的减少，直到渐变到Ge和Si的含量比为0.85∶0.15为止，得到厚度为600nm的组份渐变的Si0.15Ge0.85缓冲层。 [0058] 步骤s103，组份恒定的SiGe层的生长：在步骤s102获得的组份渐变的Si0.15Ge0.85缓冲层上，以GeH4和SiCl2H2为气相前驱物，GeH4流量为300sccm，SiCl2H2流量为18sccm，H2为载气，外延生长温度为800℃，生长室压力为50Torr，生长厚度为500nm的组份恒定的Si0.15Ge0.85层，得到弛豫高锗含量的SiGe虚拟衬底，经检测其外延层的总厚度为1600nm。 [0059] 经检测，所得的弛豫高锗含量的SiGe虚拟衬底以Si衬底为基础，包括由内而外依次外延生长的Ge驰豫缓冲层、组份渐变的SiGe缓冲层和组分恒定的SiGe层，所述Ge驰豫缓冲层包括由内而外的Ge晶籽层和Ge缓冲层。

[0060] 经检测，实施例2所得的Si0.15Ge0.85虚拟衬底高分辨X射线衍射倒易空间图谱，可以看出Ge晶籽层和Ge缓冲层已发生完全应变弛豫，SiGe组份渐变层和SiGe组份恒定层也处于完全弛豫状态。

[0061] 经检测，实施例2所得的Si0.15Ge0.85虚拟衬底横截面透射电子显微镜(TEM)照片，可以看出Si0.15Ge0.85虚拟衬底的各外延层总厚度为1.6μm，位错和缺陷主要集中在厚度为0.6μm的Si0-0.15Ge1-0.85组份渐变层，有效降低了Si0.15Ge0.85组份恒定层中的位错和缺陷密度，TEM照片显示Si0.15Ge0.85组份恒定层中则没有明显的位错和缺陷。

[0062] 经检测，实施例2所得的Si0.15Ge0.85虚拟衬底的表面原子力显微镜(AFM)照片，从 该表面形貌原子力照片中可以看出，该Si0.15Ge0.85虚拟衬底的平均粗糙度为1.5±0.1nm，低于现有技术工艺水平的要求(＜2.0nm)。

[0063] 经检测，实施例2所得的Si0.15Ge0.85虚拟衬底经刻蚀后的光学显微镜照片，通过刻6 -2
蚀后获得的Si0.15Ge0.85虚拟衬底的位错密度为6×10cm ，满足半导体器件加工工艺对衬底的要求。

[0064] 实施例3

[0065] 一种高锗含量的Si0.1Ge0.9虚拟衬底的制备，包括以下步骤：

[0066] 步骤s100，准备6英寸的Si晶圆片作为Si衬底。

[0067] 步骤s101，Ge弛豫缓冲层的生长：以6英寸的Si衬底为基础，先在400℃以GeH4为气相前驱物，GeH4流量为100sccm，以H2为载气，生长室压力为50Torr，沉积一层厚度为100nm的Ge晶籽层；保持生长气氛不变，然后在沉积好的Ge晶籽层上在650℃沉积厚度为
500nm的Ge缓冲层，完成后在800℃原位(外延生长室)退火10分钟，退火时保持生长室压力为100Torr，获得厚度为600nm、完全应变弛豫的Ge弛豫缓冲层。

[0068] 步骤s102，组份渐变的SiGe缓冲层的生长：在步骤s101获得的弛豫Ge缓冲层基础上，外延生长组份渐变的SiGe缓冲层，以H2为载气，GeH4和SiCl2H2为气相前驱物，生长温度为800℃，生长室压力为100Torr，随组份渐变的SiGe缓冲层厚度的增加，通过调节GeH4与SiH2Cl2流量比实现SiGe组份渐变，GeH4的流量保持在300sccm，SiCl2H2的流量随生长时间线性渐增。组份渐变的SiGe缓冲层每250nm厚度实现5％Ge的减少，直到渐变到Ge和Si的含量比为0.9∶0.1为止，得到厚度为500nm的组份渐变的Si0.1Ge0.9缓冲层。 [0069] 步骤s103，组份恒定的SiGe层的生长：在步骤s102获得的组份渐变的Si0.1Ge0.9缓冲层上，以GeH4和SiCl2H2为气相前驱物，GeH4流量为500sccm，SiCl2H2流量为14sccm，H2为载气，外延生长温度为900℃，生长室压力为100Torr，生长厚度为1000nm的组份恒定的Si0.1Ge0.9层，得到弛豫高锗含量的SiGe虚拟衬底，经检测其外延层的总厚度为2100nm。 [0070] 经检测，所得的弛豫高锗含量的SiGe虚拟衬底以Si衬底为基础，包括由内而外依次外延生长的Ge驰豫缓冲层、组份渐变的SiGe缓冲层和组分恒定的SiGe层，所述Ge驰豫缓 冲层包括由内而外的Ge晶籽层和Ge缓冲层。

[0071] 经检测，实施例3所得的Si0.1Ge0.9虚拟衬底高分辨X射线衍射倒易空间图谱，可以看出Ge晶籽层和Ge缓冲层已发生完全应变弛豫，SiGe组份渐变层和SiGe组份恒定层也处于完全弛豫状态。

