DE3752203T2 - Verfahren zur Herstellung einer niedergeschlagenen kristalliner Schicht - Google Patents

Verfahren zur Herstellung einer niedergeschlagenen kristalliner Schicht

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Description

  • Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Ausbildung eines kristallinen Siliciumabscheidungsfilmes, insbesondere ein Verfahren zur Ausbildung eines kristallinen Siliciumabscheidungsfilmes mit gesteuerter Korngröße, der durch Ausnutzung der Differenz in der Kristallisationskernbildungsdichte von Silicium in Abhängigkeit von den Arten der Abscheidungsflächenmaterialien hergestellt wird.
  • Die vorliegende Erfindung ist für die Abscheidung eines kristallinen Siliciumabscheidungsfilmes geeignet, der für elektronische Vorrichtungen, optische Vorrichtungen, magnetische Vorrichtungen, piezoelektrische Vorrichtungen oder flächige akustische Vorrichtungen etc., wie integrierte Halbleitersc haltungen, integrierte optische Schaltungen, magnetische Schaltungen etc., verwendbar ist.
  • Beim Stand der Technik wurden Einkristalldünnfilme für elektronische Halbleitervorrichtungen oder optische Vorrichtungen durch epitaxiales Wachstum auf einem Einkristallsubstrat ausgebildet. Beispielsweise ist es bekannt, daß das epitaxiale Wachstum von Si, Ge, GaAs etc. aus der flüssigen Phase, Gasphase oder festen Phase auf einem Si-Einkristallsubstrat (Siliciumwafer) durchgeführt werden kann. Es ist ferner bekannt, daß das epitaxiale Wachstum eines Einkristalls, wie beispielsweise von GaAs, GaAlAs etc., auf einem GaAs-Einkristallsubstrat auftritt.
  • Unter Verwendung eines auf diese Weise ausgebildeten Halbleiterdünnfilmes wurden Halbleitervorrichtungen und integrierte Schaltungen, Elektrolumineszenzvorrichtungen, wie Halbleiterlaser oder LEDs, hergestellt.
  • Es wurden ferner in neuerer Zeit umfangreiche Untersuchungen über Ultrahochgeschwindigkeitstransistoren unter Verwendung von zweidimensionalen Elektronikgasultrakristallgittervorrichtungen durchgeführt. Diese wurden durch die Epitaxialtechnik mit hoher Präzision, wie beispielsweise MBE (Molekularstrahlepitaxie) oder MOCVD (organometallische chemische Bedampfung), unter Einsatz von Ultrahochvakuum möglich gemacht.
  • Bei einem derartigen epitaxialen Wachstum auf einem Einkristallsubstrat ist es erforderlich, eine Anpassung der Gitterkonstanten und des Wärmeausdehnungskoeffizienten zwischen dem Einkristallmaterial des Substrates und der epitaxialen Wachstumsschicht zu erreichen. Obwohl es beispielsweise möglich ist, ein epitaxiales Wachstum eines Si- Einkristalldünnfilmes auf Saphir, der ein isolierendes Einkristallsubstrat darstellt, zu erreichen, wirft der Kristallgitterdefekt an der Grenzfläche infolge einer Abweichung der Gitterkonstanten und einer Diffusion von Aluminium, das ein Bestandteil des Saphirs bildet, zur epitaxialen Schicht Probleme bei der Anwendung für elektronische Vorrichtungen oder Schaltungen auf.
  • Das Verfahren zur Ausbildung eines Einkristalldünnfilmes des Standes der Technik durch epitaxiales Wachstum ist daher stark von seinem Substratmaterial abhängig. Mathews et al. haben Kombinationen des Substratmateriales mit der epitaxialen Wachstumsschicht untersucht (EPITAXIAL GROWTH, Academic Press, New York, 1975, herausgegeben von J. W. Mathews).
  • Auch beträgt die Größe des Substrates gegenwärtig etwa 6" für Si-Wafer, so daß daher eine Vergrößerung des GaAs- Saphirsubstrates weiter verzögert wird. Da das Einkristallsubstrat hohe Produktionskosten besitzt, werden die Kosten pro Chip größer.
  • Bei der Herstellung einer Einkristallschicht nach dem Verfahren des Standes der Technik, mit der eine Vorrichtung guter Qualität hergestellt werden kann, tritt daher das Problem auf, daß die Arten der Substratmaterialien auf einen extrem engen Bereich begrenzt sind.
  • In neuerer Zeit wurden ferner umfangreiche Forschungen in bezug auf dreidimensionale integrierte Schaltungen zum Erreichen einer hohen Integration und Mehrfachfunktion durch Laminieren von Halbleitervorrichtungen in der normalen Leitungsrichtung des Substrates durchgeführt. Ferner wurden Untersuchungen in bezug auf großflächige Halbleitervorrichtungen, wie Solarbatterien oder Schalttransistoren von Flüssigkristallbildelementen etc., durchgeführt, wobei Vorrichtungen in einer Reihe auf billigem Glas angeordnet wurden. Derartige Entwicklungen nehmen von Jahr zu Jahr zu.
  • Was diesen Entwicklungen gemeinsam ist, ist die Tatsache, daß eine Technik zur Ausbildung eines Halbleiterdünnfilmes auf einem amorphen Isolationsmaterial und zur Ausbildung einer elektronischen Vorrichtung, wie beispielsweise eines Transistors etc., hierauf gefordert wird. Hiervon ist insbesondere eine Technik zur Ausbildung eines Einkristallhalbleiters hoher Qualität auf einem amorphen Isolationsmaterial wünschenswert.
  • Allgemein gesagt, wenn ein Dünnfilm auf einem amorphen Isolationsmaterialsubstrat, wie SiO&sub2; etc., abgeschieden wird, wird aufgrund der Störstelle einer Ordnung großer Distanz des Substratmateriales die Kristallstruktur des abgeschiedenen Filmes amorph oder polykristallin. Der amorphe Film betrifft einen Zustand, bei dem die Ordnung naher Distanz bis zum Ausmaß der nächsten Atome beibehalten wird, wobei jedoch keine Ordnung einer längeren Distanz existiert. Der polykristalline Film betrifft Einzelkristallkörner mit keiner spezifischen angesammelten Kristallrichtung an den Korngrenzen.
  • Wenn beispielsweise Si auf SiO&sub2; nach dem CVD-Verfahren ausgebildet wird, entsteht amorphes Silicium, wenn die Abscheidungstemperatur etwa 600ºC oder weniger beträgt, während polykristallines Silicium mit Korngrößen entsteht, die zwischen einigen 10 bis einigen 100 nm (einigen 100 bis einigen 1000 Å) verteilt sind, wenn eine Temperatur Anwendung findet, die höher als diese Temperatur ist. Die Korngrößen und ihre Verteilung bei polykristallinem Silicium variieren jedoch stark in Abhängigkeit vom Herstellungsverfahren.
  • Ferner wurde durch Schmelzen und Verfestigen eines amorphen oder polykristallinen Filmes über einen Energiestrahl, wie beispielsweise einen Laser oder eine stabförmige Heizeinrichtung etc., ein polykristalliner Dünnfilm mit großen Korngrößen von einigen pm oder mm erhalten (Single Crystal Silicon on non-single-crystal insulator, Journal of crystal Growth Vol., 63, Nr. 3, Oktober 1993, herausgegeben von G. W. Cullen).
  • Wenn ein Transistor auf dem auf diese Weise ausgebildeten Dünnfilm mit entsprechenden Kristallstrukturen hergestellt und die Elektronenmobilität aus dessen Eigenschaften gemessen wird, wird für amorphes Silicium eine Mobilität von etwa 0,1 cm²/V sec oder weniger, für polykristallines Silicium mit Korngrößen von einigen 10 nm (einigen 100 k) eine Mobilität von 1 bis 10 cm²/V sec und für polykristallines Silicium mit großen Korngrößen durch Schmelzen und Verfestigen eine Mobilität erhalten, die der von Einkristallsilicium entspricht.
  • Aus diesen Ergebnissen kann man erkennen, daß eine große Differenz in den elektrischen Eigenschaften zwischen der Vorrichtung, die im Einkristallbereich innerhalb der Kristallkörner ausgebildet wird, und der Vorrichtung existiert, die unter Überbrückung der Korngrenzen ausgebildet wird. Mit anderen Worten, der nach dem Stand der Technik auf dem amorphen Material abgeschiedene Film erhält eine amorphe oder eine polykristalline Struktur mit einer Korngrößenverteilung, und die hierauf ausgebildete Vorrichtung besitzt ein wesentlich schlechteres Betriebsverhalten als die auf der Einkristallschicht ausgebildete Vorrichtung. Aus diesem Grunde sind die Anwendungsmöglichkeiten auf einfache Schaltvorrichtungen, Solarbatterien, fotoelektrische Umwandlungsvorrichtungen etc. beschränkt.
  • Andererseits ist das Verfahren zur Ausbildung eines polykristallinen Dünnfilmes mit großen Korngrößen durch Schmelzen und Verfestigen mit den Problemen verbunden, daß durch das Abtasten des amorphen oder Einkristalldünnfilmes mit dem Energiestrahl für jedes Plättchen enorm viel Zeit benötigt wird, so daß sich eine schlechte Massenproduktivität ergibt, und daß das Verfahren ferner nicht fur eine Flächenvergrößerung geeignet ist.
  • Die US-A-3 620 833 beschreibt ein Verfahren zur Abscheidung von Halbleitereinkristallen auf einem Substrat, das eine Schicht aus isolierendem Material, wie Siliciumdioxid, umfaßt, welche mit Kernbildungsstellen versehen ist, wobei das Substrat einem Halbleiter (d.h. Silicium)prozeß unterzogen wird, der zur Ausbildung von Halbleitereinkristallen an den Kernbildungsstellen führt.
  • Diese Veröffentlichung offenbart jedoch keine ausreichenden Einzelheiten zur Verwirklichung des Prozesses.
  • Des weiteren sind in den letzten Jahren Untersuchungen in bezug auf das Diamantdünnfilmwachstum populär geworden. Ein Diamantdünnfilm, der eine besonders breite Bandlücke von 5,5 eV als Halbleiter besitzt, kann im Vergleich zu Si, Ge, GaAs etc., die Halbleitermaterialien des Standes der Technik darstellen, bei einer höheren Temperatur (etwa 500ºC oder weniger) betätigt werden. Auch übersteigt die Trägermobilität der Elektronen und positiven Löcher die von Si (1800 cm²/V sec für Elektronen und 1600 cm²/V sec für positive Löcher), und die Wärmeleitfähigkeit ist ebenfalls extrem hoch. Aus diesem Grunde hat man sich vom Einsatz dieser Dünnfilme in Halbleitervorrichtungen mit großem Energieverbrauch und der Erzeugung einer großen Wärmemenge viel versprochen.
  • Obwohl es jedoch Berichte im Stand der Technik über das epitaxiale Wachstum von Diamantdünnfilmen auf einem Diamantsubstrat durch Dampfphasenwachstum gibt (N. Fujimoto, T. Imai und A. doi Pro. of Int. couf. IPAT), liegt kein erfolgreicher Bericht über das heteroepitaxiale Wachstum auf einem anderen Substrat als Diamantsubstrat vor.
  • Allgemein gesagt, Diamantkristallisationskerne werden durch Erregung mit Mikrowellen unter Einsatz eines Kohlenwasserstoffgases, wie CH&sub4; etc., und durch Bestrahlung mit einem Heißfilament- oder Elektronenstrahl erzeugt. Die Kernbildungsdichte ist jedoch normalerweise gering, so daß ein kontinuierlicher Dünnfilm nur mit Schwierigkeiten erhalten werden kann. Selbst wenn ein kontinuierlicher Dünnfilm ausgebildet werden kann, hat er eine polykristalline Struktur mit einer großen Korngrößenverteilung und kann nur mit Schwierigkeiten bei einer Halbleitervorrichtung Anwendung finden.
  • Solange wie ein Diamantsubstrat verwendet wird, ist dieses natürlich teuer, was auch das Problem einer Flächenvergrößerung aufwirft. Somit ist keine Eignung für einen praktischen Einsatz gegeben.
  • Wie vorstehend beschrieben, kann bei dem Kristallwachstumsverfahren des Standes der Technik und dem hierdurch gebildeten Kristall eine dreidimensionale Integration oder Flächenvergrößerung nicht in einfacher Weise realisiert werden, so daß sich bei der praktischen Anwendung für Vorrichtungen Schwierigkeiten ergeben. Kristalle, wie beispielsweise Einkristalle und Polykristalle etc., die zur Herstellung von Vorrichtungen mit ausgezeichneten Eigenschaften erforderlich sind, können somit nicht in einfacher und kostengünstiger Weise hergestellt werden.
  • Zur Ausbildung von funktionalen Filmen wurden andererseits insbesondere kristalline Halbleiterfilme und geeignete Filmerzeugungsverfahren vom Standpunkt der gewünschten physikalischen Eigenschaften, der Anwendungen etc. her individuell eingesetzt.
  • Beispielsweise wurden zur Ausbildung von Siliciumabscheidungsfilmen aus amorphem oder polykristallinem, d.h. nicht einkristallinem Silicium, die wahlweise in bezug auf freie Elektronenpaare mit einem Kompensationsmittel, wie Wasserstoffatomen (H) oder Halogenatomen (X), versehen sind, etc. (hiernach abgekürzt als "NICHT-Si (H, X)", insbesondere "A Si (H, X)", wenn amorphes Silicium angegeben wird, und "poly-Si (H, X)", wenn polykristallines Silicium angegeben wird) (das sogenannte mikrokristalline Silicium ist natürlich in der Kategorie A-Si (H, X) eingeschlossen), das Vakuumbedampfungsverfahren, das Plasma-CVD-Verfahren, daß thermische CVD-Verfahren, das Reaktivsputterverfahren, das Ionenplattierungsverfahren, das optische CVD-Verfahren etc. angewendet. Das Plasma-CVD-Verfahren wurde dabei in großem Umfang verwendet und industrialisiert.
