JP2662396B2 - 結晶性堆積膜の形成方法 - Google Patents
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Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は結晶性堆積膜の形成方法に係り、特に堆積面
材料の種類による堆積材料の核形成密度の差を利用して
作成される単結晶乃至粒径が制御された多結晶の堆積膜
の形成方法に関する。 本発明は、例えば半導体集積回路、光集積回路、磁気
回路等の電子素子、光素子、磁気素子、圧電素子或いは
表面音響素子等に使用される単結晶や多結晶等の結晶性
堆積膜の形成に適用される。 〔従来技術及びその問題点〕 従来、半導体電子素子や光素子等に用いられる単結晶
薄膜は、単結晶基板上にエピタキシヤル成長させる事で
形成されていた。例えば、Si単結晶基板（シリコンウエ
ハ）上には、Si,Ge,GaAs等を液相、気相又は固相からエ
ピタキシヤル成長することが知られており、またGaAs単
結晶基板上にはGaAs,GaAlAs等の単結晶がエピタキシヤ
ル成長することが知られている。このようにして形成さ
れた半導体薄膜を用いて、半導体素子および集積回路、
半導体レーザやLED等の発光素子等が作製される。 又、最近、二次元電子ガスを用いた超高速トランジス
タや、量子井戸を利用した超格子素子等の研究開発が盛
んであるが、これらを可能にしたのは、例えば超高真空
を用いたMBE（分子線エピタキシー）やMOCVD（有機金属
化学気相法）等の高精度エピタキシヤル技術である。 この様な単結晶基板上のエピタキシヤル成長では、基
板の単結晶材料とエピタキシヤル成長層との間に、格子
定数と熱膨張係数とを整合をとる必要がある。例えば、
絶縁物単結晶基板であるサフアイア上にSi単結晶薄膜を
エピタキシヤル成長させる事は可能であるが、格子定数
のずれによる界面での結晶格子欠陥及びサフアイアの成
分であるアルミニウムのエピタキシヤル層への拡散等が
電子素子や回路への応用上の問題となっている。 この様に、エピタキシヤル成長による従来の単結晶薄
膜の形成方法は、その基板材料に大きく依存する事が分
る。Mathews等は、基板材料とエピタキシヤル成長層と
の組合せを調べている（EPITAXIAL GROWTH.Academic Pr
ess,New York,1975 ed.by J.W.Mathews）。 また、基板の大きさは、現在Siウエハで６インチ程度
であり、GaAs、サフアイア基板の大型化は更に遅れてい
る。加えて、単結晶基板は製造コストが高いために、チ
ツプ当りのコストが高くなる。 このように、従来の方法によって、良質な素子が作製
可能な単結晶層を形成するには、基板材料の種類が極め
て狭い範囲に限定されるという問題点を有していた。 一方、半導体素子を基板の法線方向に積層形成し、高
集積化および多機能化を達成する三次元集積回路の研究
開発が近年盛んに行われており、また安価なガラス上に
素子をアレー状に配列する太陽電池や液晶画素のスイツ
チングトランジスタ等の大面積半導体装置の研究開発も
年々盛んになりつつある。 これら両者に共通することは、半導体薄膜を非晶質絶
縁物上に形成し、そこにトランジスタ等の電子素子を形
成する技術を必要とすることである。その中でも特に、
非晶質絶縁物上に高品質の単結晶半導体を形成する技術
が望まれている。 一般的に、SiO2等の非晶質絶縁物基板上に薄膜を堆積
させると、基板材料の長距離秩序の欠如によって、堆積
膜の結晶構造は非晶質又は多結晶となる。ここで非晶質
膜とは、最近接原子程度の近距離秩序は保存されている
