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Die
vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren für das Herstellen einer Halbleitvorrichtung.
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Eine
Technik zum Bilden einer Nicht-Einkristall-Halbleiterschicht auf einem Glassubstrat
durch CVD bei reduziertem Druck oder Plasma-CVD, gefolgt vom Erhitzen
des Substrats bei ca. 600°C
unter Kristallisieren der Schicht zu einer Mehrkristall-Halbleiterschicht
ist auf dem Gebiet der Herstellung von Halbleitergeräten allgemein
bekannt. Bei diesem Verfahren der Wärmekristallisation wird die
Temperatur zuerst von der Raumtemperatur (d. h. der Anfangsstufe)
erhöht
und als Zweites wird die Temperatur dann einige Stunden bis zu mehreren
Vielfachen von 10 Stunden bei ca. 600°C (d. h. bei der Zwischenstufe)
gehalten und schließlich
wird die Temperatur auf die Raumtemperatur (d. h. bei der letzten Stufe)
gesenkt. Wenn ein billiges Glassubstrat, das für ein großes Flüssigkristallanzeigegerät oder dergleichen
verwendet wird, dem Wärmekristallisierungsverfahren
bei ca. 600°C
unterworfen wird, so schrumpft das Glassubstrat (d. h., das Glasvolumen ist
bei der letzten Stufe geringer als bei der Anfangsstufe), da ein
billiges Glassubstrat seinen unteren Kühlpunkt bei ca. 600°C aufweist,
und dadurch wird eine Eigenspannung in einer auf dem Substrat bereitgestellten
Halbleiterschicht hervorgerufen. Des Weiteren wird die Fotolithografiemaskenvorlage,
die im darauffolgenden Verfahren verwendet werden soll, aufgrund
des Schrumpfens des Glassubstrats verzerrt, so dass die Maskenausrichtung
im darauffolgenden Verfahren schwierig auszuführen ist. Versuche zeigen,
dass der Grenzflächenzustand
in der auf dem Substrat gebildeten Halbleiterschicht aufgrund der
Eigenspannung hoch war und die elektrischen Eigenschaften der Halbleiterschicht
dadurch verschlechtert wurden. Aus obigem Grund ist eine Technik
für das
Erzielen einer Halbleiterschicht mit ausgezeichneten elektrischen Eigenschaften
auf einem Glassubstrat auf dem Gebiet der Herstellung von Halbleitergeräten erforderlich.
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Es
wäre daher
wünschenswert,
ein Hochleistungs-Halbleitergerät und ein
Verfahren für
das Herstellen eines derartigen Halbleitergeräts bereitzustellen und außerdem ein
Halbleitergerät,
das eine Kanalregion hoher Feldeffektmobilität umfasst, bereitzustellen.
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Die
Zusammenfassung von JP-A-58182243 beschreibt die Zubereitung eines
Halbleitergeräts, bei
dem die Oberfläche
einer Glasplatte mit SiC4- oder TiC4-Gas verarbeitet und erhitzt wird. Daraufhin werden
eine oder mehrere Lagen von Si3N4-Dünnschichten
gebildet und es wird eine Mehr-Si-Schicht aufgetragen.
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Die
Zusammenfassung von JP-A-63240524 beschreibt ein Flüssigkristallanzeigeelement,
das ein großes
Glassubstrat, das einer Vorkalzinierung unterworfen wird, und ein
kleines Glassubstrat, das eine Flüssigkristallzelle bildet, umfasst.
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In
IEEE Electron Device Letters, Band 10, Nr. 8, August 1989, Seite
349–351,
ist ein Mehrkristall-Silicium-Dünnschichttransistor
(TFT), der bei niedriger Temperatur auf 7059-Glas aufgetragen wird,
beschrieben. Bei dem dort beschriebenen Herstellungsverfahren werden
die mit der Verdichtung verbundenen Probleme durch eine Vorgehensweise angegangen,
bei der die Verdichtung während
des Mehr-Si-Umkristallisationsvorgangs
erreicht wird.
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In
Applied Phys. Letters, Band 40, No. 6, 15. März 1982, Seite 469–471 wird
die Laserkristallisation von Si-Schichten
auf Glas beschrieben. Durch Verwendung von Glassubstraten, deren
Wärmedehnung
derjenigen einer darauf aufgebrachten Si-Schicht nahekommt, wird
die durch Wärmebeanspruchung,
hervorgerufene Spannungsrissbildung während der Laserkristallisation
eliminiert. Die chemische Verdampfung wird zum Beschichten dieser Substrate
zuerst mit einer Pufferschicht von SiO2 oder
Si3N4 und Daraufhin
mit einer Si-Schicht verwendet.
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Erfindungsgemäß wird ein
Verfahren für
das Herstellen eines Halbleitergeräts bereitgestellt, wobei das
Verfahren Folgendes umfasst: Bereitstellen eines Glassubstrats,
Bilden einer Siliciumverbindungsschicht auf dem Glassubstrat; Bilden
einer Nicht-Einkristall-Halbleiterschicht
auf einer Siliciumverbindungsschicht; und Kristallisieren der Nicht-Einkristall-Halbleiterschicht
durch Erhitzen; wobei die Siliciumverbindungsschicht als Blockierungsschicht wirkt,
um Alkaliionen in dem Glassubstrat daran zu hindern, in die Nicht-Einkristall-Halbleiterschicht
einzudringen; gekennzeichnet durch Erhitzen des Glassubstrats für eine vorbestimmte
Zeitspanne bei einer vorbestimmten Temperatur, die nicht höher liegt
als der untere Kühlpunkt
des Glassubstrats vor dem Schritt der Bildung der Nicht-Einkristall-Halbleiterschicht
und nach dem Schritt der Bildung der Siliciumverbindungsschicht;
und dadurch, dass die Zeitspanne und die vorbestimmte Temperatur
für das Vorschrumpfen
des Glassubstrats ausgewählt
werden, wodurch das Schrumpfen während
des Kristallisierens der Nicht-Einkristall-Halbleiterschicht
reduziert wird.
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Einer
Ausführungsform
der Erfindung gemäß wird ein
Glassubstrat, auf dem eine Siliciumverbindungsschicht gebildet worden
ist, zuerst in einer nicht oxidierenden Atmosphäre oder einer inaktiven Gasatmosphäre bei einer
Temperatur erhitzt, die nicht höher
liegt als der untere Kühlpunkt
des Glassubstrats, eine Nicht-Einkristall-Halbleiterschicht wird dann auf dem
Substrat gebildet und die Nicht-Einkristall-Halbleiterschicht wird
durch Hitze in einer nicht oxidierenden Atmosphäre oder einer inaktiven Gasatmosphäre kristallisiert.