  • Der Reaktionsprozeß bei der Ausbildung eines Siliciumabscheidungsfilmes nach dem Plasma-CVD-Verfahren, das im Stand der Technik generalisiert wurde, ist jedoch im Vergleich zum herkömmlichen CVD-Verfahren ziemlich kompliziert, und sein Reaktionsmechanismus enthält nicht wenige ungeklärte Punkte. Ferner existiert eine große Anzahl von Parametern zur Ausbildung eines Abscheidungsfilmes, wie Substrattemperatur, Durchsatz und Durchsatzverhältnis der einzuführenden Gase, Druck während der Ausbildung, Hochfrequenzenergie, Elektrodenstruktur, Aufbau eines Reaktionsgefäßes, Evakuierungsgeschwindigkeit, Plasmaerzeugungssystem etc. Durch Anwendung einer Kombination einer solch großen Anzahl von Parametern kann das Plasma manchmal einen unstabilen Zustand erhalten, so daß häufig auf einen ausgebildeten Abscheidungsfilm beträchtliche nachteilige Einflüsse ausgeübt werden. Ferner müssen die Parametereigenschaften der Filmerzeugungsvorrichtungen für jede Vorrichtung ausgewählt werden, so daß es daher in der vorliegenden Situation schwierig ist, die Produktionsbedingungen zu generalisieren.
  • Da beim Plasma-CVD-Verfahren das Plasma direkt durch Hochfrequenz oder Mikrowellen etc. in einem Filmerzeugungsraum erzeugt wird, in dem ein Substrat angeordnet wird, auf dem der Film ausgebildet werden soll, können Elektronen oder eine Reihe von dadurch erzeugten lonenarten beim Filmerzeugungsverfahren zu Beschädigungen des Filmes führen, so daß die Filmqualität erniedrigt oder eine ungleichmäßige Filmqualität erreicht wird. Darüber hinaus sind die für die Kristallisation eines Abscheidungsfilmes geeigneten Bedingungen eingeschränkt, so daß es daher als schwierig angesehen wird, einen polykristallinen Abscheidungsfilm mit beständigen Eigenschaften herzustellen.
  • Zur Ausbildung eines epitaxialen Abscheidungsfilmes, beispielsweise aus Silicium, Germanium und Halbleitern der Gruppen II-VI oder III-V etc., hat man die Gasphasenepitaxie und die Flüssigphasenepitaxie nach ihrer Definition im breiten Umfang angewendet (allgemein gesagt lautet die strenge Definition der Epitaxie das Wachsenlassen eines anderen Einkristalls auf einem Einkristall, wobei beide die gleichen Einkristallachsen besitzen. In den Begriffen "Gasphasenepitaxie" und "Flüssigphasenepitaxie" wird der Begriff "Epitaxie" jedoch in einem umfangreicheren Sinn verwendet und ist nicht.auf das Wachstum auf einem Einkristallsubstrat beschränkt).
  • Die Flüssigphasenepitaxie stellt ein Verfahren zur Ausfällung eines Halbleiterkristalls auf einem Substrat durch Lösen eines Ausgangsmateriales für einen Halbleiter bei hoher Temperatur in einen übersättigten Zustand in einem metallischen Lösungsmittel, das zu einer Flüssigkeit geschmolzen ist und die Lösung kühlt, dar. Da bei diesem Verfahren Kristalle in einem Zustand wachsen, der dem thermischen Gleichgewicht unter den verschiedenartigen Epitaxietechniken am angenähertsten ist, können Kristalle mit hoher Perfektion erhalten werden. Andererseits ist jedoch die Massenproduktivität gering und der Oberflächenzustand schlecht. Aus diesem Grunde treten bei einer optischen Vorrichtung, die eine epitaxiale Schicht benötigt, die dünn ist und eine gleichmäßige Dicke besitzt, Probleme auf, wie beispielsweise die Ausbeute bei der Herstellung der Vorrichtung oder auf die Vorrichtungseigenschaften ausgeübte Einflüsse etc. Daher wird dieses Verfahren nicht häufig angewendet.
  • Andererseits hat man versucht, die Gasphasenepitaxie durch physikalische Verfahren, wie beispielsweise das Vakuumbedampfungsverfahren, das Sputterverfahren etc., oder durch chemische Verfahren, wie beispielsweise die Wasserstoffreduktion eines Metallchlorides oder die thermische Pyrolyse einer metallorganischen Verbindung oder eines Metallhydrides, zu realisieren. Hiervon stellt die Molekularstrahlepitaxie, die eine Art des Vakuumbedampfungsverfahrens bildet, einen Trockenprozeß unter ultrahohem Vakuum dar, so daß daher ein hoher Reinheitsgrad und ein niedriges Temperaturwachstum der Kristalle möglich sind. Dadurch wird der Vorteil erreicht, daß die Zusammensetzung und die Konzentration gut gesteuert werden können, um einen relativ flachen Abscheidungsfilm zu erhalten. Zusätzlich zu den enormen Kosten, die für eine Filmerzeugungsvorrichtung erforderlich sind, ist jedoch die Dichte der Oberflächendefekte groß, und es wurde bisher kein wirksames Verfahren zur Richtungsteuerung des Molekularstrahles entwickelt. Auch die Flächenvergrößerung ist schwierig, und die Massenproduktivität ist nicht so hoch. Aufgrund dieser vielen Probleme hat noch keine Industrialisierung stattgefunden.
  • Das Wasserstoffreduktionsverfahren eines Metallchlorides oder das thermische Pyrolyseverfahren einer metallorganischen Verbindung oder eines Metallhydrides werden allgemein als Halogenid-CVD-Verfahren, Hydrid-CVD-Verfahren, MOCVD-Verfahren bezeichnet. Diese Verfahren wurden aufgrund der Tatsache, daß hiermit eine Filmerzeugungsvorrichtung auf relativ einfache Weise realisiert werden kann und die Ausgangsmaterialien, d.h. das Metallchlorid, die Metallhydride und die organischen Metalle, mit hoher Reinheit nunmehr ohne weiteres zur Verfügung stehen, gegenwärtig in großem Umfang untersucht, und es wurde deren Anwendung bei verschiedenartigen Vorrichtungen erforscht.
  • Bei diesen Verfahren ist es jedoch erforderlich, ein Substrat auf eine hohe Temperatur, bei der die Reduktionsreaktion oder die thermische Pyrolysereaktion auftreten kann, zu erhitzen. Daher ist der Umfang des auszuwählenden Substratmateriales beschränkt, und es können Verunreinigungen, beispielsweise durch Kohlenstoff oder Halogen etc., auftreten, wenn die Zersetzung des Ausgangsmateriales unzureichend ist. Die Verfahren haben daher den Nachteil, daß die Steuerbarkeit der Dotierung schlecht ist. In Abhängigkeit vom Anwendungsfall eines Abscheidungsfilmes ist es wünschenswert, eine Massenproduktion mit guter Reproduzierbarkeit zu realisieren, wobei die Anforderungen in bezug auf eine Flächenvergrößerung, Vergleichmäßigung der Filmdicke sowie der Filmqualität und trotzdem eine Filmerzeugung mit hoher Geschwindigkeit erfüllt werden. Zum jetzigen Zeitpunkt gibt es jedoch noch keine Technik, mit der eine Massenproduktion unter Aufrechterhaltung von praktischen Eigenschaften realisiert werden kann, die die obigen Anforderungen erfüllen.
  • In einer Veröffentlichung "growth Process of Silicon Over SiO&sub2; By CVD Epitaxial Lateral Overgrowth Technique", J. Electrochem Soc., 130, (1983), Seiten 1571-80 ist ein Verfahren zum epitaxialen lateralen Überwachsen beschrieben. Ein Halogenverbindungsgashydrogenchlorid wird als eine der CVD-Gaskomponenten eingeführt. Das Verfahren ist ein solches, bei dem das epitaxiale Wachstum von einer in bezug auf die Gitterkonstante angepaßten Einkristallfläche fortschreitet.
  • In Philips Techn. Rev., 41 (1983/84), Seiten 60-69 ist eine Reihe von Verfahren beschrieben, mit denen Silicium auf einer amorphen Fläche von Siliciumoxid oder alternativ Siliciumnitrid abgeschieden wird. Es wird eine Verbindung offenbart, die sowohl Silicium als auch ein Halogen als eines der CVD-Reagenzien enthält. Chlorsilane werden über ein heißes Substrat geleitet, und entweder Wasserstoff oder Stickstoff werden als Träger verwendet. Chlorwasserstoffgas kann als Ätzmittel zugesetzt werden. Dieses Verfahren erfordert die Anordnung eines heißen Substrates. Durch die Wärme von diesem Substrat wird die erforderliche Aktivierung realisiert, die der Zersetzung des Chlorsilanreagenzmittels vorausgeht.
  • Die DE-A-3 525 211 beschreibt ein Verfahren zur Abscheidung von amorphem Silicium, bei dem Reagenzgase in separaten Kammern aktiviert werden, bevor sie in die Reaktionskammer eingeführt werden.
  • Die vorliegende Erfindung, die in den nachfolgenden Patentansprüchen definiert ist, soll die vorstehend beschriebenen Probleme des Standes der Technik überwinden.
  • Ein spezielles Merkmal des definierten Verfahrens besteht darin, daß die zur Abscheidung von Silicium verwendeten Gasdampfkomponenten insbesondere von einer kettenförmigen oder cyclischen Silanverbindung gebildet sind, bei der Wasserstoffatome teilweise oder vollständig durch Halogenatome substituiert sind und Wasserstoffgas und/oder Halogengas in separaten Kammern vor der Einführung in die Reaktionskammer, in der Silicium auf dem Substrat abgeschieden werden soll, aktiviert werden.
  • Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung stellen ein Verfahren zur Ausbildung eines polykristallinen Siliciumfilmes, der in bezug auf die Position der Korngrenzen etc. gesteuert ist, zur Verfügung ohne Einschränkung in bezug auf die Basismaterialien, beispielsweise ohne Einschränkung in bezug auf Materialien, Konstitutionen, Größen etc. des Substrates.
  • Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung stellen ferner ein Verfahren zur Ausbildung des obigen Filmes mit gutem Wirkungsgrad in einfachen Schritten ohne die Verwendung einer Spezialvorrichtung zur Verfügung.
  • Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung stellen des weiteren ein Verfahren zur Ausbildung eines Abscheidungsfilmes zur Verfügung, der eine einfache Steuerung der Filmqualität gleichzeitig mit dem Einsparen von Energie ermöglicht und einen kristallinen Abscheidungsfum mit gewünschten Eigenschaften, die gleichmäßig über eine große Fläche verteilt sind, und mit ausgezeichneten Halbleitereigenschaften bilden kann.
  • Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung stellen auch ein Verfahren zur Ausbildung eines Abscheidungsfilmes zur Verfügung, das eine ausgezeichnete Produktivität sowie die einfache und wirksame Ausbildung eines kristallinen Siliciumabscheidungsfilmes mit hoher Qualität und ausgezeichneten physikalischen Eigenschaften, wie elektrischen, optischen oder Halbleitereigenschaften etc., ermöglicht.
  • Das Verfahren zur Ausbildung eines Abscheidungsfilmes gemäß der vorliegenden Erfindung besitzt den speziellen Vorteil, daß ein Abscheidungsfilm unter Verwendung einer aktiven Spezies ohne Plasmareaktion gebildet wird, da das Plasma- CVD-Verfahren des Standes der Technik eine Plasmaentladung erzeugt, indem Entladungsenergie etc. auf Ausgangsgase einwirken gelassen wird, um einen Abscheidungsfilm zu bilden. Das vorliegende Verfahren ist keinen schlechten Einflüssen durch Ätzen oder eine anormale Entladung etc. während der Filmerzeugung ausgesetzt.
  • Da das Verfahren zur Ausbildung eines Abscheidungsfilmes der vorliegenden Erfindung die Reaktion einer aktiven Spezies (A), erhalten durch Aktivierung einer kettenförmigen oder cyclischen Silanverbindung (SX), bei der Wasserstoffatome teilweise oder vollständig durch Halogenatome substituiert sind, mit einer aktiven Spezies (B) die durch Aktivierung von Wasserstoffgas, Halogengas oder eines Gemisches hiervon gebildet wird, benutzt, ist keine hohe Temperatur zur Abscheidung erforderlich, so daß daher keine Strukturzerstörung durch Wärme stattfindet. Ferner ist keine Heizinstallation während der Produktion und kein mit dem Betreiben derselben erforderlicher Aufwand erforderlich, so daß eine Vorrichtung mit geringeren Kosten realisiert werden kann. Es wird möglich, das Substratmaterial aus einem großen Bereich von Materialien ohne Abhängigkeit von der Wärmebeständigkeit auszuwählen.
  • Auch wird die Benutzung einer großen Abscheidungsfläche erleichtert. Das Verfahren ist nicht durch die Form und die Größe des Substrates beschränkt. Die verwendeten Ausgangsmaterialien können in sehr kleinen Mengen vorliegen, so daß 10 der Filmerzeugungsraum kleiner gehalten werden kann, wodurch die Ausbeute dramatisch verbessert wird.
  • Auch können die Größe und die Stellen der Kristallkörner festgelegt werden, indem die Lagen der Abscheidungsflächen bereiche auf dem Substrat in wünschenswerter Weise angeordnet werden.
  • Es ist somit möglich geworden, einen guten kristallinen Abscheidungsfilm mit einer gleichmäßigen Filmqualität und gleichmäßigen Eigenschaften über eine große Fläche und mit einfacher Steuerung der Filmqualität gleichzeitig mit einer Energieeinsparung bei der Ausbildung eines Abscheidungsfilmes zu erzeugen. Des weiteren kann ein kristalliner Abscheidungsfilm hoher Qualität mit ausgezeichneten Eigenschaften, wie beispielsweise elektrischen, optischen und Halbleitereigenschaften, in wirksamer Weise mit ausgezeichneter Produktivität und Massenproduktivität erhalten werden.