が、それ以上の長距離秩序はない状態のものであり、多
結晶膜とは、特定の結晶方位を持たない単結晶粒が粒界
で隔離されて集合したものである。 例えば、SiO2上にSiをCVD法によって形成する場合、
堆積温度が約600℃以下であれば非晶質シリコンとな
り、それ以上の温度であれば粒径が数百〜数千Åの間で
分布した多結晶シリコンとなる。但し、多結晶シリコン
の粒径及びその分布は形成方法によって大きく変化す
る。 更に、非晶質または多結晶膜をレーザや棒状ヒータ等
のエネルギビームによって溶融固化させる事によって、
ミクロンあるいはミリメートル程度の大粒径の多結晶薄
膜が得られている（Single−Crystal silicon on non−
single−crystal insulators,Journal of crystal Grow
th vol,63,No,3,October,1983 edited by G.W.Culle
n）。 このようにして形成された各結晶構造の薄膜にトラン
ジスタを形成し、その特性から電子易動度を測定する
と、非晶質シリコンでは〜0.1cm2/V・sec、数百Åの粒
径を有する多結晶シリコンでは１〜10cm2/V・sec、溶融
固化による大粒径の多結晶シリコンでは単結晶シリコン
の場合と同程度の易動度が得られている。 この結果から、結晶粒内の単結晶領域に形成された素
子と、粒界にまたがって形成された素子とは、その電気
的特性に大きな差異のあることが分る。すなわち、従来
法で得られていた非晶質上の堆積膜は非晶質又は粒径分
布をもった多結晶構造となり、そこに作製された素子
は、単結晶層に作製された素子に比べて、その性能が大
きく劣るものとなる。そのために、用途としては簡単な
スイツチング素子、太陽電池、光電変換素子等に限られ
る。 また、溶融固化によって大粒径の多結晶薄膜を形成す
る方法は、ウエハごとに非晶質又は単結晶薄膜をエネル
ギビームで走査するために、大粒径化に多大な時間を要
し、量産性に乏しく、また大面積化に向かないという問
題点を有していた。 更に、近年、ダイヤモンド薄膜成長の研究が盛んにな
りつつある。ダイヤモンド薄膜は、特に半導体としてバ
ンドギヤツプが5.5eVと広く、従来の半導体材料であるS
i,Ge,GaAs等に比べて高温（〜500℃）で動作させる事が
できる。又、キヤリア易動度は電子、正孔共にSiのそれ
を上回っており（電子1800cm2/V・sec、正孔は1600cm2/
V・sec）、熱伝導度も非常に高い。このために、発熱量
の大きい大消費電力型の半導体素子への応用が有望視さ
れている。 しかしながら、従来では、気相成長によって、ダイヤ
モンド基板上にダイヤモンド薄膜をエピタキシヤル成長
させた報告はあるが（N.Fujimoto,T.Imai and A.Doi Pr
o.of Int.Couf.IPAT）、ダイヤモンド基板以外の基板上
にヘテロエピタキシヤル成長させた成功例の報告はな
い。 一般的には、マイクロ波による励起を利用し、CH4の
炭化水素系のガスを用い、熱フイラメントや電子線照射
によりダイヤモンド核を生成するのであるが、一般に核
形成密度が低く、連続な薄膜にはなりにくい。たとえ連
続薄膜となったとしても粒径分布が大きい多結晶構造で
あり、半導体素子への応用には困難がある。 また、ダイヤモンド基板を用いる限り、当然高価格と
なり、大面積化にも問題があり、実用化には適さない。 以上延べたように、従来の結晶成長方法およびそれに
よって形成される結晶では、三次元集積化や大面積化が
容易ではなく、デバイスへの実用的な応用が困難であ
り、優れた特性を有するデバイスを作製するために必要
とされる単結晶および多結晶等の結晶を容易に、かつ低