Das Volumen des Glassubstrats bei einer vorgegebenen Temperatur,
z. B. Raumtemperatur, ist auf den Glassubstrateerhitzungsvorgang
hin geringer als dasjenige bei der gleichen Temperatur vor dem Glassubstrateerhitzungsvorgang.
Anders ausgedrückt
schrumpft das Glassubstrat nach dem Erhitzen. Aufgrund dieses Glassubstraterhitzungsvorgangs
wird, wenn die auf dem Glassubstrat gebildete Nicht-Einkristall-Halbleiterschicht
durch Hitze kristallisiert wird, das Volumen des Glassubstrats um eine
geringe Menge reduziert, d. h. das Glassubstrat schrumpft ein wenig.
Eine kristallisierte Halbleiterschicht, die von Eigenspannungen
frei ist, kann daher durch den Kristallisationsvorgang erhalten
werden.
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Der
Begriff „Nicht-Einkristall-Halbleiter" umfasst einen amorphen
Halbleiter, einen halb-amorphen Halbleiter, einen Mikrokristall-Halbleiter
und einen unvollkommenen Mehrkristall-Halbleiter. Ein Mikrokristall-Halbleiter
wird als Halbleiter in einem amorphen Zustand definiert, wobei der
Kristallzustand dispergiert ist. Andererseits wird ein unvollkommener
Mehrkristall-Halbleiter als Halbleiter in einem Mehrkristallzustand
definiert, wobei das Kristallwachstum unvollkommen ist, das heißt die Kristalle können noch
weiter wachsen.
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Der
untere Kühlpunkt
von Glas wird als die Temperatur definiert, bei der die Viskosität von Glas v
4 × 1014 Poise (log(v) = 14,5) beträgt.
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Beispiele,
die einige der Merkmale der vorliegenden Erfindung veranschaulichen,
werden nun ausschließlich
beispielhaft mit Bezug auf die beiliegenden Zeichnungen beschrieben,
wobei:
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1 eine
grafische Darstellung ist, die den Zusammenhang zwischen dem Schrumpfungsprozentsatz
eines Glassubstrats und der Temperatur zeigt;
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2 eine
grafische Darstellung ist, die den Zusammenhang zwischen dem Schrumpfungsprozentsatz
eines Glassubstrats und einer Erhitzungszeitspanne zeigt;
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3 eine
grafische Darstellung ist, die die relative Intensität bei der
Laser-Raman-Spektroskopieanalyse von Halbleiterschichten zeigt;
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4(A) bis (E) schematische
Querschnittsansichten sind, die ein Verfahren für das Herstellen eines Dünnschichttransistors
einem Beispiel entsprechend zeigen, das außerhalb des Umfangs der vorliegenden
Erfindung liegt;
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5 eine
grafische Darstellung ist, die die Drainstrom-Gatespannungscharakteristik eines Dünnschichttransistors
zeigt;
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6 eine
grafische Darstellung ist, die den Zusammenhang zwischen der Gatespannung
und der Feldeffektmobilität
bei einem Dünnschichttransistors
zeigt;
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7 eine
grafische Darstellung ist, die die Feldeffektmobilität eines
Dünnschichttransistors zeigt;
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8 eine
andere grafische Darstellung ist, die den Zusammenhang zwischen
dem Schrumpfprozentsatz eines Glassubstrats und der Temperatur zeigt;
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9 eine
andere grafische Darstellung ist, die den Zusammenhang zwischen
dem Schrumpfprozentsatz eines Glassubstrats und der Erhitzungszeitspanne
zeigt;
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10 eine
andere grafische Darstellung ist, die die relative Intensität bei der
Laser-Raman-Spektroskopieanalyse
von Halbleiterschichten zeigt;
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11 noch
eine andere grafische Darstellung ist, die die relative Intensität bei der
Laser-Raman-Spektroskopieanalyse
von Halbleiterschichten zeigt;
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12(A) bis (E) schematische
Querschnittsansichten sind, die ein Verfahren für das Herstellen eines Dünnschichttransistors
einem anderen Beispiel entsprechend zeigt, das außerhalb
des Umfangs der vorliegenden Erfindung liegt;
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13 eine
andere grafische Darstellung ist, die die Drainstrom-Gatespannungscharakteristik
bei einem Dünnschichttransistor
zeigt;
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14 eine
andere grafische Ansicht ist, die den Zusammenhang zwischen der
Gatespannung und der Feldeffektmobilität bei einem Dünnschichttransistor
zeigt;
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15 noch
eine andere grafische Darstellung ist, die die Drainstrom-Gatespannungscharakteristik
bei einem Dünnschichttransistor
zeigt;
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16(A) bis (E) schematische
Querschnittsansichten sind, die ein Verfahren für das Herstellen eines Dünnschichttransistors
einem anderen Beispiel entsprechend zeigt, das außerhalb
des Umfangs der vorliegenden Erfindung liegt;
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17 eine
weitere grafische Darstellung ist, die die Drainstrom-Gatespannungscharakteristik bei
einem Dünnschichttransistor
zeigt;
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18 noch
eine andere grafische Darstellung ist, die den Zusammenhang zwischen
der Gatespannung und der Feldeffektmobilität bei einem Dünnschichttransistor
zeigt;
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19 noch
eine andere grafische Darstellung ist, die die Feldeffektmobilität bei einem
Dünnschichttransistor
zeigt;
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20 noch
eine andere grafische Darstellung ist, die die Drainstrom-Gatespannungscharakteristik
ei einem Dünnschichttransistor
zeigt.
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Im
Folgenden werden Beispiele offenbart mit einer auf einem erhitzten
Substrat gebildeten Blockierungsschicht. Jedoch wird bei der vorliegenden Erfindung
ein Halbleitergerät
durch Bilden einer Blockierungsschicht auf einem Glassubstrat gefolgt
vom Erhitzen, zum Vorschrumpfen, des mit der Blockierungsschicht
versehenen Glassubstrats hergestellt.
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Die
Bildung einer Halbleiterschicht auf einem Substrat einem ersten
Beispiel eines Verfahrens gemäß, das außerhalb
des Umfangs der Ansprüche
der vorliegenden Erfindung liegt, wird nun beschrieben. Das im ersten
Beispiel verwendete Substrat ist ein von Asahi Glass Company hergestelltes
AN-2-Nichtalkaliglas,
dessen unterer Kühlpunkt
bei 616°C
liegt. AN-2-Nichtalkaliglas umfasst SiO2 (53%),
Al2O3 (11%), B2O3 (12%), RO (24%)
und R2O (0,1%). Das Glassubstrat wird in
einem elektrischen Ofen 12 Stunden bei 610°C erhitzt. Dieses Erhitzen des
Glassubstrats wird in einer inaktiven Gasatmosphäre, z. B. N2,
unter Luftdruck durchgeführt.