  • Von den beigefügten Zeichnungen zeigen:
  • Figur 1 ein Diagramm zur Darstellung der Beziehung zwischen der Größe des Kristallisationskernes rc und der freien Energie G im Prozeß der Ausbildung eines Dünnfilmes;
  • die Figuren 2 (A) und 2 (B) Darstellungen des selektiven Abscheidungsverfahrens;
  • Figur 3 ein Diagramm, das die Änderung der Kernbildungsdichte (ND) auf einer Abscheidungsfläche aus SiO&sub2; und einer Abscheidungsfläche aus Siliciumnitrid über den Zeitablauf zeigt;
  • die Figuren
  • 4 (A) bis 4 (D) Darstellungen der Ausbildungsschritte bei einer ersten Ausführungsform des Verfahrens zur Ausbildung eines kristallinen Siliciumfilmes gemäß der vorliegenden Erfindung;
  • die Figuren 5 (A) und 5 (B) perspektivische Ansichten des Substrates der Figuren 4 (A) und 4 (D);
  • die Figuren 6 (A) bis 6 (D) Darstellungen der Schritte zur Ausbildung eines Filmes gemäß einer zweiten Ausführungsform;
  • die Figuren 7 (A) bis 7 (C) Darstellungen der Ausbildungsschritte bei einer dritten Ausführungsform;
  • die Figuren 8 (A) und 8 (B) perspektivische Ansichten der Substrate der Figuren 7 (A) und 7 (C);
  • die Figuren 9 (A) bis 9 (C) Darstellungen der Schritte zur Ausbildung eines Filmes gemäß einer vierten Ausführungsform;
  • die Figuren 10 (A) bis 10 (C) Darstellungen der Ausbildungsschritte bei einer fünften Ausführungsform;
  • die Figuren 11 (A) bis 11 (D) Darstellungen der Ausbildungsschritte eines Filmes bei einer sechsten Ausführungsform;
  • Figur 12 ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem Durchsatzverhältnis von SiH&sub4; und NH&sub3; und dem Zusammensetzungsverhältnis von Si und N in einem ausgebildeten Siliciumnitridfilm zeigt;
  • Figur 13 ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem Si/N-Zusammensetzungsverhältnis und der Kernbildungsdichte zeigt;
  • Figur 14 ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der injizierten Menge an Si- Ionen und der Kernbildungsdichte zeigt;
  • die Figuren 15 (A) bis 15 (D) Darstellungen der Ausbildungsschritte bei einer siebten Ausführungsform;
  • die Figuren 16 (A) und 16 (B) perspektivische Ansichten der Substrate der Figuren 15 (A) und 15 (D);
  • die Figuren 17 (A) bis 17 (C) Darstellungen der Schritte zur Kristallausbildung bei einer achten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung;
  • die Figuren 18 (A) und 18 (B) perspektivische Ansichten der Substrate der Figuren 17 (A) und 17 (C);
  • die Figuren 19 (A) bis 19 (D) Darstellungen der Kristallausbildungsschritte bei einer neunten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung;
  • Figur 20 eine schematische Darstellung der Filmerzeugungsvorrichtung, die bei den Beispielen der vorliegenden Erfindung Verwendung findet;
  • die Figuren 21 (A) bis 21 (F) Diagramme der Filmerzeugungsschritte zur Durchführung der vorliegenden Erfindung;
  • die Figuren 22 (A) bis 22 (E) Diagramme von anderen Filmerzeugungsschritten zur Durchführung der vorliegenden Erfindung;
  • Figur 23 eine schematische Schnittansicht eines Ausführungsbeispiels des auf einem speziellen Substrat erhaltenen Abscheidungsfilmes; und
  • Figur 24 eine schematische Strukturansicht eines T F T, hergestellt unter Verwendung eines Abscheidungsfilmes, der gemäß der vorliegenden Erfindung erhalten wurde.
  • Bei der vorliegenden Erfindung sollte die aktivierte Spezies (A) vom Aktivierungsraum (A) vorzugsweise aus den Arten ausgewählt und verwendet werden, die eine Lebenszeit von 0,1 sec oder mehr, bevorzugter 1 sec oder mehr, optimal 10 sec oder mehr, vom Standpunkt der Produktivität und Leichtigkeit der Handhabung besitzen. Die konstituierenden Elemente der aktiven Spezies (A) werden zu den Komponenten, die den im Filmerzeugungsraum ausgebildeten Abscheidungsfilm bilden. Auch das Wasserstoffgas, Halogengas oder Gemisch wird aktiviert, um zu der aktiven Spezies (B) zu werden, indem man die Aktivierungsenergie im Aktivierungsraum (B) vor Einführung in den Filmerzeugungsraum wirken läßt und indem die Einführung vom Aktivierungsraum (A) zum gleichen Zeitpunkt während der Ausbildung des Abscheidungsfilmes geschieht, um eine gegenseitige chemische Reaktion mit der aktiven Spezies A, die die konstituierenden Elemente enthält, die zu den konstituierenden Komponenten des gebildeten Abscheidungsfilmes werden, durchzuführen.
  • Bei der vorliegenden Erfindung können als Silicium und Halogen enthaltende Verbindung, die in den Aktivierungsraum (A) einzuführen ist, beispielsweise kettenförmige oder cyclische Silanverbindungen verwendet werden, von denen Wasserstoffatome teilweise oder vollständig durch Halogenatome substituiert sind, und zwar ausgewählt von kettenförmigen Siliciumhalogeniden, gekennzeichnet durch die Formel SiuY2u+2 (u ist eine ganze Zahl von 1 oder mehr, Y ist mindestens ein Element ausgewählt aus F, Cl, Br und J), und cyclischen Siliciumhalogeniden SivY2v (v ist eine ganze Zahl von 3 oder mehr und Y besitzt die gleiche Bedeutung wie oben) und von kettenförmigen und cyclischen Verbindungen, gekennzeichnet durch SiuHxYy (u und Y besitzen die gleiche Bedeutung wie oben, x + y betragen 2 u oder 2 u + 2).
  • Spezielle Beispiele sind gasförmige oder rasch vergasbare Verbindungen, wie beispielsweise SiF&sub4;, (SiF&sub2;)&sub5;, (SiF&sub2;)&sub6;, (SiF&sub2;)&sub4;, Si&sub2;F&sub6;, Si&sub3;F&sub8;, SiHF&sub3;, SiH&sub2;F&sub2;, SiCl&sub4;, (SiCl&sub2;)&sub5;, SiBr&sub4;, (SiBr&sub2;)&sub5;, Si&sub2;Cl&sub6;, Si&sub2;Br&sub6;, SiHCl&sub3;, SiH&sub2;Cl&sub2;, SiH&sub3;Cl, SiHBR&sub3;, SiHJ&sub3;, Si&sub2;Cl&sub3;F&sub3; u.ä.
  • Bei der vorliegenden Erfindung können bei dem Verfahren zur Ausbildung einer aktivierten Spezies (A) im Aktivierungsraum (A) verschiedenartige Aktivierungsenergien Anwendung finden, wie beispielsweise elektrische Energie einschließlich Mikrowellenenergie, Hochfrequenzenergie, Niedrigfrequenzenergie DC etc., Wärmeenergie, wie Erhitzung mittels Heizeinrichtungen, Erhitzung mittels Infrarotbestrahlung etc., Fotoenergie etc., im Hinblick auf die entsprechenden Bedingungen und die Vorrichtung.
  • Das Halogengas zur Ausbildung der aktiven Spezies (B) im Aktivierungsraum (B) kann ein F&sub2;-Gas, Cl&sub2;-Gas oder vergastes Br&sub2; oder J&sub2; sein. Auch ein inertes Gas, wie Helium, Argon, Neon etc., kann zugesetzt werden. Wenn eine Vielzahl von derartigen chemischen Substanzen für die Filmerzeugung verwendet wird, können diese vorher vermischt und im gasförmigen Zustand in den Aktivierungsraum (B) eingeführt werden, oder die chemischen Substanzen für die Filmerzeugung können alternativ einzeln von den entsprechenden unabhängigen Zuführquellen in den Aktivierungsraum (B) eingeführt werden oder in entsprechende unabhängige Aktivierungsräume eingeführt werden, um dort einzeln aktiviert zu werden.
  • Bei der vorliegenden Erfindung hängt der Mengenanteil der obigen aktivierten Spezies (A) in bezug auf die in den Filmerzeugungsraum einzuführende aktivierte Spezies (B) von den Abscheidungsbedingungen, der Art der aktivierten Spezies etc. ab, kann jedoch vorzugsweise 10:1 bis 1:10, bevorzugter 8:2 bis 4:6, betragen.
  • Ferner kann der erfindungsgemäß ausgebildete Abscheidungsfilm mit einem Verunreinigungselement während oder nach der Filmerzeugung dotiert werden. Als Verunreinigungselement kann als Verunreinigung vom p-Typ ein Element, das zur Gruppe IIIA des Periodensystems gehört, wie B, Al, Ga, In, Tl etc., und als Verunreinigung vom n-Typ ein Element verwendet werden, das zur Gruppe VA des Periodensystems gehört, wie beispielsweise N, P, As, Sb, Bi etc. Insbesondere werden B, Ga, P und Sb am meisten bevorzugt. Die Menge der zu dotierenden Verunreinigungen hängt von den gewünschten elektrischen und optischen Eigenschaften ab.
  • Als Substanz, die derartige Verunreinigungsatome als Komponente enthlt (Substanz zur Einführung der Verunreinigung), wird vorzugsweise eine Verbindung gewählt, die bei Normaltemperatur und normalem Druck gasförmig ist oder mindestens unter den Bedingungen zur Ausbildung des Abscheidungsfilmes gasförmig ist und über eine geeignete Vergasungsvorrichtung rasch vergast werden kann. Solche Verbindungen können umfassen: PH&sub3;, P&sub2;H&sub4;, PF&sub3;, PF&sub5;, PCl&sub3;, AsH&sub3;, AsF&sub3;, AsF&sub5;, AsCl&sub3;, SbH&sub3;, SbF&sub5;, BiH&sub3;, BF&sub3;, BCl&sub3;, BBr&sub3;, B&sub2;H&sub6;, B&sub4;H&sub1;&sub0;, B&sub5;H&sub9;, B&sub5;H&sub1;&sub1;, B&sub6;H&sub1;&sub0;, B&sub6;H&sub1;&sub2;, AlCl&sub3; etc. Die das Verunreinigungselement enthaltenden Verbindungen können entweder einzeln oder als Kombination von zwei oder mehr Verbindungen verwendet werden.
  • Die Substanzen zur Einführung der Verunreinigungen können direkt im gasförmigen Zustand in den Filmerzeugungsraum eingeführt oder alternativ vorher im Aktivierungsraum (A) oder dem Aktivierungsraum (B) oder einem Aktivierungsraum (C) aktiviert werden, bevor sie in den Filmerzeugungsraum eingeführt werden.
  • Während des Kristallwachstums des Siliciums oder der Silicium enthaltenden Materialien wurde eine Abhängigkeit der Wachstumsgeschwindigkeit von der Frontrichtung festgestellt. Diese kann in Abhängigkeit vom Abscheidungsfilmerzeugungsverfahren oder den Abscheidungsbedingungen unterschiedlich sein. Beim Verfahren der vorliegenden Erfindung wurde als bevorzugte Ordnung festgestellt (110) > (111) > (100). Durch geeignete Auswahl der Art der Substanz (E) zum Ätzen und der Ätzbedingung kann unter diesen Bedingungen der Zustand mit stärkerer Orientierbarkeit von (110) » (111) » (100) realisiert werden. Bei der vorliegenden Erfindung wird es verwirklicht, die obige Orientierbarkeit zu verfestigen und die Wachstumsgeschwindigkeit zu beschleunigen, insbesondere durch Einstellen eines Abschnittes zur Beschleunigung der Kernbildung auf dem Substrat. Es ist nicht nur eine Ausbildung eines polykristallinen Abscheidungsfilmes mit großer Korngröße, orientiert nur in Richtung auf die (110) Front, möglich, sondern es ist auch möglich, durch Auswahl der Größe, Form, des Intervalls, des Materials etc. des Kristallkernes ein Einzelkristall wachsen zu lassen.
  • Beim Verfahren der vorliegenden Erfindung ist es zum selektiven Ausbilden eines gewünschten kristallinen Abscheidungsfilmes erforderlich, vorher ein Material anzuordnen, das in der Lage ist, selektiv Kristallkerne in der dem Zweck entsprechenden Form auszubilden, die regelmäßig oder unregelmäßig auf der Substratoberfläche verstreut sind.
  • Unter Ausnutzung der Differenz in der Kristallkernbildungsdichte in Abhängigkeit von den Arten der Materialien, die die Kristallkernbildungsoberfläche bilden, und durch verstreutes Anordnen der Kernbildungsflächen mit einem gewünschten Muster auf dem Substrat kann ein gewünschter Abscheidungsfilm selektiv ausgebildet werden.
  • Bei der vorliegenden Erfindung können als Substrat zum Erhalt eines Si-Kristalls beispielsweise die Materialien ver wendet werden, bei denen Si&sub3;N&sub4; verstreut auf einem SiO&sub2;- Film angeordnet ist, oder diejenigen, bei denen SiO&sub2; einen Si&sub3;N&sub4;-Film abdeckt, so daß das Si&sub3;N&sub4; teilweise freiliegt.
  • Bei diesen Substraten wird von der Eigenschaft der Siliciumkristallkerne Gebrauch gemacht, die mit Leichtigkeit auf Si&sub3;N&sub4; und mit schwierigkeiten auf SiO&sub2; ausgebildet werden&sub4; Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren zur Ausbildung eines Abscheidungsfilmes können sowohl amorphe als auch kristalline Materialien Verwendung finden, unter der Voraussetzung, daß diese einen Unterschied in bezug auf die einfache und schwierige Ausbildung der Kristallkerne besitzen.
