JP2002540599A - シリコン上のＳｉＯベースの酸化物の室温湿式化学的成長 - Google Patents

シリコン上のＳｉＯベースの酸化物の室温湿式化学的成長

Info

Publication number
JP2002540599A
JP2002540599A JP2000607258A JP2000607258A JP2002540599A JP 2002540599 A JP2002540599 A JP 2002540599A JP 2000607258 A JP2000607258 A JP 2000607258A JP 2000607258 A JP2000607258 A JP 2000607258A JP 2002540599 A JP2002540599 A JP 2002540599A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
mixture
oxide
sio
solution
silicon
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Withdrawn
Application number
JP2000607258A
Other languages
English (en)
Inventor
マリア フォール，
マーシア フォール，
デニス ジェイ． フラッド，
シェイラ ジー． ベイリー，
ホリア エム． フォール，
Original Assignee
スペシャル マテリアルズ リサーチ アンド テクノロジー， インコーポレイテッド
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by スペシャル マテリアルズ リサーチ アンド テクノロジー， インコーポレイテッド filed Critical スペシャル マテリアルズ リサーチ アンド テクノロジー， インコーポレイテッド
Publication of JP2002540599A publication Critical patent/JP2002540599A/ja
Withdrawn legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02107—Forming insulating materials on a substrate
    • H01L21/02109—Forming insulating materials on a substrate characterised by the type of layer, e.g. type of material, porous/non-porous, pre-cursors, mixtures or laminates
    • H01L21/02112—Forming insulating materials on a substrate characterised by the type of layer, e.g. type of material, porous/non-porous, pre-cursors, mixtures or laminates characterised by the material of the layer
    • H01L21/02123—Forming insulating materials on a substrate characterised by the type of layer, e.g. type of material, porous/non-porous, pre-cursors, mixtures or laminates characterised by the material of the layer the material containing silicon
    • H01L21/02126—Forming insulating materials on a substrate characterised by the type of layer, e.g. type of material, porous/non-porous, pre-cursors, mixtures or laminates characterised by the material of the layer the material containing silicon the material containing Si, O, and at least one of H, N, C, F, or other non-metal elements, e.g. SiOC, SiOC:H or SiONC
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02107—Forming insulating materials on a substrate
    • H01L21/02225—Forming insulating materials on a substrate characterised by the process for the formation of the insulating layer
    • H01L21/02227—Forming insulating materials on a substrate characterised by the process for the formation of the insulating layer formation by a process other than a deposition process
    • H01L21/0223—Forming insulating materials on a substrate characterised by the process for the formation of the insulating layer formation by a process other than a deposition process formation by oxidation, e.g. oxidation of the substrate
    • H01L21/02233—Forming insulating materials on a substrate characterised by the process for the formation of the insulating layer formation by a process other than a deposition process formation by oxidation, e.g. oxidation of the substrate of the semiconductor substrate or a semiconductor layer
    • H01L21/02236—Forming insulating materials on a substrate characterised by the process for the formation of the insulating layer formation by a process other than a deposition process formation by oxidation, e.g. oxidation of the substrate of the semiconductor substrate or a semiconductor layer group IV semiconductor
    • H01L21/02238—Forming insulating materials on a substrate characterised by the process for the formation of the insulating layer formation by a process other than a deposition process formation by oxidation, e.g. oxidation of the substrate of the semiconductor substrate or a semiconductor layer group IV semiconductor silicon in uncombined form, i.e. pure silicon
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02107—Forming insulating materials on a substrate
    • H01L21/02225—Forming insulating materials on a substrate characterised by the process for the formation of the insulating layer
    • H01L21/02227—Forming insulating materials on a substrate characterised by the process for the formation of the insulating layer formation by a process other than a deposition process
    • H01L21/02255—Forming insulating materials on a substrate characterised by the process for the formation of the insulating layer formation by a process other than a deposition process formation by thermal treatment
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02107—Forming insulating materials on a substrate
    • H01L21/02225—Forming insulating materials on a substrate characterised by the process for the formation of the insulating layer
    • H01L21/0226—Forming insulating materials on a substrate characterised by the process for the formation of the insulating layer formation by a deposition process
    • H01L21/02282—Forming insulating materials on a substrate characterised by the process for the formation of the insulating layer formation by a deposition process liquid deposition, e.g. spin-coating, sol-gel techniques, spray coating
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/04—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having potential barriers, e.g. a PN junction, depletion layer or carrier concentration layer
    • H01L21/18—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having potential barriers, e.g. a PN junction, depletion layer or carrier concentration layer the devices having semiconductor bodies comprising elements of Group IV of the Periodic Table or AIIIBV compounds with or without impurities, e.g. doping materials
    • H01L21/30—Treatment of semiconductor bodies using processes or apparatus not provided for in groups H01L21/20 - H01L21/26
    • H01L21/31—Treatment of semiconductor bodies using processes or apparatus not provided for in groups H01L21/20 - H01L21/26 to form insulating layers thereon, e.g. for masking or by using photolithographic techniques; After treatment of these layers; Selection of materials for these layers
    • H01L21/314—Inorganic layers
    • H01L21/316—Inorganic layers composed of oxides or glassy oxides or oxide based glass
    • H01L21/3165—Inorganic layers composed of oxides or glassy oxides or oxide based glass formed by oxidation
    • H01L21/31654—Inorganic layers composed of oxides or glassy oxides or oxide based glass formed by oxidation of semiconductor materials, e.g. the body itself
    • H01L21/3167—Inorganic layers composed of oxides or glassy oxides or oxide based glass formed by oxidation of semiconductor materials, e.g. the body itself of anodic oxidation
    • H01L21/31675—Inorganic layers composed of oxides or glassy oxides or oxide based glass formed by oxidation of semiconductor materials, e.g. the body itself of anodic oxidation of silicon
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02107—Forming insulating materials on a substrate
    • H01L21/02109—Forming insulating materials on a substrate characterised by the type of layer, e.g. type of material, porous/non-porous, pre-cursors, mixtures or laminates
    • H01L21/02112—Forming insulating materials on a substrate characterised by the type of layer, e.g. type of material, porous/non-porous, pre-cursors, mixtures or laminates characterised by the material of the layer
    • H01L21/02123—Forming insulating materials on a substrate characterised by the type of layer, e.g. type of material, porous/non-porous, pre-cursors, mixtures or laminates characterised by the material of the layer the material containing silicon
    • H01L21/02164—Forming insulating materials on a substrate characterised by the type of layer, e.g. type of material, porous/non-porous, pre-cursors, mixtures or laminates characterised by the material of the layer the material containing silicon the material being a silicon oxide, e.g. SiO2

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Computer Hardware Design (AREA)
  • Microelectronics & Electronic Packaging (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Formation Of Insulating Films (AREA)
  • Silicon Compounds (AREA)

