JP2003077833A

JP2003077833A - 多結晶半導体薄膜の製造方法

Info

Publication number: JP2003077833A
Application number: JP2001263953A
Authority: JP
Inventors: Masao Moriguchi; 正生守口; Naoki Makita; 直樹牧田
Original assignee: Sharp Corp
Current assignee: Sharp Corp
Priority date: 2001-08-31
Filing date: 2001-08-31
Publication date: 2003-03-14

Abstract

(57)【要約】【課題】多結晶半導体薄膜を効率よく製造する方法の
提供。【解決手段】ＳｉＨ4 とＨ2 の混合ガスを用いて、非
晶質シリコン膜を基板上に形成する。非晶質シリコン膜
には、シリコンの１元素に対して２または３の水素元素
が結合した結合水素を有するか、またはシリコンの格子
間においてシリコン元素と結合していない非結合水素を
有する。これにより、結晶核（結晶成長が始まった初期
の段階の化合物をいう。）の発生密度が最大となる昇温
速度が向上するので、製造効率が向上する。結晶核の発
生密度を大きくすることによって、結晶欠陥の少ない、
高移動度の多結晶半導体薄膜が得られる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、多結晶半導体薄膜
の製造方法に関する。本発明による多結晶半導体薄膜
は、薄膜トランジスタ（ＴＦＴ）などの半導体装置にお
ける活性領域の形成に有用であり、アクティブマトリク
ス型の液晶表示装置、ＦＥＤ（電界放出型表示）素子、
密着型イメージセンサ、受光素子、三次元ＩＣなどに利
用できる。

【０００２】

【従来の技術】近年、大型で高解像度の液晶表示装置、
高速で高解像度の密着型イメージセンサ、三次元ＩＣな
どへの実現に向けて、ガラス等の絶縁基板上に高性能な
半導体装置を形成することが試みられている。このよう
な半導体装置には、薄膜状のシリコン半導体を用いるの
が一般的である。薄膜状のシリコン半導体としては、ア
モルファスシリコン半導体（ａ−Ｓｉ）からなるもの
と、結晶性を有するシリコン膜からなるものの２つに大
別される。

【０００３】アモルファスシリコン半導体は作製温度が
低く、気相法で比較的容易に作製することが可能で量産
性に富むので最も一般的に用いられているが、導電性等
の物性が結晶性を有するシリコン半導体に比べて劣る。
したがって、より高速特性を得るためには、結晶性を有
するシリコン半導体からなる半導体装置の製造方法の確
立が強く求められている。なお、結晶性を有するシリコ
ン半導体としては、多結晶シリコン、微結晶シリコン等
が知られている。

【０００４】結晶性を有する薄膜状の半導体（以下、半
導体薄膜ともいう。）を得る方法として、下記の
（１）、（２）および（３）の方法が知られている。

【０００５】（１）成膜時に結晶性を有する半導体薄膜
を直接成膜する。

【０００６】（２）アモルファスな半導体薄膜を成膜し
た後、強光を照射して、そのエネルギーにより結晶性を
有せしめる。

【０００７】（３）アモルファスな半導体薄膜を成膜し
た後、熱エネルギーを加えることにより結晶性を有せし
める。

【０００８】しかしながら、上記（１）の方法では、成
膜工程と同時に結晶化が進行するので、大粒径の結晶性
シリコンを得るには厚膜化が不可欠であり、良好な半導
体物性を有する膜を基板上に全面にわたって成膜するこ
とが技術的に困難である。また、成膜温度が６００℃以
上と高いので、耐熱温度の低い、安価なガラス基板が使
用できないというコスト上の問題がある。

【０００９】また、上記（２）の方法では、溶融固化過
程の結晶化現象を利用するので、小粒径ながら粒界が良
好に処理され、高品質な結晶性シリコンが得られる。し
かし、現在最も一般的に利用されているエキシマーレー
ザーを例に挙げると、大面積基板の全面を均一に処理す
るにはレーザーの安定性が十分ではない。したがって、
均一な結晶性を有するシリコン膜を得ることが難しく、
同一基板上に均一な特性の複数の半導体装置を得ること
が困難という問題点がある。また、レーザー光の照射面
積が小さいので、スループットが低いという問題点もあ
る。

【００１０】上記（３）の方法は、上記（１）および
（２）の方法に比べると、大面積に対応できるという利
点はあるが、結晶化には６００℃以上の高温で数十時間
にわたる加熱処理が必要である。したがって、耐熱温度
の低い、安価なガラス基板が使用できないというコスト
上の問題点およびスループットが低いという問題点があ
る。また、上記（３）の方法では、固相結晶化現象を利
用するので、結晶粒は基板面に平行に成長し、数μｍの
粒径を持つものさえ現れる。しかし、成長した結晶粒同
士がぶつかり合って粒界が形成されるので、その粒界は
キャリアに対するトラップ準位として働き、ＴＦＴなど
の半導体装置の移動度を低下させる原因となっている。

【００１１】上記（３）の方法を応用して、より低温か
つ短時間の加熱処理で、高品質で均一な結晶性を有する
シリコン膜を作製する方法が、特開平９−２８９１６７
号公報などに開示されている。

【００１２】また、特開平９−３１２４０４号公報に
は、アモルファスシリコン膜の表面にニッケル等の金属
元素を微量に導入した後に加熱処理を行うことによっ
て、６００℃以下の低温で、数時間程度の処理時間で結
晶化を行なうことが開示されている。図１９Ａ，１９Ｂ
は、同公報に開示された方法による結晶成長を説明する
ための模式図であり、図１９Ａは成長途上の段階を示
し、図１９Ｂは成長完了後の段階を示している。金属元
素をアモルファスシリコン膜の表面に導入することによ
って、シリコンと金属元素との化合物の形成が早期に起
こり、その後金属元素が触媒となって化合物を中心に結
晶成長が始まり結晶核が発生する。この結晶核から放射
状に結晶成長が促され、結晶化が急激に進行すると考え
られる。以下では、シリコンなどの半導体の結晶成長を
助長する金属元素を触媒元素ともいう。

【００１３】触媒元素を用いない、通常の固相成長法で
成長した結晶粒は双晶構造を示し、１つの結晶粒内にお
いても双晶欠陥と呼ばれる結晶欠陥が多く存在する。こ
れに対して、シリコンと触媒元素との結晶核から結晶成
長した場合、実質的に単結晶とみなされる複数の柱状半
導体結晶（以下、単に「柱状結晶」ともいう。）が結晶
核を中心に放射状に成長する（図１９Ａ参照）。結晶核
から一方向に成長し、複数の柱状結晶が集合した円弧状
領域（図１９Ａ中斜線で示す。）内では、それぞれの柱
状結晶の結晶方位が揃っているので、柱状結晶間にはミ
スオリエンテーションが少なく、電子や空孔のトラップ
サイトとなる結晶欠陥がほとんど存在しない。また、１
つの結晶核から異なる方向に成長して形成された異なる
円弧状領域間においても、同じ結晶核から成長している
ので、各円弧状領域内に含まれる柱状結晶の結晶方位が
近似しており、ミスオリエンテーションが少なく、結晶
欠陥がほとんど存在しない。なお、円弧状領域の幅（成
長方向に対して直角をなす方向の最大距離）は、１０〜
２０μｍ程度である。

【００１４】このように、１つの結晶核を中心に放射状
に成長した複数の柱状結晶からなる結晶粒が形成される
（図１９Ｂ参照）。結晶粒内の複数の柱状結晶は、結晶
方位が概ね揃っており、柱状結晶間のミスオリエンテー
ションが少ないので、電子や空孔のトラップサイトとな
る結晶欠陥がほとんど存在しない。以下では、１つの結
晶核から結晶成長した、結晶方位が概ね揃った柱状結晶
の集合をドメインという。触媒元素を用いて形成された
シリコン膜は、ドメイン内では結晶性が良いので、例え
ばＴＦＴの活性領域をドメイン内に形成した場合、ＯＮ
特性に優れ、立ち上がりのばらつきの少ないＴＦＴが得
られる。なお、結晶粒の径（ドメインの径）は１００μ
ｍから数百μｍ程度である。

【００１５】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、別の結
晶核から発生したドメイン内の複数の柱状結晶は、別の
結晶方位で概ね揃っているので、１つの結晶核から発生
したドメインと別の結晶核から発生したドメインとが衝
突すると、両ドメイン間はミスオリエンテーションが大
きく、電子や正孔のトラップサイトとなる結晶欠陥を多
数含む粒界が両ドメイン間に生じる。

【００１６】特開平９−３１２４０４号公報に開示され
た方法で製造された結晶シリコン膜を図２０および図２
１Ａ〜２１Ｃに示す。図２０は、０．５％フッ酸および
０．５％Ｈ₂Ｏ₂を含むエッチング液を用いて結晶シリ
コン膜を顕在化エッチング処理した後の光学顕微鏡写真
である。図２１Ａは結晶シリコン膜における結晶方位の
面内分布をＥＢＳＰ（electron backscatter diffracti
on pattern）法により測定した結果をディスプレイ上に
表示した画像写真である。図２１Ｂは、図２１Ａにおい
て、隣接する測定点間で結晶方位の角度が１０°以上異
なる箇所をドットで表した画像写真である。図２１Ｃ
は、図２１Ｂにおいて結晶方位の角度差が５°以内の結
晶を１つの結晶と見做した場合の結晶方位の面内分布を
示す画像写真であり、１つの結晶と見做される領域を濃
淡の差で表している。

【００１７】図２０によれば、結晶粒同士の間にミスオ
リエンテーションの大きい粒界が存在し、結晶粒は粒界
によって囲まれていることが分かる。なお、本明細書に
おいて結晶粒同士がぶつかり合って生じる境界を特に粒
界という。さらに、図２１Ａ〜２１Ｃによれば、１つの
結晶核を中心に放射状に柱状結晶が成長して、複数の円
弧状領域が形成され、各円弧状領域内では結晶方位の角
度差が５°以内であることが分かる。なお、円弧状領域
間の結晶方位の角度差は、概ね１０°以上３０°未満で
ある。

【００１８】したがって、ドメイン間の粒界を挟んで活
性領域が形成されたＴＦＴは、結晶シリコン膜中に多数
の結晶欠陥を含むので、ドメイン内に活性領域が形成さ
れたＴＦＴに比べて、ＯＮ特性が低くなり、立上がりの
特性のばらつきも非常に大きくなってしまう。このよう
な特性ばらつきの大きなＴＦＴを例えば表示装置のスイ
ッチング素子に使用した場合、ドメイン間の粒界に起因
してＯＮ特性が悪く、立上がりのばらつきも大きいの
で、ドメイン間の粒界に沿った表示斑が発生する原因と
なる。

【００１９】本発明の目的は、特性ばらつきが少なく、
集積度の高い構成の半導体装置の製造方法を提供するこ
とにある。また、そのような半導体装置の製造に適した
多結晶半導体薄膜を効率よく製造する方法を提供するこ
とにある。

【００２０】

【課題を解決するための手段】本発明の第１の局面によ
る多結晶半導体薄膜の製造方法は、非晶質な半導体の薄
膜を基板上に形成する工程と、前記半導体の結晶化を助
長する触媒元素を前記薄膜に導入する工程と、前記半導
体と前記触媒元素との化合物を形成し、前記化合物から
結晶核を発生させる工程と、前記結晶核を核として結晶
を成長させる工程と、を少なくとも有する多結晶半導体
薄膜の製造方法であって、非晶質な前記半導体薄膜は、
前記半導体の１元素に対して２または３の水素元素が結
合した結合水素を有するか、または前記半導体の格子間
において前記半導体の元素と結合していない非結合水素
を有する。非晶質な前記半導体薄膜は、前記結合水素ま
たは非結合水素の濃度が、０．５atom％以上１５atom％
以下の範囲内にあることが好ましい。

【００２１】本発明の第２の局面による多結晶半導体薄
膜の製造方法は、非晶質な半導体の薄膜を基板上に形成
する工程と、前記半導体の結晶化を助長する触媒元素を
前記薄膜に導入する工程と、前記半導体と前記触媒元素
との化合物を形成し、前記化合物から結晶核を発生させ
る工程と、前記結晶核を核として結晶を成長させる工程
と、を少なくとも有する多結晶半導体薄膜の製造方法で
あって、非晶質な前記半導体薄膜は、ＦＴ−ＩＲ（フー
リエ変換−赤外吸収分光法）スペクトルにおいて、前記
半導体元素と水素元素との結合による伸縮モードのピー
ク波長が２００５ｃｍ^-1以上２０７０ｃｍ^-1以下の範囲
内にある。

【００２２】本発明の第３の局面による多結晶半導体薄
膜の製造方法は、非晶質な半導体の薄膜を基板上に形成
する工程と、前記半導体の結晶化を助長する触媒元素を
前記薄膜に導入する工程と、前記半導体と前記触媒元素
との化合物を形成し、前記化合物から結晶核を発生させ
る工程と、前記結晶核を核として結晶を成長させる工程
と、を少なくとも有する多結晶半導体薄膜の製造方法で
あって、非晶質な前記半導体薄膜は、ＦＴ−ＩＲ（フー
リエ変換−赤外吸収分光法）スペクトルにおいて、前記
半導体元素と水素元素との結合による伸縮モードのピー
クの半値幅が４０ｃｍ^-1以上１４０ｃｍ^-1以下の範囲内
にある。