  • Die Substrattemperatur (Ts) während der Filmerzeugung kann in Abhängigkeit von der Art des auszubildenden Abscheidungsfilmes und der Art des verwendeten Substrates in geeigneter Weise eingestellt werden.
  • Zum besseren Verständnis der vorliegenden Erfindung wird nachfolgend das allgemeine Verfahren zur Ausbildung eines Dünnfilmes aus Metall für einen Halbleiter erläutert.
  • Wenn die Abscheidungsfläche aus einem Material besteht, das sich von dem des fliegenden Atoms unterscheidet, insbesondere aus einem amorphen Material, diffundieren die fliegenden Atome frei auf der Substratfläche oder werden wieder verdampft (freigesetzt). Als Ergebnis der gegenseitigen Kollision zwischen den Atomen wird ein Kristallisationskern gebildet. Wenn dessen Größe den Wert rc (= - 2 o /gv) erhält, bei dem seine freie Energie G zu einem Maximum (kritischer Kern) wird, wird G reduziert und der Kern setzt sein stabiles dreidimensionales Wachstum fort, so daß er die Form einer Insel erhält. Der Kristallisationskern mit einer Größe, die rc übersteigt, wird als "stabiler Kern" bezeichnet. Wenn nicht speziell anders vermerkt, bezieht sich der Begriff "Kern" in der nachfolgenden grundlegenden Beschreibung der vorliegenden Erfindung auf diesen "stabilen Kern". Von den "stabilen Kernen" werden die mit einem kleinen r als "Anfangskerne" bezeichnet.
  • Die durch die Ausbildung des Kernes erzeugte freie Energie läßt sich wie folgt kennzeichnen:
  • G = 4πf(θ)( o r² + 1/3 gv r³) f(θ) = 1/4 (2 - 3 cosθ + cos² θ)
  • wobei bedeuten:
  • r: Radius der Krümmung des Kernes
  • : Kontaktwinkel des Kernes
  • gv: freie Energie pro Abscheidungseinheit
  • o: Oberflächenenergie zwischen Kern und Vakuum.
  • Figur 1 zeigt die Art und Weise, in der sich die freie Energie G verändert. In der gleichen Figur beträgt der Krümmungsradius des stabilen Kernes rc, wenn die freie Energie G den Maximalwert einnimmt.
  • Somit wachsen die Kerne und erhalten die Form von Inseln. Sie wachsen dann weiter, wodurch der gegenseitige Kontakt zwischen den Inseln fortschreitet, bis manchmal Koaleszenz auftritt. Über eine Netzwerkstruktur entsteht schließlich ein kontinuierlicher Film, der die Substratoberfläche vollständig abdeckt. Gemäß einem derartigen Prozeß wird ein Dünnfilm auf dem Substrat abgeschieden.
  • In dem vorstehend beschriebenen Abscheidungsprozeß werden die Dichte der pro Flächeneinheit der Substratoberfläche gebildeten Kerne, die Kerngröße und die Kernbildungsgeschwindigkeit in Abhängigkeit vom Zustand des Abscheidungssystems festgelegt. Insbesondere die Wechselwirkung zwischen den fliegenden Atomen und dem Material der Substratoberfläche stellt einen wichtigen Faktor dar. Ferner wächst eine spezielle Kristallrichtung parallel zum Substrat durch Anisotropie relativ zur Kristallfläche der Grenzflächenenergie an der Grenzfläche zwischen dem abgeschiedenen Material und dem Substrat. Wenn das Substrat amorph ist, ist die Kristallrichtung innerhalb der Substratebene nicht konstant. Aus diesem Grunde werden durch gegenseitige Kollision zwischen Kristallkernen oder Inseln Korngrenzen gebildet. Insbesondere im Fall der gegenseitigen Kollision zwischen Inseln mit einer gewissen Größe oder mehr werden Korngrenzen als solche beim Auftreten von Koaleszenz gebildet. Da die gebildeten Korngrenzen sich in der festen Phase nicht einfach bewegen, werden die Korngrenzen an diesem Punkt festgelegt.
  • Als nächstes wird das selektive Abscheidungsverfahren zur selektiven Ausbildung eines Abscheidungsfilmes auf der Abscheidungsfläche beschrieben. Bei dem selektiven Abscheidungsverfahren handelt es sich um ein Verfahren, bei dem ein Dünnfilm selektiv auf dem Substrat ausgebildet wird, und zwar unter Ausnutzung der Differenzen zwischen den die Kernbildung im Dünnfilmerzeugungsprozeß beeinflussenden Materialfaktoren, wie beispielsweise der Oberflächenenergie, des Befestigungskoeffizienten, des Freigabekoeffizienten, der Oberflächendiffusionsgeschwindigkeit etc.
  • Die Figuren 2A und 2B sind Darstellungen des selektiven Abscheidungsverfahrens. Wie in Figur 2A gezeigt, wird zuerst auf dem Substrat 1 ein Dünnfilm 2, der ein Material umfaßt, das sich in bezug auf die obigen Faktoren vom Substrat 1 unterscheidet, an einem gewünschten Abschnitt ausgebildet. Wenn die Abscheidung eines Dünnfilmes mit einem geeigneten Material unter geeigneten Abscheidungsbedingungen durchgeführt wird, wächst ein Dünnfilm 3 nur auf dem Dünnfilm 2, wodurch es möglich ist, ein Phänomen zu nutzen, daß kein Wachstum auf dem Substrat 1 auftritt. Unter Ausnutzung dieses Phänomens kann der in selbstanpassender Weise ausgebildete Dünnfilm 3 wachsen, wodurch es möglich wird, die Lithographieschritte unter Verwendung eines Resistes, wie sie im Stand der Technik praktiziert werden, wegzulassen.
  • Als Material zur Ermöglichung der Abscheidung eines Siliciumdünnfilmes 2 gemäß einem derartigen selektiven Ausbildungsverfahren kann beispielsweise SiO&sub2; als Substrat 1 und Si, GaAs, Siliciumnitrid als Dünnfilm 2 verwendet werden.
  • Figur 3 ist ein Diagramm, das die Änderung der Kernbildungsdichte (ND) auf der abgeschiedenen Fläche von SiO&sub2; und der abgeschiedenen Fläche aus Siliciumnitrid mit der Zeit zeigt.
  • Wie in diesem Diagramm gezeigt, ist bald nach dem Beginn der Abscheidung die Kernbildungsdichte (ND) auf SiO&sub2; bei 10³ cm&supmin;² oder weniger gesättigt. Dieser Wert wird selbst nach 20 Minuten nicht wesentlich verändert.
  • Im Gegensatz dazu findet bei Siliciumnitrid (Si&sub3;N&sub4;) eine einmalige Sättigung bei etwa 4 x 10&sup5; cm&supmin;² oder weniger statt und keine wesentliche Änderung über 10 Minuten danach, wobei jedoch hiernach ein abrupter Anstieg erfolgt. Dieses Meßbeispiel zeigt den Fall, bei dem SiCl&sub4;-Gas mit H&sub2; verdünnt ist und nach dem CVD-Verfahren bei einem Druck von 2,27 x 10&sup4; Pa (170 Torr) und einer Temperatur von 1000ºC abgeschieden wird.
  • Ein derartiges Phänomen hängt stark vom Unterschied des Adsorptionskoeffizienten, Freigabekoeffizienten, Oberflächen diffusionskoeffizienten etc. der Materialoberflächen aus SiO&sub2; und Siliciumnitrid relativ zu Si ab. Die Tatsache, daß SiO&sub2; selbst durch die Reaktion von SiO&sub2; mit Si-Atomen geätzt wird, so daß Siliciummonoxid mit h-herem Dampfdruck gebildet wird, während kein derartiges Ätzphänomen auf Siliciumnitrid auftritt, kann jedoch auch als Grund für eine selektive Abscheidung angesehen werden (T. Yonehara, S. Yoshioka, S. Miyazawa, Journal of Applied Physics 53, 6839, (1982)).
  • Somit kann durch Auswahl von SiO&sub2; und von Siliciumnitrid als Materialien der Abscheidungsfläche und von Silicium als abzuscheidendes Material ein ausreichend großer Kernbildungsdichtenunterschied (&Delta;ND) erhalten werden, wie im gleichen Diagramm gezeigt. Obwohl SiO&sub2; als Material für die Abscheidungsfläche wünschenswert ist, ist dies nicht einschränkend. Ein für die Praxis ausreichender Kernbildungsdichtenunterschied (AND) kann auch durch Verwendung von SoOx (0 < x < 2) erhalten werden. Natürlich ist die vorliegende Erfindung nicht auf diese Materialien beschränkt. Der Unterschied in der Kernbildungsdichte (&Delta;ND) kann in ausreichender Weise das 10³-fache oder mehr in der Kerndichte betragen, wie durch das gleiche Diagramm gezeigt. Eine ausreichende selektive Ausbildung des Abscheidungsfilmes kann mit den nachfolgend beispielhaft wiedergegebenen Materialien erfolgen.
  • Als anderes Verfahren zum Erhalt dieses Kernbildungsdichtenunterschiedes (ND) k:nnen Ionen aus Si, N etc. lokal in die SiO&sub2;-Oberfläche injiziert werden, um einen Bereich auszubilden, der überschüssiges Si oder N enthält.
  • Die vorliegende Erfindung benutzt die selektive Abscheidung auf der Basis eines derartigen Kernbildungsdichtenunterschiedes (&Delta;ND). Durch Ausbildung eines ausreichend kleinen Bereiches einer unterschiedlichen Art von Material mit einer ausreichend größeren Kernbildungsdichte als das Material der Abscheidungsfläche, so daß ein einziger Kern auf dem Bereich wachsen kann, soll ein Einzelkristall selektiv nur an der Stelle wachsen, an der ein derart feiner Materialunterschied existiert.
  • Da das selektive Wachstum eines Einzelkristalls in Abhängigkeit vom Elektronenzustand der Kristallausbildungsfläche festgelegt wird, insbesondere dem Zustand der freien Bindungen, muß das Material mit der höheren Kernbildungsdichte (beispielsweise Si&sub3;N&sub4;) nicht ein massives Material sein. Es kann vielmehr auch als Dünnfilm auf der Oberfläche einer Basisplatte aus irgendeinem gewünschten Material ausgebildet sein, um die obige Kristallbildungsfläche vorzusehen.
  • Nachfolgend wird die vorliegende Erfindung im einzelnen in Verbindung mit den Zeichnungen erläutert.
  • Die Figuren 4 (A) - 4 (D) sind Darstellungen der Ausbildungsschritte bei einer ersten Ausführungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens zur Filmerzeugung. Die Figuren 5 (A) und 5 (B) sind perspektivische Ansichten, die den Figuren 4 (A) und 4 (D) entsprechen.
  • Wie in den Figuren 4 (A) und 5 (A) gezeigt, sind auf dem amorphen isolierenden Substrat 11 mit einem Intervall einer Distanz 1 Kernbildungsflächen (&Delta;NDL) 12-1, 12-2 eines Materiales, das sich vom Substrat 11, das die obige selektive Kernbildung ermöglicht, unterscheidet, ausreichend fein angeordnet. Die Distanz 1 ist so eingestellt, daß sie der Größe des Einzelkristallbereiches entspricht, der für die Ausbildung einer Halbleitervorrichtung oder einer Gruppe von Vorrichtungen erforderlich ist, oder größer als diese ist.
  • Als nächstes wird durch Auswahl von geeigneten Kristaller zeugungsbedingungen auf den Kernbildungsflächen (SNDL) 12- 1, 12-2 nur ein Kern eines Kristallbildungsmateriales ausgebildet. Die Kernbildungsflächen 12-1, 12-2 müssen mit einer ausreichend feinen Größe (Fläche) so ausgebildet werden, daß nur ein einziger Kern ausgebildet werden kann. Die Größe der Kernbildungsflächen (SNDL) 12-1, 12-2, die in Abhängigkeit von der Art des Materiales unterschiedlich sein kann, kann einige um oder weniger betragen. Der Kristallisationskern wächst, während die Einzelkristallstruktur aufrechterhalten wird, und es entstehen inselförmige Einzelkristallkörner 13-1, 13-2, wie in Figur 4 (B) gezeigt. Zur Ausbildung der inselförmigen Einzelkristallkörner 13-1, 13- 2 ist es wünschenswert, die Bedingungen so festzulegen, daß im wesentlichen keine Kernbildung überhaupt auf anderen Flächen als den Kernbildungsflächen (SNDL) auf dem Substrat 11 stattfinden kann.
  • Die Kristallrichtung in Richtung der Normalen des Substrates 11 der inselförmigen Einzelkristallkörner 13-1, 13-2 wird so festgelegt, daß die Grenzflächenenergie des Materiales des Substrates 11 und des materialbildenden Kernes minimal wird, denn Oberflächenenergie oder Grenzflächenenergie besitzt Anisotropie in Abhängigkeit von der Kristallfläche. Wie vorstehend erwähnt, wird jedoch die Kristallrichtung innerhalb der Substratebene eines amorphen Substrates nicht festgelegt.
  • Die inselförmigen Einzelkristallkörner 13-1, 13-2 wachsen weiter und werden zu Einzelkristallen 13A-1, 13A-2, bis die benachbarten Einzelkristalle 13A-1, 13A-2 einander kontaktieren, wie in Figur 4 (C) gezeigt. Da jedoch die Kristallrichtungen innerhalb der Substratebene nicht konstant sind, wird eine Kristallkorngrenze 14 an der Zwischenposition zwischen den Kernbildungsflächen (SNDL) 12-1 und 12-2 gebildet.