コストで形成することができなかった。 他方、従来、機能性膜、殊に結晶質の半導体膜は、所
望される物理的特性や用途等の視点から個々に適した成
膜方法が採用されている。 例えば、必要に応じて、水素原子（Ｈ）やハロゲン原
子（Ｘ）等の補償剤で不対電子が補償された非晶質や多
結晶質の非単結晶シリコン〔以後「NON−Si（H,X）」と
略記し、その中でも殊に非晶質シリコンを示す場合には
「Ａ−Si（H,X）」、多結晶質シリコンを示す場合には
「poly−Si（H,X）」と記す。〕膜等のシリコン系堆積
膜〔尚、俗に言う微結晶シリコンは、Ａ−Si（H,X）の
範囲のものであることはいうまでもない。〕の形成に
は、真空蒸着法，プラズマCVD法，熱CVD法，反応スパツ
タリング法，イオンプレーテイグ法，光CVD法などが試
みられており、一般的にはプラズマCVD法が至適なもの
として用いられ、企業化もされているところである。 而乍ら、従来から一般化されているプラズマCVD法に
よるシリコン系堆積膜の形成における反応プロセスは、
従来のCVD法に比較してかなり複雑であり、その反応機
構も不明な点が多々ある。又その堆積膜の形成パラメー
ターも、例えば基体温度，導入ガスの流量と比，形成時
の圧力，高周波電力，電極構造，反応容器の構造，排気
の速度，プラズマ発生方式などが多くあり、これらの多
くのパラメータの組み合せによるため、時にはプラズマ
が不安定な状態になり、形成された堆積膜に著しい悪影
響を与えることが少なくなかった。そのうえ装置特有の
パラメータを装置ごとに選定しなければならず、したが
って製造条件を一般化することがむずかしいというのが
実状であった。 又、プラズマCVD法において結晶質のシリコン系堆積
膜を形成する場合には、成膜用の基体の配されている成
膜空間に於いて高出力の高周波或いはマイクロ波等によ
ってプラズマを生成させるため、これにより生成する電
子や多数のイオン種が成膜過程に於いて膜にダメージを
与え、膜品質の低下，膜品質の不均一化をもたらしてし
まったりする。その上、堆積膜の結晶化の条件が狭く、
したがって特性の安定した多結晶質の堆積膜を生成する
ことは困難とされている。 ところで、シリコン，ゲルマニウム,II−VI族及びIII
−Ｖ族の半導体等のエピタキシヤル堆積膜の形成には、
大きく分けて気相エピタキシー及び液相エピタキシーが
用いられている（一般にエピタキシーの厳密な定義とし
ては、単結晶上へその単結晶軸と結晶軸のそろった単結
晶を成長させることであるが、ここではやや広義にエピ
タキシーを解釈することにし、単結晶基板上への成長に
限られるものではない）。 液相エピタキシーは、溶かして液体にした金属の溶媒
中に半導体用の原料を高温で過飽和状態まで溶解させ、
溶解を冷却させることにより基板上に半導体結晶を析出
させる方法である。この方法によると、結晶は各種のエ
ピタキシー技術の中でも最も熱平衡に近い状態で作成さ
れる為、完全性の高い結晶が得られる反面、量産性が悪
く表面状態が悪い為、薄くかつ厚さが均一なエピタキシ
ヤル層を必要とする光デバイスなどでは、デバイス製作
上の歩留りやデバイスの特性に影響を及ぼす等の問題を
ともなうことから、あまり用いられていない。 他方、気相エピタキシーは真空蒸着法，スパツタリン
グ法などの物理的方法又は金属塩化物の水素還元法，有
機金属又は金属水素化物の熱分解法などの化学的方法等
により試みられている。中でも真空蒸着法の一種である
分子線エピタキシーは超高真空下でのドライプロセスで
ある為、結晶の高純度化，低温成長が可能であり、組成
や濃度の制御性が良く比較的平坦な堆積膜が得られると
いう利点があるが、成膜装置に甚大な費用がかかること