Abstract

(57)【要約】 本発明は、Ｓｉ、Ｇｅ、ＩＩＩ−ＶおよびＩ−ＩＩＩ−ＶＩ化合物半導体を含む半導体基板上のＳｉＯベースの絶縁体コーティングの室温湿式化学的成長（ＲＴＷＣＧ）プロセス、特に、シリコンベースの電気的デバイスおよび光子工学的（ｐｈｏｔｏｎｉｃ）（光電子工学的（ｏｐｔｏｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃ））デバイスの適用の製品におけるＳｉ上のＳｉＯベースの膜のＲＴＷＣＧに関する。本発明は、電気的デバイスおよび光子光学的（ｐｈｏｔｏｎｉｃ）（光電子工学的）デバイスの適用のためのシリコン基板上でのＳｉＯベースの絶縁体コーティングの室温湿式化学的成長（ＲＴＷＣＧ）プロセスを開示する。このプロセスは、成長溶液中にＳｉ基板を浸漬する工程を包む。このプロセスは、Ｈ2ＳｉＦ6、塩化Ｎ−ｎ−ブチルピリジニウム、酸化還元Ｆｅ2+／Ｆｅ3+水溶液および均一系触媒の混合物を利用する。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】 （発明の背景） 本発明は、Ｓｉ、Ｇｅ、ＩＩＩ−ＶおよびＩ−ＩＩＩ−ＶＩ化合物半導体を含
む半導体基板上のＳｉＯベースの絶縁体コーティングの室温湿式化学的成長（Ｒ
ＴＷＣＧ）プロセス、特に、シリコンベースの電気的デバイスおよび光子工学的
（ｐｈｏｔｏｎｉｃ）（光電子工学的（ｏｐｔｏｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃ））デバ
イスの適用の製品におけるＳｉ上のＳｉＯベースの膜のＲＴＷＣＧに関する。
【０００２】 米国政府は、ＮＡＳＡ契約番号ＮＡＳ３−９７１８１によって本発明における
権利を有する。
【０００３】 二酸化ケイ素（ＳｉＯ2）は、プレーナー技術の基底を形成する。産業生産に
おいて、電子デバイス層または光子工学的デバイス層のための絶縁体コーティン
グは、９００〜１２００℃の範囲の温度でのケイ素（Ｓｉ）の熱酸化により最も
頻繁に形成される。ＳｉＯ2はまた、種々の基板上でより低い温度（２００〜９
００℃）にて化学堆積法（ＣＤＶ）技術により被覆される。
【０００４】 熱成長およびＣＤＶ成長したＳｉＯ2ベースの層は、いくつか名称を挙げると
、デバイス接合を不動体化するための拡散マスクとして、絶縁体として、Ｓｉ技
術における誘電物質として、そしてＩＩＩ−Ｖ化合物半導体技術における包埋活
性化アニーリングのためのキャッピング層として使用される。
【０００５】 低温での絶縁体膜の成長は、減少した資本コスト、ならびに高い生産高および
従来の高温成長／被覆技術を使用する誘電体薄膜の成長に関連する技術的拘束に
起因して、ほとんどのデバイス適用にとって非常に魅力的である。
【０００６】 光子工学的デバイスのための誘電体膜は、当該分野で周知であり、そして物理
的被覆プロセスを使用して種々の基板上に室温付近で通常被覆され、このプロセ
スとしては、従来の（非反応性）または反応性の抵抗エバポレーション、誘導エ
バポレーションまたは電子ビームエバポレーション、反応性または非反応性のｄ
ｃまたはＲＦマグネトロンスパッタリングプロセスおよびｄｃまたはＲＦイオン
ビームスパッタリングプロセスが挙げられる。
【０００７】 陽極酸化を使用する半導体表面上の絶縁体層の室温成長は、当該分野で公知で
ある。シリコンに対して、陽極酸化を使用して、２００ｎｍまでのＳｉＯ2層を
基層のＳｉ基板上に成長し得る。この陽極酸化プロセスは、基層のＳｉ基板から
約０．４３の酸化物の厚みを消費し、そしてこれは、ほとんどのメタライゼーシ
ョンスキームと両立しない。このことは、熱蒸着または真空蒸着したＳｉＯ2の
交換としてのその適用を制限する。
【０００８】 溶液からのＳｉＯ2誘電体層の被覆は、当該分野で公知であり、これは有機金
属溶液を使用する。この手順において、誘電体層は、その溶液に基板を浸漬する
こと、または少量の溶液が基板上に適用された後にこの基板をスピンすることの
いずれかにより基板上へ適用される。両方の場合とも、次いで基板はオーブン中
に置かれ、溶媒を除去する。
【０００９】 日本、中国および台湾出身の研究者らは、室温（３０〜５０℃）溶液成長を使
用して、ガラスおよびシリコン表面上へのＳｉＯ2およびＳｉＯ2-xＦx層の被覆
のための手順を記載する。ソーダ石灰ケイ酸塩ガラスの表面上のＳｉＯ2の被覆
のために、最初にＴｈｏｍｓｅｎらにより提唱された液相堆積（ＬＰＤ）したＳ
ｉＯ2の成長は、水とのＨ2ＳｉＦ6の化学反応に基づき、フッ化水素酸および個
体ＳｉＯ2を形成する。最初のＨ2ＳｉＦ6溶液は、ＳｉＯ2粉末（通常、ゾルゲル
形態の）で飽和される。溶液中にガラスを浸漬する前に、フッ化水素ケイ酸（ｈ
ｙｄｒｏｆｌｕｏｒｏｓｉｌｉｃｉｌｉｃ ａｃｉｄ）（例えば、ホウ酸）と反
応する試薬をその溶液に添加した。ホウ酸は、フッ化水素ケイ酸と反応し、そし
てシリカで飽和された溶液を作製する。
【００１０】 上記のＳｉＯ2 ＬＰＤ方法の主な不利益の１つは、約８ｎｍ／時間〜約２４
ｎｍ／時間の非常に低い被覆速度であり、これは、ほとんどの半導体デバイス適
用のための絶縁体層の成長のための被覆を非実用的にする。１１０ｎｍ／時間ま
での被覆速度は、フッ化水素ケイ酸−水系で、Ｃｈｉｎｇ−Ｆａ Ｙｅｈらによ
り特許請求され、そして得られる膜の組成は、ＳｉＯ2-XＦxであると報告され、
ここで、ｘは約２％であった。ＬＰＤ方法を使用する本発明者らの実験法は、Ｌ
ＰＤ ＳｉＯ2がＳｉ表面と乏しい接着しかしないようであることを表すようで
あり、そして本発明者らが得た最大成長速度は、報告された値より小さい（２５
ｎｍ／時間未満）。報告された１１０ｎｍ／時間の被覆速度が可能であると仮定
しても、これらの被覆速度は、まだ小さすぎる。なぜなら、この蒸着速度が被覆
時間と共に一定であると仮定すると、ＵＬＳＩ間隔誘電体に必要とされる約１μ
ｍの厚みを有する酸化物を被覆するのに約９時間必要だからである。
【００１１】 本明細書中で使用される場合、ＳｉＯベースの絶縁体層の、用語ＲＴＷＣＧ手
順は、ＳｉxＯyＸz（ＳｉＯＸ）層の室温（例えば、１０℃〜４０℃）湿式化学
的成長プロセスを意味し、ここで、使用されている酸化還元システムに依存して
、ｘは０．９〜１．１、ｙは０．９〜１．９そしてｚは０．０１〜０．２であり
、ここでＳｉはケイ素を表し、Ｏは酸素を表し、そしてＸはフッ素（Ｆ）、炭素
（Ｃ）またはそれらの鉄（Ｆｅ）、パラジウム（Ｐｄ）もしくはチタニウム（Ｔ
ｉ）夾雑との組み合わせを表す。
【００１２】 （発明の要旨） 本発明は、半導体基板上での酸化ケイ素（ＳｉＯ）ベースの薄膜誘電体の室温
湿式化学的成長（ＲＴＷＣＧ）プロセス、特にシリコンベースの電子デバイスお
よび光子工学的（光電子工学的）デバイスの製造適用におけるシリコン上でのＳ
ｉＯベースの膜のＲＴＷＣＧに関する。
【００１３】 デバイス製造工程と適合し、大きい成長速度、低い応力、シリコンおよび酸化
ケイ素コート表面に対する良好な接着を有し、長期間の空気曝露に対して安定で
あり、そして高温アニーリング、そして非常に良好な相似を有する電子的および
光子工学的（光電子工学的）デバイス適用のための室温湿式化学的成長（ＲＴＷ
ＣＧ）プロセスを使用する酸化ケイ素ベースの膜を提供することが本発明の目的
である。
【００１４】 超ラージスケールの集積（ＵＬＳＩ）シリコンベースのミクロ電子機器におけ
る２種以上の金属からなる誘電体（ＩＭＤ）および中間レベル（ｉｎｔｅｒｌｅ
ｖｅｌ）の誘電体（ＩＬＤ）としての使用のための低誘電率ＳｉＯベースの膜の
酸化ケイ素ベースのＲＴＷＣＧプロセスを提供することがさらなる目的である。
【００１５】 ＵＬＳＩシリコンベースのミクロ電子機器のためのゲート誘電体として使用さ
れる超薄膜酸化ケイ素ベースのＲＴＷＣＧプロセスを提供することがさらなる目
的である。
【００１６】 光子工学的（光電子工学的）デバイス適用のための不動態層として使用される
薄膜絶縁体の酸化ケイ素ベースのＲＴＷＣＧプロセスを提供することがさらなる
目的である。
【００１７】 低費用シリコン太陽電池の製造のための、および他の光子工学的（光電子工学
的）デバイス適用のためのフロントグリッド金属化後の、不動態化／抗反射コー
ティングを成長させるための酸化ケイ素ベースのＲＴＷＣＧプロセスを提供する
ことがさらなる目的である。
【００１８】 多孔性シリコンコーティングされた光子工学的（光電子工学的）デバイスのた
めの不動態化膜として使用される酸化ケイ素ベースのＲＴＷＣＧプロセスを提供
することがさらなる目的である。
【００１９】 本発明に従うＳｉＯＸの高い成長速度は、シリコン源としての商用銘柄のＨ2
ＳｉＦ6（３４％）、Ｎ−ｎ−ブチルピリジニウムクロリド（Ｃ9Ｈ14ＣｌＮ）、
およびＦｅ2+／Ｆｅ3+に基づくレドックス水溶液（例えば、Ｋ3Ｆｅ（ＣＮ）6）
、ならびに鉄エチレンジアミン四酢酸（Ｆｅ ＥＤＴＡ）を使用して、平面状ま
たは多孔性シリコン上で増加する。便宜上、上記の分類の溶液を、本発明者らは
、基本的な成長溶液と呼ぶ。基本的な溶液（ＢＳ）は、シリカゲルのようなＳｉ
Ｏ2含有供給源で飽和されている。トリフルオロ酢酸パラジウムＩＩ［Ｐｄ（Ｏ2 Ｃ2Ｆ3）2］（ＰｄＦＡｃ）のような触媒およびＨ2ＴｉＦ6水溶液を使用して、
成長速度を増加させる。ＮａＯＨ、ＫＯＨ、ＮａＦおよびＮＨ4ＦおよびＨＦ溶
液を本発明に従って使用して、成長溶液のｐＨを調節する。Ｓｉ表面上でのＲＴ
ＷＣＧ速度は、２ｎｍ／分〜６４ｎｍ／分であり、溶液の組成、ｐＨ、およびＳ
ｉ基板の結晶学的配向に依存する。成長層の化学組成は以下の一般式を有する：
ＳｉxＯyＸz、ここで、Ｓｉ、Ｏ、Ｘ、ならびにｘ、ｙ、およびｚの意味は、上
記で説明した通りである。
【００２０】 （好ましい実施形態の詳細な説明） 表面ＯＨ基は、オキシド表面における化学反応についての最も重要な部位の１
つとして当業者に公知である。ＯＨ基は、オキシド表面での水分子の化学吸着に
よって形成される。水和機構が、吸着した水分子の解離に関係し、ここで、Ｈ+
イオンが、表面の酸素イオンに結合し、そしてＯＨ-イオンが表面のシリコンイ
オンに結合する。ＳｉＯＨ基は、酸または塩基反応を受け得る。それらは、水素
イオンを受容して、正の電荷を有するＳｉＯＨ2 +部位になるか、またはそれらは
、水素イオンを放出して、負の電荷を有するＳｉＯ-部位になる。それらの反応
は、以下のように書かれる：
【００２１】
【化１】 ＳｉＯＨ2 +およびＳｉＯ-種の濃度は、水相のｐＨに依存する。ＳｉＯＨ2 +種
はｐＨ＜７で増加し、ＳｉＯ-種はｐＨ＞７で増加する。
【００２２】 ＲＣＡ洗浄の後で、かつ最終的な水でのリンスの前に、シリコン表面は、≡Ｓ
ｉ−Ｈおよび≡Ｓｉ−Ｆ結合によって、不動態化される。本発明者らは、「誘導
時間」を、時間間隔ｄｔ＝ｔox−ｔinとして定義し、ここで、ｔoxは、オキシド
堆積が開始された後の初期時間（ｔin）に対して参照される時間である。ＨＦ処
理された表面について、本発明者らは、１０秒〜２分の誘導時間を見出した。反
対に、薄いもともとのオキシド（ＲＣＡ洗浄していない）または熱成長ＳｉＯ２
層のいずれかでカバーされた類似のシリコンサンプルに対して、誘導時間は、約
１０秒〜２０秒である。
【００２３】 ＳｉＯＸベース層のＲＴＷＣＧの開始の前に、水素またはフッ素末端Ｓｉ表面
について、Ｓｉ−ＨおよびＳｉ−Ｆ結合は、Ｓｉ−ＯＨ結合基に転換されなくて
はならない。
【００２４】 水素不動態化表面の水和機構は以下の反応に従うべきである：
【００２５】
【化２】 ≡Ｓｉ−Ｆ終端結合のために、水中でそのサンプルをリンスし、以下
【００２６】
【化３】 の反応に従ってＳｉ−Ｆ→Ｓｉ−ＯＨを起こさせた。
【００２７】 最後の２つの反応から、ＨＦの存在下でこの表面が、引き続く、下にあるＳｉ
−Ｏ酸化物の表面からの表面Ｓｉ原子の除去を伴う以下
【００２８】
【化４】 の反応に従って、Ｓｉ−Ｏ結合へのＨＦ挿入を介してＨＦ攻撃に供され得ること
は、明らかである。
【００２９】 本発明者らは、結晶学的配向性、ドーピングの型および多数キャリア密度（ｃ
ｏｎｃｅｎｔｒａｔｉｏｎ）に依存する、ＨＦ浸漬、５〜１０分の脱イオン水中
または１〜２分間の０．１％Ｈ2Ｏ2への基板のリンス後、全てのシリコン基板に
ついての誘導時間は、２０秒未満であることを見出した。
【００３０】 一旦、未反応の酸化物層の成長が開始すると、Ｓｉ−ＨおよびＳｉ−Ｆ結合は
、Ｓｉ−ＯＨ結合に置き換わる。今度は、これらのＳｉ−ＯＨ基は、Ｓｉ−Ｏ−
Ｓｉ結合角を形成することにより、ケイ素および酸素の成長溶液からの取り込み
を促進する。付随するＳｉ−ＯＨ基はまた、酸素およびシリコンの取り込みプロ