【００２３】本発明の第４の局面による多結晶半導体薄
膜の製造方法は、非晶質な半導体の薄膜を基板上に形成
する工程と、前記半導体の結晶化を助長する触媒元素を
前記薄膜に導入する工程と、前記半導体と前記触媒元素
との化合物を形成し、前記化合物から結晶核を発生させ
る工程と、前記結晶核を核として結晶を成長させる工程
と、を少なくとも有する多結晶半導体薄膜の製造方法で
あって、非晶質な前記半導体薄膜は、昇温脱離ガス分析
スペクトルにおいて、３３０℃以上４３０℃以下の範囲
内に水素ガスのピークが存在する。

【００２４】前記結晶核の発生工程は、前記化合物の形
成温度よりも１００℃低い温度から前記化合物の発生温
度までの間、前記結晶核の発生数が最大となる昇温速度
以下の昇温速度で前記半導体および前記触媒元素を加熱
する工程を少なくとも含んでいても良い。

【００２５】前記結晶成長工程は、前記結晶核から柱状
半導体結晶を成長させて、複数の前記柱状半導体結晶か
ら構成されたドメインを形成する工程を含み、前記多結
晶半導体薄膜は、それぞれが複数の柱状半導体結晶から
構成され、同一面内において曲折または枝分かれした複
数のドメインを含み、前記複数のドメインは、隣接する
ドメイン間において結晶方位が実質的に同じ領域を形成
するのが好ましい。

【００２６】前記結晶核の発生密度は０．５×１０^-2個
／μｍ²よりも大きいことが好ましい。前記触媒元素の
濃度は１×１０¹⁶ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以上１×１０¹⁸ａ
ｔｏｍｓ／ｃｍ³以下の範囲内であることが好ましい。

【００２７】前記結晶成長工程は、ＲＴＡ（ラピッドサ
ーマルアニール）処理により行われることが好ましい。

【００２８】前記触媒元素は、ニッケル（Ｎｉ）、コバ
ルト（Ｃｏ）、パラジウム（Ｐｄ）、白金（Ｐｔ）、銅
（Ｃｕ）、銀（Ａｇ）、金（Ａｕ）、インジウム（Ｉ
ｎ）、スズ（Ｓｎ）、アルミニウム（Ａｌ）およびアン
チモン（Ｓｂ）からなる群から選ばれた一種または二種
以上の元素であることが好ましく、さらに前記触媒元素
として少なくともＮｉを用いることが好ましい。

【００２９】前記触媒元素導入工程において、前記薄膜
または前記基板の表面に、表面濃度が１×１０¹²ａｔｏ
ｍｓ／ｃｍ²以上１×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ²以下の
範囲内になるように前記触媒元素が導入されることが好
ましい。

【００３０】前記触媒元素導入工程は、前記触媒元素を
含む溶液をスピンコート法により前記薄膜上に塗布する
工程を含むことが好ましい。

【００３１】前記触媒元素を含む溶液は、水、メタノー
ル、エタノール、ｎ一プロパノール、ｉ−プロパノール
およびアセトンからなる群から選ばれた少なくとも一種
を含むことが好ましく、さらに前記触媒元素がＮｉであ
って、前記触媒元素を含む溶液が酢酸ニッケルを含むこ
とが好ましい。

【００３２】前記触媒元素導入工程は、ＤＣスパッタリ
ング法により行われることが好ましい。

【００３３】前記結晶成長工程によって結晶化された多
結晶半導体薄膜が微小な非晶質領域を含むことが好まし
い。前記微小な非晶質領域に対して強光照射を行なう工
程を含むことが好ましい。

【００３４】前記強光として波長４００ｎｍ以下のエキ
シマレーザ光を用い、前記薄膜表面におけるエネルギー
密度が２００ｍＪ／ｃｍ²以上４５０ｍＪ／ｃｍ²以下
の範囲内で照射を行なうことが好ましい。

【００３５】前記結晶成長工程の後に、熱酸化処理を行
なう工程を含むことが好ましい。

【００３６】本発明の半導体装置の製造方法は、本発明
の多結晶半導体薄膜の製造方法によって得られた多結晶
半導体薄膜から複数のスイッチング素子を形成する工程
を含む。

【００３７】本発明の液晶表示装置の製造方法は、本発
明の半導体装置の製造方法によって得られた半導体装置
を備える基板を用意する工程を含む。

【００３８】以下、本発明の多結晶半導体薄膜の製造方
法について説明する。本発明の多結晶半導体薄膜の製造
方法は、非晶質な半導体の薄膜を基板上に形成する工程
と、前記半導体の結晶化を助長する触媒元素を前記薄膜
に導入する工程と、前記半導体と前記触媒元素との化合
物を形成し、前記化合物から結晶核を発生させる工程
と、前記結晶核を核として結晶を成長させる工程と、を
少なくとも有する。以下、シリコンを半導体の例とし
て、各工程を説明するが、本発明は、ゲルマニウム、ゲ
ルマニウムとシリコンとの混晶、これらの化合物につい
ても適用することができる。

【００３９】（１）非晶質シリコン膜形成工程本工程は、非晶質なシリコンの薄膜（以下、非晶質シリ
コン膜ともいう。）を基板上に形成する工程である。

【００４０】非晶質シリコン膜を基板上に形成する方法
としては、プラズマＣＶＤ（Chemical Vapor Depositio
n ）法、スパッタ法などを挙げることができる。本発明
においては、ＳｉＨ₄とＨ₂との混合ガスを用いたプラ
ズマＣＶＤ法が好ましい。プラズマＣＶＤ法によれば、
低温でしかも高速に非晶質シリコン膜を成膜できる。

【００４１】図１は、非晶質シリコン膜中における水素
元素の結合形態を模式的に示す図である。図１中、Ｓｉ
−Ｈは、１のＳｉ元素に対して１つのＨ元素が結合した
形態を示し、Ｈ−Ｓｉ−Ｈは１のＳｉ元素に対して２つ
のＨ元素が結合した形態を示し、（Ｈ−Ｓｉ−Ｈ）n は
Ｈ−Ｓｉ−Ｈが複数連なった形態を示し、Ｈ₂＝Ｓｉ−
Ｈは１のＳｉ元素に対して３つのＨ元素が結合した形態
を示す。本発明において非晶質シリコン膜は、１のシリ
コン元素に対して２または３の水素元素が結合した結合
水素を有する。具体的には、Ｈ−Ｓｉ−Ｈ、（Ｈ−Ｓｉ
−Ｈ）n またはＨ₂＝Ｓｉ−Ｈの形態として存在する結
合水素を有する。また、図１には示されていないが、Ｓ
ｉの格子間においてＳｉ元素と結合していない非結合水
素を有することもある。この非結合水素は、非晶質シリ
コン膜のボイド中に水素分子または水素元素として局在
する。

【００４２】非晶質シリコン膜中における水素元素の結
合形態の測定には、ＦＴ−ＩＲ（フーリエ変換−赤外吸
収分光法）法が一般的に採用され得る。非晶質シリコン
膜中の水素元素の結合形態と、ＦＴ−ＩＲ法による吸収
ピーク波数（振動モード）との関係を表１に示す。

【００４３】

【表１】

【００４４】表１から、１のＳｉ元素に結合したＨ元素
の数が増す程、伸縮モードの吸収ピーク波数が高波数側
に存在することが理解できる。シリコン１元素に対して
２または３の水素元素が結合した結合水素（Ｈ−Ｓｉ−
Ｈ、（Ｈ−Ｓｉ−Ｈ）n またはＨ₂＝Ｓｉ−Ｈの結合形
態で存在する水素元素）を有するか、または非結合水素
を有する非晶質シリコン膜は、ＳｉＨ₄とＨ₂との混合
ガスを用いた平行平板式のプラズマＣＶＤ法を採用する
場合、ＲＦパワーのパワー密度を８０ｍＷ／ｃｍ²、基
板温度を３５０℃以下で成膜することにより得られる。
但し、２５０℃未満の基板温度で成膜した場合、非晶質
シリコン膜がポーラス状となり、活性領域の形成に適さ
ないシリコン膜が形成されるおそれがあるので、基板温
度を２５０℃以上にすることが望ましい。一方、基板温
度が３５０℃を越えると、非晶質シリコン膜中に含まれ
る上記の結合水素や非結合水素の量が著しく減少するお
それがある。基板上に形成する非晶質シリコン膜の膜厚
は、５０〜１５０ｎｍ程度である。

【００４５】本発明において使用し得る基板としては、
特に限定されないが、ガラス基板が挙げられる。後述す
るように、本発明においては、６００℃以下の低温で、
数時間程度の処理によって結晶化を行うことができるの
で、耐熱性が高く、かつ熱収縮性が殆どない高価な石英
基板に代えて、安価なガラス基板を用いることができ
る。

【００４６】なお、ガラス基板上に非晶質シリコン膜を
形成する前に、ガラス基板上に酸化シリコンからなる下
地膜を形成して、ガラス基板中の不純物が非晶質シリコ
ン膜に拡散するのを防ぐことが好ましい。

【００４７】（２）触媒元素導入工程本工程は、シリコンの結晶化を助長する触媒元素を非晶
質シリコン膜に導入する工程である。

【００４８】半導体の結晶化を助長する触媒元素として
は、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｉ
ｎ、Ｓｎ、Ａｌ、Ｓｂなどが挙げられ、これらから選ば
れた一種または二種以上の元素を用いることによって、
微量で結晶化助長の効果が生じる。この理由として次の
ようなモデルが考えられる。触媒元素は、単独では作用
せず、半導体（シリコン）と結合して化合物（シリサイ
ド）を形成することによって結晶成長を助長する。その
ときの結晶構造が非晶質な半導体の薄膜の結晶化時に一
種の鋳型の様に作用して結晶化を促す。

【００４９】これらの触媒元素の中でも、シリコンの結
晶化を助長する触媒元素としてＮｉが好ましい。Ｎｉは
２つのＳｉとともにＮｉＳｉ₂（シリサイド）を形成す
る。ＮｉＳｉ₂は螢石型の結晶構造を有しており、単結
晶シリコンのダイヤモンド構造と非常に類似している。
しかも、ＮｉＳｉ₂の格子定数は５．４０６Åであり、
結晶シリコンの格子定数５．４３０Åに非常に近い。し
たがって、ＮｉＳｉ₂はアモルファスシリコン膜を結晶
化させるのに最適の鋳型であり、シリコンの結晶化を助
長する触媒元素としてはＮｉが最も望ましいと考えられ
る。

【００５０】触媒元素を導入する方法としては、スパッ
タ法、蒸着法、メッキ法、イオンドーピング法、ＣＶＤ
法、スピンコート法などが挙げられる。スピンコート法
は、触媒元素の溶液または分散液を基板上に塗布して乾
燥させる方法であり、溶液または分散液中の触媒元素の
濃度を調整することによって、非晶質シリコン膜に導入
する触媒元素の量を調整することができる。

【００５１】非晶質シリコン膜中の触媒元素の濃度は、
１×１０¹⁶ａｔｏｍｓ／ｃｍ³以上１×１０¹⁸ａｔｏｍ
ｓ／ｃｍ³以下程度が好ましい。触媒元素の濃度が１×
１０ ¹⁶ａｔｏｍｓ／ｃｍ³未満であると、結晶成長が不
十分となり、非晶質領域が多く残ってしまう。他方、触
媒元素の濃度が１×１０¹⁸ａｔｏｍｓ／ｃｍ³を越える
と、半導体装置のチャネル領域を形成した場合、触媒元
素がリークの原因となるおそれがある。

【００５２】触媒元素を非晶質シリコン膜に導入する工
程は、後述の結晶核形成工程の前であれば、絶縁基板上
に非晶質シリコン膜を形成する前または後のいずれに行
ってもよい。なお、通常は、絶縁基板上に非晶質シリコ
ン膜を形成する前に、絶縁基板上に酸化シリコンからな
る下地膜を形成して、絶縁基板中の不純物が非晶質シリ
コン膜に拡散するのを防ぐ。非晶質シリコン膜の表面が
疎水性であるのに対して、下地膜の表面は親水性である
ので、親水性の溶媒を用いてスピンコートする場合に
は、下地膜上に塗布する方が、非晶質シリコン膜上に塗
布するよりも安定に塗布することができる。触媒元素を
ガラス基板上または下地膜上に導入した場合、非晶質シ
リコン膜の下面から結晶成長が開始する。

【００５３】触媒元素を含む溶液をスピンコート法によ
って、表面濃度が１×１０¹²atoms／ｃｍ²以上１×１
０¹⁴atoms ／ｃｍ²以下となるように、絶縁基板上また
は非晶質シリコン膜上に塗布し、乾燥させる。表面濃度
が１×１０¹²atoms ／ｃｍ²未満の場合、結晶成長が不
十分となり非晶質領域が多く残る。表面濃度が１×１０
¹⁴atoms ／ｃｍ²を越えると、１つの結晶核から多方向
に結晶が成長して粒状ドメインが形成されるおそれがあ
る。なお、触媒元素の表面濃度は、全反射蛍光Ｘ線分析
（ＴＲＸＲＦ）法などによって測定することができる。