  • Danach wachsen die Einzelkristalle 13A-1, 13A-2 dreidimensional. Es treten jedoch Kristallflächen mit langsamer Wachstumsgeschwindigkeit als Facette auf. Aus diesem Grunde werden die Oberflächen der Einzelkristalle 13A-1, 13A-2 durch Ätzen oder Polieren abgeflacht. Ferner wird der Abschnitt der Korngrenze 14 entfernt, um Dünnfilme aus Einzelkristallen 15-1, 15-2 .. zu bilden, die keine Korngrenze in der Form von Kristallgittern enthalten, wie in den Figuren 4 (D) und 5 (B) gezeigt. Die Größe der Einzelkristallfilme 15-1, 15-2 .. wird durch das Intervall 1 zwischen den Kernbildungsflächen (SNDL) 12A-1, 12A-2 festgelegt, wie vorstehend beschrieben. Durch genaues Festlegen des Ausbildungsmusters der Kernbildungsfläche (SNDL) 12A-1, 12A-2 kann somit die Position der Korngrenze so gesteuert werden, daß Einzelkristalle mit gewünschten Größen in einer gewünschten Anordnung ausgebildet werden.
  • Die Figuren 6 (A) - 6 (D) zeigen die Ausbildungsschritte des Kristalls bei einer zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung. Wie in diesen Figuren gezeigt, wird auf einem gewünschten Substrat 4 eine Dünnfilm-Nichtkernbildungsfläche (SNDS) 5 ausgebildet, die ein Material mit geringer Kernbildungsdichte (ND) umfaßt, das eine selektive Kernbildung ermöglicht. Hierauf werden Kernbildungsflächen (SNDL) 12, die eine andere Art von Material mit größerer Kernbildungsdichte (ND) umfassen, mit einem Intervall 1 ausgebildet, und eine Einzelkristallschicht 15 kann in der gleichen Weise wie bei der vorstehend beschriebenen Ausführungsform erzeugt werden.
  • Die Figuren 7 (A) - 7 (C) sind Darstellungen der Ausbil dungsschritte bei einer dritten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung, während die Figuren 8 (A) und 8 (B) perspektivische Ansichten der Substrate der Figuren 7 (A) und 7 (C) sind.
  • Wie in den Figuren 7 (A) und 8 (A) gezeigt, werden zuerst konkave Bereiche 16 mit einer gewünschten Größe und Form auf dem amorphen isolierenden Substrat 11 ausgebildet. Hierin werden Kernbildungsflächen (SNDL) 12 mit einer ausreichend feinen Größe zur Ausbildung nur eines einzigen Kernes erzeugt.
  • Wie in Figur 7 (B) gezeigt, läßt man danach inselförmige Einzelkristallkörner 13 wie bei der ersten Ausführungsform wachsen.
  • Wie in den Figuren 7 (C) und 8 (B) gezeigt, läßt man die Einzelkristallkörner 13 wachsen, bis die konkaven Bereiche (Ausnehmungen) 16 zur Ausbildung eines Einzelkristalls 17 eingebettet sind.
  • Da bei dieser Ausführungsform Einzelkristallkörner 13 innerhalb der Ausnehmung 16 wachsen, können die Schritte des Abflachens und Entfernens des Kornabschnittes überflüssig sein.
  • Die Figuren 9 (A) - 9 (C) zeigen die Ausbildungsschritte eines Kristalls gemäß einer vierten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung. Wie in diesen Figuren gezeigt, wird auf irgendeinem gewünschten Substrat 4 in entsprechender Weise wie bei der ersten Ausführungsform eine Dünnfilm- Nichtkernbildungsfläche (SNDS) 18 ausgebildet, die ein Material mit geringer Kernbildungsdichte (ND) umfaßt, das eine selektive Kernbildung ermöglicht. Hierauf werden Ausnehmungen 16 mit einer gewünschten Größe und Form ausgebildet. Innerhalb der Ausnehmungen werden kleine Kernbildungsflächen (SNDL) 12 erzeugt, die ein Material mit größerer Kernbildungsdichte (ND) umfassen, das sich von dem die Nichtkernbildungsfläche (SNDS) bildenden Material unterscheidet. Einzelkristalle 17 werden in der gleichen Weise wie bei der fünften Ausführungsform ausgebildet.
  • Die Figuren 10 (A) - 10 (C) sind Darstellungen der Ausbildungsschritte eines Kristalls gemäß einer fünften Ausführungsform der vorliegenden Erfindung. Nach der Ausbildung von Ausnehmungen in einem gewünschten Substrat wird eine Dünnfilm-Nichtkernbildungsfläche (SNDS) 20 ausgebildet, die ein Material mit ausreichend geringer Kernbildungsdichte (ND) umfaßt, das eine selektive Kernbildung ermöglicht. Hiernach folgt das gleiche Verfahren wie bei den obigen Ausführungsformen, so daß Einzelkristalle 17 ausgebildet werden können.
  • Die Figuren 11 (A) - 11 (D) sind Darstellungen der Schritte zur Ausbildung eines Kristalls gemäß einer sechsten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung.
  • Diese Figuren 11 (A) - 11 (C) entsprechen den Figuren 4 (A) - 4 (C). Eine Vielzahl (in der Figur 2) von Kernbildungsflächen 12 wird mit einem Intervall von 1 ausgebildet, und Einzelkristallkörner 13, die einem Überwachstum ausgesetzt sind, werden auf den Kernbildungsflächen 12 erzeugt. Dadurch, daß man die Einzelkristallkörner 13 weiter wachsen läßt, um Einzelkristalle 13A zu formen, wird eine Korngrenze 14 in geigneter Weise in der Mitte zwischen den Kernbildungsflächen (SNDL) 12 ausgebildet. Durch Abflachung der Oberfläche des Einzelkristalls 13A kann eine polykristalline Schicht 21 mit regelmäßigen Korngrößen erhalten werden, die etwa 1 entsprechen, wie in Figur 11 (D) gezeigt.
  • Da die Korngröße der polykristallinen Schicht 21 durch das Intervall 1 zwischen den Kernbildungsflächen (SNDL) 12 festgelegt wird, wird es möglich, die Korngröße des Polykristalls zu steuern. Beim Stand der Technik wurde die Korngröße eines Polykristalls durch eine Vielzahl von Faktoren, wie beispielsweise das Ausbildungsverfahren, die Ausbildungstemperatur etc., verändert. Wenn man ein Polykristall mit einer großen Korngröße herstellte, hatte dies eine Korngrößenverteilung mit einer beträchtlichen Breite. Erfindungsgemäß konnen jedoch die Korngröße und die Korngrößenverteilung mit guter Steuerbarkeit durch das Intervall 1 zwischen den Kernbildungsflächen 12 festgelegt werden.
  • Wie in Figur 6 gezeigt, können natürlich die obige Polykristallschicht 21 durch Ausbildung einer Nichtkernbildungsfläche (SNDS) 5 mit geringer Kernbildungsdichte (ND) auf einem gewünschten Substrat 4 und die Kernbildungsflächen (SNDL) 12-1, 12-2 mit größerer Kernbildungsdichte (ND) erzeugt werden. Wie vorstehend erwähnt, sind in diesem Fall das Substratmaterial und die Struktur nicht beschränkt. Die Polykristallschicht 21 kann durch Steuern der Korngröße und der Korngrößenverteilung ausgebildet werden.
  • Als nächstes wird das spezielle Verfahren zur Ausbildung einer Einzelkristallschicht oder einer Polykristallschicht bei den obigen Ausführungsformen in größeren Einzelheiten beschrieben, wobei in erster Linie auf die in Figur 4 gezeigte erste Ausführungsform und die in Figur 11 gezeigte sechste Ausführungsform bezug genommen wird.
  • Durch thermische Oxidation eines Si-Einzelkristallplättchens zur Ausbildung einer SiO&sub2;-Schicht auf der Oberfläche wird ein Substrat 11 erhalten, dessen Oberfläche zu einer Nichtkernbildungsfläche (SNDS) geformt wurde. Natürlich kann auch ein Quarzsubstrat, das ein Material mit einer geringen Kernbildungsdichte (ND) ist, als Substrat 11 verwendet werden. Alternativ kann eine Nichtkernbildungsfläche (SNDS) vorgesehen werden, indem eine SiO&sub2;-Schicht auf der Oberfläche irgendeines gewünschten Basissubstrates, wie Metall, Halbleiter, magnetisches Materiall, piezoelektrisches Material, Isolator etc., ausgebildet wird, und zwar durch das Sputterverfahren, das CVD-Verfahren, das Vakuumbedampfungsverfahren etc. Als das die Nichtkernbildungsflächen (SNDS) bildende Material ist SiO&sub2; wünschenswert. Es kann jedoch auch SiOx (0 < x < 1) Verwendung finden, wobei der Wert x variiert wird.
  • Auf der auf diese Weise auf der Oberfläche des Substrates 11 ausgebildeten SiO&sub2;-Schicht wird eine Siliciumnitridschicht (Si&sub3;N&sub4;-Schicht) oder eine polykristalline Siliciumschicht gemäß dem chemischen Bedampfungsverfahren mit reduziertem Druck ausgebildet. Danach wird die Siliciumnitridschicht oder die polykristalline Siliciumschicht einer Bemusterung gemäß einer herkömmlichen Lithographietechnik oder Lithographietechnik unter Verwendung von Röntgenstrahlen, Elektronenstrahlen oder lonenstrahlen unterzogen, wodurch eine Kernbildungsfläche (SNDL) 12 mit einem feinen Bereich von vorzugsweise 10 um oder weniger, bevorzugter einigen um oder weniger, optimal etwa 1 um oder weniger, ausgebildet wird.
  • Danach läßt man beispielsweise durch selektive Verwendung eines geeigneten Gases von den vorstehend erwähnten Gasen und nach dem FOCVD-Verfahren beispielsweise ein Si-Einzelkristall selektiv auf dem obigen Substrat 11 wachsen. Bei diesen Verfahren können die Substrattemperatur, der Druck etc. in zweckmäßiger Weise festgelegt werden. Die Substrattemperatur kann vorzugsweise 100 bis 600ºC betragen.
  • Innerhalb einer Zeit von etwa einigen 10 Minuten wachsen durch Auswahl von optimalen Wachstumsbedingungen Körner 13 von Einzelkristallen aus Si auf den Kernbildungsflächen (SNDS) 12, die eine Siliciumnitridschicht oder eine polykristalline Siliciumschicht auf der SiO&sub2;-Schicht umfassen, als Zentren bis zu Größen von einigen 10 um oder mehr.
  • Danach werden durch Reaktivionenätzen (RIE) unter Ausnutzung der Ätzgeschwindigkeitsdifferenz zwischen Si und SiO&sub2; die Oberflächen der Einkristalle 13A durch selektives Ätzen von nur Si abgeflacht, wodurch eine polykristalline Siliciumschicht 21 mit gesteuerter Korngröße ausgebildet werden kann (Figur 11 (D). Durch Entfernung des Korngrenzenabschnittes werden inselförmige Einzelkristallsiliciumschichten 15-1, 15-2 ausgebildet (Figur 4 (D). Wenn die Unebenheit auf der Oberfläche der Einzelkristallkörner 13A-1, 13A-2 groß ist, kann ein mechanisches Polieren vor dem Ätzen durchgeführt werden.
  • Wenn gemäß einer herkömmlichen Halbleitervorrichtungsherstelltechnik elektrische Feldeffekttransistoren auf den Einzelkristallsiliciumschichten 15 hergestellt werden, die auf diese Weise mit einer Größe von einigen 10 um oder mehr ausgebildet worden sind und keine Korngrenze enthalten, werden Eigenschaften erhalten, die nicht schlechter sind als die bei Ausbildung auf einem Einzelsiliciumplättchen.
  • Ferner kann eine gegenseitige Beeinflussung zwischen den benachbarten Einzelkristallsiliciumschichten verhindert werden, wenn diese über einen elektrischen Isolator, wie beispielsweise SiO&sub2;, elektrisch voneinander getrennt werden, selbst wenn ein komplementärer elektrischer Feldeffekttransistor (C-MOS) hergestellt wird.
  • Da die Dicke der aktiven Schicht der ausgebildeten Vorrichtung geringer ist als in dem Fall, in dem ein Si-Plättchen verwendet wird, treten keine fehlerhaften Wirkungen durch die bei Bestrahlung erzeugten Ladungen auf. Durch eine Absenkung der unerwünschten Kapazität kann eine Geschwindigkeitserhöhung der Vorrichtung realisiert werden. Da jedes beliebige gewünschte Substrat verwendet werden kann, kann eine Einzelkristallschicht auf einem Substrat großer Fläche mit geringeren Kosten als bei Verwendung eines Si- Plättchens ausgebildet werden. Da eine Einzelkristallschicht auch auf anderen Halbleitern, piezoelektrischen Materialien, dielektrischen Materialien etc. ausgebildet werden kann, kann eine multifunktionale dreidimensionale integrierte Schaltung realisiert werden. Die vorliegende Erfindung entfaltet somit eine ganze Reihe von ausgezeichneten Wirkungen.
    • (Zusammensetzung von Siliciumnitrid)
  • Um einen ausreichenden Kernbildungsdichtenunterschied (&Delta;ND) zwischen dem Material (MS) zur Ausbildung der Nichtkernbildungsfläche (SNDS) und dem Material (ML) zur Ausbildung der Kernbildungsfläche (SNDL) zu erhalten, wie vorstehend be schrieben, für polykristallines Silicium oder SiO&sub2; als Material zur Ausbildung der Nichtkernbildungsfläche (SNDS) in Kombination, ist das Material zur Ausbildung der Kernbildungsfläche (SNDL) nicht auf Si&sub2;N&sub4; beschränkt, sondern es können Siliciumnitride mit verschiedenartigen chemischen Zusammensetzungsverhältnissen verwendet werden.
  • Das chemische Zusammensetzungsverhältnis von Siliciumnitrid kann beispielsweise wie folgt variiert werden.