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Nach
dem Erhitzen wird durch Kathodenzerstäuben eine Siliciumverbindungsschicht,
z. B. SiO2-Schicht, einer Dicke von 200
nm gebildet, um eine Blockierungsschicht bereitzustellen, um sich
im Glassubstrat befindende Alkaliionen daran zu hindern, in ein
auf dem Substrat zu bildendes Gerät einzudringen. Es wird dann
eine Schicht amorphes Silicium einer Dicke von 100 nm darauf gebildet.
Die Schicht amorphes Silicium wird dann in einem elektrischen Ofen
96 Stunden bei 600°C
erhitzt, wobei sie kristallisiert wird. Die Kristallisierung wird
in einer inaktiven Gasatmosphäre,
z. B. N2, unter Luftdruck durchgeführt, um
die Schicht amorphes Silicium am Reagieren mit einem Gas, z. B.
Sauerstoff, zu hindern.
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Der
Zusammenhang zwischen den Schrumpfprozentsätzen und den Temperaturen wird nun
betrachtet.
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Es
wurden Glassubstrate A (AN-2-Nichtalkaliglas), die vorher auf die
gleiche Weise wie beim ersten Beispiel erhitzt worden waren, zubereitet.
Außerdem
wurden Glassubstrate B (AN-2-Nichtalkaliglas), die noch nie erhitzt
worden waren, zubereitet. Zuerst wurde das Volumen jedes Substrats
bei Raumtemperatur gemessen (das erhaltene Volumen wird als V1 bezeichnet). Diese Glassubstrate wurden
dann 12 Stunden bei verschiedenen Temperaturen erhitzt. Nach dem
Erhitzungsvorgang wurde das Volumen jedes Substrats wieder bei Raumtemperatur
gemessen (das erhaltene Volumen wird als V2 bezeichnet). Dann
wurde der Schrumpfungsprozentsatz jedes Substrats unter Zuhilfenahme
des Volumens V1 und des Volumens V2 jedes Substrats berechnet. Der Zusammenhang
zwischen den Schrumpfungsprozentsätzen der erhitzen Glassubstrate
A und der Temperaturen ist durch die Gerade A in 1 aufgezeigt, während derjenige
im Falle der Glassubstrate B durch die Gerade B aufgezeigt wird.
Wie aus 1 offensichtlich ist, betragen
die Schrumpfungsprozentsätze
der vorher erhitzten Glassubstrate A 1/5 oder weniger denjeniger
der Glassubstrate B. Es hat sich auch gezeigt, dass der Schrumpfungsprozentsatz
dazu neigt, mit der Temperaturerhöhung exponentiell zu steigen.
Bei der Herstellung eines Dünnschichttransistors
wird aufgrund der Tatsache, dass die Schrumpfung vorher erhitzter
Glassubstrate nach dem Kristallisationsvorgang 1/5 oder weniger
beträgt im
Vergleich mit der Schrumpfung von nicht erhitzten Glassubstraten
nach dem Kristallisationsvorgang, der Fehler bei der Maskenausrichtung
im darauf folgenden Fotolithografievorgang im Falle der vorher erhitzten
Glassubstrate 1/5 oder weniger im Vergleich mit demjenigen im Falle
der nicht erhitzten Glassubstrate. Aus diesem Grund wird es möglich, einen
großen
Dünnschichttransistor
durch ein Einschrittverfahren herzustellen.
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Als
Nächstes
wird der Zusammenhang zwischen den Schrumpfungsprozentsätzen und
den Zeitspannen des Erhitzungsvorgangs betrachtet.
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Es
wurden Glassubstrate A' (AN-2-Nichtalkaliglas),
die vorher auf die gleiche Weise wie beim ersten Beispiel erhitzt
worden waren, zubereitet und Glassubstrate B' (AN-2-Nichtalkaliglas),
die noch nie erhitzt worden waren, zubereitet. Zuerst wurde das Volumen
jedes Substrats bei Raumtemperatur gemessen (das erhaltene Volumen
wird als V1 bezeichnet). Diese Glassubstrate
wurden dann für
verschiedenen Zeitspannen bei 600°C
erhitzt. Nach dem Erhitzungsvorgang wurde das Volumen jedes Substrats wieder
bei Raumtemperatur gemessen (das erhaltene Volumen wird als V2 bezeichnet). Dann wurde der Schrumpfungsprozentsatz
jedes Substrats unter Zuhilfenahme des Volumens V1 und
des Volumens V2 jedes Substrats berechnet.
Der Zusammenhang zwischen den Schrumpfungsprozentsätzen der
erhitzen Glassubstrate A' und
der Erhitzungszeitspannen ist durch die Kurve A' in 2 aufgezeigt,
während
derjenige im Falle der Glassubstrate B' durch die Kurve B' aufgezeigt wird. Wie aus 2 offensichtlich
ist, schrumpfen die Glassubstrate innerhalb der ersten paar Stunden
des Erhitzungsvorgangs und die Kurven A' und B' neigen dazu, im Laufe der Erhitzungszeit
gesättigt
zu werden. Im Falle des 96-stündigen Erhitzens
beträgt
die Schrumpfung des Glassubstrats B' ca. 2.000 ppm, während diejenige des Glassubstrats
A' nur ca. 500 ppm
beträgt.
Aus 1 und 2 ist offensichtlich, dass beim
Herstellen eines Dünnschichttransistors
die Schrumpfung eines Glassubstrats nach dem Kristallisationsvorgang
durch vorheriges Erhitzen eines Glassubstrats reduziert werden kann.
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3 zeigt
die relative Intensität
bei der Raman-Spektroskopieanalyse
von Halbleiterschichten. In der Figur zeigt eine Kurve diejenige
einer Silicium-Halbleiterschicht (a) an, die dem ersten Beispiel entsprechend
kristallisiert worden ist. Kurve b zeigt diejenige einer Halbleiterschicht
(b), die auf die gleiche Weise wie im ersten Beispiel gebildet worden
ist, mit der Ausnahme, dass ein Glassubstrat (AN-2-Nichtalkaliglas),
das noch nie erhitzt worden war, anstatt des vorher erhitzten Glassubstrats
verwendet wurde. Auch zeigt die Kurve c diejenige einer Halbleiterschicht
(c), die auf die gleiche Weise wie im ersten Beispiel gebildet worden
war, mit der Ausnahme, dass ein Quarzsubstrat anstatt des vorher
erhitzten AN-2-Nichtalkaliglassubstrats
verwendet wurde. Die Ordinate in 3 zeigt
die relative Stärke
der Kristallinität
von Halbleiterschichten. Wie es aus 3 offensichtlich
ist, ist die Kristallinität
der Silicium-Halbleiterschicht (a), die der ersten Ausführungsform
entsprechend erhalten wird, wesentlich stärker als diejenige der Halbleiterschichten
(b) und (c). Die Halbleiterschichten (a) und (c) weisen scharfe
Peaks jeweils bei der gleichen Wellenzahl auf und die Position dieser
scharfen Peaks ist dem Mehrkristallsilicium eigentümlich. Dementsprechend
sind die Halbleiterschicht (c), die auf dem Quarzsubstrat gebildet wird,
sowie die Halbleiterschicht (a), die dem ersten Beispiel entsprechend
gebildet wird, ein Mehrkristall hoher Kristallinität. In der
Silicium-Halbleiterschicht (a) ist die durch den Kristallisationsvorgang
hervorgerufene Eigenspannung aufgrund des vorhergehenden Erhitzens
des Glassubstrats sehr gering. Wie in der obigen Beschreibung ist
das vorherige Erhitzen eines Glassubstrats bei einer Temperatur,
die nicht höher
liegt als der untere Kühlpunkt
des Glassubstrats, vorteilhaft: die Schrumpfung eines Glassubstrats
nach dem Kristallisationsvorgang ist sehr gering und die in einer
kristallisierten Halbleiterschicht hervorgerufene Eigenspannung
ist ebenfalls sehr gering, wodurch die Kristallinität und elektrischen
Eigenschaften verbessert werden.