に加えて、表面欠陥密度が大きいこと、そして分子線の
指向性の有効な制御法が未開発であり、そしてまた大面
積化が困難であること及び量産性があまり良くないなど
多くの問題があることから、企業化されるには至ってい
ない。 金属塩化物の水素還元性あるいは有機金属又は金属水
素化物の熱分解法は、一般的にはハライドCVD法，ハイ
ドライドCVD法,MO−CVD法と呼ばれるものであり、これ
らについては成膜装置が比較的容易に作製でき、原料と
される金属塩化物，金属水素化物及び有機金属について
純度の高いものが容易に入手出来るようになったことか
ら、現在では幅広く研究され各種デバイスへの応用も検
討されている。 而乍ら、これらの方法にあっては、基体温度を還元反
応又は熱分解反応が起る程度以上の高温に加熱する必要
があり、したがって基体材料の選択範囲が制限され、又
原料の分解が不十分であると炭素あるいはハロゲン等の
不純物による汚染が惹起されやすく、ドーピングの制御
性が悪いなどの欠点を有している。そしてまた堆積膜の
応用用途によっては、大面積化，膜厚均一化，膜品質の
均一性を十分満足させ、しかも高速成膜によって再現性
のある量産化を図るという要望があるところ、そうした
要望を満足する実用可能な特性を維持しながらの量産化
を可能にする技術は、未だ確立されていないのが実情で
ある。 ［目 的］ 本発明の主たる目的は、上記従来の問題点を解決した
結晶性堆積膜の形成方法を提供することである。本発明
の別の目的は下地材料に制約されることなく、たとえば
基板の材料、構成、大きさ等に制約されることなく、粒
界を含まない単結晶および粒界制御された多結晶等の良
質の結晶の形成方法を提供することにある。 本発明の更に別の目的は、特別な装置を用いず、簡単
な工程で効率良く上記結晶を形成する方法を提供するこ
とにある。 本発明の更に別の目的は、省エネルギー化を図ると同
時に膜品質の管理が容易で大面積に亘って所望の特性の
半導体性の結晶質の堆積膜が得られる堆積膜形成法を提
供することにある。 本発明の更に他の目的は、生産性，量産性に優れ、高
品質で電気的，光学的，半導体的等の物理特性に優れた
結晶質の堆積膜を簡便にして効率的に形成できる堆積膜
形成法を提供する事にある。 〔問題点を解決するための手段〕 前記目的を達成する本発明の結晶性堆積膜の形成方法
は、堆積膜形成用の気体状原料物質と該原料物質に酸化
作用をする性質を有する気体状ハロゲン系酸化剤を、核
形成密度の小さい非核形成面（SNDS）と、単一核のみよ
り結晶成長するに充分小さい面積を有し、前記非核形成
面（SNDS）の核形成密度（NDS）より大きい核形成密度
（NDL）を有する核形成面（SNDL）とを隣接して配され
た自由表面を有する気体が予め配されている成膜空間内
に導入して接触させることで励起状態の前駆体を含む複
数の前駆体を生成し、これらの前駆体のうち少なくとも
１つの前駆体を堆積構成要素の供給源として、前記核形
成面（SNDL）に単一の核を形成し、該核より単結晶を成
長させることを特徴とする。 〔作 用〕 前記構成の本発明の堆積膜の形成方法は、堆積膜形成
用の原料ガスに放電エネルギー等を作用させてプラズマ
放電を形成する従来のプラズマCVD法に代えて、気体状
ハロゲン系酸化剤を用いることによりプラズマ反応を介
することなく堆積膜を形成することを１つの特徴として
おり、このことにより成膜中のエツチングあるいは異常
放電等による悪影響を受けることがない。 また、本発明の堆積膜の形成方法は、堆積膜の構成元
素となる気体状原料物質と気体状ハロゲン系酸化剤との
酸化還元反応を利用し、堆積に高温を必要としない為、
熱による構造の乱れがなく、生産時に於ける加熱設備と