  • Im Plasma-CVD-Verfahren zur Ausbildung eines Siliciumnitridfilmes bei niedriger Temperatur durch Zersetzung von SiH&sub4;-Gas und NH&sub3;-Gas im Hochfrequenzplasma kann das Zusammensetzungsverhältnis von Si und N im abgeschiedenen Siliciumnitridfilm durch Variation des Durchsatzverhältnisses des SiH&sub4;-Gases und NH&sub3;-Gases in großem Umfang variiert werden.
  • Figur 12 ist ein Diagramm, das ein Beispiel der Beziehung zwischen dem Durchsatzverhältnis von SiH&sub4; und NH&sub3; und dem Zusammensetzungsverhältnis von Si und N im ausgebildeten Siliciumnitridfilm zeigt.
  • Die Abscheidungsbedingungen zu diesem Zeitpunkt betrugen: Hochfrequenzenergieabgabe 175 W, Substrattemperatur 380ºC. Der Durchsatz des NH&sub3;-Gases wurde variiert, während der Durchsatz des SiH&sub4;-Gases auf 300 cm³/min fixiert wurde. Wie im gleichen Diagramm gezeigt, ergab sich bei einer Änderung des Gasdurchsatzverhältnisses von NH&sub3;/SiH&sub4; von 4 auf 10 eine Änderung des Si/N-Verhältnisses im Siliciumnitridfilm von 1,1 auf 0,58 gemäß Auger's Elektronenspektrophotometrie.
  • Bei Ausbildung des Siliciumnitridfilmes nach dem CVD-Verfahren unter reduziertem Druck durch Einführung von SiH&sub2;Cl&sub2;-Gas und NH&sub3;-Gas unter den Bedingungen eines reduzierten Druckes von 40 Pa (0,3 Torr) und einer Temperatur von etwa 800ºC wurde festgestellt, daß die Zusammensetzung Si&sub3;N&sub4; (Si/N = 0,75) betrug, was etwa dem stöchiometrischen Verhältnis entspricht.
  • Bei Ausbildung des Siliciumnitridfilrnes durch Wärmebehandlung von Si bei etwa 1200ºC in Ammoniak oder N&sub2; (Heißnitrifikationsverfahren) kann eine Zusammensetzung erhalten werden, die dem stöchiometrischen Verhältnis weiter angenähert ist, da das Ausbildungsverfahren unter thermischem Gleichgewicht durchgeführt wird.
  • Durch Verwendung von Siliciumnitriden, die durch die verschiedenen, vorstehend beschriebenen Verfahren hergestellt wurden, als Material zur Ausbildung der Kernbildungsfläche (SNDL) mit höherer Kernbildungsdichte als SiO&sub2; kann der vorstehend erwähnte Kern aus Si auf der Siliciumnitrid umfassenden Kernbildungsfläche (SNDL) wachsen, so daß auf der Basis der Kernbildungsdichte (&Delta;ND) entsprechend dem chemischen Zusammensetzungsverhältnis von Siliciumnitrid ein Si-Einzelkristall gebildet wird.
  • Figur 13 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem Si/N-Zusammensetzungsverhältnis und der Kernbildungsdichte (ND) zeigt. Wie im gleichen Diagramm gezeigt, ändert sich durch Variation des chemischen Zusammensetzungsverhältnisses des Siliciumnitridfilmes die Kernbildungsdichte des hierauf ausgebildeten Si-Einzelkristallkernes in einem großen Ausmaß. Die Kernbildungsbedingungen in dem in Figur 13 gezeigten Diagramm entsprechen dem Fall, bei dem ein Si- Einzelkristallkern durch Reaktion von SiCl&sub4;-Gas, reduziert auf 2,33 Pa (175 Torr), mit H&sub2; bei 1000ºC erzeugt wurde. Natürlich wird ein anderes Diagramm erhalten, wenn die Kernbildungsbedingungen, wie beispielsweise die Gasart, der Druck, die Temperatur etc., verändert werden.
  • Das Phänomen, daß sich die Kernbildungsdichte somit in Abhängigkeit vom chemischen Zusammensetzungsverhältnis von Siliciumnitrid ändert, beeinflußt die Größe (Fläche) der Nichtkernbildungsfläche (SNDS), wenn Siliciumnitrid als Material zur Ausbildung der Kernbildungsfläche (SNDL) verwendet wird, die ausreichend fein ausgebildet wird, so daß ein einziger Kristallkern wachsen kann. Wenn Siliciumnitrid mit einer Zusammensetzung mit einer großen Kernbildungsdichte (ND) verwendet wird, kann nur ein Einzelkristall auf der Kernbildungsfläche (SNDL) ausgebildet werden, indem die Kernbildungsfläche (SNDL) im Vergleich zum Siliciumnitrid mit einer kleineren Kernbildungsdichte (ND) extrem fein ausgebildet wird.
  • Dieser Punkt ist als entsprechende Tendenz auf andere Matenahen zur Ausbildung einer Kernbildungsfläche (SNDL) übertragbar.
  • Es ist wünschenswert, eine Kernbildungsdichte (ND) und eine Größe der Kernbildungsfläche (SNDL), die aus Siliciumnitrid etc. ausgebildet wurde, auszuwählen, mit denen in geeigneter Weise nur ein Einzelkristall ausgebildet werden kann. Beispielsweise ist es unter einer Kernbildungsbedingung zum Erhalt einer Kernbildungsdichte (ND) von etwa 10&sup5; cm&supmin;² möglich, selektiv nur einen einzigen Kern zu formen, wenn die Größe der Kernbildungsfläche (SNDL), die Siliciumnitrid umfaßt, etwa 4 um oder weniger beträgt. Das Si/N-Verhältnis liegt in diesem Fall bei etwa 0,5.
    • (Ausbildung der Kernbildungsfläche (SNDL) durch Ioneninjektion)
  • Als anderes Verfahren zum Realisieren einer Kernbildungsdichtendifferenz (AND)&sub1;wenn ein Si-Einzelkristallkern gebildet wird, kann eine Ioneninjektion von Si, N, P, B, F, Ar, He, C, As, Ga, Ge etc. lokal auf die SiO&sub2;-Oberflijche, die ein Material zur Ausbildung einer Nichtkernbildungsfläche (SNDS) mit kleinerer Kernbildungsdichte darstellt, durchgeführt werden, um einen modifizierten Bereich mit einer gewünschten Größe auf der Oberfläche der SiO&sub2;-Schicht auszubilden. Dieser modifizierte Bereich kann als Kernbildungsfläche (SNDL) mit größerer Kernbildungsdichte (ND) verwendet werden.
  • Beispielsweise wird die Oberfläche der SiO&sub2;-Schicht mit einer Fotoresistschicht abgedeckt, und die gewünschten Abschnitte werden belichtet, entwickelt und gelöst, so daß die Oberfläche der SiO&sub2;-Schicht freigelegt wird.
  • Dann werden durch Verwendung von SiF&sub4;-Gas als Quellengas Si-Ionen auf den freiliegenden Oberflächenabschnitt der SiO&sub2;-Schicht bei 10 keV und einer Dichte von 1 x 10¹&sup6; - 1 x 1018 cm&supmin;² implantiert. Die projizierte Flugdistanz beträgt in diesem Fall 11,4 nm (114 Å), und die Si-Konzentration auf der freiliegenden Oberfläche der SiO&sub2;-Schicht erreicht etwa 10²² cm&supmin;³. Da die SiO&sub2;-Schicht ursprünglich amorph ist, ist der modifizierte Bereich, der durch Injektion von Si-Ionen übermäßig stark mit Si angereichert ist, ebenfalls amorph.
  • Zur Ausbildung eines modifizierten Bereiches kann die Ioneninjektion mit Hilfe eines Resistes als Maske durchge führt werden. Es ist jedoch auch möglich, einen verengten Si-Ionenstrahl selektiv an einer gewünschten Position auf der Oberfläche der SiO-Schicht innerhalb eines gewünschten Bereiches ohne Verwendung einer Resistmarke durch Anwendung einer Technik mit konvergiertem Ionenstrahl zu injizieren.
  • Nach Durchführung der Si-Ioneninjektion auf diese Weise wird durch Abziehen des Resistes auf dem verbleibenden Abschnitt der modifizierte Bereich mit übermäßig hohem Si-Anteil im Oberflächenabschnitt der SiO&sub2;-Schicht an einer gewünschten Stelle mit einer gewünschten Größe ausgebildet. Auf dem modifizierten Bereich des Oberflächenabschnittes der SiO&sub2;-Schicht, die einen derart ausgebildeten modifizierten Bereich besitzt, kann ein Si-Einzelkristall in Dampfphase wachsen.
  • Figur 14 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der injizierten Menge an Si-Ionen und der Kernbildungsdichte (ND) zeigt.
  • Wie in diesem Diagramm gezeigt, nimmt die Kernbildungsdichte (ND) zu, wenn die Menge an injiziertem Si&spplus; größer wird.
  • Indem man daher diesen modifizierten Bereich ausreichend fein ausbildet, kann man nur einen einzigen Kern aus Si wachsen lassen, wobei dieser modifizierte Bereich als Kernbildungsfläche (SNDL) dient. Auf diese Weise kann ein Einzelkristall wachsen, wie vorstehend beschrieben.
  • Die Ausbildung des modifizierten Bereiches zu einer ausreichend feinen Größe, um nur einen einzigen Kern wachsen zu lassen, kann in einfacher Weise reduziert werden, indem ein Resistmuster aufgebracht oder der Strahl eines konvergierten Ionenstrahles verengt wird.
  • Die Figuren 15 (A) - 15 (D) sind Darstellungen der Ausbildungsschritte einer siebten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung. Die Figuren 16 (A) und 16 (B) sind perspek tivische Ansichten, die den Figuren 15 (A) und 15 (D) entsprechen.
  • Wie in den Figuren 15 (A) und 16 (A) gezeigt, wird auf einem geeigneten Basissubstrat 10, wie beispielsweise einem Glassubstrat etc., ein amorpher isolierender Dünnfilm 12 mit größerer Kernbildungsdichte (ND), beispielsweise aus Si&sub3;N&sub4; etc., vorgesehen. Auf diesem Dünnfilm 12 wird selektiv ein Dünnfilm 11 an einer gewünschten Position mit einem anderen Material ausgebildet, das eine geringere Kernbildungsdichte als das den Dünnfilm 12 bildende Material besitzt, das die obige selektive Kernbildung mit einem Intervall einer Distanz 1 ermöglicht. Auf diese Weise werden Kernbildungsflächen (SNDL) 12A-1, 12A-2 mit ausreichend kleinen Bereichen angeordnet, um hierauf nur einen einzigen Kern auszubilden. Diese Distanz 1 kann auf eine Größe eingestellt werden, die der Größe des Einzelkristallbereiches entspricht, der für die Ausbildung einer Halbleitervorrichtung oder einer Gruppe von derartigen Vorrichtungen erforderlich ist oder größer als diese ist.
  • Als nächstes wird durch Auswahl von geeigneten Kristallausbildungsbedingungen auf den Kernbildungsflächen (SNDL) 12A- 1, 12A-2 nur ein Kern eines kristallbildenden Materiales ausgebildet. Wie vorstehend beschrieben, müssen die Kernbildungsflächen 12A-1, 12A-2 mit einer ausreichend feinen Größe (Fläche) ausgebildet werden, so daß nur ein einziger Kern ausgebildet werden kann. Die Größe der Kernbildungsflächen (SNDL) 12A-1, 12A-2, die in Abhängigkeit von der Art des Materiales unterschiedlich sein kann, kann einige um oder weniger betragen. Der in der obigen Weise ausgebildete Kern wächst, während die Einzelkristallstruktur aufrechterhalten wird, und wird zu inselförmigen Einzelkristallkörnern 13-1, 13-2, wie in Figur 15 (B) gezeigt. Zur Ausbildung der inselförmigen Einzelkristallkörner 13-1, 13-2 ist es wünschenswert, die Bedingungen so festzulegen, daß auf anderen Flächen als den Kernbildungsflächen (SNDL) 12A-1, 12A-2 [Nichtkernbildungsfläche (SNDS) 11-A] im wesentlichen überhaupt keine Kernbildung stattfindet.
  • Die Kristallrichtung in Richtung der Normalen d auf den Dünnfilm 12 der inselförmigen Einzelkristallkörner 13-1,1 3-2 wird so festgelegt, daß die Grenzflächenenergie des Materiales des Filmes 12 und des den Kern bildenden Materiales minimal wird, denn die Oberflächen- oder Grenzflächenenergie besitzt Anisotropie in Abhängigkeit von der Kristallfläche. Wie vorstehend jedoch bereits erwähnt, wird die Kristallrichtung innerhalb der Oberflächenebene bei einer amorphen Fläche nicht festgelegt.
  • Die inselförmigen Einzelkristallkörner 13-1, 13-2 wachsen weiter und werden zu Einzelkristallen 13A-1, 13A-2, bis die benachbarten Einzelkristalle 13A-1, 13A-2 einander kontaktieren, wie in Figur 15 (C) gezeigt. Da die Kristallrichtungen innerhalb der Substratebene jedoch von einem Einzelkristall zum anderen variieren, wird eine Kristallkorngrenze 14 in der Zwischenposition zwischen den Kernbildungsflächen (SNDL) 12-1 und 12-2 ausgebildet.
  • Danach wachsen die Einzelkristalle 13A-1, 13A-2 dreidimensional, wobei jedoch Kristallflächen mit langsamer Wachstumsgeschwindigkeit als Facette erscheinen. Aus diesem Grund werden die Oberflächen der Einzelkristalle 13A-1, 13A-2 durch Ätzen oder Polieren abgeflacht. Ferner wird der Abschnitt der Korngrenze 14 entfernt, um Dünnfilme aus Einzelkristallen 15-1, 15-2 .. zu bilden, die in der Form der Gitter keine Korngrenze enthalten, wie in den Figuren 15 (D) und 16 (B) gezeigt. Die Größe der Einzelkristallfilme 15-1, 15-2 .. wird durch das Intervall 1 zwischen den Kernbildungsflächen (SNDL) 12A-1, 12A-2 festgelegt, wie oben beschrieben. Somit kann durch geeignetes Bestimmen des Bildungsmusters der Kernbildungsfläche (SNDL) 12A-1, 12A-2 die Position der Korngrenze so gesteuert werden, daß Einzelkristalle mit gewünschten Größen in einer gewünschten Anordnung gebildet werden.