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Bezüglich der
Halbleiterschicht (b) tritt ein scharfer Peak bei einer Position
auf, die etwas verschieden ist von derjenigen, die dem Mehrkristallsilicium
eigentümlich
ist, wie in 3 gezeigt. Der Grund dafür ist, dass
die Eigenschaften der Halbleiterschicht (b) durch eine darin hervorgerufene
Eigenspannung beeinflusst werden.
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Die
Aktivierungsenergie beträgt
bei dem AN-2-Nichtalkaliglas
ca. 0,08 eV, was einem Übergangspunkt
des Glases (668°C)
entspricht. Die Aktivierungsenergie wird mit Hilfe der Formel berechnet, die
die Gerade in 1, R = A exp. (–Ea/kT) angibt, wobei A eine Proportionalitätskonstante,
Ea die Aktivierungsenergie und k die Boltzmann-Konstante
ist.
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Die
Erhitzung des Glassubstrats kann unter reduziertem Druck anstatt
Luftdruck durchgeführt werden.
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Unter
Bezugnahme auf 4(A) bis 4(E) wird
nun die Herstellung eines Mehrkristallsilicium-Dünnschichttransistors
einem zweiten Beispiel entsprechend beschrieben.
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In
einem elektrischen Ofen wird ein Glassubstrat (AN-2-Nichtalkaliglas)
12 Stunden bei 610°C
erhitzt. Dieses Erhitzen wird in einer inaktiven Gasatmosphäre, z. B.
N2, unter Luftdruck durchgeführt. Als Alternative
kann es in einer inaktiven Gasatmosphäre, die einen Wasserstoffzusatz
involviert, unter Luftdruck oder reduziertem Druck durchgeführt werden.
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Auf
dem Glassubstrat 1 wird eine Silicium-Verbindungsschicht 2, z. B.
SiO2-Schicht, in einer Dicke von 200 nm
durch HF-Kathodenzerstäubung gebildet.
Das wird bei einem Druck von 0,5 Pa, einer Temperatur von 100°C, einer
HF-Frequenz von 13,56 MHz und einer HF-Ausgangsleistung von 400
W durchgeführt.
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Eine
Aktivierungsschicht aus amorphem Silicium 3 einer Dicke
von 100 nm wird dann auf der Siliciumverbindungsschicht durch HF-Kathodenzerstäubung gebildet.
Das wird bei einem Druck von 0,5 Pa, einer Temperatur von 150°C, einer
HF-Frequenz von 13,56 MHz und einer HF-Ausgangsleistung von 400
W durchgeführt.
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Die
Schicht amorphes Silicium 3 wird dann durch 96-stündiges Erhitzen
auf 400°C
bis 800°C, bevorzugt
500° bis
700°C, z.
B. 600°C,
in einer inaktiven Gasatmosphäre,
z. B. N2, bei Luftdruck kristallisiert.
Als Alternative kann dieser Kristallisationsvorgang unter einem
Hochvakuum durchgeführt
werden.
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Die
kristallisierte Siliciumschicht 3 wird teilweise so entfernt,
dass das in 4(A) gezeigte Bild erhalten
wird.
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Daraufhin
wird eine Schicht amorphes Silicium vom n+-Typ 4 einer
Dicke von 50 nm durch PCVD bei einem Druck von 6,65 Pa, einer Temperatur
von 350°C,
einer HF-Frequenz von 13,56 MHz und einer HF-Ausgangsleistung von
400 W in einem Verhältnis von
PH3 (5%) : SiH4 :
H2 = 0,2SCCM : 0,3SCCM 50SCCM gebildet.
Die Siliciumschicht 4 wird dann teilweise so entfernt,
dass eine Gate-Region, wie in 4(B) gezeigt,
gebildet wird.
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Ein
Gate-Oxidfilm (SiO2) 5 einer Dicke
von 100 nm wird, wie in 4(C) gezeigt,
durch Kathodenzerstäubung
bei einem Druck von 0,5 Pa, einer Temperatur von 100°C, einer
HF- Frequenz von
13,56 MHz und einer HF-Ausgangsleistung von 400 W gebildet. Der
Gate-Oxidfilm 5 wird daraufhin, unter Bildung von Kontaktlöchern, wie
in 4(D) gezeigt, teilweise entfernt.
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Schließlich wird
eine Aluminiumschicht einer Dicke von 300 nm durch Vakuumaufdampfung
gebildet und dann zu Elektroden 6 so als Bild ausgebildet, dass
ein Mehrkristallsilicium-Dünnschichttransistor (a),
wie in 4(E) gezeigt, gebildet wird.
In 4(E) zeigt S eine Elektrodenquelle,
G eine Gate-Elektrode und D eine Drain-Elektrode an.
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Zum
Vergleich wurde ein anderer Mehrkristallsilicium-Dünnschichttransistor
(b) auf die gleiche Weise wie im zweiten Beispiel hergestellt, mit
der Ausnahme, dass ein AN-2-Nichtalkaliglassubstrat, das nicht erhitzt
worden war, anstatt des vorher erhitzten AN-2-Nichtalkaliglassubstrats
verwendet wurde. Auch wurde ein Mehrkristallsilicium-Dünnschichttransistor (c) auf
die gleiche Weise wie im zweiten Beispiel hergestellt, mit der Ausnahme,
dass ein Quarzsubstrat anstatt des vorher erhitzten AN-2-Nichtalkaliglassubstrats
verwendet wurde. Die ID-(Drain-Strom)-VG(Gatespannung)-Charakteristik der
Dünnschichttransistoren
(a), (b) und (c) sind durch die Kurven a, b und c in 5 angezeigt.