セスをさらにスピードアップする水分子のための優先的な吸着部位として作用す
る。
【００３１】 ＳｉＯＸ誘電体層の室温ＲＴＷＣＧプロセスの計画の際に、本発明者らは、以
下の条件をつけた： 半導体デバイスを害することが公知である元素の使用を避けるべきである；ケ
イ素（Ｏ、Ｃ、ＨおよびＮ）のみは、受容可能である、 ＳｉＯＸ酸化物の成長について、Ｓｉ／絶縁体接触面での大きな状態密度を誘
導することが公知である金属不純物（例えば、Ｍｇ、ＴｉおよびＴａ）は、避け
るべきである、 ＳｉＯＸ膜は、熱、湿度、ならびにＵＶ光、酸素原子および高エネルギーの電
子および陽子のような電離放射線への長期曝露のような要素を除く還元雰囲気下
および酸化雰囲気下で安定であるべきである、 ＳｉＯＸ膜は、Ｓｉ表面への雑莢物を含まない結合および十分な力学的強度を
有するべきである、 成長プロセスは、結晶の配向性、サイズおよび形状に関わらず、任意のＳｉ表
面に適用可能であるべきである、 成長プロセスは、先進（ａｄｖａｎｃｅｄ）Ｓｉデバイス（例えば、０．２５
μｍ未満の重要な特色を有するＶＬＳＩマイクロエレクトロニクス）の加工順序
と一致するべきである。
【００３２】 ＳｉＯＸ酸化物の高い被覆速度を、シリコン源として商用銘柄のＨ2ＳｉＦ6（
３４％）、塩化Ｎ−ｎブチルピリジニウム（ｎ−ＢＰＬＣ）および酸化還元Ｆｅ 2+ ／Ｆｅ3+（１０％）（例えば、Ｋ3Ｆｅ（ＣＮ）6 （ＫＦｅＣＮ）およびＦｅ
ＥＤＴＡ水溶液）を使用して被覆した。本発明の好ましい実施形態では、この
成長溶液は、２〜５容量部分の０．５Ｍ ＫＦｅＣＮ水溶液および０〜４容積部
分の５％ｎ−ＢＰＣＬ水溶液と２〜５容量割合の３４％Ｈ2ＳｉＦ6（ＨＳｉＦ）
とを混合することにより作製される。簡便化のために、本発明者らは、この溶液
を「基礎溶液（ＢＳ）」と呼ぶことにする。このＢＳは、ＳｉＯ2含有供給源（
例えば、シリカゲル）または（ＮＨ4）2ＳｉＦ6で飽和され得る。パラジウムＩ
Ｉトリフルオロ酢酸 Ｐｄ（Ｏ2Ｃ2Ｆ3）2 （ＰｄＦＡｃ）を、弱酸性溶液（４
〜６のｐＨ）に適切である。Ｔｉ4+ベースの水溶液（例えば、ヘキサフルオロチ
タン酸 Ｈ2ＴｉＦ6 （ＨＴｉＦ）、塩化チタン ＴｉＣｌ4 （ＴｉＣｌ）、
および（ＮＨ4）2ＴｉＦ6 （ＮＨＴｉＦ））は、本発明者らが、水溶液（３〜
８のｐＨ）における成長のための適切な触媒であることを見出し、そしてその使
用は、ＳｉＯＸ ＲＴＷＣＧ速度を感受的に増加する。ＮａＦ、ＫＯＨ、ＮａＦ
およびＮＨ4Ｆ溶液は、成長溶液のｐＨを３と１０との間に調整するために本発
明に従って使用される。
【００３３】 成長溶液の容積は、０．１〜０．２５μｍのＳｉＯＸ酸化物の厚みに対して、
溶液と接触するＳｉ表面（フォトレジストでカバーされた表面の部分を含まない
）の、０．２ｍｌ〜０．６ｍｌ／１ｃｍ2である。最も良い結果のために、この
溶液を、固体が完全に溶解するまで、そしてＲＴＷＣＧの間、任意の実用的な手
段によって攪拌し、均一なコーティングを確実にする。
【００３４】 図１において、表面から約３０ｎｍのスパッタリングの後、ＲＴＷＣＧ Ｓｉ
ＯＸ酸化物（約２×１０19ｃｍ-3の（ＮA−ＮD）を有する、（１１１）ｐ型Ｓｉ
：Ｂ上でＡ４：Ｐｄ溶液を用いて成長させた）のＸＰＳ表面サーベイが与えられ
る。Ａ４：Ｐｄ ＲＴＷＣＧ溶液の組成は：５容積部の３４％ＨＳｉＦ、３容積
部の５％ｎ−ＢＰＣｌ、２容積部の３０％ＨＮＯ3溶液、１容積部のＣＨ3ＣＯＯ
Ｈ、０．１グラムのＫＦｅＣＮおよび１０ｍｇのＰｄＦＡｃである。
【００３５】 成長の前に、この溶液を、磁気攪拌機を使用して１０分間攪拌した。Ｓｉ基材
の表面は、標準的なＲＣＡ洗浄を用いて洗浄し、そして脱イオン（ＤＩ）水で１
０分間リンスした。３分後、暗闇中で、楕円偏光法によって測定された酸化物の
厚みは８９ｎｍであり、これは約３０ｎｍ／分の成長速度に対応する。しかし、
より長い成長時間に対しては、この成長速度は減少し、１０分間の成長時間後は
約１２ｎｍ／分に達する。成長の間に取り除かれる、下にある基材の厚さは、８
９ｎｍ厚の酸化物に対しては約２０ｎｍであり、そして１２３ｎｍ厚の酸化物に
対しては約３２ｎｍであった。両方の場合において、これは酸化物の厚さの約２
５％である。このことは、酸化物形成プロセスが、単純な化学的な酸化ではない
ことを意味する。なぜなら、この場合において、除去された層のＳｉ表面からの
厚さは、酸化物の厚さの少なくとも４３％であるべきだからである。この場合に
おける酸化物形成は、二重の化学的酸化および成長プロセスである。
【００３６】 本発明者らは、Ａ４：Ｐｄ溶液におけるＲＴＷＣＧ速度は、種々の結晶学的配
向性を有するシリコンウエーハに対して非常に優先的であることを見出した。例
えば、成長速度は、（１１１）Ｓｉについては、（１００）Ｓｉと比べて１５倍
まで高く、そして（１１０）Ｓｉについては、（１００）Ｓｉと比べて、４倍ま
で高い。ＸＰＳデータによって明らかになるように、上記の酸化物の化学組成は
、Ｓｉに富むＳｉＯＸである。表１において、８９ｎｍ厚の酸化物の表面から約
３０ｎｍでのスパッタリング後に記録された、いくつかの定量的なＸＰＳデータ
（酸化物の主要成分の位置、標準面積および原子密度を含む）が示される。
【００３７】
【表１】 （１１１）ｎ−Ｓｉ基材のＡ４：Ｐｄ溶液における、暗闇下での酸化速度は、
ｐ−Ｓｉの酸化速度と比較すると非常に小さい。約１００ｍＷ／ｃｍ2の可視光
下で、ｎ−Ｓｉ上の「成長」速度は、ｐ−Ｓｉ基材と比較するとほぼ同じであっ
た。両方の伝導度型（１１１）Ｓｉ基材については、除去された下にあるＳｉ基
材の厚さは、酸化物の厚さの２５％までであり、これは、化学的酸化還元プロセ
スが、化学的酸化物の形成に関与していることを示唆する。Ａ４：Ｐｄ溶液はま
た、（１００）Ｓｉ基材および（１００）Ｓｉ基材上のＳｉＯＸ層を成長させよ
うと試みた。上記のように、これらの場合の成長速度は、（１１１）Ｓｉ基材上
の成長速度よりもかなり遅い。このため、（１００）Ｓｉ基材上では、酸化物は
、優先的に欠損領域で成長し、この領域は（１１１）平面を示す。このアート効
果は、（１００）Ｓｉ表面上の表面欠損型および密度を示すための、非破壊的か
つ非常に正確な方法のために使用され得る。
【００３８】 ＳｉＯＸ誘電体層のより高いＲＴＷＣＧ速度は、ｐＨが４と９との間に保たれ
る場合に、穏やかなＢＳベースの溶液中で記録される。この場合、種々の結晶学
的な配向における成長速度と、ドープの型とＳｉ表面の大部分のキャリア濃度と
の間の差異は、比較的小さい。同様のキャリア濃度における同様の結晶学的配向
については、暗闇において、成長速度は、ｐ型Ｂドープ基材については、ｎ型Ｐ
ドープ基材と比較して、５％〜８％大きい。同様のドープ型およびドープ濃度に
ついては、異なる結晶学的配向のＳｉ基材上の成長速度において、わずな差異が
存在する。約２×１０19ｃｍ-3の（ＮA−ＮD）を有する（１１１）ｐ型Ｂドープ
Ｓｉ上の成長速度は、実質的に同様のキャリア濃度の（１００）ｐ−Ｓｉ上の成
長速度と比較して、５〜７％高いことが見出された。
【００３９】 図２は、ＢＳ−Ｂ１５溶液中ｐ型Ｓｉ上で成長させた、ＲＴＷＣＧ ＳｉＯ酸
化物（１１２ｎｍ厚）のＸＰＳ表面サーベイである。成長溶液は、２重量部の３
４％ＨＳｉＦ、２重量部の５％ｎ−ＢＰＣｌ水溶液、１重量部の０．５Ｍ ＫＯ
Ｈ水溶液、および０．３ｇＭ ＫＦｅＣＮ／１００ｍｌ溶液を混合することによ
って作製した。成長時間は４分間であり、そして３８ｎｍ／分の成長速度であっ
た。２３５ｎｍの酸化物厚については、成長速度は、約３５ｎｍ／分であった。
表２は、図２の酸化物の表面で記録された、いくつかのＸＰＳデータを与える。
【００４０】
【表２】 上記の酸化物は、Ｃ、Ｆｅ、ＮおよびＦ不純物を有するＳｉに富むＳｉＯＸであ
るとされ得る。Ｋは、表面において検出されなかった。サンプルの表面から３０
ｎｍでのスパッタリングの後、Ｆｅ、ＣおよびＳｉ濃度は、それぞれ０．０３８
％、１．９３％、および５０．２６％まで減少したが、Ｆ、Ｎ、およびＯ濃度は
、それぞれ０．３４％、０．６５％、および４６．７８％まで減少した。
【００４１】 塩基性ＢＳ溶液を用いてｐ−Ｓｉ上で成長させた酸化物の定量的ＸＰＳ分析は
、酸化物層の表面に含まれる炭素は、１．５〜２倍大きいファクターであるが、
ＦｅおよびＦ不純物は、ＫＯＨ溶液にＮＦ4Ｆ溶液が添加される場合、５〜１０
のファクターで減少する。しかし、ＮＨ4Ｆベースの溶液の成長速度は、ＫＯＨ
ベースの溶液と比較すると、かなり顕著に減少する。ＮａＦ溶液の添加により、
Ｆ混入を増加させることなく、被覆速度をさらに減少させる。図３は、ＢＳ−Ｂ
１９溶液中ｐ型Ｓｉ上で成長させた、ＲＴＷＣＧ ＳｉＯＸ酸化物（約１２ｎｍ
厚）のＸＰＳ表面サーベイである。ＢＳ−Ｂ１９成長溶液は、５容積部の３４％
ＨＳｉＦ、３容積部の５％ｎ−ＢＰＣｌ水溶液、３容積部の０．５Ｍ ＫＯＨ、
各々１容積部の０．１Ｍ ＮＨ4Ｆ水溶液および０．１Ｍ ＮａＦ水溶液、なら
びに０．５ｇＭ ＫＦｅＣＮ／１００ｍｌ溶液を混合することによって作製した
。成長時間は６分間であり、そして成長速度は、わずか約２ｎｍ／分であった。
図４は、この酸化物の深さプロフィールを示す。ＳｉＯに富む酸化物の表面にお
いて、Ｃは、Ｓｉに置き換わる。Ｃ濃度は、表面における約８．３％から、酸化
物／Ｓｉ界面における０付近まで減少する。Ｎ濃度は、酸化物の表面における０
．２７％から、酸化物／Ｓｉ界面における約１．５％まで増加する。大きい表面
Ｃ濃度および比較的大きいＮ界面濃度は、それぞれ優れた化学的安定性、ＵＶ安
定性および熱安定性ならびに、実施例５に示されるような、この酸化物の優れた
表面パシベーション能を説明し得る。
【００４２】 本発明者らの実験データは、薄膜ＲＴＷＣＧ ＳｉＯＸベースの酸化物は、多
孔性シリコン（ＰＳ）上で成長し得、そしてこれらのコーティングの使用は、エ
ージングに対するＰＳ材料の安定性を増加させることを示す。ＲＴＷＣＧ薄膜Ｓ
ｉＯＸ層は、弱酸性ＢＳ溶液および弱塩基性ＢＳ溶液の両方において、ＰＳ上で
比較的容易に成長する。本発明の好ましい実施形態においては、成長溶液ＢＳ−
ＰＳ６は、５容積部の３４％ＨＳｉＦと３容積部の５％ｎ−ＢＰＣｌ水溶液、３
容積部の０．５Ｍ ＫＯＨ、１容積部の０．１Ｍ ＮａＦ水溶液を混合すること
によって作製した。次いで、０．２ｇ ＫＦｅＣＮ／１００ｍｌ溶液を添加する
。この溶液を、ＫＦｅＣＮ結晶が完全に溶解するまで攪拌する。図５は、ＳｉＯ
ＸコートしたＰＳの表面サーベイである。ＰＳは、ＨＦおよびＨＮＯ３に基づく
溶液を用いる染色エッチングの公知プロセスによって、（１００）ｐ−Ｓｉ基材
上に化学的に形成させた。次いで、ＲＴＷＣＧ ＳｉＯＸ薄膜を、上記のＢＳ−
ＰＳ６溶液を用いてＰＳ表面上に成長させた。表３は、図５の酸化物の表面で記
録されたＸＰＳデータを与える。
【００４３】 ＰＳ表面のトポグラフィーのため、カラーコードからのみ推定された成長速度
は、４０ｎｍ／分〜５０ｎｍ／分であった。ＢＳ−ＰＳ６溶液を用いる平面ｐ−
Ｓｉ基材上の成長速度は、ＰＳ上での推定成長速度と比較して、少なくとも３倍
小さかった。さらに、同様のｐ−Ｓｉ基材を用いて平面上で成長させた、酸化物
とＰＳの２つの酸化物の化学組成に、差異が存在する。例えば、平面Ｓｉ上で成
長した５２ｎｍ厚の酸化物のＣ表面濃度は、ＰＳ上で成長した酸化物の表面にお
ける３６．５％と比較して、９．６％であった。また、表面におけるＦ濃度は、
平面表面と比較して、ＰＳ上で約２倍である。非常に正確なわけではないが、そ
の表面トポグラフィーのため、１８０秒間のスパッタリング（これは、約３０ｎ
ｍの除去に対応する）の後、Ｓｉ、Ｃ、およびＯ濃度は、それぞれ３９．２８３
％、１８．８９５％、および３７．８０３％になった。同じ深さでのＦｅおよび
Ｆ濃度は、それぞれ０．１１％および０．６４６％まで減少したが、Ｎ濃度は、
０．４４３％になった。Ｃｕ ２ｐ３線の原因は未知である。平面Ｓｉ上で成長
した酸化物において明らかではないので、Ｃｕは、染色エッチング工程の間、Ｐ
Ｓ中に導入され得ていた。これは、真実のようである。なぜなら、１８０秒間の
スパッタリングの後に、Ｃｕ濃度が２．８２１％まで増加したからである。ＰＳ
および平面Ｓｉ上で成長した酸化物の組成において観察された上記の差異におけ
るＣｕの役割（それがある場合）は、さらなる研究に値する。
【００４４】 本発明に従う、ＳｉＯＸ誘電体層の６４ｎｍ／分までの高いＲＴＷＣＧ速度は
、ｐＨが７と９との間に保たれる場合、弱塩基性ＢＳベースの溶液を用いて可能
である。成長速度を増加させるための１つの方法は、成長溶液中に、Ｈ2ＴｉＦ6 またはＴｉＣｌ4または（ＮＨ4）2ＴｉＦ6を用いることである。例えば、Ｓｉ上