  • Die Figuren 17 (A) - 17 (C) sind Darstellungen der Ausbildungsschritte bei einer achten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung, und die Figuren 18 (A) und 18 (B) sind perspektivische Ansichten der Substrate der Figuren 17 (A) und 17 (C).
  • Wie in den Figuren 17 (A) und 18 (A) gezeigt, werden zuerst in entsprechender Weise, wie in Schritt (A) in Figur 4 gezeigt, Dünnfilme 12 und 11 auf dem Basissubstrat 10 vorgesehen, um Kernbildungsflächen (SNDL) 12A-1, 12A-2 und eine Nichtkernbildungsfläche (SNDS) 11A zu erzeugen. Danach wird ein Dünnfilm 11-1 mit dem gleichen Material wie der Dünnfilm 11a oder einem Material, dessen Kernbildungsdichte diesem Material entspricht oder geringer als dieses ist, ausgebildet, so daß konkave Bereiche 14-1, 14-2 mit gewünschten Größen und Formen an den entsprechenden Stellen der Kernbildungsflächen (SNDL) 12A-1, 12A-2 vorgesehen werden können. Somit wird ein Substrat zur Ausbildung eines Kristalls mit Kernbildungsflächen (SNDL) 12A-1, 12A-2 mit ausreichenden feinen Größen zur Ausbildung nur eines einzigen Kernes innerhalb von Ausnehmungen 14-1, 14-2 erzeugt.
  • Wie in Figur 17 (B) gezeigt, läßt man danach inselförmige Einzelkristallkörner 13-1, 13-2 wie bei der ersten Ausführungsform wachsen.
  • Wie in den Figuren 17 (C) und 18 (B) gezeigt, wachsen die Einzelkristallkörner 13-1, 13-2, bis die konkaven Bereiche 14-1, 14-2 eingebettet werden, um Einzelkristalle 15-1, 15- 2 zu erzeugen.
  • Da bei dieser Ausführungsform Einzelkristallkörner 13-1, 13-2 innerhalb der Ausnehmungen 14-1, 14-2 wachsen, können die Schritte zum Abflachen und Entfernen der Kornabschnitte entfallen.
  • Die Figuren 19 (A) - 19 (D) sind Darstellungen der Schritte zur Ausbildung eines Filmes bei einer neunten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung.
  • Die Figuren 19 (A) - 19 (C) entsprechen den Figuren 15 (A) - 15 (C). Eine Vielzahl (in der Figur 2) von Kernbildungsflächen 12A-1, 12A-2 wird mit einem Intervall 1 ausgebildet, und Einzelkristallkörner 13-1, 13-2, die einem Überwachstum ausgesetzt sind, werden auf den Kernbildungsflächen 12A-1, 12A-2 erzeugt. Dadurch, daß man die Einzelkristallkörner 13-1, 13-2 zur Ausbildung von Einzelkristallen 13A-1, 13-2 weiter wachsen läßt, wird eine Korngrenze 14 etwa in der Mitte zwischen den Nichtkernbildungsflächen (SNDS) 11A gebildet. Durch Abflachung der Oberfläche der Einzelkristalle 13A-1, 13A-2 kann eine polykristalline Schicht 16 mit regelmäßiger Korngröße, die etwa 1 entspricht, erhalten werden.
  • Da die Korngröße der polykristallinen Schicht 16 durch das Intervall 1 zwischen den Kernbildungsflächen (SNDL) 12A-1, 12A-2 festgelegt wird, wird es möglich, die Korngröße des Polykristalls zu steuern. Beim Stand der Technik wurde die Korngröße eines Polykristalls durch eine Vielzahl von Fak toren verändert, wie beispielsweise das Ausbildungsverfahren, die Ausbildungstemperatur etc. Bei Herstellung eines Polykristalls mit einer großen Korngröße hatte dieses eine Korngrößenverteilung mit beträchtlicher Breite. Erfindungsgemäß können jedoch die Korngröße und die Korngrößenverteilung mit guter Steuerbarkeit durch das Intervall 1 zwischen den Kernbildungsflächen (SNDL) 12A-1, 12A-2 festgelegt werden.
  • Eine Polykristallschicht kann in der obigen Weise geformt werden, indem ein Dünnfilm 5 mit einer Nichtkernbildungsfläche (SNDS) 5A mit geringer Kernbildungsdichte (ND) auf einem gewünschten Substrat 9 und mehrere Kernbildungsflächen (SNDL) 9A mit größerer Kernbildungsdichte (ND) an gewünschten Stellen und Intervallen ausgebildet werden. Wie bereits erwähnt, sind in diesem Fall das Substratmaterial und die Struktur keinen Beschränkungen unterworfen, wenn der Kernbildungsdichtenunterschied (&Delta;ND) Berücksichtigung findet. Die Polykristallschicht kann durch Steuern der Korngröße und der Korngrößenverteilung ausgebildet werden.
  • Figur 20 ist eine Teilschnittansicht, die die schematische Konstruktion eines Ausführungsbeispiels einer Vorrichtung zur Ausbildung eines Abscheidungsfilmes, mit der das erfindungsgemäße Verfahren praktiziert werden kann, zeigt.
  • In Figur 20 ist mit 101 eine Abscheidungskammer (Filmerzeugungsraum) bezeichnet, in der die Abscheidung eines Siliciumdünnfilmes durchgeführt wird. Die Abscheidungskammer 101 ist intern über einen Evakuierungsauslaß 106 an ein nicht gezeigtes Evakuierungssystem angeschlossen, wodurch die Abscheidungskammer 101 auf einem gewünschten Druck gehalten werden kann. In der Abscheidungskammer 101 befindet sich ein Satz von Einführrohren 102 für Radikale (SX), die beispielsweise Silicium und ein Halogen, bei dem es sich um die aktive Spezies (A) handelt, enthalten, sowie ein Einführrohr 103 für beispielsweise Wasserstoffradikale als aktive Spezies (B). Die Spitzen der entsprechenden Radikaleinführrohre sind an den Einwirkkammern 108, 108A dick und an den Auslässen 109, 109A verengt. Innerhalb der Abscheidungskammer 101 wird ein Substratlagerelement 104 über eine Rolle 110 gehalten, so daß dieses in einer Richtung senkrecht zur Papierfläche hin- und herbewegbar ist. Auf dem Lagerelement 104 wird ein Lager 105 zur Abscheidung gehalten. Die entsprechenden Radikale, die aus dem Auslaß 109, 109A treten, werden in der Nachbarschaft des Substrates innerhalb der Abscheidungskammer 101 vermischt und reagieren gelassen, um einen Film auf dem Substrat 105 auszubilden. Die Radikale (SX) und die Wasserstoffradikale werden aus den entsprechenden Ausgangsmaterialgasen in die aktive Spezies bildenden Kammern, wie beispielsweise Heizöfen oder Plasmakammern etc. (nicht gezeigt), gebildet und danach durch die Einführrohre 102, 103 in die Kammern 108, 108A eingeführt. Ihre Mengen werden über Massenstromregler auf der Gasquellenseite des Heizofens oder der Plasmakammer gesteuert.
  • Eine Rolle 110 ist nur vorgesehen, um einen Siliciumdünn film über die gesamte Oberfläche des Substrates durch Bewegung des Substrates 105 abzuscheiden.
  • Bei dem Einführrohr 111 handelt es sich um ein Einführrohr für ein anderes Gas, das chemische oder physikalische Ätzwirkung besitzt (Ätzgas). In einigen Fällen wird das Ätzgas vorher im Heizofen oder Plasmaofen (nicht gezeigt) aktiviert und zum Auslaß 114 geführt. Vom Auslaß 114 wird das Ätzgas zum Angreifen des Filmes freigegeben, um selektiv die Bindungen mit Ausnahme in der Wachstumsrichtung der Eigenschaften des Filmes zu durchtrennen oder auszuschließen. Die Einführung des Ätzgases kann auch auf anderem Wege als über derartige separate Einführrohre in der Mischung mit einem Ausgangsgas durch die Einführrohre 102, 103 erfolgen, wenn das Reaktionsvermögen mit den Ausgangsgasen gering ist.
  • Die vorliegende Erfindung wird unter Bezugnahme auf Ausführungsbeispiele in größeren Einzelheiten erläutert.
    • Beispiel 1
  • Ein Substrat 118 wurde nach den in Figur 21 gezeigten Schritten hergestellt.
  • Zuerst wurde ein Glassubstrat 206 aus einem im wesentlichen einheitlichen Zusammensetzungsmaterial, wie in Figur 22 (A) gezeigt, gewaschen. Dann wurde nach dem thermischen CVD- Verfahren ein amorpher SiN (A-SiN)-Dünnfilm 207 mit einer Dicke von etwa 2 prn auf der gesamten Oberfläche des Substrates 206 ausgebildet [Figur 21 (B)].
  • Dann wurde eine Oberflächenhärtung des obigen A-SiN-Dünnfilmes 207 in einer N&sub2;-Atmosphäre mit Hilfe einer Laserhärtungsvorrichtung auf dem obigen A-SiN-Dünnfilm 207 durchgeführt, um kristallines Si&sub3;N&sub4; (C-Si&sub3;N&sub4;) 208 auf der Oberflächenschicht des A-SiN-Dünnfilmes 207 auszubilden (bis auf eine Tiefe von etwa 1 um) [Figur 21 (C)].
  • Hierbei wurde mit einem Ar-CW-Laser von 488 nm (4880 Å), einer Abtastgeschwindigkeit von 2,5 cm/sec und einer Energie von 10 W gearbeitet. Danach wurde die Oberfläche der C- Si&sub3;N&sub4;-Schicht 208 mit Hilfe der obigen Laserhärtungsvorrichtung in einer O&sub2;-Atmosphäre abgetastet, um wahlweise die SiO&sub2;-Schicht 209 [Figur 21 (D)] auszubilden.
  • Nach den vorstehend beschriebenen Schritten wurde das Substrat 118 ausgebildet, das eine C-Si&sub3;N&sub4;-Schicht 208A besaß, die in konstanten Intervallen andere Abschnitte aufwies, die mit einer SiO&sub2;-Schicht 209 bedeckt waren. Die Stellen der C-Si&sub3;N&sub4;-Schicht 208A, die auf der Substratoberfläche freilagen, hatten einen Durchmesser von etwa 4 um und waren in Intervallen von 3 um angeordnet.
  • Als nächstes wurde unter Verwendung der in Figur 20 gezeigten Vorrichtung ein kristalliner Siliciumdünnfilm auf dem obigen Substrat 118 ausgebildet.
  • Zuerst ließ man Si&sub2;F&sub6; als Ausgangsgas zur Bildung von Silicium und Halogen enthaltenden Radikalen mit einem Durchsatz von 100 SCCM in den Reaktionsofen einströmen, der auf 800ºC gehalten wurde, um das Gas hierin zu zersetzen, wonach dieses über das Einführrohr 102 in die Kammer 108 geführt wurde. Zur gleichen Zeit ließ man Ar-Gas mit einem Durchsatz von 150 SCCM durch das Einführrohr 111 strömen. Mikrowellenenergie von 2,45 GHz wurde mit 1,0 W/cm² in das Einführrohr 103 eingeführt, um eine Entladung und Zersetzung von H&sub2; zu bewirken. Hiernach wurde das zersetzte Gas mit einem Durchsatz von 25 SCCM in die Kammer 108 eingeführt. Die Substrattemperatur wurde auf 270ºC und der Druck auf 13,3 Pa (0,1 Torr) gehalten.
  • Figur 21 (E) ist eine schematische Darstellung eines Schnittes durch den kristallinen Abscheidungsfilm 204 aus Silicium, der auf dem Substrat 118 erhalten wurde.
  • Die Größe der Kristallkörner wurde so festgelegt, daß die Kristallkorngrenzen 210 den gleichen Abstand von den freiliegenden Abschnitten 208A des kristallinen Substrates 209 besaßen.
  • Bei Auswertung der Kristallinität des abgeschiedenen Siliciumfilmes durch Röntgenstrahlbeugung und Elektronenstrahlbeugung unter Verwendung der entsprechenden erhaltenen Proben wurde bestätigt, daß es sich um polykristalline Siliciumfilme handelte. Die Korngröße des polykristallinen Siliciums, bestimmt über das Scherrar-Verfahren, betrug 20 ± 0,5 um. Die Varianz der Kristallkorngröße war im wesentlichen über das gesamte Substrat vernachlässigbar.
  • Bei Beobachtung des Oberflächenzustandes der Probe mit einem Rasterelektronenmikroskop wurde festgestellt, daß eine gute Glätte ohne welliges Muster etc. vorhanden war und daß die Filmdickenunregelmäßigkeit ± 4 % oder weniger betrug. Bei Messung der Mobilität und der elektrischen Leitfähigkeit des kristallinen Abscheidungsfilmes aus Si der hergestellten Probe nach dem Van der Pauw-Verfahren wurden Werte von 150 (cm/V sec) und 5 x 10&supmin;&sup6; (5 cm&supmin;¹) festgestellt.
    • Beispiel 2
  • Unter den gleichen Bedingungen wie bei Probe 1 wurde ein Dünnfilmtransistor (hiernach abgekürzt TFT), wie in Figur 3 gezeigt, hergestellt. Nach dem Abscheiden einer polykristallinen Si-Halbleiterschicht 3002 gemäß Figur 22 mit einer Filrndicke von 0,5 um auf einer Basisplatte 3001 aus Glas (Corning #7059), die unter den obigen Bedingungen mit SiNH bemustert worden war, wurde ein TFT unter Anwendung des Verfahrens zur Herstellung eines TFT (oberes Gatter, koplanar) gefertigt.