Es ist aus 5 offensichtlich, dass die ID-VG-Charakteristik
des Dünnschichttransistors
(a) im Vergleich mit derjenigen des Dünnschichttransistors (b) wesentlich verbessert
ist und die elektrischen Eigenschaften des Transistors (a) außerdem denjenigen
des Dünnschichttransistors
(c) nahekommen.
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Der
Zusammenhang zwischen der Gatespannung und der Feldeffektmobilität der Dünnschichttransistoren
(a), (b) und (c) ist in 6 veranschaulicht. 7 zeigt
Feldeffektmobilitäten,
wobei a einen Dünnschichttransistor
anzeigt, der dem zweiten Beispiel entsprechend hergestellt wird,
b einen Dünnschichttransistor
anzeigt, der auf die gleiche Weise wie der obige Dünnschichttransistor
(b) hergestellt wird und c einen Dünnschichttransistor anzeigt, der
auf die gleiche Weise wie der obige Dünnschichttransistor (c) hergestellt
wird. In 6 und 7 ist festzustellen,
dass die Feldeffektmobilität
des Dünnschichttransistors
a größer als
diejenige des Dünnschichttransistors
b und fast gleich ist wie diejenige des Dünnschichttransistors c.
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Einem
dritten Beispiel entsprechend wird nun die Bildung einer Halbleiterschicht
auf einem Substrat beschrieben.
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Ein
AN-2-Nichtalkaliglas, dessen unterer Kühlpunkt bei 616°C liegt,
wird als Substrat verwendet. Dieses Glassubstrat wird in einem elektrischen Ofen
12 Stunden bei 610°C
erhitzt. Dieses Erhitzen wird in einer inaktiven Gasatmosphäre, z. B.
N2, die Wasserstoff umfasst, bei einem 50%
unter dem Luftdruck liegenden Druck durchgeführt. Eine Siliciumverbindungsschicht,
z. B. SiO2-Schicht, einer Dicke von 200
nm wird dann durch Magnetron-HF-Kathodenzerstäubung gebildet und daraufhin
wird darauf eine Schicht amorphes Silicium einer Dicke von 100 nm
durch einen Magnetron-HF-Kathodenzerstäubungsapparat
in einer Atmosphäre
von Wasserstoff eines Teildrucks von 0,75 mTorr und Argon eines
Teildrucks von 3,00 mTorr bei einer HF-Ausgabeleistung von 400 W
unter Verwendung eines aus Silicium hergestellten Ziels gebildet.
Die Schicht amorphes Silicium wird Daraufhin durch 96-stündiges Erhitzen
bei 600°C
kristallisiert.
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Die
Schrumpfungsprozentsätze
der Glassubstrate D, die vorher auf die gleiche Weise wie bei der
dritten Ausführungsform
erhitzt worden waren, wurden gemessen. Diejenigen der Glassubstrate
E, die nicht erhitzt wurden, wurden ebenfalls gemessen. Der Zusammenhang
zwischen den Schrumpfungsprozentsätzen der Glassubstrate D und
E und der Temperaturen wird jeweils durch die Geraden D und E in 8 gezeigt.
Der Schrumpfungsprozentsatz jedes Substrats in 8 wurde
auf die gleiche Weise wie in 1 berechnet.
Wie offensichtlich ist, waren die Schrumpfungsprozentsätze der
erhitzten Glassubstrate D wesentlich niedriger als diejenigen der nicht
erhitzten Glassubstrate E.
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Der
Zusammenhang zwischen den Schrumpfungsprozentsätzen und den Erhitzungszeitspannen
wird nun betrachtet. Es wurden die Glassubstrate D' (AN-2-Nichtalkaliglas),
die vorher auf die gleiche Weise wie im dritten Beispiel erhitzt
worden waren, und die Glassubstrate E' (AN-2-Nichtalkaliglas), die noch nie
erhitzt worden waren, bei 600°C erhitzt.
Der Zusammenhang zwischen den Schrumpfungsprozentsätzen der
Substrate D' und
E' und der Erhitzungszeitspannen
ist durch die Kurven D' und
E' in 9 veranschaulicht.
Der Schrumpfungsprozentsatz jedes Substrats in 9 wurde
auf die gleiche Weise wie in 2 berechnet.
Das Ergebnis ist, dass im Falle des Erhitzens der Glassubstrate
für 96
Stunden die Schrumpfung des Glassubstrats E' ca. 2000 ppm betrug, während diejenige
des Glassubstrats D' nur
ca. 500 ppm betrug.
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10 zeigt
die relative Intensität
bei der Raman-Spektroskopieanalyse
von Halbleiterschichten. In der Figur zeigt die Kurve d diejenige
einer Siliciumhalbleiterschicht (d), die dem dritten Beispiel entsprechend
kristallisiert worden ist. Auch zeigt die Kurve e diejenige einer
Siliciumhalbleiterschicht (e), die auf die gleiche Weise wie im
dritten Beispiel gebildet worden ist, mit der Ausnahme, dass ein
nicht erhitztes AN-2-Nichtalkaliglas-Substrat anstatt des vorher erhitzten
AN-2-Nichtalkaliglas-Substrats
verwendet wurde und dass eine Schicht amorphes Silicium durch Plasma-CVD
anstatt Kathodenzerstäubung
gebildet wurde. Des weiteren zeigt die Kurve f diejenige einer Silicium-Halbleiterschicht
(f), die auf die gleiche Weise wie im dritten Beispiel gebildet
wurde, mit der Ausnahme, dass ein Quarzsubstrat anstatt des vorher erhitzten
AN-2-Nichtalkaliglas-Substrats verwendet wurde und dass eine Schicht
amorphes Silicium durch Plasma-CVD anstatt Kathodenzerstäubung gebildet
wurde. Die Halbleiterschicht (f) war ein Mehrkristall. Die Ordinate
in 10 zeigt die relative Stärke der Kristallinität von Halbleiterschichten.
Aus 10 ist ersichtlich, dass die Kristallinität der Silicium-Halbleiterschicht
(d) dem dritten Beispiel entsprechend wesentlich höher ist
als diejenige der Halbleiterschichten (e) und (f). Die Halbleiterschicht (d)
zeigt einen scharfen Peak bei der gleichen Wellenzahl wie diejenigen
der Halbleiterschicht (f). Das bedeutet, dass die Silicium-Halbleiterschicht
(d) der dritten Ausführungsform
gemäß sowie
die Halbleiterschicht (f) ein Mehrkristall hoher Kristallinität sind.
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Die
Halbleiterschicht (e) zeigte einen scharfen Peak bei einer Position,
die etwas verschieden war von derjenigen von Mehrkristallsilicium
wie in 10 gezeigt.