その稼動に伴なう経費が不用であり、デバイスの低コス
ト化が可能である。そして耐熱性に依らない広範囲な基
本材料の選択が可能となる。 又、本発明の堆積膜の形成方法は、気体状原料物質と
その気体状ハロゲン系酸化剤の反応が吸着分子に関して
進行させ堆積膜とする為、基体の形状，大きさに依らず
大面積化が可能であると同時に、原料もごくわずかであ
り成膜空間を小さくできる為、収率を飛躍的に向上させ
る事が出来る。 また、本発明の堆積膜形成法は、結晶成長の核を任意
に基体上に配することで結晶粒の大きさを決定でき、目
的に合わせた特性の結晶質の堆積膜を所望の領域に堆積
することが出来る。 又、前述のごとき構成の本発明の堆積膜形成法によれ
ば、堆積膜形成における省エネルギー化を図ると同時
に、膜品質の管理が容易で大面積に亘って均一な膜質及
び特性を有する良好な結晶質の堆積膜の形成が可能とな
る。更に生産性及び量産性に優れ、高品質で電気的，光
学的，半導体的等の諸特性に優れた結晶質の堆積膜を効
率的に得ることができる。 〔実施態様例の説明〕 本発明の堆積膜の形成方法に於いて、使用される堆積
膜形成用の気体状原料物質（以下、「気体状原料物質
（Ｉ）」とする）は、気体状ハロゲン系酸化剤（以下、
「ハロゲン系酸化剤（II）」とする）との接触により酸
化作用をうけるものであり、目的とする堆積膜の種類，
特性，用途等によって所望に従って適宜選択される。本
発明の方法に於いては、上記の気体状原料物質（Ｉ）及
びハロゲン系酸化剤（II）は、導入される際に気体状と
なっているものであればよく、通常の場合、気体であっ
ても液体であってもあるいは固定であってもよい。気体
状原料物質（Ｉ）あるいはハロゲン系酸化剤（II）が通
常状態において液体又は固体である場合には、Ar,He,
N2,H2等のキヤリアーガスを使用し、必要に応じて加熱
しながらバブリングを行って、成膜空間内に気体状とし
て導入する。 成膜空間内に導入された気体状原料物質と該原料物質
に酸化作用をする性質を有する気体状ハロゲン系酸化剤
は、互いに化学的に接触することで励起状態の前駆体を
含む複数の前駆体を生成し、これらの前駆体のうち少な
くとも１つの前駆体が堆積膜構成要素の供給源として、
堆積膜の形成が実行される（この様な成膜方法を以後
「FOCVD」と称す）。 この際、上記気体状原料物質（Ｉ）又はハロゲン系酸
化剤（II）の導入圧は、キヤリヤーガスの流量あるいは
気体状原料物質（Ｉ）及びハロゲン系酸化剤（II）の蒸
気圧を調節することにより設定される。気体状原料物質
（Ｉ）あるいはハロゲン系酸化剤（II）が通常状態で気
体である場合には、必要に応じてAr,He,N2,H2等のキヤ
リヤーガスによって希釈して導入することもできる。 本発明の方法に於いて使用される気体状原料物質
（Ｉ）としては、例えば周期律表第IV族に属するシリコ
ンの堆積膜を得るのであれば、直鎖状及び分岐状の鎖状
シラン化合物、環状シラン化合物等を有効なものとして
挙げることができる。 その様な気体状原料物質（Ｉ）としては、例えば具体
的には、直鎖状シラン化合物としてはSinH2n+2（ｎ＝1,
2,3,4,5,6,7,8）、分岐状鎖状シラン化合物としてはSiH
3SiH（SiH3）SiH2SiH3、環状シラン化合物としてはSinH
2n（ｎ＝3,4,5,6）等が挙げられる。 勿論、これ等のシリコン系化合物は１種のみならず２
種以上混合して使用することもできる。 本発明の方法に於いて使用されるハロゲン系酸化剤
（II）は、成膜空間内に導入される際気体状とされ、同
時に堆積膜形成用の気体状原料物質（Ｉ）に接触するだ
けで効果的に酸化作用をする性質を有するもので、F2,C