のＲＴＷＣＧ ＳｉＯＸ酸化物の成長速度を向上させるためにＨ2ＴｉＦ6を使用
するＢＳ：Ｔｉ溶液は、０〜４容積部の５％ｎ−ＢＰＣｌ水溶液、１〜３容積部
の０．１Ｍ ＮＨ4Ｆ、０〜２容積部の０．１Ｍ ＮａＦ水溶液および０．５〜
２容積部の６０％Ｈ2ＴｉＦ6と混合した、３〜５容積部の３４％ＨＳｉＦから作
製する。次いで、０．１〜１ｇ ＫＦｅＣＮ／１００ｍｌ溶液を添加する。この
溶液は、ＫＦｅＣＮ結晶が完全に溶解するまで攪拌する。
【００４５】
【表３】 図６は、ＢＳ−Ｔｉ３４溶液においてｐ型Ｓｉにおいて成長された、ＲＴＷＣ
Ｇ ＳｉＯ酸化物（約７０ｎｍの厚み）のＸＰＳ表面測定である。この成長溶液
は、５体積部の３４％ＨＳｉＦと、２体積部の５％ｎ―ＢＰＣｌ水溶液、それぞ
れ１体積部の０．１Ｍ ＮＨ4Ｆおよび０．１Ｍ ＮａＦ水溶液、２体積部の６
０％ Ｈ2ＴｉＦ6、および１ｇ／ＫＦｅＣＮ／１００ｍｌ溶液とを混合すること
によって行った。この実施例において必要とされるＨ2ＴｉＦ6の量およびＫＦｅ
ＣＮの量より多くの量を、成長酸化物に含まれるＴｉおよびＦｅの酸化段階を研
究するために選択した。成長時間は、７５秒であり、酸化物の厚みは７０．４ｎ
ｍであり、従って、成長速度は、５６．３ｎｍ／分であった。同じ溶液で同時に
成長させたが、５分後に抽出した酸化物は、２８５ｎｍの厚みを有し、これは、
５７ｎｍ／分の成長速度である。表４は、図６の酸化物の表面から１３ｎｍをス
パッタリングした後に記録したＸＰＳデータを与える。
【００４６】
【表４】 上記の酸化物成分の深さのプロフィールを得た。表面において、Ｆｅ、Ｃおよ
びＮの濃度は、それぞれ約１１．５％、３８％、および２７％であった。上部２
６ｎｍにおいて、Ｎ（これは、依然として界面近くにおいて０．５８％の濃度を
有した）を除いて、それらの濃度をそれぞれ２％より下に着実に減少させ、そし
てそれらの濃度を酸化物／Ｓｉ界面に向かってゼロに減少させ続けた。Ｔｉおよ
びＦの濃度が酸化物の表面において最小（例えば、２．６％（Ｔｉ）および０．
１５％（Ｆ））を有し、次いで、それらの濃度は、４０ｎｍに向かって着実に増
加（それらは、４．８％（Ｔｉ）および４．４％（Ｆ）の最大値を有した）し、
そして、それらの濃度は、界面に向かって着実に減少し、Ｆがより大きな率であ
る。高いＴｉおよびＦｅの濃度は、ＴｉおよびＦｅが酸化物として存在する場合
を除いて、大部分のデバイス用途についてこの酸化物を推奨しない。Ｆｅ ２ｐ
３、およびＴｉ ２ｐピークの閉じた実験（ｃｌｏｓｅｄ ｅｘａｍｉｎａｔｉ
ｏｎ）（図７ａ、および図７ｂ）は、酸化物の表面に向かってＴｉおよびＦｅが
金属成分および酸化物成分の混合物であることを示唆する。しかし、酸化物／Ｓ
ｉ界面に向かって、ＴｉとＦｅの両方が完全に酸化物形態であるようである。
【００４７】 本発明の前記および他の目的、特徴および利点は、本発明の好ましい実施形態
の以下のより詳細な実施例から明らかである。
【００４８】 （実施例１．超大規模集積（ＵＬＳＩ）シリコンベースのマイクロエレクトロ
ニクスに対する金属間誘電体（ＩＭＤ）およびレベル間誘電体（ＩＬＤ）につい
ての低誘電率ＳｉＯＸ薄膜） 集積回路小型化は、より速い速度およびより高い効率への探求において半マイ
クロレベルより十分下に続いている。このような小さな寸法において、比較的高
い誘電率および従来の層間誘電材料の得られた静電容量は、信号速度を限定する
ように作用し、混線（ｃｒｏｓｓ−ｔａｌｋ）を作り出し、そして過度の電力の
消費させる。
【００４９】 最近の２０年ほどにおいて、熱酸化によって成長されたＳｉＯ2に対する代替
のゲート誘電体に対する研究が続いており、これは、高速度、高性能大規模集積
（ＬＳＩ）、超大規模集積（ＶＬＳＩ、ＵＬＳＩ）回路プロセスのような一連の
用途に必要とされる。この探求は、ＳｉＯ2層に対する代替および０．２５μｍ
のプロセス技術が続けられ、マイクロエレクトロニクスを超える。高密度プラズ
マＣＶＤ（ＨＤＰ−ＣＶＤ）堆積ＳｉＯＦが、すでに０．３５μｍのギャップを
満たすために使用されており、これはまた、０．２５μｍのギャップおよび０．
１８μｍのギャップに対する競争者であるが、この高密度プラズマＣＶＤ（ＨＤ
Ｐ−ＣＶＤ）堆積ＳｉＯＦは、化学的−機械的平坦化（ＣＭＰ）プロセスと関連
した問題に起因にした０．２５μｍのギャップでさえ実施が非常に困難であるこ
とが示されている。従って、ＣＭＰプロセスを除くために完全平坦化マルチレベ
ル相互連結に対するＳｉＯベースの膜の選択的成長は、ＶＬＳＩおよびＵＬＳＩ
デバイス用途に対して非常に魅力的である。
【００５０】 ０．２５μｍ、０．１８μｍ、０．１３μｍ、０．１０μｍおよびそれ以下に
ついて、研究が、２と３の間の誘電率を提供し得る種々の材料（例えば、少し挙
げると、フッ化ポリミド（ｐｏｌｙｍｉｄｅ）；非ポリミドＣ−ＩＩポリマー；
フルオロポリマー；シロキサンポリマーおよびパリレン）で開発されている。こ
れらの材料のすべては、ちょうど現在完全に特徴づけされ始めており、これまで
、もっとも大きな共通の関心事は、比較的乏しいそれらの熱的安定性である。Ｖ
ＬＳＩ（ＵＬＳＩ）用途のための従来の絶縁膜の大きな不利益には、以下が挙げ
られる： マルチレベル相互連結との乏しい適合性、 被覆後平坦化が、応力、ならびに化学汚染物質および粒子汚染物質を導入する
、 比較的乏しい熱、ＵＶ、およびプラズマ安定性、 高温；低成長（被覆）速度、 比較的乏しいステップ適用範囲（ｓｔｅｐ ｃｏｖｅｒａｇｅ）、 高い投資費用。
【００５１】 ＲＴＷＣＧプロセスおよび中程度の塩基性（ｐＨ８〜９）ＢＳ溶液を使用して
、本発明者らは、２〜４インチ（１００）および（１１１）のｐ−Ｓｉおよびｎ
−Ｓｉ基板上にＳｉＯＸ絶縁体層を成長させ得た。これらの絶縁体層は、以下を
有する： 約０．０１〜０．９０μｍの厚み（偏光解析器から決定した） ６４ｎｍ／分までの成長速度 ２．９５と４．８の間の測定された静的な誘電率 非常に良好な均一性 良好な化学的および熱的安定性。
【００５２】 図８において、選択された５個のＳｉＯＸ化学酸化物の偏光解析データのプロ
ットが与えられる。比較のために、それぞれ同じｐ−Ｓｉ基板上に成長／被覆さ
れた、熱的に酸化されたＳｉＯ2および抵抗性エバポレートされたＳｉＯについ
てのプロットも与えられる。
【００５３】 ＳｉＯＸベースの絶縁体の室温成長に対するＷＣＧプロセスの開発において、
液体分子の化学組成および化学構造的特徴は、適切な長さ、反応性、永久双極子
モーメントおよび表面張力が、制御可能な組成および厚みの安定な酸化物層の均
一な成長を可能にすることを確実にしなければならない。例えば、絶縁体膜が、
液体状態で成長するので、成長溶液の液体前駆体が適切に選択される場合、０．
２５μｍおよびそれを超える決定的な特徴ならびに高いアスペクト比を有する空
間内の表面張力が膜平坦化（自己平坦化（ｓｅｌｆｐｌａｎａｒｉｚａｔｉｏｎ
）効果）を引き出す。これは、金属間誘電体膜、レベル間誘電体、およびＵＬＳ
Ｉ Ｓｉベースのマイクロエレクトロニクスおよびナノエレクトロニクスの浅い
溝の（ｓｈａｌｌｏｗ ｔｒｅｎｃｈ）絶縁の自己平坦化成長プロセスの開発に
非常に重要である。
【００５４】 上記要件は、流体力学、電気化学、および界面の物理などの複雑な学際的な理
論的および実験的研究を必要とする。例えば、錯体液体とナノ構造表面との間の
相互作用力の流れおよび範囲は、公知の液体の動力学および動的分子理論によっ
ては解決され得ない。さらに、内部流体圧力によって決定されるラプラス型の力
は、錯体液体分子と種々の幾何を有するナノ構造の表面との物理的−化学的相互
作用によって劇的に改変される。
【００５５】 本発明者らは、ＲＴＷＣＧ ＳｉＯＸ酸化物層が、Ｃｕおよび銀ならびにフォ
トレジストを含む金属化スキームと適合性にされ得ることを証明し得た。その優
れたギャップ充填能力に起因して、この室温プロセスは、１００ｎｍおよびそれ
を超える特徴的なサイズおよび高いアスペクト比を有するＵＬＳＩマイクロエレ
クトロニクスに対する完全に平坦化されたマルチレベル相互接続に対する選択さ
れたプロセスになり得る。これは、現在公知の技術では実行されていないようで
ある。
【００５６】 静的誘電率を測定するために、本発明者らは、ＲＴＷＣＧ ＳｉＯＸ酸化物を
使用するＭＯＳコンデンサーを製造した。Ａｌ／成長したままの（ａｓ−ｇｒｏ
ｗｎ）ＲＴＷＣＧ酸化物／ｐ型Ｓｉ／Ａｕ：Ｔｉ ＭＯＳコンデンサー（２×１
０-4ｃｍ2〜２×１０-3ｃｍ2）のゲート面積を有する）の製造のために、ＳｉＯ
Ｘ酸化物は、オームバック接点（ｏｈｍｉｃ ｂａｃｋ ｃｏｎｔａｃｔ）がな
された後に成長され、更なるアニーリング工程はＭＯＳコンデンサーの製造に使
用されない。本発明者らはまた、本発明者らの測定した値の妥当性をチェックす
るために熱ＳｉＯ2を使用してＭＯＳコンデンサーを製造した。ＳｉＯＸおよび
ＳｉＯ2層の厚みは、Ｄｅｋｔａｋプロフィラーを使用して測定した。
【００５７】 表５は、溶液成長、参照熱ＳｉＯ2および選択されたＲＴＷＣＧ ＳｉＯＸ酸
化物に対する酸化物の厚み、偏光解析器によって決定した平均屈折率（４００〜
８００ｎｍの波長）、および１ＭＨｚで測定された静的誘電率を与える。
【００５８】
【表５】 （実施例２．ＵＬＳＩシリコンベースのマイクロエレクトロニクスに対するゲ
ート誘電体のためのＳｉＯＸ薄膜のＲＴＷＣＧ） 最近２０年ほどにおいて、高性能ＵＬＳＩのような一連の用途に必要とされる
、熱酸化物によって成長されるＳｉＯ2に対する代替のゲート誘電体のための連
続的探求がある。ＳｉＯ2は、すでに少し改変されたＳｉＯ2（すなわち、オキシ
窒化物（ｏｘｙｎｉｔｒｉｄｅ））によって置き換われている。
【００５９】 １００ｎｍ以下の重要な特徴を有する電子デバイスの開発のために、絶縁体層
の厚みは、従ってスケールダウンされなければならないが、その不動体化（ｐａ
ｓｓｉｖａｔｅ）性質および誘電性質を維持する。例として、現在のＭＯＳトラ
ンジスタのゲート誘電体としての使用のために、酸化物の厚みは、０．３５μｍ
生成技術に対して６〜１０ｎｍの範囲であり、１００ｎｍおよびそれを超える技
術に対する４ｎｍ未満へのスケールにされる。本発明者らの理解では、すでに開
発されたまたは現在提案された絶縁体層はいずれも、１００ｎｍ以下の重要な特
徴を有する高速、低電力ナノエレクトロニクス技術的な要件を満たすものはない
。
【００６０】 本発明者らの予備的調査に基づいて、溶液ＢＳ−Ｂ１９で成長されたＲＴＷＣ
Ｇ ＳｉＯＣＮ酸化物（図３および図４を参照のこと）は、低電力、高速集積ナ
ノエレクトロニクスのためのゲート絶縁体としての使用のための良い候補であり
得る。（１００）ｐ−Ｓｉ基板上のこの酸化物の成長速度は、たった約２ｎｍ／
分であり、これは、４〜６ｎｍの厚みの酸化物の成長における良好な厚み制御を
可能にするはずである。高い表面Ｃ濃度および比較的高いＮ界面濃度は、それぞ
れ優れた化学的安定性、ＵＶ安定性および熱的安定性、ならびにこの酸化物の優
れた表面不動体化能力を説明し得る。本発明者らはまだ測定していないが、その
化学的組成および偏光解析データに基づいて、本発明者らは、超薄膜ＳｉＯＣＮ
酸化物が、３未満の誘電率を有することを見積もる。
【００６１】 （実施例３．光子工学的（光電子工学的）デバイス適用のための表面パシベー
ション用ＳｉＯベース絶縁体） 絶縁層が、Ｓｉ表面上に直接被覆される場合、その表面の良好なパシベーショ
ンを提供しなければならない。この事は、重要な局面であり、絶縁体層を開発す
る際に頻繁に見過ごされる。従来の誘電成長／被覆技術を使用して、減少した形
のサイズを有する未来のＩＣ電子工学的および光電子工学的構造を達成すること
は困難である。本発明者らの予備的なデータに基づいて、充分に制御される場合
、新しいＲＴＷＣＧ技術により成長させたＳｉＯＸ酸化物は、例えば無機および
有機スピンオンガラスと比較して、より良好な不動態化特性のＳｉ表面を有する
。なぜならば、化学的成長は、近距離秩序を有する均一で鮮明な（ｗｅｌｌ−ｄ
ｅｆｉｎｅｄ）非晶質層を生じるためである。
【００６２】 実施例２に記載したように、溶液ＢＳ−Ｂ１９中で成長させたＲＴＷＣＧ Ｓ
ｉＯＣＮ酸化物は、優れた化学的、ＵＶ、および熱的安定性、ならびにそれぞれ
優れた表面パシベーション能を有する。本発明者らは、その不動態性を、いくつ
かのｎ＋ｐ Ｓｉ太陽電池で試験した。溶液成長ＢＳ−Ｂ１９および４分間の成
長時間を使用して、本発明者らは、２つの４ｃｍ2Ｓｉ太陽電池上に厚さ７２ｎ
ｍのＳｉＯＣＮ酸化物を成長させた。これらの電池のうちの１つにおいて、短絡
光電流密度（ＪSC）において６３．２％の利得が記録された（例えば、２３．６
９ｍＡ／ｃｍ2（裸の表面）〜３８．６６ｍＡ／ｃｍ2）。この利得は、反射率の