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11 zeigt
die relative Intensität
bei der Raman-Spektroskopieanalyse
von Halbleiterschichten. In der Figur zeigt die Kurve D diejenige
einer Halbleiterschicht (d), die dem dritten Beispiel entsprechend
gebildet wurde. Auch zeigt die Kurve F diejenige einer Halbleiterschicht
(F), die auf die gleiche Weise wie im dritten Beispiel gebildet
wurde, mit der Ausnahme, dass Wasserstoff nicht in einen Magnetron-HF-Kathodenzerstäubungsapparat
während der
Bildung einer Schicht amorphes Silicium eingeführt wurde und dass ein Argon-Teildruck
bei 3,75 mTorr in dem Apparat während
der Bildung der Schicht amorphes Silicium aufrechterhalten wurde. Des
Weiteren zeigt die Kurve G diejenige einer Halbleiterschicht (G),
die auf die gleiche Weise wie im dritten Beispiel gebildet wurde,
mit der Ausnahme, dass der Wasserstoffteildruck und der Argon-Teildruck bei 0,15
mTorr bzw. 3,50 mTorr in einem Magnetron-HF-Kathodenzerstäubungsapparat
während
der Bildung einer Schicht amorphes Silicium aufrechterhalten wurden.
Bezüglich
des Falls von F, wo Wasserstoff nicht eingeführt wurde, und des Falls von
G, wo der Wasserstoffteildruck bei 0,15 mTorr gehalten wurde, wiesen
sie bei einer Wellenzahl von 520 cm–1 keine
scharfen Peaks auf. Andererseits zeigte die Halbleiterschicht (d),
die dem dritten Beispiel entsprechend gebildet wurde, einen scharfen
Peak bei einer Wellenzahl von 520 cm–1,
was bedeutet, dass die Halbleiterschicht (d) mehrkristallin ist.
So ist das Einführen
von Wasserstoff in einen Magnetron-HF-Kathodenzerstäubungsapparat
während
der Kathodenzerstäubung
vorzuziehen. Der Grund dafür ist,
dass durch Einführen
von Wasserstoff während der
Kathodenzerstäubung
die Bildung einer Mikrostruktur in der Halbleiterschicht verhindert
wird und die Kristallisation daher mit einer geringeren Aktivierungsenergie
durchgeführt
werden kann. In dem Fall, wo Wasserstoff während der Kathodenzerstäubung eingeführt wurde,
konnte eine Halbleiterschicht bei 800°C oder weniger kristallisiert
werden.
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Das
Erhitzen des Glassubstrats kann unter reduziertem Druck anstatt
Luftdruck durchgeführt werden.
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Als
Nächstes
wird unter Bezugnahme auf 12(A) bis 12(E) die Herstellung eines Mehrkristallsilicium-Dünnschichttransistors einem
vierten Beispiel entsprechend beschrieben.
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Es
wird ein Glassubstrat 11 (AN-2-Nichtalkaliglas) durch Ultraschallwellen
gereinigt. Das Glassubstrat 11 wird dann 12 Stunden bei
610°C erhitzt. Das
Erhitzen des Glassubstrats wird in einer inaktiven Gasatmosphäre, z. B.
N2, die 50% Wasserstoff enthält, bei
Luftdruck durchgeführt
werden.
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Daraufhin
wird eine Siliciumverbindungsschicht 12, z. B. SiO2-Schicht, einer Dicke von 200 nm auf dem
Glassubstrat 11 durch Magnetron-HF-Kathodenzerstäubung gebildet.
Die Bildung wurde in einer Argon-Atmosphäre bei einem Druck von 0,5
Pa, einer Temperatur von 100°C,
einer HF-Frequenz von 13,56 MHz und einer HF-Ausgangsleistung von
400 W durchgeführt.
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Eine
Aktivierungsschicht aus amorphem Silicium 13 einer Dicke
von 100 nm wird auf der durch Magnetron-HF-Kathodenzerstäubung gebildeten Siliciumverbindungsschicht
gebildet. Die Bildung wird in einer Atmosphäre von Wasserstoff bei einem
Teildruck von 0,75 Torr und von Argon bei einem Teildruck von 3,00
Torr bei einer Temperatur von 150°C, einer
HF-Frequenz von 13,56 MHz und einer HF-Ausgangsleistung von 400 W durchgeführt.
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Daraufhin
wird die Schicht amorphes Silicium 13 durch Hitze in einer
inaktiven Gasatmosphäre, z.
B. N2, unter Luftdruck in einem elektrischen
Ofen 96 Stunden bei einer Temperatur von 400 bis 800°C, bevorzugt
500 bis 700°C,
z. B. 600°C
kristallisiert. Dieser Kristallisationsvorgang kann in einer Wasserstoff-
oder Kohlenmonoxidatmosphäre
oder in einer inaktiven Gasatmosphäre, die Wasserstoff oder Kohlenmonoxid
enthält,
durchgeführt
werden, um die Schicht amorphes Silicium daran zu hindern, mit einem
Gas, z. B. Sauerstoff, zu reagieren.
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Die
kristallisierte Siliciumschicht 13 wird teilweise so entfernt,
dass ein Bild in 12(A) erhalten wird.
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Daraufhin
wird eine Schicht amorphes Silicium vom N+-Typ 14 einer
Dicke von 50 nm durch Magnetron-HF-Kathodenzerstäubung auf der Siliciumschicht 13 gebildet.
Die Bildung wird in einer Atmosphäre von Wasserstoff bei einem
Teildruck von 0,75 Torr, von Argon bei einem Teildruck von 3,00
Torr und von PH3 bei einem Teildruck von 0,05
Torr bei einer Temperatur von 150°C,
einer HF-Frequenz von 13,56 MHz und einer HF-Ausgangsleistung von
400 W durchgeführt.
Die Siliciumschicht 14 wird dann teilweise entfernt, um
eine Gate-Region, wie in 12(B) gezeigt,
zu erhalten. Eine Gate-Oxidschicht (SiO2) 15 einer
Dicke von 100 nm wird dann durch Magnetron-HF-Kathodenzerstäubung bei
einem Druck von 0,5 Pa, einer Temperatur von 100°C, einer HF-Frequenz von 13,56
MHz und einer HF-Ausgangsleistung
von 400 W, wie in 12(C) gezeigt,
gebildet.
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Die
Gate-Oxidschicht 15 wird dann teilweise entfernt, um dadurch
Kontaktlöcher,
wie in 12(D) gezeigt, zu bilden.
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Schließlich wird
eine Aluminiumschicht einer Dicke von 300 nm durch Vakuumaufdampfung
gebildet und Daraufhin zu Elektroden 16 bebildert, um so einen
in 12(E) gezeigten Mehrkristall-Silicium-Dünnschichttransistor
zu bilden. In 12(E) zeigt S eine Quellenelektrode,
G eine Gate-Elektrode und D eine Drain-Elektrode an.