【００５４】触媒元素（例えばニッケル）を含む溶液
は、水、メタノール、エタノール、ｎ−プロパノール、
ｉ−プロパノールおよびアセトンからなる群から選ばれ
た少なくとも一種の溶媒を含むことが好ましい。触媒元
素としてニッケルを用いる場合、酢酸ニッケルを上記溶
媒に溶解することにより、ニッケルを絶縁基板上または
非晶質シリコン膜上に均一に塗布することができる。

【００５５】また低電圧でのＤＣ（直流）スパッタリン
グ法によっても、同様にニッケルなどの触媒元素を導入
することができる。この際、ＤＣ電圧を低くすることに
よって、非常に低濃度の触媒元素の導入が可能となる。
例えば、ＤＣ電圧を２００Ｖ〜６００Ｖ程度にする。

【００５６】絶縁基板上または非晶質シリコン膜上に塗
布された触媒元素は、下記の結晶核形成工程での加熱に
よって非晶質シリコン膜中に取り込まれる。

【００５７】（３）結晶核形成工程本工程は、シリコンと触媒元素との化合物（シリサイ
ド）を形成し、前記化合物から結晶核を発生させる工程
である。本工程では加熱処理が行われる。後述するよう
に、本発明による非晶質シリコン膜は、昇温速度の高い
ＲＴＡ（ラピッドサーマルアニール）処理に付すことが
できる。

【００５８】触媒元素による結晶化法では、触媒元素が
導入された状態での加熱工程で、触媒元素とシリコンと
の反応によって、触媒元素とシリコンとの化合物（シリ
サイド）が形成され、さらにこのシリサイドから結晶核
が形成され、結晶核から結晶成長が始まる。なお、結晶
核とは、結晶成長が始まった初期の段階の化合物をい
う。化合物（シリサイド）の全てが結晶核になるとは限
らず、昇温中に温度上昇に伴う固溶度の変化で再固溶す
るシリサイドもある。またシリサイドが小さすぎる場
合、結晶成長が生じず、結晶核が発生しない。

【００５９】本発明では、結晶核の発生密度を高くし、
１つの結晶核中の触媒元素量を少なくすることによっ
て、１つの結晶核から一方向に結晶成長を開始させ、後
述する棒状ドメインの幅を小さくし、棒状ドメインを曲
折または枝分かれしながら成長させることができる。こ
れに対して、粒状ドメインでは、結晶核の発生密度が低
く、１つの結晶核中の触媒元素量が多いので、１つの結
晶核から放射状（多方向）に結晶成長を開始し、略直線
的（曲折または枝分かれせず）に成長する。

【００６０】但し、結晶核の発生密度を高くし、１つの
結晶核中の触媒元素量を少なくするには、触媒元素の導
入量を調整するだけでは不十分であり、結晶化アニール
時の昇温速度のコントロールが必要である。図２は、結
晶化アニール時の昇温速度と結晶核発生密度との関係を
示すグラフである。図２から、結晶核発生密度は昇温速
度に対して、ある最大点を有しており、最大点よりも大
きな昇温速度では急激に結晶核発生密度が減少すること
が分かる。昇温速度が１０℃／分のときの結晶核発生状
態の光学顕微鏡写真を図３に、昇温速度が約５０℃／分
のときの結晶核発生状態の光学顕微鏡写真を図４にそれ
ぞれ示す。図３および図４は、２５０℃から５５０℃ま
でそれぞれの昇温速度で昇温させた後、温度５５０℃で
１５分間加熱することによって、結晶成長の初期の段階
で結晶成長を止めて、その結晶核の発生状態を観察した
ものである。

【００６１】核発生密度が最大となる昇温速度以下では
棒状ドメインが形成されているが（図３参照）、核発生
密度が最大となる昇温速度よりも大きな昇温速度では粒
状ドメインとなっている（図４参照）。つまり、結晶化
アニール時の昇温速度を、結晶核発生密度が最大となる
昇温速度以下とすることによって、結晶核発生密度の高
い、棒状ドメインからなる多結晶シリコン膜を得ること
ができる。

【００６２】核発生密度が最大となる昇温速度は、非晶
質シリコン膜の膜質に依存するので、非晶質シリコン膜
の種類および触媒元素の種類などの条件に応じて適宜決
定される。例えば、図２に示された非晶質シリコン膜
は、平行平板式のプラズマＣＶＤ法で、ＲＦパワーのパ
ワー密度８０ｍＷ／ｃｍ²とし、ＳｉＨ₄とＨ₂の混合
ガスにより基板温度４３０℃で成膜したものである。触
媒元素としてニッケルを用いて、非晶質シリコン膜表面
に導入した。非晶質シリコン膜表面に導入されたニッケ
ルの表面濃度は７×１０¹²ａｔｏｍｓ／ｃｍ²であっ
た。この場合の核発生密度が最大となる昇温速度は、４
５℃／分であった。

【００６３】このように、昇温速度の変化によって結晶
核から成長するドメインの形状および結晶核発生密度が
変化する理由は、明らかではないが、以下のようなモデ
ルで説明することができる。昇温速度が大きい場合に
は、シリサイドが形成されるまでに温度が上昇し、シリ
サイドの形成が高温下で行われるので、触媒元素の拡散
が大きくなる。また、シリサイド形成時の熱エネルギー
が大きいので、大きなシリサイドが成長し、シリサイド
の発生密度は低くなる。このような発生密度の低い大き
なシリサイドから結晶成長した場合には、シリサイド中
に多量の触媒元素が含まれているので、発生する柱状結
晶の束としてのドメインの幅は非常に大きくなる。した
がって、結晶核から粒状ドメインとして結晶成長が進
み、シリサイドの発生密度が低いので、結晶核発生密度
も低くなる。

【００６４】一方、昇温速度が小さい場合には、温度が
低い段階でもシリサイドが形成される時間的余裕がある
ので、低い温度でシリサイドが形成され、触媒元素の拡
散が小さい。シリサイド形成時の熱エネルギーが小さい
ので、小さなシリサイドが高い密度で発生する。このよ
うな発生密度の高い小さなシリサイドから結晶成長した
場合には、シリサイド中の触媒元素量が少ないので、発
生する柱状結晶の束としてのドメインの幅は非常に小さ
くなる。したがって、結晶核から棒状ドメインとして結
晶成長が進み、シリサイドの発生密度が高いので、結晶
核発生密度も高くなる。

【００６５】次に、核発生密度が最大となる昇温速度
と、非晶質シリコン膜の膜質との関係について説明す
る。図５は、膜質の異なる４種類の非晶質シリコン膜に
対する昇温速度と核発生密度との関係を示すグラフであ
る。なお、触媒元素にはニッケルを用いた。４種類の非
晶質シリコン膜は、（１）プラズマＣＶＤ（ＰＥＣＶ
Ｄ）法で基板温度２５０℃にて成膜したもの、（２）プ
ラズマＣＶＤ（ＰＥＣＶＤ）法で基板温度３５０℃にて
成膜したもの、（３）プラズマＣＶＤ（ＰＥＣＶＤ）法
で基板温度４３０℃にて成膜したもの、（４）減圧ＣＶ
Ｄ（ＬＰＣＶＤ）法で基板温度４５０℃にて成膜したも
のである。

【００６６】図５から、上記（３）および（４）の非晶
質シリコン膜では、核発生密度が最大となる昇温速度が
２０℃／分程度であるのに対して、上記（１）および
（２）の非晶質シリコン膜では、核発生密度が最大とな
る昇温速度がそれぞれ約１６０℃／分、約１００℃／分
であることが分かる。

【００６７】これら４種類の非晶質シリコン膜に対し
て、ＦＴ−ＩＲ（フーリエ変換−赤外吸収分光法）法に
よる伸縮モードの吸収ピーク波数および半値幅の測定を
行った。非晶質シリコン膜中にＳｉ−Ｈの結合形態のみ
が含まれている場合、半値幅が３０ｃｍ^-1よりも小さい
シャープな吸収ピークが２０００ｃｍ^-1に現れる。Ｈ−
Ｓｉ−Ｈ、（Ｈ−Ｓｉ−Ｈ）n およびＨ₂＝Ｓｉ−Ｈの
吸収ピーク波数は、Ｓｉ−Ｈの吸収ピーク波数よりも高
波数側にあるので、非晶質シリコン膜中に結合水素、す
なわちＨ−Ｓｉ−Ｈ、（Ｈ−Ｓｉ−Ｈ）n またはＨ₂＝
Ｓｉ−Ｈの結合形態で存在する水素元素が含まれている
場合、吸収ピーク波数が高波数側にシフトし、半値幅も
３０ｃｍ^-1よりも大きくなる。

【００６８】上記（３）の非晶質シリコン膜では、半値
幅が３０ｃｍ^-1よりも小さいシャープな吸収ピークが２
０００ｃｍ^-1に現れていることから、非晶質シリコン膜
中にＳｉ−Ｈの結合形態のみが含まれていることが判明
した。また、上記（１）および（２）の各非晶質シリコ
ン膜では、吸収ピーク波数が２０００ｃｍ^-1（Ｓｉ−Ｈ
の吸収ピーク波数）と２０９０ｃｍ^-1 （Ｈ−Ｓｉ−Ｈ
の吸収ピーク波数）との間に現れ、吸収ピーク波数の半
値幅が４０ｃｍ^-1よりも大きいことから、非晶質シリコ
ン膜中にＳｉ−Ｈの結合形態のみならず、Ｈ−Ｓｉ−
Ｈ、（Ｈ−Ｓｉ−Ｈ）n またはＨ₂＝Ｓｉ−Ｈの結合形
態が含まれていることが判明した。上記（４）の非晶質
シリコン膜では、吸収ピークが認められなかったことか
ら、非晶質シリコン膜中に水素元素が実質的に含まれて
いないと考えられる。

【００６９】次に、上記（１）、（３）および（４）の
各非晶質シリコン膜について、Ｈ₂の昇温脱離ガス分析
を行った。そのスペクトルを図６に示す。昇温脱離ガス
分析スペクトルにおいて、約４００℃でのＨ₂のピーク
はシリコン格子間に存在する非結合水素、およびＨ−Ｓ
ｉ−Ｈ、（Ｈ−Ｓｉ−Ｈ）n またはＨ₂＝Ｓｉ−Ｈの形
態として存在する結合水素に起因する。非結合水素およ
び結合水素は、約３００℃から脱離し始めて、約４００
℃でピークに達する。また、約６５０℃でのＨ ₂のピー
クはＳｉ−Ｈに起因する。

【００７０】上記（１）の非晶質シリコン膜では、約４
００℃および約６５０℃にＨ₂のピークが存在すること
から、非晶質シリコン膜中に非結合水素および結合水
素、ならびにＳｉ−Ｈの結合形態で存在する水素元素が
含まれていると考えられる。上記（３）の非晶質シリコ
ン膜では、約６５０℃にのみＨ₂のピークが存在するこ
とから、非晶質シリコン膜中にＳｉ−Ｈの結合形態で存
在する水素元素のみが含まれていると考えられる。上記
（４）の非晶質シリコン膜では、Ｈ₂のピークが認めら
れないことから、非晶質シリコン膜中に水素元素が実質
的に含まれていないと考えられる。以上の結果を表２に
まとめる。なお、表２における「膜中水素」とは、非晶
質シリコン膜中における水素元素をいう。

【００７１】

【表２】

【００７２】上記（１）〜（４）の各非晶質シリコン膜
中における水素元素の結合形態を下記の表３にまとめ
る。

【００７３】

【表３】

【００７４】次に、核発生密度が最大となる昇温速度
と、ＦＴ−ＩＲ（フーリエ変換−赤外吸収分光法）法に
よる非晶質シリコン膜の伸縮モードの吸収ピーク波数お
よび半値幅との関係をそれぞれ図７および図８に示す。
ＳｉとＨとの結合による伸縮モードの吸収ピーク波数が
２００５ｃｍ^-1以上であるか、あるいはその半値幅が４
０ｃｍ^-1以上の場合には、核発生密度が最大となる昇温
速度が急激に上昇することが分かる。