[0072] 经检测，实施例3所得的Si0.1Ge0.9虚拟衬底横截面透射电子显微镜(TEM)照片，可以看出Si0.1Ge0.9虚拟衬底的各外延层总厚度为2.1μm，位错和缺陷主要集中在厚度为0.5μm的Si0-0.1Ge1-0.9组份渐变层，有效降低了Si0.1Ge0.9组份恒定层中的位错和缺陷密度，TEM照片显示Si0.1Ge0.9组份恒定层中则没有明显的位错和缺陷。

[0073] 经检测，实施例3所得的Si0.1Ge0.9虚拟衬底的表面原子力显微镜(AFM)照片，从该表面形貌原子力照片中可以看出，该Si0.1Ge0.9虚拟衬底的平均粗糙度为1.4±0.1nm，低于现有技术工艺水平的要求(＜2.0nm)。

[0074] 经检测，实施例3所得的Si0.1Ge0.9虚拟衬底经刻蚀后的光学显微镜照片，通过刻6 -2
蚀后获得的Si0.1Ge0.9虚拟衬底的位错密度为8.5×10cm ，满足半导体器件加工工艺对衬底的要求。

[0075] 实施例4

[0076] 一种高锗含量的Si0.25Ge0.75虚拟衬底的制备，包括以下步骤：

[0077] 步骤s100，准备12英寸的Si晶圆片作为Si衬底。

[0078] 步骤s101，Ge弛豫缓冲层的生长：以12英寸的Si衬底为基础，先在400℃以GeH4为气相前驱物，GeH4流量为150sccm，以H2为载气，生长室压力为150Torr，沉积一层厚度为100nm的Ge晶籽层；保持生长气氛不变，然后在沉积好的Ge晶籽层上在700℃沉积厚度为
400nm的Ge缓冲层，完成后在900℃原位(外延生长室)退火10分钟，退火时保持生长室压力为100Torr，获得厚度为500nm、完全应变弛豫的Ge弛豫缓冲层。

[0079] 步骤s102，组份渐变的SiGe缓冲层的生长：在步骤s101获得的弛豫Ge缓冲层基础上，外延生长组份渐变的SiGe缓冲层，以H2为载气，GeH4和SiCl2H2为气相前驱物，生长温 度为850℃，生长室压力为50Torr，随组份渐变的SiGe缓冲层厚度的增加，通过调节GeH4与SiH2Cl2流量比实现SiGe组份渐变，GeH4的流量保持在500sccm，SiCl2H2的流量随生长时间线性渐增。组份渐变的SiGe缓冲层每200nm厚度实现5％Ge的减少，直到渐变到Ge和Si的含量比为0.75∶0.25为止，得到厚度为1000nm的组份渐变的Si0.25Ge0.75缓冲层。 [0080] 步骤s103，组份恒定的SiGe层的生长：在步骤s102获得的组份渐变的Si0.25Ge0.75缓冲层上，以GeH4和SiCl2H2为气相前驱物，GeH4流量为400sccm，SiCl2H2流量为62sccm，H2为载气，外延生长温度为850℃，生长室压力为20Torr，生长厚度为500nm的组份恒定的Si0.25Ge0.75层，得到弛豫高锗含量的SiGe虚拟衬底，经检测其外延层的总厚度为2000nm。 [0081] 经检测，所得的弛豫高锗含量的SiGe虚拟衬底以Si衬底为基础，包括由内而外依次外延生长的Ge驰豫缓冲层、组份渐变的SiGe缓冲层和组分恒定的SiGe层，所述Ge驰豫缓冲层包括由内而外的Ge晶籽层和Ge缓冲层。

[0082] 经检测，实施例4所得的Si0.25Ge0.75虚拟衬底高分辨X射线衍射倒易空间图谱，可以看出Ge晶籽层和Ge缓冲层已发生完全应变弛豫，SiGe组份渐变层和SiGe组份恒定层也处于完全弛豫状态。

[0083] 经检测，实施例4所得的Si0.25Ge0.75虚拟衬底横截面透射电子显微镜(TEM)照片，可以看出Si0.25Ge0.75虚拟衬底的各外延层总厚度为2μm，位错和缺陷主要集中在厚度为1μm的Si0-0.25Ge1-0.75组份渐变层，有效降低了Si0.25Ge0.75组份恒定层中的位错和缺陷密度，TEM照片显示Si0.25Ge0.75组份恒定层中则没有明显的位错和缺陷。

[0084] 经检测，实施例4所得的Si0.25Ge0.75虚拟衬底的表面原子力显微镜(AFM)照片，从该表面形貌原子力照片中可以看出，该Si0.25Ge0.75拟衬底的平均粗糙度为1.8±0.1nm，低于现有技术工艺水平的要求(＜2.0nm)。

[0085] 经检测，实施例4所得的Si0.25Ge0.75虚拟衬底经刻蚀后的光学显微镜照片，通过刻6 -2
蚀后获得的Si0.25Ge0.75虚拟衬底的位错密度在1.5×10cm ，满足半导体器件加工工艺对衬底的要求。