減少から予測された利得よりかなり大きかった。別の電池については、同様の条
件で、６２．８％のＪSCにおける利得が記録された（上記の電池と同時に酸化さ
れた）。最初の電池の表面から酸化物を除去した後、ＪSCは、２３．６９ｍＡ／
ｃｍ2という最初の値と比較して、３２．１ｍＡ／ｃｍ2になった。本発明者らは
、この約３６．５％という相対的な増加を、この裸のＳｉ電池の表面パシベーシ
ョンの特徴であるとし、このことは、反射率の差に起因する増加が、約２７％だ
けであるということを意味する。これは単層ＡＲコーティングを使用したＪSCに
おける報告された増加に匹敵するかまたは、この増加よりも優れている。
【００６３】 （実施例４．Ｓｉベース平面太陽電池用の単層無反射コーティングとしての使
用のためのＳｉＯベース絶縁体） 無反射（ＡＲ）コーティングは、反射光の量の実質的な減少を可能にするので
、太陽電池設計の最も重要な部分の１つである。Ｓｉについては、入射光の損失
は、長波長（１．１μｍ）において３４％に達し、そして短波長（０．４μｍ）
においては５４％に上昇する。適切な単層ＡＲコーティングは、この波長範囲に
わたって平均して、反射を約１０％に減少させ得、そして二重層ＡＲコーティン
グは、平均で反射を約０．３％に減少させ得る。
【００６４】 ＡＲコーティングを被覆させるために物理蒸着技術を使用することは慣行であ
る。単純な電池の構造については、ＡＲコーティングの層は、抵抗性（ｒｅｓｉ
ｓｔｉｖｅ）蒸発またはｅビーム蒸発、スパッタリング、および化学蒸着により
、エミッター表面上に直接被覆される。最も一般的な単層ＡＲコーティングは、
ＭｇＦ2、ＳｉＯ2、ＳｉＯ、ＴｉＯ2およびＴａ2Ｏ5である。高効率の宇宙空間
（ｓｐａｃｅ）太陽電池に関して、最も一般的に使用される二重層ＡＲコーティ
ングは、ＺｎＳ／ＭｇＦ2である。上記の被覆方法の全ては、電池の前面におい
て、化学量論を破壊し、粒界における散乱を増加させることにより、ＡＲコーテ
ィング／半導体インターフェース透明性を減少させ、そしてエミッター／ＡＲコ
ーティングインターフェースにさらなる欠陥を導入する。この理由のために、高
効率ＩＩＩ−Ｖベース宇宙空間太陽電池は、ＡＲコーティング層を被覆する前に
、エミッタ−表面上に成長された窓層を使用する。この窓層は、上述の減損効果
を部分的に低減する。格子整合窓層は、エピタクシーによって成長し；これによ
りコストが増大し、そして完成した電池の収量を減少する。窓／エミッター層イ
ンターフェースにおける放射線誘導欠陥は、宇宙空間太陽電池の設計技術者にと
ってのさらなる懸念である。
【００６５】 本発明者らは、ＢＳ溶液（例えば、ＢＳ：Ｂ１５、ＢＳ：Ｂ１９、およびＢＳ
−Ｔｉ３４）を使用する高成長速度ＲＴＷＣＧ ＳｉＯＸ酸化物の全体的な品質
を試験するために、これらを平板型Ｓｉ電池用のパシベーション／第１層ＡＲコ
ーティングとして使用することにより、予備的な調査を開始した。
【００６６】 予備的な研究のために、数十個の容易に入手可能な約７％の効率（ＡＭＯ、２
５℃）を有する平板型２×２ｃｍ2 ｎ／ｐ Ｓｉ太陽電池（裸の電池）を使用
した。測定の前に、この裸の電池の前面を、有機物で、次いで２％ＨＦ溶液に短
時間浸漬することにより清澄化した。次いで、ＲＴＷＣＧ ＳｉＯベースのコー
ティングをＢＳ−Ｔｉ３４化学系中で成長させた。
【００６７】 このような裸の電池の、ＲＴＷＣＧ ＳｉＯＸ酸化物をＢＳ−Ｔｉ３４化学系
中で成長させる（ａ）前および（ｂ）後の外部量子効率における変化を図９に示
す。
【００６８】 性能パラメーター（これらの抜粋を表６に示す）を、ＮＡＳＡ ＬｅＲＣにお
いてコーティングの前後に、ＡＭＯ，２５℃の条件下で測定した。
【００６９】 （表６．選択された２×２ｃｍ2 ｎ／ｐ Ｓｉ電池の、ＢＳ−Ｔｉ３４化学
系中でのＲＴＷＣＧのＳｉベースコーティングの前（裸の）および後の、ＡＭＯ
，２５℃性能パラメーター。成長時間：３〜５分間；厚さ：９５〜１２０ｎｍ；
アニーリング無し。
【００７０】
【表６】 ＳｉＯベースコーティングの後、これらの電池がＡＭＯ測定の前に受けた唯一の
処理は、ＤＩ水中でのリンスおよびＮ2中の乾燥であった。ＲＴＷＣＧ ＳｉＯ
ベースコーティングの後の、これらの電池の効率における大きな増加は、ＢＳ−
Ｔｉ３４化学系中で成長させたコーティングの非常に良好な光学品質に起因する
。しかし、このコーティングの不動態化特性は、いくつかの市販のＡＲコーティ
ングより優れているが、ＢＳ：Ｂ１５およびＢＳ：Ｂ１９化学系中で成長させた
コーティングの不動態化特性ほど優れていない。この事の理由は、比較的多量の
金属成分（この例ではＴｉ）であり、この金属成分は、（例えば、図７ａに示さ
れる）ＸＰＳスペクトルから明らかなように、高屈折率インターフェースＭ−Ｏ
リッチＳｉ−Ｏ−Ｘ層中になお存在する。表６中の電池「１２」に使用されるＳ
ｉＯＸ酸化物を、図６のものと同一の条件で成長させた。電池「２３」に使用し
たコーティングは、より明確なＴｉＯxピーク（金属性Ｔｉに対するより小さな
肩を有する）により明らかなように、電池「１２」と比較して、より低い濃度の
金属性Ｔｉを有していた。
【００７１】 表５に示されるように、溶液成長の化学を変えることにより、種々の量のＴｉ
−ＯおよびＮ−Ｏ基をＳｉＯＸ層に含ませることによって、改変された屈折率を
有するＳｉＯＸ ＡＲコーティングを被覆することが可能である。ＳｉＯＸコー
ティングのＲＴＷＣＧは、太陽電池上のグリッドフィンガー（ｇｒｉｄ ｆｉｎ
ｇｅｒ）のような既存の金属化による表面、または熱光起電性（ｔｈｅｒｍｏｐ
ｈｏｔｏｖｏｌｔａｉｃ）（ＴＰＶ）電池表面上で可能である。従って、一旦電
池上で金属化がなされ、そして非化学量論的前面層の化学的除去の後、絶縁ＷＣ
Ｇ ＳｉＯＣコーティングを、表面パシベーションおよびＡＲコーティングとし
ての２つの目的のために使用し得る。
【００７２】 表６における電池のＩSC値は、ＳｉＯベースコーティングのＲＴＷＣＧの後に
有意に増加し、一方でＶOC値は、特に変化しないままであることに留意する。１
０〜１５年経った平板型電池の表面が、いくらかまたは全てのフロントグリッド
フィンガーを除去することなしに、ＳｉＯベースコーティングを成長させる前に
、適切に清澄化し得ないという事実に、説明がなされるべきであり得る。これら
の電池については、ＢＳ：Ｂ１５型化学系の穏和な酸性溶液を使用して、１つの
工程で、非化学量論的（死んだ（ｄｅａｄ））前面層を除去し、その表面を非動
態化し、そして良好な品質のＡＲコーティングを成長させることが可能である。
【００７３】 （実施例５．Ｓｉベースコンセントレーター（ｃｏｎｃｅｎｔｒａｔｏｒ）垂
直多結合（ＶＭＪ）ケイ素太陽電池のための不動態化／単層無反射コーティング
として使用するためのＲＴＷＣＧ ＳｉＯＸベース絶縁体） Ｓｉ／絶縁体インターフェースにおける光誘導効果は、太陽電池の性能に不利
に影響することが公知である。これらの光誘導効果は、特に表面感受性デバイス
（例えば、ケイ素逆転層太陽電池）に影響するが、これらの効果はまた、集中太
陽光への長時間曝露後の、高効率ケイ素点接触太陽電池についても報告された。
光誘導分解は、ケイ素／絶縁体インターフェースにおける速い表面状態の生成に
起因する。地上型太陽電池適用について、この効果は最小にされ得る。なぜなら
ば、カバーガラスおよび適切なカプセル（ｅｎｃａｐｓｕｌａｎｔ）が、太陽電
池性能の光誘導分解の主な原因となるエネルギー波長（λ＜３３５ｎｍ）をカッ
トオフするフィルターとして作用するからである。しかし、コンセントレーター
太陽電池について一般的に、そして点接触ＶＭＪ Ｓｉ太陽電池については特に
、これらの効果は、無視できない。
【００７４】 垂直多結合（ＶＭＪ）Ｓｉ太陽電池（米国特許第４，３３２，９７３号；同第
４，４０９，４２２号、および同第４，５１６，３１４号）は、コンセントレー
ター太陽電池としての使用について見込みがある。高効率で安定なＶＭＪ電池の
製造における最大の挑戦のうちの１つは、従来の技術を使用して、２つの後面お
よび前面、ならびに２つの非金属化縁表面を不動態化する困難性である。
【００７５】 この予備的な実験のために、いくつかの初期の垂直多結合（ＶＭＪ）Ｓｉ太陽
電池が、ＶＭＪ Ｓｉ太陽電池開発者であるＰｈｏｔｏＶｏｌｔ，Ｉｎｃにより
本発明者らに提供された。Ｓｉ ＶＭＪ電池構造における効率損失に最も寄与し
ているのは、その照射された表面および後面、ならびに金属化により覆われてい
ない２つの縁表面が、不動態化することが困難な露出された接点を有する高い再
結合表面であるという事実である。また、従来のＡＲコーティングは、温度の拘
束のため、そして４つの露出された表面を有するそれらの構成のために、これら
の電池上に形成することが困難である。ＲＴＷＣＧプロセスは、ＳｉＯベース酸
化物を、同時に４つの露出した表面上に成長させる。これらのコーティングは、
室温で成長し、容易に適用され、安定であり、ＶＭＪ Ｓｉ電池表面を充分に不
動態化し、そして効果的なＡＲコーティングとして作用する。いくつかの結果を
、表７に示す。 （表７．裸の電池の（ＰｈｏｔｏＶｏｌｔによる）化学的パシベーション後、お
よびＲＴＷＣＧのＳｉＯＸコーティング後の２つのＶＭＪ Ｓｉ電池のＩSCおよ
びＶOC成長時間：４分間；酸化物の厚さ：約１２０ｎｍ。アニーリング無し。）
【００７６】
【表７】 注意：複数（１６〜４０）の曝露されたジャンクションを有するＶＭＪ Ｓｉ太
陽電池は、おそらく最も表面感応性の太陽電池である。このＳｉ ＶＭＪ電池の
構造において効率ロスに対する最も大きい寄与は、照射された背後表面が、パシ
ベーションするのに困難である曝露されたジャンクション（４０まで）を有する
高再結合表面であるという事実である。ＳｉＯＸコーティングの後、この電池が
ＡＭＯ処理前に受ける処理のみを、ＤＩ水中でリンスし、そしてＮ2中で乾燥さ
せた。ＲＴＷＣＧ ＳｉＯＸコーティングされたＶＭＪ電池は、抵抗性エバポレ
ートＳｉ3Ｎ4、ＳｉＯおよびＴａ2Ｏ5 ＡＲコーティングを有する、電池の性能
およびＵＶ安定性を上回る。本研究者は、それを、内在性良好パシベーションお
よびＲＴＷＣＧ Ｓｉ−Ｏ−Ｃ−Ｎ酸化物の光質（ｏｐｔｉｃａｌ ｑｕａｌｉ
ｔｙ）に帰する。
【００７７】 ＡＲコーティングとしてＴａ2Ｏ5を有するいくつかのＳｉ ＶＭＪ電池におい
て、ＵＶ光近くで高密度（約５０ｍＷ／ｃｍ2）で１時間曝露した後、電池性能
パラメータのドロップは、２０％ほどの高さであった。曝露後、この性能パラメ
ータは、たった約３０分後に完全に回復した。このことは、Ｔａ2Ｏ5／Ｓｉ境界
の第１表面状態が、性能パラメータドロップに原因があったことを示唆する。Ｔ
ａ2Ｏ5層を取り除いた後、ＲＴＷＣＧ ＳｉＯＣＮ酸化物（ＢＳ−Ｂ１９溶液）
を使用して表面をパシベーションして、この電池性能パラメータは、５０％ほど
増加した。さらに、ＵＶ分解は、５時間ほどの長さの上記のハロゲン光への照射
後にすでに観察されなかった。実際に、類似の表面処理をしたいくつかの電池に
おいて、ＡＭＯ、２５℃条件下でＮＡＳＡ ＬｅＲＣでのＰＣブランチにおいて
実施した測定によると、長期の光曝露後に、わずかに少量の性能パラメータの増
加を示した。
【００７８】 太陽電池および特に表面感応性太陽電池（例えば、垂直マルチジャンクション
（ＶＭＪ）太陽電池）の適用について、表面再結合速度は、できるだけ遅くなけ
ればならない。金属および炭素不純物は、酸化物／半導体境界で低い汚染で保た
なければならないことを意味する。本発明者らのＳｉＯＸ酸化物のいくつかに存
在するＦｅおよびＴｉの量は、非常に低いレベルに保たなければならないことを
意味する。低ＳＲＶを維持するために、本発明者らの実験結果によると、高い成
長速度の溶液（例えば、ＢＳ−Ｔｉ３４）が使用可能でありるが、この溶液を使
用して、ＳｉＯＸでコーティングされたＶＭＪ電池のＵＶ安定性は、ＢＳ：ＰＳ
６またはＢＳ：Ｂ１５またはＢＳ：Ｂ１９溶液を使用した場合ほど、良好ではな
いことを示す。
【００７９】 （実施例６．多孔性シリコンのパシベーション膜として使用するためのＳｉＯ
ベース絶縁体を、コーティング光子工学的（光電子工学的）デバイスでコーティ
ングした） ＰＳ材料の化学的安定化およびルミネセンス効率の維持（または増強）は、多
孔性シリコンベースの光子工学的（光電子工学的）デバイス適用の発達が直面す
る２つの現在の挑戦である。
【００８０】 既知のように、良好な化学的安定性は、熱または陽極酸化のいずれかによりＰ
Ｓ表面を酸化することによって得られる。しかし、これは、デバイス適用の有望
な経路ではない。なぜならば、これは、電流圧入を妨害するからである。単結晶