【００７５】Ｈ−Ｓｉ−Ｈ、（Ｈ−Ｓｉ−Ｈ）n および
Ｈ₂＝Ｓｉ−Ｈの吸収ピーク波数は、Ｓｉ−Ｈの吸収ピ
ーク波数よりも高波数側にあるので、非晶質シリコン膜
中にＨ−Ｓｉ−Ｈ、（Ｈ−Ｓｉ−Ｈ）n またはＨ₂＝Ｓ
ｉ−Ｈの結合形態で存在する水素元素が含まれている場
合、吸収ピーク波数が高波数側にシフトし、半値幅も３
０ｃｍ^-1よりも大きくなる。上記（３）の非晶質シリコ
ン膜では、半値幅が３０ｃｍ^-1よりも小さいシャープな
吸収ピークが２０００ｃｍ^-1に現れていることから、非
晶質シリコン膜中にＳｉ−Ｈの結合形態で存在する水素
元素のみが含まれていることが判明した。また、上記
（１）および（２）の各非晶質シリコン膜では、吸収ピ
ーク波数が２０００ｃｍ^-1（Ｓｉ−Ｈの吸収ピーク波
数）と２０９０ｃｍ^-1（Ｈ−Ｓｉ−Ｈの吸収ピーク波
数）との間に現れ、吸収ピーク波数の半値幅が４０ｃｍ
^-1よりも大きいことから、非晶質シリコン膜中にＳｉ−
Ｈの結合形態で存在する水素元素のみならず、Ｈ−Ｓｉ
−Ｈ、（Ｈ−Ｓｉ−Ｈ）n またはＨ₂＝Ｓｉ−Ｈの結合
形態で存在する水素元素が含まれていることが判明し
た。上記（４）の非晶質シリコン膜では、吸収ピークが
認められなかったことから、非晶質シリコン膜中に水素
元素が実質的に含まれていないと考えられる。したがっ
て、非晶質シリコン膜中にＨ−Ｓｉ−Ｈ、（Ｈ−Ｓｉ−
Ｈ）n またはＨ₂＝Ｓｉ−Ｈの結合形態で存在する水素
元素が含まれている場合には、核発生密度が最大となる
昇温速度が上昇することが分かる。

【００７６】また、図５中の（１）と（２）との対比か
ら、非晶質シリコン膜中に非結合水素を含む場合には、
核発生密度が最大となる昇温速度がさらに上昇すること
が分かる。これに対して、図５中の（３）と（４）の結
果から、非晶質シリコン膜中に水素元素が含まれていて
も、Ｓｉ−Ｈの結合形態で存在する水素元素のみを含む
場合には、非晶質シリコン膜中に水素元素が含まれてい
ない場合と同様の昇温速度となることが分かる。

【００７７】但し、非晶質シリコン膜中に含まれる結合
水素または非結合水素の濃度が高くなると、非晶質シリ
コン膜がポーラスとなり、膜はがれの発生、パーティク
ルの増加などの問題を生じ得る。これらの問題を回避す
るには、結合水素または非結合水素の濃度を０．５atom
％以上１５atom％以下にするのが好ましい。なお、結合
水素または非結合水素の濃度は、ＦＴ−ＩＲ（フーリエ
変換−赤外吸収分光法）、昇温脱離ガス分析(TDS) 、Ｘ
線光電子分析装置(ESCA)などによって測定することがで
きる。

【００７８】また、ＦＴ−ＩＲ（フーリエ変換−赤外吸
収分光法）法による非晶質シリコン膜の伸縮モードの吸
収ピーク波数または半値幅で規定するならば、伸縮モー
ドの吸収ピーク波数が２００５ｃｍ^-1以上２０７０ｃｍ
^-1以下の範囲内、あるいは半値幅が４０ｃｍ^-1以上１４
０ｃｍ^-1以下の範囲内が好ましい。

【００７９】非晶質シリコン膜中に結合水素または非結
合水素が含まれることによって、核発生密度が最大とな
る昇温速度が上昇する。したがって、高密度の結晶核を
短時間で発生させることができるので、製造効率が向上
する。

【００８０】非晶質シリコン膜中に結合水素または非結
合水素が含まれることによって、核発生密度が最大とな
る昇温速度が上昇する理由は、完全には解明されていな
い。一般的には、非晶質シリコン膜中に結合水素または
非結合水素が存在すると、これら水素元素の周辺にはボ
イドやダングリングボンドが形成され易いことが判明し
ている。昇温速度が高いＲＴＡ（ラピッドサーマルアニ
ール）処理によって結晶核の形成および結晶成長を行う
場合、膜中にボイドや未結合手が存在することで、触媒
元素が低温（例えば４００℃以下）でもシリサイドを形
成し、触媒元素の拡散が小さく、シリサイド化時の熱エ
ネルギーが小さいので、小さなシリサイドが高い密度で
発生する。このような発生密度の高い小さなシリサイド
を核として結晶成長した場合には、シリサイドに含まれ
る触媒元素の量が少ないので、発生する柱状結晶の束で
あるドメインの幅は非常に狭くなり、結晶核から棒状ド
メインとして結晶成長が進み、シリサイドの発生密度が
高くなる。これにより、核発生密度も高くなると考えら
れる。したがって、膜中に結合水素または非結合水素が
存在すると、核発生密度が最大となる昇温速度が上昇す
るので、昇温速度が高いＲＴＡ（ラピッドサーマルアニ
ール）処理によって結晶核の形成および結晶成長を行う
場合、高密度に棒状ドメインが形成される。

【００８１】一方、膜中にＳｉ−Ｈの結合形態で存在す
る水素元素のみを含むとき、または膜中に水素元素を含
まないときには、膜中に結合水素または非結合水素が存
在するときに比して、核発生密度が最大となる昇温速度
が相対的に低くなる。膜中にＳｉ−Ｈの結合形態で存在
する水素元素のみを含むとき、または膜中に水素元素を
含まないときには、膜中のボイドや未結合手が少なくな
り、触媒元素の拡散が大きく、シリサイド形成が起き難
くなる。結果的に、触媒元素は高温（例えば５００℃以
上）でシリサイド形成が起きるので、触媒元素の拡散が
大きく、シリサイド化時の熱エネルギーが大きくなり、
大きなシリサイドが低い密度で発生する。このような発
生密度の低い大きなシリサイドを核として結晶成長した
場合には、シリサイドに十分な量の触媒元素が含まれる
ので、発生する柱状結晶の束であるドメインの幅は非常
に広くなり、結晶核から粒状ドメインとして結晶成長が
進み、シリサイドの発生密度が低くなる。これにより、
核発生密度も低くなると考えられる。したがって、膜中
にＳｉ−Ｈの結合形態で存在する水素元素のみを含むと
き、または膜中に水素元素を含まないときには、膜中に
結合水素または非結合水素が存在するときに比して、核
発生密度が最大となる昇温速度が相対的に低くなるの
で、昇温速度が高いＲＴＡ（ラピッドサーマルアニー
ル）処理によって結晶核の形成および結晶成長を行う場
合、低密度の核から粒状ドメインが形成される。

【００８２】核発生密度が最大となる昇温速度以下での
加熱は、半導体と触媒元素との化合物の形成温度よりも
１００℃低い温度から化合物の発生温度までの間、少な
くとも行われる。例えばシリコンの場合、化合物（シリ
サイド）の発生温度は約３００℃以上約４００℃以下の
範囲であるので、約２００℃以上約３００℃以下の範囲
の温度から化合物（シリサイド）の発生温度まで、核発
生密度が最大となる昇温速度以下の昇温速度で昇温させ
る。例えば上記（１）の非晶質シリコン膜の場合、１６
０℃／分以下の昇温速度で昇温させる。半導体と触媒元
素との化合物の形成は、例えばＴＥＭ（Transmission E
lectron Microscope）によって確認することができる。

【００８３】半導体と触媒元素との化合物が形成された
後は、昇温速度の制限はなく、核発生密度が最大となる
昇温速度以下またはこの昇温速度よりも大きい昇温速度
で加熱することができる。例えばシリコンの場合、結晶
核の発生温度は約５００℃以上であり、化合物（シリサ
イド）の発生後、核発生密度が最大となる昇温速度より
も大きい昇温速度で約５００℃まで昇温させても良い。
例えば上記（１）の非晶質シリコン膜の場合、１８０℃
／分の昇温速度で昇温させることができる。

【００８４】（４）結晶成長工程本工程は、シリコンと触媒元素との化合物（シリサイ
ド）から形成された結晶核を核として結晶を成長させる
工程である。

【００８５】本工程では、結晶核の発生温度よりも高い
温度に昇温して、柱状結晶を成長させ、棒状ドメインを
形成させる。本工程では、半導体と触媒元素との化合物
を形成する際の昇温速度よりも大きい速度で昇温させる
ことができ、これにより処理時間を大幅に短縮すること
ができる。

【００８６】図９Ａ，９Ｂおよび９Ｃは、結晶核形成工
程および結晶成長工程における昇温速度を示すグラフで
ある。図９Ａでは、結晶核形成工程および結晶成長工程
の各工程における昇温速度が同じである。例えば、昇温
速度１０℃／分で３７０℃〜７３０℃の範囲内の温度
（図９Ａ，ＢおよびＣ中ではＴ₁と表記する。）まで昇
温し、温度Ｔ₁で数時間程度加熱する。

【００８７】図９Ｂでは、結晶核形成工程よりも結晶成
長工程の方が昇温速度が大きい。例えば、結晶核形成工
程では、化合物または結晶核の発生温度（３３０℃〜５
５０℃の範囲内の温度であり、図９ＢおよびＣ中ではＴ
₂と表記する。）まで昇温速度１０℃／分で昇温し、結
晶成長工程では、昇温速度１００℃／分で温度Ｔ₁まで
昇温し、温度Ｔ₁で数時間程度加熱する。

【００８８】図９Ｃでは、結晶核形成工程よりも結晶成
長工程の方が昇温速度が大きく、さらに結晶成長工程の
昇温速度が段階的に変化する。例えば、結晶核形成工程
では、温度Ｔ₂まで昇温速度１０℃／分で昇温し、結晶
成長工程では、昇温速度１００℃／分で温度Ｔ₁まで昇
温し、さらに昇温速度３００℃／分で温度Ｔ₁よりも高
い温度（例えば、５５０℃〜７３０℃、図９Ｃ中ではＴ
₃と表記する。）まで昇温した後、室温まで約３０分か
けて降温する。

【００８９】図９Ａ，９Ｂおよび９Ｃでは、結晶核形成
工程は同じ昇温速度で昇温させているが、半導体と触媒
元素との化合物が形成されるまでの昇温速度と、化合物
から結晶核が形成されるまでの昇温速度とが異なってい
ても良い。

【００９０】結晶成長工程は、ＲＴＡ（ラピッドサーマ
ルアニール）処理により行ってもよい。ＲＴＡ処理は、
短時間の急激な昇温が可能であるので、ガラス基板を用
いる場合、ガラスの歪み点温度以上の温度でも、ガラス
基板に反りが発生しないように加熱することができる。

【００９１】結晶成長工程によって結晶化された多結晶
半導体薄膜は、微小な非晶質領域を含むことが好まし
く、非晶質領域を含むことによって、後の強光照射の効
率を向上させることができる。非晶質領域は、膜表面の
面積の５％以上１０％以下程度が好ましい。図１０は、
昇温速度１０℃／分で２５０℃から５５０℃まで昇温し
て、結晶成長させた多結晶シリコン膜表面の顕微鏡写真
である。図１０から、膜表面は結晶性シリコンで略埋ま
っているが、微小な非晶質領域（図１０では黒い粒状部
分）を含むことが分かる。

【００９２】非晶質領域に対して強光照射を行うことに
よって、結晶中の欠陥が低減され、半導体装置の特性が
向上し、ばらつきの少ない安定した半導体装置が得られ
る。強光として波長４００ｎｍ以下のエキシマレーザ光
を用い、多結晶半導体薄膜表面におけるエネルギー密度
が２００ｍＪ／ｃｍ²以上４５０ｍＪ／ｃｍ²以下の範
囲内で照射を行なうことにより、結晶性改善効果を向上
させることができる。強光照射に際しては、２００℃以
上４５０℃以下に基板を加熱することが好ましい。

【００９３】また、結晶成長工程の後に、熱酸化処理を
行なうことによって、結晶中の欠陥が低減され、半導体
装置の特性が向上し、ばらつきの少ない安定した半導体
装置が得られる。具体的には、石英基板を用いた場合、
８５０℃以上１１００℃以下の温度範囲で、０．１時間
以上５時間以下程度、常圧でドライ酸化（Ｏ₂酸化）を
行う。ガラス基板を用いた場合、５５０℃以上６５０℃
以下の温度範囲で、０．５時間以上５時間以下程度、５
気圧以上２０気圧以下の雰囲気でスチーム酸化（Ｈ₂Ｏ
酸化）を行う。なお、熱酸化処理は、上記の強光照射の
有無に関わらず行うことができる。

【００９４】本発明の製造方法により得られる多結晶半
導体薄膜を図面を参照しながら説明する。図１１Ａ，１
１Ｂは、本発明による多結晶半導体薄膜の結晶成長を説
明するための模式図であり、図１１Ａは成長途上の段階
を示し、図１１Ｂは成長完了後の段階を示している。な
お、図１１Ａ，１１Ｂにおいて、矢印は成長方向の軌跡
を示し、結晶核Ａ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆの各位置は結晶成長
開始前の位置を表している。

【００９５】本発明による多結晶半導体薄膜は、それぞ
れが複数の柱状半導体結晶から構成され、同一面内にお
いて曲折または枝分かれした複数のドメインを含む。各
ドメインは、１つの結晶核から結晶成長した複数の柱状
結晶を有しており、複数の柱状結晶は実質的に結晶方位
が揃っている。したがって、各ドメイン内では、電子や
空孔のトラップサイトとなる結晶欠陥がほとんど存在し
ない。

【００９６】図１１Ａに示すように、非晶質な半導体の
薄膜に発生した複数の結晶核Ａ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆからそ
れぞれランダムな方向に結晶化が開始する。結晶核は、
ケミカルポテンシャルの相違から、非晶質／結晶化領域
の境界に存在するのがエネルギー的に最も安定であるの
で、結晶化を伴いながら結晶核の周りの非晶質領域を移
動して、結晶方位が概ね揃った複数の柱状結晶ＣＳを成
長させる。なお、厳密には、結晶核の一部が分離した断
片が非晶質領域を移動する。