l2,Br2,I2,ClF等のハロゲンガスを有効なものとして挙
げることができる。 これ等の気体状原料物質（Ｉ）及びハロゲン系酸化剤
（II）は気体状で堆積膜形成用の気体が配されている成
膜空間に所望の流量と供給圧を与えられて導入される。
成膜空間に導入された両者は衝突することで化学反応を
生起し、前記ハロゲン系酸化剤（II）が前記気体状原料
物質（Ｉ）に酸化作用をして成膜する堆積膜の結晶核と
なる材料を生起し、基体表面に設けてある核形成面に選
択的に単一の核のみが形成され、該核が成長して単結晶
性の堆積膜を基体上に形成する事が出来る。 又、単結晶同志が隣接した多結晶も容易に得ることが
出来る。この様な本発明の堆積膜形成プロセスはより効
率良く、より省エネルギー化で進行し、膜全面に亘って
所望の良好な物理特性を有する結晶性の堆積膜が従来よ
りも低い基体温度で形成される。 本発明の方法に於いては、堆積膜形成プロセスが円滑
に進行し高品質で所望の物理特性を有する膜が形成され
るべく、成膜因子としての堆積膜形成用の原料物質
（Ｉ）及びハロゲン系酸化剤（II）の種類と組み合せ、
反応時の圧力，ガス流量，成膜空間内圧，基体の種類，
成膜温度（基体温度及び雰囲気温度）が所望に応じて適
時選択される。これ等の成膜因子は有機的に関連し、単
独で決定されるものではなく相互関連の下に夫々に応じ
て決定される。本発明の方法に於いて、成膜空間に導入
される堆積膜形成用の気体状原料物質（Ｉ）と気体状ハ
ロゲン系酸化剤（II）との吸着と反応のプロセスは、上
記成膜因子のうち関連する成膜との関係に於いて適宜所
望に従って決められる。 本発明の堆積膜形成に於ける圧力は適宜設定され、好
ましくは１×10-7〜10Torr、より好ましくは１×10-4〜
1Torrが望ましい。 本発明の方法において、所望の結晶質の堆積膜を選択
的に形成させる為には、あらかじめ結晶核が選択的に形
成し得る材料を基体表面に目的に応じた形で配置する必
要がある。 結晶形成面形成材料の種類による結晶形成材料の核形
成密度の差を利用して、基体上に所望のパターンで核形
成面を離散的に配置しておくことによって、選択的に所
望の結晶質の堆積膜を成膜することができる。 例えば、シリコン単結晶をシリコン酸化膜で覆って選
択的に下地シリコン単結晶を露出したもの、或いはシリ
コン結晶の成長性の小さいSiO2基体上のシリコン薄膜を
微小面積で選択的に配置したものが使用される。さらに
前述の様にこのシリコン結晶の代わりにシリコンと異な
る種類の結晶を核として使用できるが、これらの結晶の
材料には次の様な条件が必要である。 1. 基体表面の結晶材料の格子定数が堆積膜の格子定数
と一致しているか、きわめて近いこと。 2. 基体表面の結晶材料と堆積膜の熱膨張係数が一致し
ているか、きわめて近いこと。 故に、結晶質Siの堆積膜を得る為に適当な基体の表面
を構成すべき材料としてはGaF2,ZnS,Yb,Mn3Ga,NaCoF3,N
i3Sn,Fe3C,NiTex（ｘ＜0.7）,CoMnO3,NiMnO3,MaZn3,CuC
l,Alp,Siなどが挙げられる。 更に前述の２つの条件から略々の外れた場合でも、堆
積条件をより適切に選ぶ事によって結晶質の堆積膜を得
る事も可能であり、本発明の堆積膜形成法は上述の材料
に限定されるものではない。 例えば、本発明に於いてSi結晶を得る為に用いられる
基体としては、例えばSiO2膜上にSi3N4を離散的に配置
したもの、或いはSi3N4膜上をSiO2で覆い、部分的に下
地Si3N4を露出させたものが使用される。 これはシリコン結晶核がSi3N4上で生成し易く、SiO2
上で生成し難い性質を利用したもので、本発明の堆積形