平面シリコン表面上で、表面をパシベーションする水素化物は、酸化および汚染
に対して、少なくとも数時間の時間スケールでかなりの安定性を示すことが公知
である。対照的に、このＰＳ表面は、より酸化および汚染する傾向にあり、そし
て特に非常に多孔性の試料では、紫外線スペクトルに対して、空気中で数十分後
に、微量の汚染された未変性の酸化形成を示す。一方、平面シリコン結晶上での
、表面のメトロキシル化は、メタノールベースの光電気化学的電池中での長時間
安定性および低境界再結合特性を説明するための鍵となる因子として報告されて
いる。次いで、多孔性シリコン表面の同様の改良は、非常に魅力的である。なぜ
ならば、デバイス適用のためのプロセス工程として使用され得る、かなりより安
定的な表面を提供し得るからである。最近の研究において、濃縮されたＨＦ電解
質中でのＰＳの形成後、メトキシ基を、無水メタノール中で水素化したＰＳ表面
の部分的陽極溶解（ａｎｏｄｉｃ ｄｉｓｓｏｌｕｔｉｏｎ）を通じて形成した
。このメトキシル化表面は、改良された光学特性（増加した光ルミネセンス効率
および蛍光のブルーシフト）を示し、非フッ化物水性電解質中での陽極酸化され
たＰＳに類似した。老朽化に対する安定性はまた、水素化表面の安定性と比較し
て改良されたが、陽極酸化されたＰＳの安定性には達しなかった。この相対的な
不安耐性は、改良プロセスでのメトキシル化表面に存在するＳｉＨ種の量に起因
する。
【００８１】 ＰＳの基本的な特性（例えば、光ルミネセンス（ＰＬ）起源、形成機構、およ
び構造）は、大規模に研究されている。一方で、ＰＳデバイスの基本が、開発さ
れている。通常の一体型回路技術に適合可能なＰＳの対応するデバイス技術を開
発することが、重要である。例えば、ＰＳデバイスの製造および一体型光電子回
路の製造の鍵となる工程は、光発光パターンの形成である。これは、困難なプロ
セスである。なぜならば、任意のポストプロセスは、多孔性構造、脆弱構造、お
よび化学反応性構造に起因して、ＰＳの特性にかなり影響を与えるからである。
Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ ｏｆ ＲｏｃｈｅｓｔｅｒおよびＲｏｃｈｅｓｔｅｒ
Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ ｏｆ Ｔｅｃｎｏｌｏｇｙ，Ｎ．Ｙ．の研究チームは、Ｐ
Ｓ光発光ダイオード（ＬＥＤ）を従来のマイクロエレクトロニクスデバイスに組
み込むことを最初に達成した（Ｓｅｍｉｃｏｎｄｕｃｔｏｒ Ｉｎｔｅｒｎａｔ
ｉｏｎａｌ，Ｊａｎｕａｒｙ １９９７）。このＬＥＤは、１９９０年に製造さ
れた最初のＰＳ Ｓｉ ＬＥＤよりも１０．０００倍以上効果的であると言われ
ている。その研究チームが想定している改良は、さらに、効率を１０倍押し上げ
ること、および周波数を１００倍増大させることである。これを達成するために
、第１の工程として、本発明者らは、より良好なパシベーション層およびより低
い比誘電率で、その研究者が現在使用しているＳｉリッチＳｉＯ2層を交換する
ことだと考える。ＳｉリッチＳｉＯ2の使用は、ＳｉＯ2と比較して、例えば、エ
ッチングのような、いくつかのポストプロセス工程に良好に耐えるという利点を
与えるが、それは、表面パシベーションとしては良好な選択ではなく、低い耐性
および低い誘電性強度、高い比誘電率を有し、プラズマ処理、ＵＶおよびイオン
化光に対して安定性が低い。
【００８２】 最近、本発明者らは、光子工学的（光電子工学的）デバイス適用のためのＲＴ
ＷＣＧ成長ＳｉＯＣＮリッチ薄膜コーティングを使用した、老朽化に対してＰＳ
物質の安定性を増加させることの可能性、および特に、Ｓｉ太陽電池の適用のた
めの低反射でパシベーションされたフロント表面形成についての非常に予備的な
研究を開始した。このＰＳは、ＨＦおよびＨＮＯ3を基礎とする溶液を使用して
、（１１１）および（１００）Ｓｉ基板を化学的に形成した。次いで、薄ＳｉＯ
Ｘ層のＲＴＷＣＧを、室温中で成長させた（図５を参照のこと）。図１０におい
て、以下の反射率プロットを示す：（ａ）ＲＣＡ浄化（１００）ｐ−Ｓｉ水、（
ｂ）コーティングされたＰＳ、（ｃ）Ａ４：Ｐｄ溶液を使用してＰＳをパシベー
ションしたＲＴＷＣＧ ＳｉＯＸ（図１を参照のこと）、および（ｄ）ＢＳ−Ｐ
Ｓ６溶液を使用してＰＳをパシベーションしたＲＴＷＣＧ ＳｉＯＸ（図５を参
照のこと）。示されるように、太陽電池の目的のスペクトルの部分での曲線（ｃ
）において、ＰＳでコーティングされたＳｉＯＸの反射率は、約１０％であり、
一方、５８０ｎｍ〜１０４０ｎｍでの曲線（ｄ）において、ＰＳでコーティング
されたＳｉＯＸの反射率は、４％未満であり、一方、これは、最良の２重層ＡＲ
コーティングの反射率以下である。
【００８３】 ＰＳ表面上のＳｉＯＣＮ層のＲＴＷＣＧプロセス、室温プロセスは、光子工学
的（光電子工学的）デバイス適用に対して非常に魅力的である。なぜならば、ポ
ストプロセス工程の間の熱、湿度、長期のＵＶ光、酸素原子および電離放射線へ
の曝露のような因子に関して、このような環境に組み立てデバイスを曝露する結
果として、試薬を還元および酸化するのにかなりより安定な表面を提供するから
である。予備作業に基づいて、平面シリコン表面と比較して、高品質のＷＣＧ
ＳｉＯＣＮコーティングは、Ｓｉ表面をコーティングしたＰＳ上で成長させるこ
とがかなり容易であることが明らかである。この理由は、現在、十分に理解され
ていない。
【００８４】 本発明は、その好ましい実施形態を参照して特に示され、そして記載されるが
、形態および詳細の他の変化は、本発明の精神および範囲から逸脱することなく
、本明細書中においてなされ得ることが、当業者に理解され得る。例えば、ＫＦ
ｅＣＮと組み合わせて使用されるＦｅ−ＥＤＴＡは、ＢＳ−Ｔｉ３４中で成長し
たＳｉＯＣ酸化物の成長速度を著しく増加させるが、Ｆｅの汚染が、かなり大き
い。大多数の可能な電子デバイスおよび光子工学的（光電子工学的）デバイス適
用の中から、本発明者らは、６つの上記例のみを記述した。ＲＴＷＣＧ ＳｉＯ
Ｘ酸化物は、、Ｓｉ半導体基板以外で成長され得（Ｇｅ、ＩＩＩ−ＶおよびＩ−
ＩＩＩ−ＩＶ配合半導体を含む）、そして本発明の精神および範囲から逸脱する
ことなく電子デバイスおよび光子工学的（光電子工学的）デバイス適用の幅広い
範囲に使用され得ることが、当業者に理解され得る。本明細書中に記載される他
の適用（これらの酸化物の種々の記載に使用される）はまた、本発明によってカ
バーされる。これらの実施例の１つを以下に示す。
【００８５】 （実施例７．Ｓｉ表面欠陥提示のための新規な光学技術） 本発明者らは、Ａ４：Ｐｄ溶液の使用、（１００）Ｓｉ上のＳｉＯＸ酸化物の
成長速度は、（１１１）Ｓｉ基板上での成長速度よりもかなり遅いことを記載し
た。このために、（１００）Ｓｉ基板において、この酸化物は、欠陥領域におい
て優先的に成長し、これにより、（１１１）パネルを明らかにする。この技術効
果は、非破壊方法および非常に正確な方法のために使用され得、（１００）Ｓｉ
表面上の表面欠陥タイプおよび密度を明らかにする。言い換えれば、（１００）
Ｓｉ表面において、転位領域で優先的に成長する酸化物スポットは、表面欠陥の
タイプおよび密度を明らかにするために、必要不可欠な非破壊技術および非常に
正確な技術として使用され得る（例えば、エッチピット、転位、およびスクラッ
チ）。この適用を使用して、本発明者らは、従来の好ましいエッチング技術を使
用する場合のように、５〜１０％以上の表面欠陥を一貫して記録した。次いで、
本発明者らは、好ましいエッチング技術を使用する場合、欠陥密度が大きくなる
と、欠陥密度の誤差も大きくなることを見出した。より大きいピットがより小さ
いピットを覆うので、それらの密度を正確に数えることを困難にする。好ましい
酸化の新しいより高分解技術を使用して、この欠陥領域は、よりよく描写され、
そして任意の高い拡大率の光学顕微鏡または電子顕微鏡を使用してかなり容易に
視覚化される。この技術を使用して、迅速でかつ正確な自動表面欠陥マッピング
が、反射率、室温光ルミネセンス強度または屈折率画像技術のいずれかを使用し
て、可能となる。Ａ４：Ｐｄ溶液を使用するので、ＲＴＷＣＧプロセスの間に除
去される下層（１００）Ｓｉ基板の厚さは、酸化物厚の２５％未満である。酸化
物の４０ｎｍ厚未満を、上記の任意の光学技術のいずれかによる酸化物スポット
を容易に視覚化する必要があるので、転位部位で、除去される物質の厚は、１０
ｎｍ未満であることを意味する。これは、この新規な本質的非破壊技術を実施す
る。この技術は、Ｓｉ水およびデバイス工業において、大容量プロセスコントロ
ールために推奨されるべきである。
【００８６】 本発明の上記の目的および他の目的、特徴および利点は、添付の図面に示され
るように、本発明の好ましい実施形態の以上のより具体的な記載から明らかであ
る。
【図面の簡単な説明】
【図１】 図１は、表面から約３０ｎｍのスパッタリング後の、Ａ４：Ｐｄ溶液中の（１
１１）ｐ型Ｓｉ：Ｂで成長する、ＲＴＷＣＧ ＳｉＯＸオキシド（８９ｎｍ厚）
のＸＰＳ表面測定である。
【図２】 図２は、表面から約３ｎｍの除去後の、ＢＳ：Ｂ１５溶液中のｐ型Ｓｉで成長
する、ＲＴＷＣＧ ＳｉＯＸオキシド（１１２ｎｍ厚）のＸＰＳ表面測定である
。
【図３】 図３は、ＢＳ：Ｂ１９溶液中のｐ型Ｓｉで成長する、ＲＴＷＣＧ ＳｉＯＸオ
キシド（約１２ｎｍ厚）のＸＰＳ表面測定である。
【図４】 図４は、図３の酸化物の深さプロフィールである。
【図５】 図５は、ＢＳ：ＰＳ６溶液中のｐ型多孔性Ｓｉで成長する、ＲＴＷＣＧ Ｓｉ
ＯＸ酸化物のＸＰＳ表面測定である。
【図６】 図６は、表面から約１３ｎｍの除去後の、ＢＳ−Ｔｉ３４溶液中のｐ型Ｓｉで
成長する、ＲＴＷＣＧ ＳｉＯＸ酸化物（２３５ｎｍ厚）のＸＰＳ表面測定であ
る。
【図７ａ】 図７ａは、図６の測定におけるＴｉウィンドウのクラプス（ｃｌａｓｐ）図を
示す。
【図７ｂ】 図７ｂは、図６の測定におけるＦｅウィンドウのクラプス（ｃｌａｓｐ）図を
示す。
【図８】 図８は、（１１１）ｐ型シリコン基板上で成長する、選択されたＲＴＷＣＧＳ
ｉＯＸベースの薄膜酸化物層についての波長に対する屈折率のプロットである。
【図９】 図９は、（ａ）裸のおよび（ｂ）ＲＴＷＣＧＳｉＯＸベースのＡＲコーティン
グを有する４ｃｍ2 Ｓｉ太陽電池についての波長に対する外部量子効率のプロ
ットである。
【図１０】 図１０は、（ａ）ＲＣＡ洗浄（１００）ｐ型Ｓｉ、（ｂ）ＰＳコーティングさ
れた、（ｃ）溶液Ａ４−Ｐｄを使用するＲＴＷＣＧ ＳｉＯＸ不動態化ＰＳ、（
ｄ）溶液ＢＳ−ＰＳ６を使用するＲＴＷＣＧ ＳｉＯＸ酸化物の波長に対する反
射率のプロットである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (81)指定国 ＥＰ(ＡＴ，ＢＥ，ＣＨ，ＣＹ， ＤＥ，ＤＫ，ＥＳ，ＦＩ，ＦＲ，ＧＢ，ＧＲ，ＩＥ，Ｉ Ｔ，ＬＵ，ＭＣ，ＮＬ，ＰＴ，ＳＥ)，ＯＡ(ＢＦ，ＢＪ ，ＣＦ，ＣＧ，ＣＩ，ＣＭ，ＧＡ，ＧＮ，ＧＷ，ＭＬ， ＭＲ，ＮＥ，ＳＮ，ＴＤ，ＴＧ)，ＡＰ(ＧＨ，ＧＭ，Ｋ Ｅ，ＬＳ，ＭＷ，ＳＤ，ＳＬ，ＳＺ，ＴＺ，ＵＧ，ＺＷ )，ＥＡ(ＡＭ，ＡＺ，ＢＹ，ＫＧ，ＫＺ，ＭＤ，ＲＵ， ＴＪ，ＴＭ)，ＡＥ，ＡＬ，ＡＭ，ＡＴ，ＡＵ，ＡＺ， ＢＡ，ＢＢ，ＢＧ，ＢＲ，ＢＹ，ＣＡ，ＣＨ，ＣＮ，Ｃ Ｒ，ＣＵ，ＣＺ，ＤＥ，ＤＫ，ＤＭ，ＥＥ，ＥＳ，ＦＩ ，ＧＢ，ＧＤ，ＧＥ，ＧＨ，ＧＭ，ＨＲ，ＨＵ，ＩＤ， ＩＬ，ＩＮ，ＩＳ，ＪＰ，ＫＥ，ＫＧ，ＫＰ，ＫＲ，Ｋ Ｚ，ＬＣ，ＬＫ，ＬＲ，ＬＳ，ＬＴ，ＬＵ，ＬＶ，ＭＡ ，ＭＤ，ＭＧ，ＭＫ，ＭＮ，ＭＷ，ＭＸ，ＮＯ，ＮＺ， ＰＬ，ＰＴ，ＲＯ，ＲＵ，ＳＤ，ＳＥ，ＳＧ，ＳＩ，Ｓ Ｋ，ＳＬ，ＴＪ，ＴＭ，ＴＲ，ＴＴ，ＴＺ，ＵＡ，ＵＧ ，ＵＺ，ＶＮ，ＹＵ，ＺＡ，ＺＷ (72)発明者 フォール， マーシア アメリカ合衆国 オハイオ 44070， ノ ース オルムステッド， ルサンドラ サ ークル 27390 (72)発明者 フラッド， デニス ジェイ． アメリカ合衆国 オハイオ 44074， オ バーリン， フォレスト ストリート 161 (72)発明者 ベイリー， シェイラ ジー． アメリカ合衆国 オハイオ 44107， レ イクウッド， マース アベニュー 1567 (72)発明者 フォール， ホリア エム． アメリカ合衆国 オハイオ 44070， ノ ース オルムステッド， ルサンドラ サ ークル 27390 Ｆターム(参考） 4G072 AA25 BB09 FF06 GG03 HH05 JJ09 JJ28 JJ42 JJ47 KK09 KK15 KK17 LL06 NN21 UU01 5F058 BC02 BF41