【００９７】結晶核が移動して結晶成長するとき、成長
方向が変化して、ドメインが同一面内において曲折また
は枝分かれする。成長方向の変化に伴って、成長先端の
柱状結晶ＣＳの結晶方位が徐々に変化する。但し、この
ような結晶方位の変化は、薄膜内のストレスを緩和する
ために生じるので、侵入、積層欠陥などの大きな結晶欠
陥が発生せず、結晶欠陥が最も少なくなるように結晶方
位が変化する。また、徐々にねじれながら結晶方位が変
化するので、結晶格子は連続しており、原子レベルでつ
ながっている。このように、単一のドメイン内でも結晶
方位が異なる箇所を有しているが、単一のドメイン内の
柱状結晶ＣＳは結晶格子が連続しており、結晶欠陥は殆
ど存在しない。以下、前述の粒状ドメイン（結晶粒）と
対比するために、結晶成長の方向が変化して曲折または
枝分かれしたドメインを棒状ドメインＲＣとも呼ぶ。

【００９８】図３に、初期の結晶成長段階における棒状
ドメインの光学顕微鏡写真を示す。図３中の白い箇所が
棒状ドメインを示している。なお、柱状結晶ＣＳの幅
（柱状結晶ＣＳの成長方向に対して直角をなす方向にお
ける柱状結晶ＣＳの最大距離をいい、図１１Ａ中のＷ１
で示す。）は、１０ｎｍ以上１００ｎｍ以下程度であ
り、棒状ドメインの幅（柱状結晶ＣＳの成長方向に対し
て直角をなす方向におけるドメインの最大距離をいい、
図１１Ａ，１１Ｂ中のＷ２で示す。）は、０．１μｍ以
上１．５μｍ以下である。棒状ドメインの幅が０．１μ
ｍ未満の場合、結晶成長が不十分のまま結晶成長が終了
して、大きな非晶質領域が膜中に残るおそれがある。棒
状ドメインの幅が１．５μｍを越えると、他の棒状ドメ
インと接触する領域が減少して、隣接する棒状ドメイン
間において結晶方位が実質的に同じ領域が少なくなるお
それがある。

【００９９】棒状ドメインＲＣは、成長途上において、
成長方向が変化して、曲折または枝分かれしながら成長
を続ける。図１１Ａに示すように、非晶質な半導体の薄
膜に発生した複数の結晶核Ａ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆからそれ
ぞれランダムな方向に成長を開始し、成長方向を変化さ
せながら成長を続ける。その結果、図１１Ｂに示すよう
に、同一面内において、一の結晶核（例えば図１１Ａ中
の結晶核Ｄ）から発生した棒状ドメインＲＣが、複数の
他の結晶核（例えば図１１Ａ中の結晶核Ａ，Ｂ，Ｃ，
Ｅ，Ｆ）から発生した棒状ドメインＲＣと接触する。一
の結晶核から発生した棒状ドメインＲＣと別の結晶核か
ら発生した棒状ドメインＲＣとが接触する領域の一部
に、各棒状ドメインＲＣ内に含まれる柱状結晶ＣＳの結
晶方位の違いによって、結晶欠陥を有する境界が形成さ
れる。図１１Ｂ中の実線部分が境界を示している。

【０１００】しかし、上述の通り、各棒状ドメインＲＣ
は、柱状結晶ＣＳの結晶方位が徐々に変化しながら成長
する。また、各棒状ドメインＲＣが曲折または枝分かれ
しているので、複数の他の棒状ドメインＲＣと接触する
領域が長い。したがって、隣接する棒状ドメインＲＣ間
において、柱状結晶ＣＳの結晶方位が実質的に同じ領
域、言い換えれば結晶方位の角度の差異が殆どない領域
が形成される。例えば、図１１Ａ中の結晶核Ｄから発生
した棒状ドメインＲＣと、他の結晶核Ｂから発生した、
隣接する棒状ドメインＲＣとの間には、結晶欠陥を有す
る境界が形成されるとともに、柱状結晶ＣＳの結晶方位
が実質的に同じ領域（境界のない領域）が形成されてい
る。この領域においては、実質的に結晶格子が連続し
て、原子レベルでつながっており、結晶欠陥が殆どな
い。このような結晶方位が実質的に同じ領域は、同一面
内の様々な箇所に形成される。

【０１０１】隣接する棒状ドメインＲＣ間において、結
晶方位が実質的に同じ領域が形成されるのは、棒状ドメ
インＲＣが同一面内において曲折または枝分かれしてい
ることと、各棒状ドメインＲＣの結晶核から成長を開始
する方向がランダムであることに起因すると考えられ
る。その結果、異なる棒状ドメインＲＣが接触する領域
が長くなり、隣接する棒状ドメインＲＣ間において、結
晶方位が実質的に同じ領域が形成される可能性が高くな
る。

【０１０２】ここで、「隣接するドメイン間において結
晶方位が実質的に同じ領域」とは、隣接するドメイン間
に電子または空孔のトラップサイトとなる結晶欠陥がほ
とんど存在しない程度に、隣接するドメイン間において
結晶方位の角度の差異が殆どないことを言う。具体的に
は、結晶方位の角度の差異が１０°未満、好ましくは５
°未満である。また、結晶方位の角度の差異が３°以
下、さらに２°以下が好ましい。なお、結晶方位の角度
の差異は、ＥＢＳＰ法により測定することができる。

【０１０３】隣接するドメイン間において結晶方位が実
質的に同じ領域が存在すれば、電子または空孔はこの領
域を通過して、両ドメイン間を移動することができる。
本発明においては、結晶方位が実質的に同じ領域が同一
面内の様々な箇所に（ランダムに）形成されるので、Ｔ
ＦＴのチャネル領域の方向に関わらず、ばらつきの少な
い、安定した特性を得ることができる。

【０１０４】図１２Ａ，１２Ｂおよび図１３Ａ，１３
Ｂ，１３Ｃは、棒状ドメインで形成された多結晶半導体
薄膜を示す図である。図１２Ａは、セコ液（Ｋ₂ＣｒＯ
₄；０．０６mol/L 、ＨＦ；２５％、水；７５％）を用
いて多結晶半導体薄膜を顕在化エッチング処理した後の
ＳＥＭ（Scanning Electron Microscope）写真であり、
図１２Ｂは、多結晶半導体薄膜における結晶方位の面内
分布をＥＢＳＰ法により測定した結果をディスプレイ上
に表示した画像写真であり、結晶方位の差異を濃淡の差
で表している。図１２Ｂから、各棒状ドメインは曲折ま
たは枝分かれしており、大略的に単一の結晶方位を有す
ることが分かる。また、各棒状ドメインは、互いに結晶
方位が異なることが分かる。

【０１０５】図１３Ａは、図１２Ｂにおいて、隣接する
測定点間で結晶方位の角度差が２°以上の箇所をドット
で表した画像写真であり、結晶方位の角度差が２°未満
の箇所は空白となっている。図１３Ｂは、図１２Ｂと図
１３Ａとを重ねた画像写真である。図１３Ｃは、図１３
Ｂにおいて結晶方位の角度差が２°以上５°未満の箇所
を淡いドットで示し、結晶方位の角度差が５°以上の箇
所を濃いドットで表した画像写真である。図１３Ｃか
ら、棒状ドメインで形成された多結晶半導体薄膜は、結
晶方位の角度差が５°未満の箇所が多く、結晶方位の角
度差が５°以上のドットによって棒状ドメインが包囲さ
れていないことが分かる。

【０１０６】結晶欠陥の多い領域と、結晶欠陥の少ない
領域とでは、エッチングレートが異なり、結晶欠陥の少
ない領域はエッチングレートが速く、結晶欠陥の多い領
域はエッチングレートが遅いので凹凸が形成される。図
１２Ａのエッチング処理後のＳＥＭ像では、黒く見える
領域が結晶欠陥の少ない領域であり、白く見える領域が
結晶欠陥の多い領域である。結晶欠陥の多い領域は、ミ
スオリエンテーション領域と対応し、ドメイン間に境界
が存在している。但し、各棒状ドメインは、境界に囲ま
れておらず、隣接する他の棒状ドメインと連続している
ことが分かる（図１２Ａおよび図１３Ａ参照）。したが
って、図１３Ｂ中のＡ地点からＢ地点へ電子または空孔
が移動する場合、Ａ地点とＢ地点とを結ぶ直線は境界
（ミスオリエンテーション領域）を横切るので、電子ま
たは空孔がＡ地点からＢ地点へ直線方向に移動し難い
（境界には多数の結晶欠陥が存在するので、電子または
空孔がトラップされる）。しかし、棒状ドメインは境界
に囲まれておらず、隣接する棒状ドメイン間において結
晶方位が実質的に同じ領域が存在するので、この領域を
逃げ道にして、境界を迂回して電子または空孔がＡから
Ｂへ移動することができる。すなわち、電子または空孔
は、結晶方位が実質的に同じ領域を通って、隣接するド
メイン間を移動することができる。

【０１０７】これに対して、図２１Ｂでは、各粒状ドメ
インは、粒界に囲まれて、隣接する他の粒状ドメインと
つながっていない。したがって、粒状ドメイン内の電子
または空孔は、粒界にトラップされるので、隣接する粒
状ドメインへ移動することが困難となる。

【０１０８】このように、本発明の製造方法により得ら
れた多結晶半導体薄膜は、電子または空孔が隣接する棒
状ドメイン間を移動することができるので、高移動度が
期待できる。本発明の半導体装置の製造方法は、本発明
の多結晶半導体薄膜の製造方法によって得られた多結晶
半導体薄膜から複数のスイッチング素子を形成する工程
を含み、これにより、移動度が大きく、ＯＮ特性が高い
高性能の半導体装置が得られる。

【０１０９】また、ＴＦＴのチャネル領域の幅が、棒状
ドメインの幅（短辺）よりも大きければ、チャネル領域
内に複数の棒状ドメインが存在することになるので、Ｔ
ＦＴ特性は平均化され、立上がりの特性のばらつきが少
ない半導体装置が得られる。ＴＦＴのチャネル領域の幅
は、ソース領域からドレイン領域へ向かう方向に対して
直角をなす方向におけるチャネル領域の最大の距離をい
う。チャネル領域の幅よりも棒状ドメインの幅（短辺）
を小さくするには、結晶核の発生密度を０．５×１０^-2
個／μｍ²よりも大きくする必要がある。

【０１１０】本発明の液晶表示装置の製造方法は、本発
明により製造された半導体装置を備える基板を用意する
工程を含む。液晶表示装置は、上記半導体装置を有する
基板と、この基板に対向して配置され、対向電極を有す
る対向基板と、両基板間に介在する液晶層とを少なくと
も備える。本発明により製造された半導体装置をスイッ
チング素子に使用した液晶表示装置は、表示斑の発生が
抑えられた鮮明な画像が得られる。本発明による多結晶
半導体薄膜から駆動回路を製造することも可能であり、
ガラス基板上の多結晶半導体薄膜からスイッチング素子
および駆動回路を形成することによって、大幅なコスト
ダウン、コンパクト化、信頼性の向上が実現され得る。

【０１１１】

【発明の実施の形態】以下、本発明の実施形態を図面を
参照しながら説明するが、本発明は以下の実施形態に限
定されるものではない。

【０１１２】（実施形態１）Ｎ型ＴＦＴを例にして本実
施形態を説明する。本実施形態のＴＦＴは、アクティブ
マトリクス型のドライバー回路や画素部分は勿論、薄膜
集積回路を構成する素子としても利用可能である。本実
施形態では、それらの代表として、液晶表示装置用アク
ティブマトリクス基板上の画素用ＴＦＴを例にして説明
する。液晶表示装置用アクティブマトリクス基板上に
は、数十万から数百万のＮ型ＴＦＴを均一に作製するこ
とが要求される。

【０１１３】図１４Ａ，１４Ｂ，１４Ｃおよび１４Ｄ
は、本実施形態の画素用ＴＦＴの製造工程を概略的に示
す平面図である。画素用ＴＦＴは、実際には、アクティ
ブマトリクス基板上に数十万個以上形成されるが、図１
４Ａ〜１４Ｄでは、３行×４列の１２個のＴＦＴに簡略
化して説明する。図１５Ａ，１５Ｂ，１５Ｃ，１５Ｄお
よび１５Ｅは、本実施形態の１個の画素用ＴＦＴの製造
工程を概略的に示す断面図である。