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Zum
Vergleich wurde ein Mehrkristallsilicium-Dünnschichttransistor
(h) auf die gleiche Weise wie beim vierten Beispiel hergestellt,
mit der Ausnahme, dass eine Aktivierungsschicht aus amorphem Silicium 13 durch
Plasma-CVD anstatt
Magnetron-HF-Kathodenzerstäubung
gebildet wurde. In 13 wird die ID-VG-Charakteristik des Dünnschichttransistors (h) durch
die Kurve h gezeigt. Auch wird diejenige eines Dünnschichttransistors (g) dem vierten
Beispiel entsprechend durch Kurve g gezeigt. Aus 13 ist
offensichtlich, dass die ID-VG-Charakteristiken
der obigen beiden Dünnschichttransistoren ziemlich ähnlich sind.
Auch ist der Zusammenhang zwischen der Gate-Spannung VG und
der Feldeffektmobilität μ bezüglich des
Dünnschichttransistors
(g) und derjenige bezüglich
des Dünnschichttransistors (h)
jeweils durch die Kurven g und H in 14 gezeigt.
Wie aus der Figur offenkundig ist, sind die Feldeffektmobilitäten der
beiden Dünnschichttransistoren (g)
und (h) sehr ähnlich.
Aus diesen Ergebnissen ist zu erkennen, dass die Charakteristik
des Dünnschichttransistors
(h) in dem die Schicht amorphes Silicium 13 durch Plasma-CVD
gebildet wird, fast die gleiche wie diejenige des Dünnschichttransistors
(g) dem vierten Beispiel entsprechend.
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Für einen
weiteren Vergleich wurde ein Mehrkristallsilicium-Dünnschichttransistor
(i) auf die gleiche Weise wie im vierten Beispiel hergestellt, mit der
Ausnahme, dass ein Glassubstrat in einer Stickstoffatmosphäre erhitzt
wurde, der kein Wasserstoff zugegeben worden war. Die ID-VG-Charakteristik des Dünnschichttransistors (i) ist
in 15 durch die Kurve i gezeigt. Diejenige des Dünnschichttransistors
(g) dem vierten Beispiel entsprechend ist durch die Kurve (g) gezeigt.
Aus 15 ist offensichtlich, dass die Charakteristik
des Dünnschichttransistors
(g) derjenigen des Dünnschichttransistors
(i) überlegen
ist. Der Grund dafür
ist, dass der durch Wasserstoff geätzte Sauerstoff, der auf dem
Glassubstrat in dem Dünnschichttransistor
(g) verbleibt und dementsprechend die elektrischen Eigenschaften
des Dünnschichttransistors
(g) nicht negativ beeinflusst wurden. Im vierten Beispiel wurden
das Erhitzen und Reinigen des Glassubstrats in einem Schritt durchgeführt. Um
die Anzahl von Herstellungsschritten zu reduzieren, wird bevorzugt,
ein Glassubstrat in einer inaktiven Gasatmosphäre, die Wasserstoff umfasst,
wie oben erwähnt,
zu erhitzen. Kohlenmonoxid wirkt ebenfalls zum Reinigen von Sauerstoff
auf einem Glassubstrat, so dass das Erhitzen des Glassubstrats in
einer inaktiven Gasatmosphäre,
die Kohlenmonoxid enthält, durchgeführt werden
kann.
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Als
Nächstes
wird unter Bezugnahme auf 16(A) bis 16(E) die Herstellung eines Mehrkristallsilicium-Dünnschichttransistors vom koplanaren
Typ einem fünften
Beispiel entsprechend beschrieben.
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Es
wird ein Glassubstrat (An-2-Nichtalkaliglas) 21 in einem
elektrischen Ofen zwölf
Stunden bei 610°C
erhitzt. Dieses Erhitzen wird in einer inaktiven Gasatmosphäre, z. B.
N2, unter Luftdruck durchgeführt. Das
Erhitzen des Glassubstrats kann in einer Wasserstoff- oder einer
Kohlenmonoxidatmosphäre oder
in einer inaktiven Gasatmosphäre
durchgeführt werden,
die Wasserstoff oder Kohlenmonoxid enthält.
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Eine
Siliciumverbindungsschicht, z. B. SiO2-Schicht, 22,
einer Dicke von 200 nm wird durch HF-Kathodenzerstäubung bei
einem Druck von 0,5 Pa, einer Temperatur von 100°C, einer HF-Frequenz von 13,56
Mhz und einer HF-Ausgangsleistung
von 400 W gebildet.
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Auf
der Siliciumverbindungsschicht 22 wird eine Aktivierungsschicht
aus amorphem Silicium 23 einer Dicke von 100 nm durch HF-Kathodenzerstäubung bei
einem Druck von 0,5 Pa, einer Temperatur von 150°C, einer HF-Frequenz von 13,56
Mhz und einer HF-Ausgangsleistung von 400 W gebildet.
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Die
Schicht amorphes Silicium 23 wird dann durch Erhhitzen
auf eine Temperatur von 400°C
bis 800°C,
bevorzugt 500°C
bis 700°C,
z. B. 600°C,
für 96
Stunden in einer Stickstoffatmosphäre, die 50% Kohlenmonoxid enthält, kristallisiert.
Diese Kristallisierung wird in einem elektrischen Ofen unter Luftdruck
oder reduziertem Druck durchgeführt.
Da Kohlenmonoxid sich mit irgendwelchem Sauerstoff, der sich auf
dem Glassubstrat befindet, kombiniert, wird die Schicht amorphes
Silicium 23 nicht durch Sauerstoff beeinflusst. Der Kristallisationsvorgang
kann durch teilweises Bestrahlen der Siliciumschicht 23 mit einem
Laser so durchgeführt
werden, dass die Temperatur der Siliciumschicht 23 400°C bis 800°C beträgt. In diesem
Fall wird mindestens ein Teil der Siliciumschicht 23, die
mit dem Laser bestrahlt wird, kristallisiert, um als Kanalregion
verwendet zu werden.
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Die
kristallisierte Siliciumschicht 23 wird dann teilweise
entfernt unter Bildung eines Bilds, wie in 16(A) gezeigt.
Die Bezugsnummer 23 in 16 zeigt
eine Kanalregion an, die aus der kristallisierten Siliciumschicht
gebildet wird.
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Eine
Schicht amorphes Silicium vom n+-Typ 24 einer
Dicke von 50 nm wird durch PCVD bei einem Druck von 6,65 Pa, einer
Temperatur von 350°C,
einer HF-Frequenz von 13,56 Mhz und einer HF-Ausgangsleistung von
400 W bei einem Verhältnis
von PH3 (5%) : SiH4 :
H2 = 0,2SCCM : 0,3SCCM : 50SCCM gebildet.
Die Schicht amorphes Silicium 24 wird teilweise unter Bildung
einer Gate-Region, wie in 16(B) gezeigt,
entfernt.