Claims (21)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 半導体基板上に酸化ケイ素ベースの層を形成するための方法
    であって、該方法は、以下： Ｈ2ＳｉＦ6、塩化Ｎ−ｎ−ブチルピリジニウムおよびＦｅ2+／Ｆｅ3+酸化還元
    水溶液を含む反応混合物を提供する工程；ならびに 該混合物と該半導体基板を反応させ、該酸化ケイ素ベースの層を形成する工程
    、 を包含する、方法。
  2. 【請求項２】 前記混合物がＳｉＯ2を含む物質で飽和される、請求項１に
    記載の方法。
  3. 【請求項３】 前記Ｆｅ2+／Ｆｅ3+酸化還元水溶液が、Ｋ3Ｆｅ（ＣＮ）6ま
    たはエチレンジアミン四酢酸鉄の水溶液を含む、請求項１に記載の方法。
  4. 【請求項４】 前記混合物が、混合物のｐＨに対して少なくとも部分的に選
    択される触媒をさらに含む、請求項１に記載の方法。
  5. 【請求項５】 請求項４に記載の方法であって、前記混合物が約４〜約６の
    範囲のｐＨを有する場合、トリフルオロ酢酸パラジウムＩＩが触媒として使用さ
    れる、方法。
  6. 【請求項６】 請求項４に記載の方法であって、前記混合物が約３〜約９の
    範囲のｐＨを有する場合、ヘキサフルオロチタン酸二水素、塩化チタン ＴｉＣ
    ｌ4および（ＮＨ4）2ＴｉＦ6のうち少なくとも１つが触媒として使用される、方
    法。
  7. 【請求項７】 前記混合物のｐＨが、ＮａＯＨ、ＮａＦ、ＫＯＨ、ＮＨ4Ｆ
    およびＨＦのうちの少なくとも１つで調整される、請求項１に記載の方法。
  8. 【請求項８】 シリコン基板上に酸化ケイ素ベースの層を形成するための方
    法であって、該方法は、以下： Ｈ2ＳｉＦ6、塩化ｎ−ｎ−ブチルピリジニウムおよびＦｅ2+／Ｆｅ3+酸化還元
    水溶液を含む反応混合物を提供する工程；ならびに 該混合物と該シリコン基板を反応させ、該酸化ケイ素ベースの層を形成する工
    程、 を包含する、方法。
  9. 【請求項９】 前記混合物がＳｉＯ2を含む物質で飽和される、請求項８に
    記載の方法。
  10. 【請求項１０】 前記Ｆｅ2+／Ｆｅ3+酸化還元水溶液が、Ｋ3Ｆｅ（ＣＮ）6 またはエチレンジアミン四酢酸鉄の水溶液を含む、請求項８に記載の方法。
  11. 【請求項１１】 前記混合物が、混合物のｐＨに対して少なくとも部分的に
    選択される触媒をさらに含む、請求項８に記載の方法。
  12. 【請求項１２】 請求項１１に記載の方法であって、前記混合物が約４〜約
    ６の範囲のｐＨを有する場合、トリフルオロ酢酸パラジウムＩＩが触媒として使
    用される、方法。
  13. 【請求項１３】 請求項１１に記載の方法であって、前記混合物が約３〜約
    ９の範囲のｐＨを有する場合、ヘキサフルオロチタン酸二水素、塩化チタン Ｔ
    ｉＣｌ4および（ＮＨ4）2ＴｉＦ6の少なくとも１つが触媒として使用される、方
    法。
  14. 【請求項１４】 前記混合物のｐＨが、ＮａＯＨ、ＮａＦ、ＫＯＨ、ＮＨ4
    ＦおよびＨＦのうちの少なくとも１つで調整される、請求項８に記載の方法。
  15. 【請求項１５】 シリコン基板上に酸化ケイ素ベースの層を形成するための
    方法であって、該方法は、以下： Ｈ2ＳｉＦ6、塩化ｎ−ｎ−ブチルピリジニウム、およびＦｅ2+／Ｆｅ3+酸化還
    元水溶液を本質的に含む反応混合物を提供する工程；および 該混合物と該シリコン基板を反応させ、該酸化ケイ素ベースの層を形成する工
    程、 を包含する、方法。
  16. 【請求項１６】 前記混合物がＳｉＯ2を含む物質で飽和される、請求項１
    ５に記載の方法。
  17. 【請求項１７】 前記Ｆｅ2+／Ｆｅ3+酸化還元水溶液が、Ｋ3Ｆｅ（ＣＮ）6 またはエチレンジアミン四酢酸鉄の水溶液を含む、請求項１５に記載の方法。
  18. 【請求項１８】 前記混合物が、混合物のｐＨに対して少なくとも部分的に
    選択される触媒をさらに含む、請求項１５に記載の方法。
  19. 【請求項１９】 請求項１８に記載の方法であって、前記混合物が約４〜約
    ６の範囲のｐＨを有する場合、トリフルオロ酢酸パラジウムＩＩが触媒として使
    用される、方法。
  20. 【請求項２０】 請求項１８に記載の方法であって、前記混合物が約３〜約
    ９の範囲のｐＨを有する場合、ヘキサフルオロチタン酸二水素、塩化チタニウム ＴｉＣｌ4および（ＮＨ4）2ＴｉＦ6のうち少なくとも１つが触媒として使用さ
    れる、方法。
  21. 【請求項２１】 前記混合物のｐＨが、ＮａＯＨ、ＮａＦ、ＫＯＨ、ＮＨ4
    ＦおよびＨＦのうちの少なくとも１つで調整される、請求項１５に記載の方法。
JP2000607258A 1999-03-22 2000-03-17 シリコン上のＳｉＯベースの酸化物の室温湿式化学的成長 Withdrawn JP2002540599A (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US09/273,373 US6080683A (en) 1999-03-22 1999-03-22 Room temperature wet chemical growth process of SiO based oxides on silicon
US09/273,373 1999-03-22
PCT/US2000/007159 WO2000057464A1 (en) 1999-03-22 2000-03-17 ROOM TEMPERATURE WET CHEMICAL GROWTH PROCESS OF SiO BASED OXIDES ON SILICON