【０１１４】まず、図１４Ａおよび図１５Ａに示すよう
に、ガラス基板（コーニング１７３７など）１０１上に
プラズマＣＶＤ法によって基板温度４３０℃にて、ベー
スコート膜（ＢＣ膜）として、酸化シリコン膜１０２を
厚さ１００ｎｍ〜４００ｎｍ、例えば３００ｎｍ成膜
し、引き続いて基板温度４３０℃にて真性（Ｉ型）の非
晶質シリコン膜（ａ−Ｓｉ膜）１０３を厚さ２５ｎｍ〜
８０ｎｍ、例えば３０ｎｍ成膜する。ａ−Ｓｉ膜１０３
は、平行平板式のプラズマＣＶＤ法で、基板温度を３０
０℃、ＲＦパワーのパワー密度を８０ｍＷ／ｃｍ²と
し、ＳｉＨ₄とＨ₂との混合ガス（ガス比１／２０）を
用いて成膜する。このａ−Ｓｉ膜１０３のＦＴ−ＩＲ
（フーリエ変換−赤外吸収分光法）法による伸縮モード
の吸収ピーク波数は２０１０ｃｍ^-1であり、その半値幅
は６０ｃｍ^-1であり、昇温脱離ガス分析スペクトルにお
いて４００℃にＨ₂のピークが確認された。したがっ
て、このａ−Ｓｉ膜１０３は、結合水素および非結合水
素を有すると考えられる。核発生密度が最大となる昇温
速度は、このａ−Ｓｉ膜１０３では約１２０℃／分であ
った。

【０１１５】これを０．５％のフッ酸で３０秒間処理し
て表面の自然酸化膜を除去し、さらにａ−Ｓｉ膜１０３
の表面を濡れ性向上のためにオゾン水で処理する。

【０１１６】図１５Ａに示すように、ａ−Ｓｉ膜１０３
上にニッケル１０４を含有する溶液をスピンコート法に
より表面濃度が１×１０¹²ａｔｏｍｓ／ｃｍ²〜１×１
０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ²、例えば５×１０¹²ａｔｏｍｓ
／ｃｍ²となるように添加する。なお、表面濃度は全反
射蛍光Ｘ線分析装置（ＴＲＸＲＦ）にて測定を行なった
結果である。溶媒としては水を用い、溶質としては酢酸
ニッケルを用いる。酢酸ニッケルは、水に非常に溶けや
すいので、安定した濃度のニッケル溶液を作製すること
ができる。また、ａ−Ｓｉ膜１０３上に均一に添加する
ことができる。添加するニッケル量は溶液の濃度により
コントロールすることができる（図１５Ａ）。ａ−Ｓｉ
膜１０３中の触媒元素の濃度は、例えば５×１０¹⁷ａｔ
ｏｍｓ／ｃｍ³である。

【０１１７】次に、不活性雰囲気下で、核発生密度が最
大となる昇温速度（本実施形態では約１２０℃／分であ
る）以下の昇温速度で３００℃〜５５０℃まで加熱し、
続いて核発生密度が最大となる昇温速度よりも大きい昇
温速度で５５０℃〜７３０℃まで昇温して加熱処理を行
なう。本実施形態では、昇温速度１００℃／分で４００
℃まで昇温し、続いて昇温速度１５０℃／分で５７０℃
まで昇温し、さらに７００℃まで２００℃／分で昇温す
る。その後、室温まで約５分かけて降温する。この場合
の昇温工程は、昇温速度を広い範囲で制御する必要があ
るので、ＲＴＡ（ラピッドサーマルアニール）装置で処
理する。このＲＴＡ装置は、インライン式であり、複数
のＩＲヒーターによる加熱ゾーンと、ハロゲンランプや
キセノンランプ等によるランプ加熱による加熱ゾーンと
を有する。

【０１１８】昇温速度１００℃／分で４００℃まで昇温
し、続いて昇温速度１５０℃／分で５７０℃まで昇温す
る工程は、ＩＲヒーターによる加熱ゾーンで行い、７０
０℃まで２００℃／分で昇温する工程は、ランプ加熱に
よる加熱ゾーンで行った。この加熱処理の昇温速度およ
び基板温度は、各ゾーン温度設定、基板搬送速度および
ランプのパワーにより制御することができる。この加熱
処理によって、ａ−Ｓｉ膜１０３は結晶化され、多結晶
シリコン膜（ｐ−Ｓｉ膜）になる。なお、本実施形態で
は、７００℃まで昇温するが、加熱時間が数十秒と短い
ので、耐熱温度の低い、安価なガラス基板であっても、
ガラス基板の歪み点以上の温度での処理が可能である。

【０１１９】４００℃までの加熱処理によって、ａ−Ｓ
ｉ膜表面に添加されたニッケル１０４のシリサイド化が
起こる。本実施形態では、核発生密度が最大となる昇温
速度以下で昇温させているので、シリサイドの発生密度
が高く、それぞれは非常に小さなシリサイドとなってい
る。これを５７０℃まで昇温することで、シリサイドか
ら結晶核が発生し、さらに７００℃まで昇温することに
よって、結晶核から柱状結晶の成長が起きる。発生する
結晶核は非常に小さく、結晶核中のニッケル量が少ない
ので、各結晶核から面内のランダムな一方向に柱状結晶
が成長し、棒状ドメインが形成される。シリサイドの発
生密度が高いので、棒状ドメインの発生密度も高くな
る。

【０１２０】７００℃で１分間加熱すると、棒状ドメイ
ンが曲折または枝分かれしながら成長し、結晶化が終了
する。また、このときの棒状ドメインの幅は０．１μｍ
以上１．５μｍ以下であり、例えば１μｍ以下である。
また、核発生密度は８×１０ ^-2個／μｍ²である。

【０１２１】この加熱工程で用いたニッケル量は、ａ−
Ｓｉ膜１０３を全て結晶化するには不十分である。また
加熱時間が短いので、触媒元素なしには結晶核が発生せ
ず、結晶成長が及ばない未結晶化領域はａ−Ｓｉのまま
残る。その結果、この加熱処理後では、微小な非晶質領
域と結晶化領域とが混在した状態となっている。具体的
には図１０に示す状態となっており、このときのシリコ
ン膜全体に対するａ−Ｓｉ領域の面積比は１０％程度で
ある。また個々のａ−Ｓｉ領域（図１０中の黒い粒状領
域）の大きさは１μｍ程度である。なお、ａ−Ｓｉ領域
の面積比および大きさは、光学顕微鏡により測定する。

【０１２２】図１５Ｂに示すように、レーザー光１０５
を照射することでシリコン膜の結晶性を助長して結晶性
シリコン膜１０６を得る。レーザー光としては、ＸｅＣ
ｌエキシマーレーザー（波長３０８ｎｍ、パルス幅４０
ｎｍ）を用いる。レーザー光の照射条件は、照射時に基
板を２００〜４５０℃、例えば４００℃に加熱し、エネ
ルギー密度２５０〜４５０ｍＪ／ｃｍ²、例えば３５０
ｍＪ／ｃｍ²で照射する。ビームの形状は長尺形状であ
り、ビームサイズは基板１０１上で１５０ｍｍ×１ｍｍ
になるように成型されており、長尺方向に対して垂直方
向に０．０５ｍｍのステップ幅で順次走査を行なう。し
たがって、シリコン膜１０３の任意の一点において、計
２０回の照射が行われることになる。

【０１２３】この照射によって、結晶性シリコン膜１０
６中に残存している非晶質領域が優先的に溶融し、結晶
化領域の良好な結晶成分を反映して膜全体が結晶化され
る。レーザー照射は結晶改善が目的であり、基本的な結
晶性（結晶方位の面内分布）は変化しないようなエネル
ギー範囲で行われる。

【０１２４】不要な部分の多結晶シリコン膜１０６を除
去して素子間分離を行い、ＴＦＴの活性領域（チャネル
領域１１１、ソース１１２／ドレイン１１３領域）とな
る島状の結晶性シリコン膜１０６ａを形成する（図１４
Ｂ参照）。

【０１２５】次に、島状結晶性シリコン膜１０６ａを覆
うようにゲイト絶縁膜として厚さ３０ｎｍ〜１５０ｎ
ｍ、例えば１００ｎｍの酸化シリコン膜１０７をプラズ
マＣＶＤ法で形成する。さらに、スパッタリング法によ
って、厚さ５０ｎｍ〜２００ｎｍ、例えば１００ｎｍの
窒化タンタル膜を成膜し、連続してタングステン膜を厚
さ３００ｎｍ〜５００ｎｍ、例えば４００ｎｍ成膜し、
パターニングしてゲイト電極１０８を形成する。

【０１２６】引き続いて、イオンドーピング法により、
ゲイト電極１０８をマスクとして低濃度の不純物（リ
ン）１０９を注入する（図１５Ｃ参照）。ドーピングガ
スとしてホスフィン（ＰＨ₃）を用い、加速電圧を６０
〜９０ｋＶ、例えば８０ｋＶ、ドーズ量を３×１０¹³ｃ
ｍ^-2〜３×１０¹⁴ｃｍ^-2、例えば１×１０¹⁴ｃｍ^-2とし
て行う。さらにゲート電極１０８よりも左右（図１５Ｄ
参照）それぞれの幅が１μｍ広いパターンのフォトレジ
ストを介して、高濃度の不純物（リン）１１０を注入す
る。このドーピング工程では、ドーピングガスとしてホ
スフィン（ＰＨ₃）を用い、加速電圧を６０ｋＶ〜９０
ｋＶ、例えば８０ｋＶ、ドーズ量１×１０ ¹⁵ｃｍ^-2〜１
×１０¹⁶ｃｍ^-2、例えば６×１０¹⁵ｃｍ^-2として行う。
この工程で、低濃度の不純物１０９のみが注入された領
域１１４および１１５は、後にＴＦＴのＬＤＤ（Lightl
y Doped Drain ）領域となる。低濃度不純物１０９およ
び高濃度の不純物１１０がそれぞれ注入された領域１１
２および１１３はソース／ドレイン領域となる。ゲイト
電極１０８でマスクされ、不純物注入されていない領域
１１１は、後にＴＦＴチャネル領域となる。この状態を
図１４Ｃおよび図１５Ｄに示す。

【０１２７】その後、４５０℃〜６００℃、例えば５５
０℃にて１〜１０時間、例えば４時間の加熱処理によっ
て、イオン注入した不純物の活性化と、不純物導入によ
り劣化した結晶性の改善を行なう。リンはニッケルを引
き寄せる効果があるので、この加熱処理によって、リン
の注入されていない領域１１１（後のＴＦＴチャネル領
域）中のニッケルは拡散して、リンが高濃度で注入され
ている領域１１４および１１５に集められる。ニッケ
ル、特にニッケルシリサイドがチャネル領域に存在する
と、リーク源となるのでＴＦＴのオフ電流の上昇を招い
てしまうが、この加熱処理によってチャネル領域からニ
ッケルが拡散してソース／ドレイン領域に移動するの
で、チャネル領域からニッケルをゲッタリングすること
ができる。したがって、ＴＦＴのオフ電流の上昇を抑え
ることができる。Ｎ型不純物（リン）領域１１２および
１１３のシート抵抗は、２００Ω／ｃｍ²〜８００Ω／
ｃｍ²である。

【０１２８】続いて、厚さ８００ｎｍ程度の酸化シリコ
ン膜または窒化シリコン膜をプラズマＣＶＤ法で成膜
し、層間絶縁膜１１６を形成する。層間絶縁膜１１６に
コンタクトホールを形成し、金属材料膜、例えばチタン
とアルミニウムとチタンの三層膜によってＴＦＴのソー
ス電極配線１１７を形成する。最後に、窒素雰囲気下で
４００℃、６０分のアニールを行う。

【０１２９】本実施形態のＴＦＴは、画素電極をスイッ
チングする素子であるので、ドレイン配線には透明電極
（例えばＩＴＯ）などの画素電極１１８を設ける。以上
の工程を経て、図１４Ｄ、図１５Ｅに示すＴＦＴ１１９
が完成する。なお、ＴＦＴ１１９を保護するために、Ｔ
ＦＴ１１９上に窒化シリコン膜などからなる保護膜を必
要に応じて形成してもよい。

【０１３０】（実施形態２）本実施形態では、Ｎ型ＴＦ
ＴとＰ型ＴＦＴとを相補的に構成したＣＭＯＳ構造の回
路をガラス基板上に作成する工程について説明する。こ
のＣＭＯＳ構造の回路は、アクティブマトリクス型の液
晶周辺回路や一般の薄膜集積回路に用いられる。

【０１３１】図１６は、本実施形態のＴＦＴの平面図で
ある。図１７Ａ〜１７Ｄおよび図１８Ａ，１８Ｂは、図
１６のＡ−Ａ’線断面図であり、本実施形態のＴＦＴの
製造工程を概略的に示している。図１７Ａ〜１７Ｄ、図
１８Ａ、１８Ｂの順で工程が進行する。

【０１３２】まず、図１７Ａに示すように、ガラス基板
（コーニング１７３７）２０１上にプラズマＣＶＤ法に
より基板温度４３０℃にて、ベースコート膜（ＢＣ膜）
として、酸化シリコン膜２０２を厚さ１００ｎｍ〜４０
０ｎｍ、例えば３００ｎｍ成膜し、引き続いて基板温度
４３０℃にて真性（Ｉ型）のアモルファスシリコン膜
（ａ−Ｓｉ膜）２０３を厚さ２５ｎｍ〜８０ｎｍ、例え
ば４０ｎｍ成膜する。ａ−Ｓｉ膜２０３は、平行平板式
のプラズマＣＶＤ法で、基板温度を２５０℃、ＲＦパワ
ーのパワー密度を９０ｍＷ／ｃｍ²とし、ＳｉＨ₄とＨ
₂との混合ガス（ガス比１／３０）を用いて成膜する。
このａ−Ｓｉ膜１０３のＦＴ−ＩＲ（フーリエ変換−赤
外吸収分光法）法による伸縮モードの吸収ピーク波数は
２０２５ｃｍ^-1であり、その半値幅は６５ｃｍ^-1であ
り、昇温脱離ガス分析スペクトルにおいて３９０℃にＨ
₂のピークが確認された。したがって、このａ−Ｓｉ膜
１０３は、結合水素および非結合水素を有すると考えら
れる。このａ−Ｓｉ膜１０３の核発生密度が最大となる
昇温速度は、約１５０℃／分であった。