成法に於いては核形成の生成に難易差を有する材料であ
れば非晶質，結晶質に依らず使用することが可能であ
る。 成膜時の基体温度（TS）は、形成する堆積膜の種類及
び用いる基板の種類により適宜設定される。 次に本発明をより良く理解するために、金属や半導体
の一般的な薄膜形成過程を説明する。 堆積面が飛来する原子と異なる種類の材料、特に非晶
質材料である場合、飛来する原子は基板表面を自由に拡
散し、又は再蒸発（脱離）する。そして原子同志の衝突
の末、核が形成され、その自由エネルギＧが最大となる
ような核（臨界核）の大きさrc（＝−２σ0/gv）以上に
なると、Ｇは減少し、核は安定に三次元的に成長を続
け、島状となる。rcを越えた大きさの核を「安定核」と
呼び以降の本発明の基本的な説明に於いて、何等断わる
ことなしに「核」と記した場合は、この「安定核」を示
すものとする。 また、「安定核」の中ｒの小さいものを「初期核」と
呼ぶ。核を形成することによって生ずる自由エネルギＧ
は、 Ｇ＝４πｆ（θ）（σ0r2＋1/3・gv・r3） ｆ（θ）＝1/4（２−3cosθ＋cos2θ） ただし、 r:核の曲率半径 θ：核の接触角 gv:単位堆積当りの自由エネルギ σ0:核と真空間の表面エネルギ と表わされる。Ｇの変化の様子を第１図に示す。同図に
おいて、Ｇが最大値であるときの安定核の曲率半径がrc
である。 このように核が成長して島状になり、更に成長して島
同志の接触が進行し、場合によっては合体が起こり、網
目状構造を経て最後に連続膜となって基板表面を完全に
覆う。このような過程を経て基板上に薄膜が堆積する。 上述したような堆積過程において、基板表面の単位面
積当りに形成される核の密度、核の大きさ、核形成速度
は、堆積の系の状態で設定され、特に飛来原子と基板表
面物質との相互作用が重要な因子となる。また、堆積物
質と基板との界面の界面エネルギの結晶面に対する異方
性によってある特定の結晶方位が基板に平行に成長する
が、基板が非晶質である場合には、基板平面内での結晶
方位は一定ではない。このために、核あるいは島同志の
衝突により粒界が形成され、特にある程度の大きさ以上
の島同志の衝突であれば合体が起きるとそのまま粒界が
形成される。形成された粒界は固相では移動しにくいた
めに、その時点で粒径が決定される。 次に、堆積面上に選択的に堆積膜を形成する選択堆積
法について述べる。選択堆積法とは、表面エネルギ、付
着係数、脱離係数、表面拡散速度等という薄膜形成過程
での核形成を左右する因子の材料間での差を利用して、
基板上に選択的に薄膜を形成する方法である。 第２図（Ａ）および（Ｂ）は選択堆積法の説明図であ
る。まず同図（Ａ）に示すように、基板１上に、基板１
と上記因子の異なる材料から成る薄膜２を所望部分に形
成する。そして、適当な堆積条件によって適当な材料か
ら成る薄膜の堆積を行うと、薄膜３は薄膜２上にのみ成
長し、基板１上には成長しないという現象を生じさせる
ことができる。この現象を利用することで、自己整合的
に成形された薄膜３を成長させることができ、従来のよ
うなレジストを用いたリソグラフイ工程の省略が可能と
なる。 この様な選択形成法による堆積を行う事ができる材料
としては例えば基板１としてSiO2、薄膜２としてSi,GaA
s,窒化シリコン，そして堆積させる薄膜３としてSi,W,G
aAs,InP等がある。 第３図は、SiO2の堆積面と窒化シリコンの堆積面との
核形成密度（ND）の経時変化を示すグラフである。 同グラフが示すように、堆積を開始して間もなくSiO2
上での核形成密度（ND）は103cm-2以下で飽和し、20分
後でもその値はほとんど変化しない。 それに対して窒化シリコン（Si3N4）上では、約４×1