Publications (1)

Publication Number Publication Date
JP2002540599A true JP2002540599A (ja) 2002-11-26

Family

ID=23043637

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2000607258A Withdrawn JP2002540599A (ja) 1999-03-22 2000-03-17 シリコン上のＳｉＯベースの酸化物の室温湿式化学的成長

Country Status (4)

Country Link
US (1) US6080683A (ja)
JP (1) JP2002540599A (ja)
AU (1) AU3759200A (ja)
WO (1) WO2000057464A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2013540090A (ja) * 2010-09-16 2013-10-31 スペックマット インコーポレイテッド 高効率かつ低コストの結晶珪素太陽電池セルのための方法、プロセス、及び製造技術
JP2015128140A (ja) * 2013-12-30 2015-07-09 三星ディスプレイ株式會社Ｓａｍｓｕｎｇ Ｄｉｓｐｌａｙ Ｃｏ．，Ｌｔｄ． 表示装置製造方法

Families Citing this family (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6593077B2 (en) * 1999-03-22 2003-07-15 Special Materials Research And Technology, Inc. Method of making thin films dielectrics using a process for room temperature wet chemical growth of SiO based oxides on a substrate
US6613697B1 (en) * 2001-06-26 2003-09-02 Special Materials Research And Technology, Inc. Low metallic impurity SiO based thin film dielectrics on semiconductor substrates using a room temperature wet chemical growth process, method and applications thereof
EP2261173A1 (en) * 2001-11-20 2010-12-15 Wm. Marsh Rice University Coated fullerene interconnect device
US20030113085A1 (en) * 2001-12-14 2003-06-19 Applied Materials, Inc., A Delaware Corporation HDP-CVD film for uppercladding application in optical waveguides
US20030110808A1 (en) * 2001-12-14 2003-06-19 Applied Materials Inc., A Delaware Corporation Method of manufacturing an optical core
US7080528B2 (en) * 2002-10-23 2006-07-25 Applied Materials, Inc. Method of forming a phosphorus doped optical core using a PECVD process
AU2003304249A1 (en) 2002-11-19 2005-01-13 William Marsh Rice University Method for creating a functional interface between a nanoparticle, nanotube or nanowire, and a biological molecule or system
WO2004047162A1 (en) * 2002-11-19 2004-06-03 William Marsh Rice University Method for low temperature growth of inorganic materials from solution using catalyzed growth and re-growth
US7253014B2 (en) * 2002-11-19 2007-08-07 William Marsh Rice University Fabrication of light emitting film coated fullerenes and their application for in-vivo light emission
NL2000248C2 (nl) * 2006-09-25 2008-03-26 Ecn Energieonderzoek Ct Nederl Werkwijze voor het vervaardigen van kristallijn-silicium zonnecellen met een verbeterde oppervlaktepassivering.
US7821637B1 (en) 2007-02-22 2010-10-26 J.A. Woollam Co., Inc. System for controlling intensity of a beam of electromagnetic radiation and method for investigating materials with low specular reflectance and/or are depolarizing
US8664524B2 (en) 2008-07-17 2014-03-04 Uriel Solar, Inc. High power efficiency, large substrate, polycrystalline CdTe thin film semiconductor photovoltaic cell structures grown by molecular beam epitaxy at high deposition rate for use in solar electricity generation
US9018108B2 (en) 2013-01-25 2015-04-28 Applied Materials, Inc. Low shrinkage dielectric films
WO2014200985A2 (en) 2013-06-11 2014-12-18 Specmat, Inc. Chemical compositions for semiconductor manufacturing processes and/or methods, apparatus made with same, and semiconductor structures with reduced potential induced degradation
US9337229B2 (en) 2013-12-26 2016-05-10 Taiwan Semiconductor Manufacturing Company Ltd. Semiconductor device and manufacturing method thereof
US10619097B2 (en) 2014-06-30 2020-04-14 Specmat, Inc. Low-[HF] room temperature wet chemical growth (RTWCG) chemical formulation
US9318447B2 (en) * 2014-07-18 2016-04-19 Taiwan Semiconductor Manufacturing Company Limited Semiconductor device and method of forming vertical structure

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2505629A (en) * 1949-06-30 1950-04-25 Rca Corp Method of depositing silica films and preparation of solutions therefor
JPS5318151B2 (ja) * 1971-12-14 1978-06-13
JPS57179054A (en) * 1981-04-24 1982-11-04 Hitachi Ltd Formation of electrically conductive transparent film
DE3332995A1 (de) * 1983-07-14 1985-01-24 Nippon Sheet Glass Co. Ltd., Osaka Verfahren zum herstellen einer siliciumdioxidbeschichtung
JPS61281047A (ja) * 1985-06-06 1986-12-11 Nippon Sheet Glass Co Ltd 二酸化珪素被膜の製造方法
JPH0627347B2 (ja) * 1985-07-19 1994-04-13 日本板硝子株式会社 二酸化珪素被膜の製造方法
JP3250673B2 (ja) * 1992-01-31 2002-01-28 キヤノン株式会社 半導体素子基体とその作製方法
JP3191972B2 (ja) * 1992-01-31 2001-07-23 キヤノン株式会社 半導体基板の作製方法及び半導体基板
JP3688726B2 (ja) * 1992-07-17 2005-08-31 株式会社東芝 半導体装置の製造方法
US5659192A (en) * 1993-06-30 1997-08-19 Honeywell Inc. SOI substrate fabrication
KR100366910B1 (ko) * 1994-04-05 2003-03-04 소니 가부시끼 가이샤 반도체장치의제조방법
US5506006A (en) * 1994-05-04 1996-04-09 National Science Council Process for depositing silicon dioxide by liquid phase diposition
JPH08162528A (ja) * 1994-10-03 1996-06-21 Sony Corp 半導体装置の層間絶縁膜構造
US5661092A (en) * 1995-09-01 1997-08-26 The University Of Connecticut Ultra thin silicon oxide and metal oxide films and a method for the preparation thereof
JPH09116011A (ja) * 1995-10-23 1997-05-02 Mitsubishi Electric Corp 半導体装置およびその製造方法
US5616233A (en) * 1996-05-01 1997-04-01 National Science Council Method for making a fluorinated silicon dioxide layer on silicon substrate by anodic oxidation at room temperature
US5648128A (en) * 1996-06-06 1997-07-15 National Science Council Method for enhancing the growth rate of a silicon dioxide layer grown by liquid phase deposition

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2013540090A (ja) * 2010-09-16 2013-10-31 スペックマット インコーポレイテッド 高効率かつ低コストの結晶珪素太陽電池セルのための方法、プロセス、及び製造技術
JP2015128140A (ja) * 2013-12-30 2015-07-09 三星ディスプレイ株式會社Ｓａｍｓｕｎｇ Ｄｉｓｐｌａｙ Ｃｏ．，Ｌｔｄ． 表示装置製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
WO2000057464A1 (en) 2000-09-28
AU3759200A (en) 2000-10-09
US6080683A (en) 2000-06-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US7659475B2 (en) Method for backside surface passivation of solar cells and solar cells with such passivation
JP2002540599A (ja) シリコン上のＳｉＯベースの酸化物の室温湿式化学的成長
US6613697B1 (en) Low metallic impurity SiO based thin film dielectrics on semiconductor substrates using a room temperature wet chemical growth process, method and applications thereof
KR101836548B1 (ko) 고 효율 저 비용의 결정질 실리콘 태양 전지를 위한 방법, 공정 및 제조 기술
US6593077B2 (en) Method of making thin films dielectrics using a process for room temperature wet chemical growth of SiO based oxides on a substrate
Yang et al. Improved interface of ZnO/CH 3 NH 3 PbI 3 by a dynamic spin-coating process for efficient perovskite solar cells
Richards et al. Enhancing the surface passivation of TiO 2 coated silicon wafers
US7407895B2 (en) Process for producing dielectric insulating thin film, and dielectric insulating material
JPH057872B2 (ja)
CN107768467B (zh) 一种硅基太阳能电池及其制备方法
CN105226114A (zh) 一种黑硅钝化结构及其制备方法
CN109004038A (zh) 太阳能电池及其制备方法和光伏组件
Bonilla et al. Effective Antireflection and Surface Passivation of Silicon Using a SiO2/aT iOx Film Stack
Osenbach et al. Behavior of a‐SiN: H and a‐SiON: H films in condensed water
WO2018040990A1 (zh) 聚硅氧烷、半导体用材料、半导体及太阳能电池制备方法
KR101198930B1 (ko) 질화규소 반사방지막의 제조 방법 및 이를 이용한 실리콘 태양전지
Tang et al. Preparation of n+ emitter on p-type silicon wafer using the spin-on doping method
EP3008152B1 (en) Chemical composition for semiconductor manufacturing processes
Gong et al. Passivation characteristics of new silicon oxide
EP1074526A2 (en) Method for the formation of an anti-reflective and leveling film on glass/TCO substrates
Cho et al. Effects of plasma-enhanced chemical vapor deposition (PECVD) on the carrier lifetime of Al 2 O 3 passivation stack
Richards et al. High temperature processing of TiO 2 thin films for application in silicon solar cells
CN109004054B (zh) 一种硫化钼薄膜异质结太阳能电池及其制造方法
CN109786503A (zh) 用氧化钼对单晶硅表面进行钝化的方法
EP2676291A1 (en) Method of improving the passivation effect of films on a substrate

Legal Events

Date Code Title Description
A300 Application deemed to be withdrawn because no request for examination was validly filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300

Effective date: 20070605