【０１３３】これを０．５％のフッ酸で３０秒間処理し
て表面の自然酸化膜を除去し、さらにａ−Ｓｉ膜２０３
の表面を濡れ性向上のためにオゾン水で処理する。

【０１３４】図１７Ａに示すように、ａ−Ｓｉ膜２０３
上にニッケル２０４を含有する溶液をスピンコート法に
より表面濃度が１×１０¹²ａｔｏｍｓ／ｃｍ²〜１×１
０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ²、例えば５×１０¹²ａｔｏｍｓ
／ｃｍ²となるように添加する。なお、表面濃度は全反
射蛍光Ｘ線分析装置（ＴＲＸＲＦ）にて測定を行なった
結果である。溶媒としては水を用い、溶質としては酢酸
ニッケルを用いる。酢酸ニッケルは、水に非常に溶けや
すいので、安定した濃度のニッケル溶液を作製すること
ができる。また、ａ−Ｓｉ膜２０３上に均一に添加する
ことができる。添加するニッケル量は溶液の濃度により
コントロールすることができる（図１７Ａ）。ａ−Ｓｉ
膜１０３中の触媒元素の濃度は、例えば５×１０¹⁷ａｔ
ｏｍｓ／ｃｍ³である。

【０１３５】次に、不活性雰囲気下で、核発生密度が最
大となる昇温速度（約１５０℃／分）以下の昇温速度で
３００℃〜５５０℃まで加熱し、続いて５５０℃〜７３
０℃まで昇温して加熱処理を行なう。本実施形態では、
昇温速度１３０℃／分で４００℃まで昇温し、続いて昇
温速度２００℃／分で６５０℃まで昇温して、８分間保
持する。その後、４００℃まで４分かけて降温し、さら
に室温まで約５分かけて降温する。

【０１３６】この処理は、昇温速度を広い範囲で制御す
る必要があるので、ＲＴＡ装置で処理する。ＲＴＡ装置
は、枚葉式であり、昇温速度１３０℃／分で４００℃ま
で昇温する工程は、チャンバーのロードポジションで行
い、続く昇温速度２００℃／分で６５０℃まで昇温する
工程は、チャンバーのロードポジションから６５０℃の
均熱ゾーンに基板を一気に移動させることにより行う。
この加熱処理によって、ａ−Ｓｉ膜２０３は結晶化さ
れ、多結晶シリコン膜（ｐ−Ｓｉ膜）になる。なお、本
実施形態では、６５０℃まで昇温するが、加熱時間が数
十秒と短いので、耐熱温度の低い、安価なガラス基板で
あっても、ガラス基板の歪み点以上の温度での処理が可
能である。

【０１３７】４００℃までの加熱工程によって、ａ−Ｓ
ｉ膜表面に添加されたニッケル２０４のシリサイド化が
起こる。本実施形態では、核発生密度が最大となる昇温
速度以下で昇温させているので、シリサイドの発生密度
が高く、それぞれは非常に小さなシリサイドとなってい
る。さらにこれを６５０℃まで昇温し、８分間保持する
ことで、シリサイドから結晶核が発生し、柱状結晶の成
長が起きる。発生する結晶核は非常に小さく、結晶核中
のニッケル量が少ないので、各結晶核から面内のランダ
ムな一方向に柱状結晶が成長し、棒状ドメインが形成さ
れる。シリサイドの発生密度が高いので、棒状ドメイン
の発生密度も高くなる。棒状ドメインは枝分かれしなが
ら成長し、結晶化が終了する。また、このときの棒状ド
メインの幅は０．１μｍ以上１．５μｍ以下であり、例
えば１μｍ以下である。また、核発生密度は９×１０^-2
個／μｍ²である。

【０１３８】この加熱工程で用いたニッケル量は、ａ−
Ｓｉ膜２０３を全て結晶化するには不十分である。また
加熱時間が短いので、触媒元素なしには結晶核が発生せ
ず、結晶成長が及ばない未結晶化領域はａ−Ｓｉのまま
残る。その結果、この加熱処理後では、微小な非晶質領
域と結晶化領域とが混在した状態となっている。具体的
には図１０に示す状態となっており、このときのシリコ
ン膜全体に対するａ−Ｓｉ領域の面積比は１０％程度で
ある。また個々のａ−Ｓｉ領域（図１０中の黒い粒状領
域）の大きさは１μｍ程度である。なお、ａ−Ｓｉ領域
の面積比および大きさは、光学顕微鏡により測定する。

【０１３９】図１７Ｂに示すように、レーザー光２０５
を照射することでシリコン膜の結晶性を助長して結晶性
シリコン膜２０６を得る。レーザー光としては、ＸｅＣ
ｌエキシマーレーザー（波長３０８ｎｍ、パルス幅４０
ｎｍ）を用いる。レーザー光の照射条件は、照射時に基
板を２００℃〜４５０℃、例えば４００℃に加熱し、エ
ネルギー密度２５０ｍＪ／ｃｍ²〜４５０ｍＪ／ｃ
ｍ²、例えば３５０ｍＪ／ｃｍ²で照射する。ビームの
形状は長尺形状であり、ビームサイズは基板１０１上で
１５０ｍｍ×１ｍｍになるように成型されており、長尺
方向に対して垂直方向に０．０５ｍｍのステップ幅で順
次走査を行なう。したがって、シリコン膜２０３の任意
の一点において、計２０回の照射が行われることにな
る。

【０１４０】この照射によって、結晶性シリコン膜２０
６中に残存している非晶質領域が優先的に溶融し、結晶
化領域の良好な結晶成分を反映して膜全体が結晶化され
る。レーザー照射は結晶改善が目的であり、基本的な結
晶性（結晶方位の面内分布）は変化しないようなエネル
ギー範囲で行われる。

【０１４１】不要な部分の多結晶シリコン膜２０６を除
去して素子間分離を行い、ＴＦＴの活性領域（チャネル
領域１１１、ソース１１２／ドレイン１１３領域）とな
る島状の結晶性シリコン膜２０６ａを形成する。

【０１４２】次に、島状結晶性シリコン膜２０６ａを覆
うようにゲイト絶縁膜として厚さ３０ｎｍ〜１５０ｎ
ｍ、例えば１００ｎｍの酸化シリコン膜２０７をプラズ
マＣＶＤ法で形成する。さらに、図１７Ｃに示すよう
に、後のチャネル領域となる領域の外形を有するフォト
レジストを介して、イオンドーピング法により、低濃度
の不純物（リン）２０８を注入する（図１７Ｃ参照）。
ドーピングガスとしてホスフィン（ＰＨ₃）を用い、加
速電圧を６０ｋＶ〜９０ｋＶ、例えば８０ｋＶ、ドーズ
量を３×１０¹³ｃｍ^-2〜３×１０¹⁴ｃｍ^-2、例えば１×
１０¹⁴ｃｍ^-2として行う。

【０１４３】さらに、図１７Ｄに示すように、スパッタ
リング法によって、厚さ５０ｎｍ〜２００ｎｍ、例えば
１００ｎｍの窒化タンタル膜を成膜し、連続してタング
ステン膜を厚さ３００ｎｍ〜５００ｎｍ、例えば４００
ｎｍ成膜する。前述の低濃度不純物が注入された領域よ
りも左右（図１７Ｃ，Ｄ参照）それぞれの幅が１μｍ広
いパターンを用いてパターニングし、ゲイト電極２０９
を形成する。

【０１４４】ゲイト電極２０９をマスクにして、高濃度
の不純物（リン）２１０を注入する。このドーピング工
程では、ドーピングガスとしてホスフィン（ＰＨ₃）を
用い、加速電圧を６０ｋＶ〜９０ｋＶ、例えば８０ｋ
Ｖ、ドーズ量１×１０¹⁵ｃｍ^-2〜１×１０¹⁶ｃｍ^-2、例
えば６×１０¹⁵ｃｍ^-2として行う。この工程で、低濃度
の不純物２１０のみが注入された領域２１４および２１
５は、後にＴＦＴのＬＤＤ領域となる。領域２１４およ
び２１５は、ゲイト電極２０９とオーバーラップして位
置するので、後のＴＦＴはＧＯＬＤＤ（Gate Overrappe
d Lightly DopedDrain ）構造となる。

【０１４５】低濃度不純物２０８および高濃度の不純物
２１０がそれぞれ注入された領域２１２ｎおよび２１３
ｎは、ソース／ドレイン領域となる。ゲイト電極２０９
でマスクされ、不純物注入されていない領域２１１ｎ
は、後にＮ型ＴＦＴのチャネル領域となる。

【０１４６】図１８Ａに示すように、フォトレジストを
パターニングして、イオンドーピング法により不純物
（ボロン）２１６を島状結晶性シリコン膜２０６ａの所
定の領域２１４ｐおよび２１５ｐに注入する。ドーピン
グガスとしてジボラン（Ｂ₂Ｈ ₆）を用い、加速電圧を
６０ｋＶ〜９０ｋＶ、例えば８０ｋＶ、ドーズ量を３×
１０¹⁵ｃｍ^-2〜２×１０¹⁶ｃｍ^-2、例えば１×１０¹⁶ｃ
ｍ^-2として行う。領域２１２ｐおよび２１３ｐには、リ
ンとボロンがそれぞれ注入されているが、ボロン注入量
の方が多いので、領域２１２ｐおよび２１３ｐはＰ型の
ソース／ドレイン領域となる。また、不純物（ボロン）
２１６が注入されていない領域２１１ｐは、後にＰ型Ｔ
ＦＴのチャネル領域となる。

【０１４７】その後、４５０℃〜６００℃の加熱処理に
よって、イオン注入した不純物の活性化と、不純物導入
により劣化した結晶性の改善を行なう。本実施形態で
は、６００℃にて４時間の加熱処理を行う。リンはニッ
ケルを引き寄せる効果があるので、この加熱処理によっ
て、リンの注入されていない領域２１１（後のＴＦＴチ
ャネル領域）中のニッケルは拡散して、リンが高濃度で
注入されている領域２１２ｎ，２１２ｐ，２１３ｎおよ
び２１３ｐに集められる。ニッケル、特にニッケルシリ
サイドがチャネル領域に存在すると、リーク源となるの
でＴＦＴのオフ電流の上昇を招いてしまうが、この加熱
処理によってチャネル領域からニッケルが拡散してソー
ス／ドレイン領域に移動するので、チャネル領域からニ
ッケルをゲッタリングすることができる。したがって、
ＴＦＴのオフ電流の上昇を抑えることができる。Ｎ型Ｔ
ＦＴのソース／ドレイン領域２１２ｎおよび２１３ｎの
シート抵抗は、２００Ω／ｃｍ²〜８００Ω／ｃｍ²で
あり、Ｐ型ＴＦＴのソース／ドレイン領域２１２ｐおよ
び２１３ｐのシート抵抗は、６００Ω／ｃｍ²〜１５０
０Ω／ｃｍ²である。

【０１４８】続いて、厚さ６００ｎｍ程度の酸化シリコ
ン膜または窒化シリコン膜をプラズマＣＶＤ法で成膜
し、層間絶縁膜２１７を形成する。層間絶縁膜２１７に
コンタクトホールを形成し、金属材料膜、例えばチタン
とアルミニウムとチタンの三層膜によってＴＦＴのソー
ス電極配線２１８，２１９および２２０を形成する。最
後に、１気圧の窒素雰囲気下で４００℃、６０分のアニ
ールを行う。

【０１４９】以上の工程を経て、図１６、図１８Ｂに示
すＮチャネル型ＴＦＴ２２１およびＰチャネル型ＴＦＴ
２２２が完成する。なお、両ＴＦＴ２２１、２２２を保
護するために、ＴＦＴ２２１、２２２上に窒化シリコン
膜などからなる保護膜を必要に応じて形成してもよい。

【０１５０】実施形態１および２ではアモルファスシリ
コン膜上に触媒元素を添加しているが、ガラス基板上ま
たは下地膜上に触媒元素を導入し、その上にアモルファ
スシリコン膜を形成しても良い。この場合の結晶成長は
アモルファスシリコン膜の下面から発生する。

【０１５１】

【発明の効果】本発明の多結晶半導体薄膜の製造方法に
よれば、核発生密度が最大となる昇温速度を上昇させる
ことができるので、多結晶半導体薄膜を効率よく製造す
ることができる。本発明による多結晶半導体薄膜は、隣
接するドメインが連続しており、電子または空孔が隣接
するドメイン間を移動するので、ＯＮ特性が高く、特性
のばらつきも少なく、高移動度が期待できる。本発明の
多結晶半導体薄膜から複数のスイッチング素子を製造し
た場合、移動度が大きいので、ＯＮ特性が高く、集積度
の高い構成の半導体装置が得られる。