  • Zuerst wurde nach dem Glimmentladungsverfahren eine n&spplus;- Schicht (spezifischer Widerstand = &Lambda;&Omega; cm), die die Ohm'sche Kontaktschicht 3103 dotiert mit P bildete, mit einer Dicke von 100 nm (1000 Å) hergestellt. Dann wurde eine aktive Schicht 3102 durch Fotolithographie ausgebildet, wonach der Kanalabschnitt 3106 geätzt wurde, um die obige Kontaktschicht 3103 auszubilden. Durch das Glimmentladungsverfahren wurden NH&sub3; und SiH&sub4; zersetzt, um einen Si-N-H- Film mit einer Filmdicke von 300 nm (3000 Å), einer Dielektrizitätskonstanten von 67 und einer dielektrischen Festigkeit von 3 x 106 V/cm, VFB&asymp;OV bei einer Substrattemperatur von 200ºC abzuscheiden. Dann wurden Kontaktlöcher 3105 für Source- und Drain-Elektroden geöffnet. Al wurde durch Vakuumbedampfen als obere Elektrode in einer Dicke von 500 nm (5000 Å) abgeschieden, und die Source-Elektrode 3107, die Gate-Elektrode 3109 und die Drain-Elektrode 3108 wurden durch Fotolithographie ausgebildet. Die Gate-Breite W und die Gate-Länge L betrugen 650 um und 22 um. Die Eigenschaften bei Erdung der Drain-Elektrode und beim Anlegen von verschiedenen Plus-Spannungen an die Source-Elektrode und die Gate-Elektrode wurden gemessen. In bezug auf die Drain- Strom-ID-Drain-Spannungs-VD-Eigenschaften wurden gute Sättigungseigenschaften sowohl bei Probe Nr. 1 als auch bei Probe Nr. 2 erhalten, so daß sich ein hoher Strom von 7 x 10&supmin;&sup4; A bei einer Gate-Spannung von 10 V und einer Drain- Spannung von 10 V ergab. Die TFT-Eigenschaften, die aus den Meßergebnissen des Drain-Stromes ID bei verschiedenen Gate- Spannungen VD erhalten wurden, sind in Tabelle 1 aufgeführt.
  • Es wurde festgestellt, daß der unter Verwendung des obigen Filmes hergestellte TFT gute Eigenschaften besaß. Tabelle 1
  • * Gemessen bei varuerender Gate-Spannung (Drain-Spannung VD = 10 V konstant)
  • ** Errechnet aus der Abhängigkeit ID-VG
  • Mit dem Verfahren zur Ausbildung eines Abscheidungsfilmes gemäß der vorliegenden Erfindung kann ein Abscheidungsfilm hergestellt werden, in dem nur eine aktivierte Species (A) mit einer aktivierten Species (B) kontaktiert wird. Das Verfahren hat den Vorteil, daß speziell keine Reaktionserregungsenergie von außen erforderlich ist. Es wird daher möglich, die Substrattemperatur abzusenken. Da ferner das Material zur selektiven Kernbildung des Kristallkernes an einer gewünschten Stelle auf der Substratoberfläche angeordnet werden kann, kann jeder gewünschte polykristalline oder einzelkristalline Abscheidungsfilm mit extrem hoher Orientierung und großer Korngröße ausgebildet werden. Gleichzeitig mit dem Einsparen von Energie ist es möglich, einen kristallinen Abscheidungsfilm mit gleichmäßiger Filmqualität und gleichmäßigen Eigenschaften über einen großen Bereich unter einfacher Steuerung der Filmqualität zu erhalten. Des weiteren kann in einfacher Weise ein kristalliner Film mit ausgezeichneter Produktivität und Massenproduktivität erhalten werden, der eine hohe Qualität mit aus gezeichneten elektrischen, optischen, halbleitenden und anderen physikalischen Eigenschaften besitzt.

Claims (18)

1. Verfahren zum Abscheiden von Einzelkristallen aus Silicium auf der Oberfläche eines Substrates mit den Schritten:
Schaffen auf einer freien Oberfläche des Substrates einer Vielzahl von Abscheidungsflächenbereichen, die jeweils eine andere zusammensetzung als die des benachbarten Abscheidungsflächenbereiches besitzen und unter ausgewählten Abscheidungsbedingungen die Eigenschaft aufweisen, Siliciumkerne mit einer höheren Kernbildungsdichte zu bilden als die des benachbarten Abscheidungsflächenbereiches, wobei jeder der Abscheidungsflächenbereiche an voneinander beabstandeten Stellen auf dem Substrat angeordnet ist, die vom be nachbarten Abscheidungsflächenbereich getrennt sind; und
Abscheiden des Siliciums auf der exponierten freien Oberfläche des Substrates derart, daß die Siliciumkerne selektiv auf der Vielzahl der Abscheidungsflächenbereiche gebildet werden;
dadurch gekennzeichnet, daß
i) die Vielzahl der Flächenbereiche eine Oberflächeneigenschaft besitzt, die ein epitaxiales Wachstum eines Einzelkristalls aus Silicium ausschließt;
ii) jeder aus der Vielzahl der Abscheidungsflächenbereiche auf eine solche Größe beschränkt ist, daß das Silicium auf jedem der Vielzahl der Abscheidungsflächenbereiche unter den ausgewählten Abscheidungsbedingungen nur einen einzigen Kern suprakritischer Größe bildet, der zu einem einzigen Siliciumkristall wächst;
iii) die Abscheidung des Siliciums durch die folgenden Schritte durchgeführt wird:
- Einführen einer kettenförmigen oder zyklischen Silanverbindung, bei der Wasserstoffatome teilweise oder vollständig durch Halogenatome substituiert sind, in eine erste Aktivierungskammer, Ausbilden einer ersten aktivierten Spezies in der ersten Aktivierungskammer aus der kettenförmigen oder zyklischen Silanverbindung durch Verwendung von Aktivierungsenergie;
- Einführen eines Wasserstoffgases und/oder Halogengases in eine zweite und separate Aktivierungskammer, Ausbilden der aktivierten Spezies in der zweiten und separaten Aktivierungskammer aus dem Wasserstoffgas und/oder einem Halogengas durch Verwendung von Aktivierungsenergie; und dann
- Bringen der ersten und zweiten aktivierten Spezies aus der ersten und zweiten Aktivierungskammer in eine Reaktionskammer, die das Substrat enthält, wodurch die erste und zweite aktivierte Spezies in chemischen Kontakt kommen und eine Vielzahl von angeregten Vorläufern bilden, von denen mindestens einer die Siliciumquelle für die Einzelkristalle aus Silicium bildet.
2. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem das Halogengas Fluorgas ist.
3. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem das Halogengas Chlorgas ist.
4. Verfahren nach einem der vorangehenden Ansprüche, bei dem eine Verbindung, die aus PH&sub3;, P&sub2; H&sub4;, PF&sub3;, PF&sub5;, PCl&sub3;, AsH&sub3;, AsF&sub3;, AsF&sub5;, AsCl&sub3;, SbH&sub3;, SbF&sub5;, BiH&sub3;, BF&sub3;, BCI&sub3;, BBr&sub3;, B&sub2; H&sub6;, B&sub4; H&sub1;&sub0;, B&sub5; H&sub1;&sub1;, B&sub6; H&sub1;&sub0;, B&sub6; H&sub1;&sub2;, AlCl&sub3; ausgewählt ist, im gasförmigen Zustand direkt in die Reaktionskammer eingeführt wird, um das abgeschiedene Silicium mit einer Verunreinigung zu dotieren.
5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, bei dem eine Verbindung, die aus PH&sub3;, P&sub2;, H&sub4;, PF&sub3;, PF&sub5;, PCl&sub3;, AsH&sub3;, AsF&sub3;, AsF&sub5;, AsCl&sub3;, SbH&sub3;, SbF&sub5;, BiH&sub3;, BF&sub3;, BCl&sub3;, BBr&sub3;, B&sub2; H&sub6;, B&sub4; H&sub1;&sub0;, B&sub5; H&sub1;&sub1;, B&sub6; H&sub1;&sub0;, B&sub6; H&sub1;&sub2;, AlCl&sub3;, ausgewählt ist, in der ersten oder zweiten Aktivierungskammer oder in einer dritten Aktivierungskammer aktiviert und dann in die Reaktionskammer eingeführt wird, um das abgeschiedene Silicium mit einer Verunreinigung zu dotieren.
6. Verfahren nach einem der vorangehenden Ansprüche, bei dem die Vielzahl der Abscheidungsflächenbereiche aus amorphem Material besteht.
7. Verfahren nach einem der vorangehenden Ansprüche, bei dem der benachbarte Abscheidungsflächenbereich aus Siliciumoxid besteht und die Vielzahl der Abscheidung flächenbereiche aus Siliciumnitrid besteht.
8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, bei dem der benachbarte Abscheidungsflächenbereich aus Siliciumdioxid besteht und die Vielzahl der Abschei dungsflächenbereiche Bereiche aus Siliciumdioxid, das mit Ionen implantiert ist, die aus Si, N, P, B, F, Ar, He, C, As, Ga oder Ge ausgewählt sind, sind.
9. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem der benachbarte Abscheidungsflächenbereich eine Oberfläche eines amorphen isolierenden Substrates ist und die Vielzahl der Abscheidungsflächenbereiche aus einem Material besteht, das sich von dem Material des benachbarten Abscheidungsflächenbereiches unterscheidet, und bei dem die Vielzahl der Abscheidungsflächenbereiche auf dem benachbarten Abscheidungsflächenbereich angeordnet ist.
10. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem der benachbarte Abscheidungsflächenbereich eine Oberfläche eines Dünnfilmes ist und die Vielzahl der Abscheidungsflächenbereiche aus einem Material besteht, das sich von dem Material des benachbarten Abscheidungsflächenbereiches unterscheidet, und bei dem die Vielzahl der Abschei dungsflächenbereiche auf dem benachbarten Abscheidungsflächenbereich angeordnet ist.
11. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem der benachbarte Abscheidungsflächenbereich eine Oberfläche aus einem amorphen isolierenden Substrat ist, das Ausnehmungen aufweist, bei dem die Vielzahl der Abscheidungsflächenbereiche aus einem Material besteht, das sich von dem Material des benachbarten Abscheidungsflächenbereiches unterscheidet, und bei dem einer aus der Vielzahl der Abscheidungsflächenbereiche auf der Oberfläche der Basis einer entsprechenden Ausnehmung vorgesehen ist.
12. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem der benachbarte Abscheidungsflächenbereich eine Oberfläche aus einem Dünnfilm ist, der Ausnehmungen aufweist und sich auf der Oberfläche eines Substrates befindet, und bei dem die Vielzahl der Abscheidungsflächenbereiche aus einem Material besteht, das sich von dem Material des benachbarten Abscheidungsflächenbereiches unterscheidet, und bei dem einer aus der Vielzahl der Abscheidungsflächenbereiche auf der Oberfläche der Basis von einer entsprechenden Ausnehmung vorgesehen ist.
13. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem der benachbarte Abscheidungsflächenbereich eine Oberfläche aus einem Dünnfilm ist, der sich auf einer Oberfläche eines Substrates mit Ausnehmungen befindet, und bei dem einer der Vielzahl der Abscheidungsflächenbereiche auf dem benachbarten Abscheidungsflächenbereich auf der Basis einer entsprechenden Ausnehmung vorgesehen ist.
14. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem der benachbarte Abscheidungsflächenbereich eine Oberfläche eines ersten Dünnfilmes ist, der auf einem zweiten amorphen isolierenden Dünnfilm aus einem Material, das sich vom Material des benachbarten Abscheidungsflächenbereiches unterscheidet, angeordnet ist, und bei dem die Vielzahl der Abscheidungsflächenbereiche entsprechende Bereiche der Oberfläche des zweiten amorphen isolierenden Dünnfilmes sind, die an Öffnungen des ersten Dünnfilmes exponiert sind.
15. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem das Substrat ein Basissubstrat, einen ersten Dünnfilm auf der Oberfläche des Basissubstrates, einen zweiten Dünnfilm auf der Oberfläche des ersten Dünnfilmes und einen dritten Dünnfilm auf der Oberfläche des zweiten Dünnfilmes umfasst, wobei der dritte Dünnfilm mit einer Vielzahl von Ausnehmungen versehen ist, die entsprechende Bereiche des zweiten Dünnfilmes freigeben, der zweite Dünnfilm entsprechende Öffnungen an der Basis einer jeden entsprechenden Ausnehmung aufweist, die entsprechende Bereiche des ersten Dünnfilmes freigeben, der benachbarte Abscheidungsflächenbereich die freiliegende Oberfläche des zweiten und dritten Dünnfilmes ist, die Vielzahl der Abscheidungsflächenbereiche von den Bereichen des freiliegenden ersten Dünnfilmes gebildet wird und der dritte Dünnfilm unter den ausgewählten Abscheidungsbedingungen die Eigenschaft besitzt, Siliciumkerne mit einer Kernbildungsdichte zu bilden, die der des zweiten Dünnfilmes entspricht oder niedriger als diese ist.
16. Verfahren nach einem der Ansprüche 9, 10 oder 14, bei dem ein aus jedem Einzelkern gewachsenes Einzelkristall solange wachsen gelassen wird, bis benachbarte Einzelkristalle einander kontaktieren.
17. Verfahren nach Anspruch 16, bei dem die Oberflächen der Einzelkristalle durch Ätzen oder Polieren eingeebnet werden.
18. Verfahren nach Anspruch 17, bei dem die zwischen den Einzelkristallen gebildeten Korngrenzen entfernt werden.
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