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Eine
Gate-Oxidschicht (SiO2) 25 einer
Dicke von 100 nm wird dann durch Kathodenzerstäubung bei einem Druck von 0,5
Pa, einer Temperatur von 100°C,
einer HF-Frequenz von 13,56 Mhz und einer HF-Ausgabeleistung von
400 W, wie in 16(C) gezeigt, gebildet. Die
Gate-Oxidschicht 25 wird dann teilweise entfernt, um Kontaktlöcher, wie
in 16(D) gezeigt, zu bilden.
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Schließlich wird
eine Aluminiumschicht einer Dicke von 300 nm durch Vakuumaufdampfen
gebildet und dann mit einem Bild zur Bildung von Elektroden 26 versehen,
um einen Mehrkristallsilicium-Dünnschichttransistor
(j), wie in 16(E) gezeigt, zu bilden. In 16(E) ist S eine Quellenelektrode, G eine Gate-Elektrode
und D eine Drain-Elektrode.
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Zum
Vergleich wurde ein Mehrkristallsilicium-Dünnschichttransistor
(k) auf die gleiche Weise wie im fünften Beispiel hergestellt,
mit der Ausnahme, dass ein nicht erhitztes Glassubstrat (AN-2-Nichtalkaliglas)
anstatt des vorher erhitzten AN-2-Nichtalkaliglassubstrats verwendet
wurde. Auch wurde ein Mehrkristallsilicium-Dünnschichttransistor
(m) auf die gleiche Weise wie im fünften Beispiel hergestellt,
mit der Ausnahme, dass ein Quarzsubstrat anstatt des vorher erhitzten
AN-2-Nichtalkaliglas-Substrats
verwendet wurde. Die ID-VG-Charakteristiken
der Dünnschichttransistoren
(j), (k) und (m) sind in 17 durch
die Kurven j, k bzw. m gezeigt. In der Figur ist festzustellen,
dass die ID-VG-Charakteristik des
Dünnschichttransistors
(j) dem fünften Beispiel
entsprechend dem Dünnschichttransistors (k),
bei dem ein nicht erhitztes Glassubstrat verwendet wird, wesentlich überlegen
ist. Die elektrischen Eigenschaften des Dünnschichttransistors (j) sind denjenigen
des Dünnschichttransistors
(m), der auf einem Quarzsubstrat gebildet wird, ähnlich.
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18 zeigt
den Zusammenhang zwischen der Gate-Spannung VG und
der Feldeffektmobilität μ der Dünnschichttransistoren
(j), (k) und (m). 19 zeigt die Feldeffektmobilität μ, wobei j
einen Dünnschichttransistor
anzeigt, der auf die gleiche Weise wie der Dünnschichttransistor (j) hergestellt
wird, k einen Dünnschichttransistor
anzeigt, der auf die gleiche Weise wie der Dünnschichttransistor (k) hergestellt
wird und m einen Dünnschichttransistor
anzeigt, der auf die gleiche Weise wie der Dünnschichttransistor (m) hergestellt
wird. Wie aus 18 und 19 offensichtlich
ist, sind die Feldeffektmobilitäten μ der Dünnschichttransistoren
(j) dem fünften
Beispiel entsprechend höher
als diejenigen der Dünnschichttransistoren
(k), die auf nicht erhitzten AN-2-Nichtalkaliglassubstraten hergestellt
werden und fast gleich wie diejenigen der Dünnschichtransistoren (m), die
auf Quarzsubstraten hergestellt werden.
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Zu
einem weiteren Vergleich wurden Dünnschichtransistoren (n) auf
die gleiche Weise wie im fünften
Beispiel hergestellt, mit der Ausnahme, dass die Schicht amorphes
Silicium 23 in einer Atmosphäre von 100% Stickstoff anstatt
der Stickstoffatmosphäre,
die 50% Kohlenmonoxid enthält,
kristallisiert wurde. Bei diesen Dünnschichtransistoren (n) konnte eine
100 cm–2/Vs übersteigende
Feldeffektmobilität nicht
erhalten werden. Im Gegensatz dazu hatten bezüglich der dem fünften Beispiel
entsprechend hergestellten Dünnschichtransistoren
10% oder mehr aller Produkte eine Feldeffektmobilität, die 120
cm–2/Vs überstieg.
In 20 sind die ID-VG-Charakteristiken der Dünnschichtransistoren (j) und
(n) durch die Kurven j und n gezeigt. Wie aus 20 offensichtlich
ist, ist der Dünnschichtransistor
(j), der dem fünften
Beispiel entsprechend hergestellt wird, dem Dünnschichtransistor (n) überlegen.
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Man
sollte beachten, dass die vorliegende Erfindung verschiedene Modifikationen
und Variationen umfasst, die, ohne außerhalb des Umfangs der vorliegenden
Erfindung zu fallen, wie aus den Ansprüchen bestimmt, gemacht werden
könnten.
Beispielsweise kann eine Nicht-Einkristall-Halbleiterschicht durch chemische Aufdampfung,
Vakuumverdampfung, Ionenclusterstrahl, MSE (Molekularstrahlepitaxie),
Laserabschleifung und dergleichen gebildet werden. Eine Mehrkristall-Halbleiterschicht
hoher Kristallinität
kann aus der Nicht-Einkristall-Halbleiterschicht
durch das erfindungsgemäße Verfahren
erhalten werden. Auch können
Dünnschichtransistoren vom
Staffeltyp, umgekehrten Staffeltyp und umgekehrten koplanaren Typ
durch das erfindungsgemäße Verfahren
hergestellt werden. Ein Glassubstrat kann in einem Foto-CVD-Gerät, das mit
einer Heizvorrichtung ausgestattet ist, anstatt einem elektrischen
Ofen erhitzt werden. In diesem Falle wird Wasserstoff während des
Erhitzens in das Photo-CVD-Gerät
eingeführt
und dort aktiviert, wodurch die Reinigung einer Substratoberfläche verbessert wird.
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Des
Weiteren kann eine Siliciumnitridschicht, eine Siliciumcarbidschicht,
eine Siliciumoxidschicht, eine Siliciumoxynitridschicht oder eine
Mehrfachschicht, die einige der obigen Schichten umfasst, auf einem
Glassubstrat bei der vorliegenden Erfindung als Blockierungsschicht
bereitgestellt werden. Durch Bereitstellen einer derartigen Blockierungsschicht können sich
in einem Glassubstrat befindende Alkaliionen daran gehindert werden,
in ein auf dem Substrat gebildetes Gerät einzudringen.
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Auch
kann LE-30, das SiO2 (60%), Al2O3 (15%), B2O3 (6%) und R2O (2%)
umfasst und von HOYA Corporation hergestellt wird, TRC-5, das SiO2, Al2O3,
ZnO umfasst und von Ohara Inc. hergestellt wird und N-O, das von
Nippon Electric Glass Co. Ltd. hergestellt wird, anstatt AN-2-Nichtalkaliglas
verwendet werden.