【図面の簡単な説明】

【図１】非晶質シリコン膜中における水素元素の結合形
態を模式的に示す図である。

【図２】結晶化アニール時の昇温速度と結晶核発生密度
との関係を示すグラフである。

【図３】初期の結晶成長段階における棒状ドメインの光
学顕微鏡写真である。

【図４】昇温速度が約５０℃／分のときの結晶核発生状
態の光学顕微鏡写真（100倍）である。

【図５】膜質の異なる４種類の非晶質シリコン膜に対す
る昇温速度と核発生密度との関係を示すグラフである

【図６】３種類の非晶質シリコン膜に対する、Ｈ₂の昇
温脱離ガス分析スペクトルである。

【図７】核発生密度が最大となる昇温速度と、ＦＴ−Ｉ
Ｒ（フーリエ変換−赤外吸収分光法）法による非晶質シ
リコン膜の伸縮モードの吸収ピーク波数との関係を示す
グラフである。

【図８】核発生密度が最大となる昇温速度と、ＦＴ−Ｉ
Ｒ（フーリエ変換−赤外吸収分光法）法による非晶質シ
リコン膜の伸縮モードの半値幅との関係を示すグラフで
ある。

【図９】結晶核形成工程および結晶成長工程における昇
温速度を示すグラフである。

【図１０】昇温速度１０℃／分で５５０℃まで昇温し
て、結晶成長させた多結晶シリコン膜表面の顕微鏡写真
（1000倍）である。

【図１１】多結晶半導体薄膜の結晶成長を説明するため
の模式図であり、図１１Ａは成長途上の段階を示し、図
１１Ｂは成長完了後の段階を示している。

【図１２Ａ】多結晶半導体薄膜を顕在化エッチング処理
した後のＳＥＭ写真である。

【図１２Ｂ】多結晶半導体薄膜における結晶方位の面内
分布をＥＢＳＰ法により測定した結果をディスプレイ上
に表示した画像写真である。

【図１３Ａ】図１２Ｂにおいて、隣接する測定点間で結
晶方位の角度が２°以上異なる箇所を線で表した画像写
真である。

【図１３Ｂ】図１２Ｂと図１３Ａとを重ねた画像写真で
ある。

【図１３Ｃ】図１３Ｂにおいて結晶方位の角度差が２°
以上５°未満の箇所を淡いドットで示し、結晶方位の角
度差が５°以上の箇所を濃いドットで表した画像写真で
ある。

【図１４】実施形態１の画素用ＴＦＴの製造工程を概略
的に示す平面図である。

【図１５】実施形態１の１個の画素用ＴＦＴの製造工程
を概略的に示す断面図である。

【図１６】実施形態２のＴＦＴの平面図である。

【図１７】図１６のＡ−Ａ’線断面図であり、実施形態
２のＴＦＴの製造工程を概略的に示している。

【図１８】図１６のＡ−Ａ’線断面図であり、実施形態
２のＴＦＴの製造工程を概略的に示している。

【図１９】特開平９−３１２４０４号公報に開示された
方法による結晶成長を説明するための模式図であり、図
１９Ａは成長途上の段階を示し、図１９Ｂは成長完了後
の段階を示している。

【図２０】特開平９−３１２４０４号公報に開示された
方法で製造された結晶シリコン膜を顕在化エッチング処
理した後の光学顕微鏡写真である。

【図２１Ａ】結晶シリコン膜における結晶方位の面内分
布をＥＢＳＰ法により測定した結果をディスプレイ上に
表示した画像写真である。

【図２１Ｂ】図２１Ａにおいて、隣接する測定点間で結
晶方位の角度が１０°以上異なる箇所を線で表した画像
写真である。

【図２１Ｃ】図２１Ｂにおいて結晶方位の角度の差が５
°以内の結晶を１つの結晶と見做した場合の結晶方位の
面内分布を示す画像写真である。

【符号の説明】

１０１、２０１ガラス基板１０２、２０２ベースコート膜１０３、２０３アモルファスシリ
コン膜１０４、２０４ニッケル（触媒元
素）１０５、２０５レーザー光１０６、２０６多結晶シリコン膜１０７、２０７ゲイト絶縁膜１０８、２０９ゲイト電極１０９、２０８不純物（リン）１１０、２１０不純物（リン）１１１、２１１ｎ、２１１ｐチャネル領域１１２、２１２ｎ、２１２ｐソース領域１１３、２１３ｎ、２１３ｐドレイン領域１１４、１１５、２１４、２１５ＬＤＤ領域２１６不純物（ボロン）１１６、２１７層間絶縁膜１１７ソース電極１１８画素電極２１８、２１９、２２０電極・配線１１９画素ＴＦＴ２２１Ｎチャネル型ＴＦ
Ｔ２２２Ｐチャネル型ＴＦ
Ｔ

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号ＦＩテーマコート゛(参考）Ｈ０１Ｌ 21/336 Ｈ０１Ｌ 29/78 ６２７Ｇ 29/786 Ｆターム(参考） 2H092 JA25 KA04 MA08 MA27 MA29 MA30 NA24 5C094 AA43 AA44 BA03 BA43 CA19 EA04 EA07 GB10 5F052 AA02 AA24 BB07 DA02 DB03 DB07 FA06 FA19 JA01 5F110 AA01 AA16 AA17 BB02 BB04 BB09 BB10 BB11 CC02 DD02 DD13 EE01 EE04 EE14 EE44 FF02 FF30 GG01 GG02 GG06 GG13 GG25 GG33 GG35 GG45 HJ01 HJ04 HJ12 HJ23 HL03 HL04 HL07 HL12 HM13 HM15 NN03 NN04 NN23 NN24 NN35 PP01 PP02 PP03 PP04 PP05 PP06 PP29 PP34 PP36 QQ11 QQ28 5G435 AA17 BB12 CC09 KK05 KK09 KK10

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】非晶質な半導体の薄膜を基板上に形成す
る工程と、前記半導体の結晶化を助長する触媒元素を前
記薄膜に導入する工程と、前記半導体と前記触媒元素と
の化合物を形成し、前記化合物から結晶核を発生させる
工程と、前記結晶核を核として結晶を成長させる工程
と、を少なくとも有する多結晶半導体薄膜の製造方法で
あって、非晶質な前記半導体薄膜は、前記半導体の１元素に対し
て２または３の水素元素が結合した結合水素を有する
か、または前記半導体の格子間において前記半導体の元
素と結合していない非結合水素を有する、多結晶半導体
薄膜の製造方法。
【請求項２】非晶質な前記半導体薄膜は、前記結合水
素または非結合水素の濃度が、０．５atom％以上１５at
om％以下の範囲内にある、請求項１に記載の多結晶半導
体薄膜の製造方法。
【請求項３】非晶質な半導体の薄膜を基板上に形成す
る工程と、前記半導体の結晶化を助長する触媒元素を前
記薄膜に導入する工程と、前記半導体と前記触媒元素と
の化合物を形成し、前記化合物から結晶核を発生させる
工程と、前記結晶核を核として結晶を成長させる工程
と、を少なくとも有する多結晶半導体薄膜の製造方法で
あって、非晶質な前記半導体薄膜は、ＦＴ−ＩＲ（フーリエ変換
−赤外吸収分光法）スペクトルにおいて、前記半導体元
素と水素元素との結合による伸縮モードのピーク波長が
２００５ｃｍ^-1以上２０７０ｃｍ^-1以下の範囲内にあ
る、多結晶半導体薄膜の製造方法。
【請求項４】非晶質な半導体の薄膜を基板上に形成す
る工程と、前記半導体の結晶化を助長する触媒元素を前
記薄膜に導入する工程と、前記半導体と前記触媒元素と
の化合物を形成し、前記化合物から結晶核を発生させる
工程と、前記結晶核を核として結晶を成長させる工程
と、を少なくとも有する多結晶半導体薄膜の製造方法で
あって、非晶質な前記半導体薄膜は、ＦＴ−ＩＲ（フーリエ変換
−赤外吸収分光法）スペクトルにおいて、前記半導体元
素と水素元素との結合による伸縮モードのピークの半値
幅が４０ｃｍ^-1以上１４０ｃｍ^-1以下の範囲内にある、
多結晶半導体薄膜の製造方法。
【請求項５】非晶質な半導体の薄膜を基板上に形成す
る工程と、前記半導体の結晶化を助長する触媒元素を前
記薄膜に導入する工程と、前記半導体と前記触媒元素と
の化合物を形成し、前記化合物から結晶核を発生させる
工程と、前記結晶核を核として結晶を成長させる工程
と、を少なくとも有する多結晶半導体薄膜の製造方法で
あって、非晶質な前記半導体薄膜は、昇温脱離ガス分析スペクト
ルにおいて、３３０℃以上４３０℃以下の範囲内に水素
ガスのピークが存在する、多結晶半導体薄膜の製造方
法。
【請求項６】前記結晶核の発生工程は、前記化合物の
形成温度よりも１００℃低い温度から前記化合物の発生
温度までの間、前記結晶核の発生数が最大となる昇温速
度以下の昇温速度で前記半導体および前記触媒元素を加
熱する工程を少なくとも含む、請求項１から５のいずれ
か１項に記載の多結晶半導体薄膜の製造方法。
【請求項７】前記結晶成長工程は、前記結晶核から柱
状半導体結晶を成長させて、複数の前記柱状半導体結晶
から構成されたドメインを形成する工程を含み、前記多結晶半導体薄膜は、それぞれが複数の柱状半導体
結晶から構成され、同一面内において曲折または枝分か
れした複数のドメインを含み、前記複数のドメインは、
隣接するドメイン間において結晶方位が実質的に同じ領
域を形成する、請求項１から６のいずれか１項に記載の
多結晶半導体薄膜の製造方法。
【請求項８】前記結晶核の発生密度が０．５×１０^-2
個／μｍ²よりも大きい、請求項１から７のいずれか１
項に記載の多結晶半導体薄膜の製造方法。
【請求項９】前記結晶成長工程は、ＲＴＡ（ラピッド
サーマルアニール）処理により行われる、請求項１から
８のいずれか１項に記載の多結晶半導体薄膜の製造方
法。
【請求項１０】前記触媒元素が、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐｄ、
Ｐｔ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｉｎ、Ｓｎ、ＡｌおよびＳｂ
からなる群から選ばれた一種または二種以上の元素であ
る、請求項１から９のいずれか１項に記載の多結晶半導
体薄膜の製造方法。
【請求項１１】前記触媒元素として少なくともＮｉを
用いる、請求項１０に記載の多結晶半導体薄膜の製造方
法。
【請求項１２】前記触媒元素導入工程において、前記
薄膜または前記基板の表面に、表面濃度が１×１０¹²ａ
ｔｏｍｓ／ｃｍ²以上１×１０¹⁴ａｔｏｍｓ／ｃｍ²以
下の範囲内になるように前記触媒元素が導入される、請
求項１０に記載の多結晶半導体薄膜の製造方法。
【請求項１３】前記触媒元素導入工程は、前記触媒元
素を含む溶液をスピンコート法により前記薄膜上に塗布
する工程を含む、請求項１０に記載の多結晶半導体薄膜
の製造方法。
【請求項１４】前記触媒元素を含む溶液は、水、メタ
ノール、エタノール、ｎ−プロパノール、ｉ−プロパノ
ールおよびアセトンからなる群から選ばれた少なくとも
一種を含む、請求項１３に記載の多結晶半導体薄膜の製
造方法。
【請求項１５】前記触媒元素がＮｉであって、前記触
媒元素を含む溶液が酢酸ニッケルを含む、請求項１４に
記載の多結晶半導体薄膜の製造方法。
【請求項１６】前記触媒元素導入工程は、ＤＣスパッ
タリング法により行われる、請求項１０に記載の多結晶
半導体薄膜の製造方法。
【請求項１７】前記結晶成長工程によって結晶化され
た多結晶半導体薄膜が微小な非晶質領域を含む、請求項
１から１６のいずれか１項に記載の多結晶半導体薄膜の
製造方法。
【請求項１８】前記微小な非晶質領域に対して強光照
射を行なう工程を含む、請求項１７に記載の多結晶半導
体薄膜の製造方法。
【請求項１９】前記強光として波長４００ｎｍ以下の
エキシマレーザ光を用い、前記薄膜表面におけるエネル
ギー密度が２００ｍＪ／ｃｍ²以上４５０ｍＪ／ｃｍ²
以下の範囲内で照射を行なう、請求項１８に記載の多結
晶半導体薄膜の製造方法。
【請求項２０】前記結晶成長工程の後に、熱酸化処理
を行なう工程を含む、請求項１から１９のいずれか１項
に記載の多結晶半導体薄膜の製造方法。
【請求項２１】請求項１から２０のいずれか１項に記
載の多結晶半導体薄膜の製造方法によって得られた多結
晶半導体薄膜から複数のスイッチング素子を形成する工
程を含む、半導体装置の製造方法。
【請求項２２】請求項２１に記載の半導体装置の製造
方法によって得られた半導体装置を備える基板を用意す
る工程を含む、液晶表示装置の製造方法。