05cm-2で一旦飽和し、それから10分ほど変化しないが、
それ以降は急激に増大する。なお、この測定例では、Si
Cl4ガスをH2ガスで稀釈し、圧力175Torr、温度1000℃の
条件下でCVD法により堆積した場合を示している。 この様な現象は、SiO2および窒化シリコンの材料表面
のSiに対する吸着係数、離脱係数、表面拡散係数等の差
によるところが大きいが、Si原子自身によってSiO2が反
応し、蒸気圧が高い一酸化シリコンが生成される事でSi
O2自身がエツチングされ、他方窒化シリコン上ではこの
様なエツチング現象は生じないということも選択堆積を
生じさせる原因となっていると考えられる（T.Yonehar
a,S.Yoshioka,S.Miyazawa journal of Applied Physics
53,6839,1982）。 このように堆積面の材料としてSiO2および窒化シリコ
ンを選択し、堆積材料としてシリコンを選択すれば、同
グラフに示すように充分に大きな核形成密度差（ΔND）
を得ることができる。なお、ここでは堆積面の材料とし
てSiO2が望ましいが、これに限らすSiOx（０＜ｘ＜２）
であっても充分実用的な核形成密度差（△ND）を得るこ
とができる。 勿論、これらの材料に限定されるものではなく、核形
成密度の差（△ND）が同グラフで示すように核の密度で
103倍以上であれば十分であり、後に例示するような材
料によっても堆積膜の十分な選択形成を行うことができ
る。 この核形成密度差（△ND）を得る他の方法としては、
SiO2面に局所的にSiやＮ等をイオン注入して過剰にSiや
Ｎ等を有する領域を形成してもよい。 本発明は、このような核形成密度差（△ND）に基く、
選択的堆積法を利用するものであって、堆積面の材料よ
り核形成密度の十分大きい異種材料から成る堆積面を単
一の核だけが成長するように十分微細に形成することに
よって、その微細な異種材料の存在する箇所だけに単結
晶をせ託的に成長させるものである。 なお、単結晶の選択的成長は、堆積面表面の電子状
態、特にダングリングボンドの状態によって決定される
ために、核形成密度の材料（たとえばSiO2）はバルク材
料である必要はなく、任意の材料や基板等の表面のみに
形成されて上記堆積面を成していればよい。 以下、本発明を図面に基づいて詳細に説明する。 第４図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明による結晶の形成方
法の第１実施態様例を示す形成工程図であり、第５図
（Ａ）および（Ｂ）は、第４図（Ａ）および（Ｄ）にお
ける基板の斜視図である。 まず、第４図（Ａ）及び第５図（Ａ）に示すように、
基板４上に、選択核形成を可能にする核形成密度の小さ
い薄膜５〔非核形成面（SNDS）〕を形成し、その上に核
形成密度の小さい薄膜５を形成する材料とは異種の材料
を薄く堆積させ、リソグラフイ等によってパターニング
する事で異種材料から成る核形成面（SNDL）（又は「Se
ed」と呼ぶ）６を十分微細に形成する。但し基板４の大
きさ、結晶構造及び組成は任意のものでもよく、通常の
半導体技術で作成した機能素子が形成された基板であっ
てもよい。また異種材料から成る核形成面（SNDL）６と
は、上述した様にSiやＮ等を薄膜５にイオン注入して形
成される過剰にSiやＮ等を有する変質領域も含めるもの
とする。 次に、FOCVD法で適当な堆積条件を選択することによ
って結晶性堆積膜を形成する。即ち、先ず核形成面（S
NDL）６だけに薄膜材料の単一の核が形成される。核形
成面（SNDL）６の大きさは、材料の種類によって異なる
が、数ミクロン以下であればよい。更に核は単結晶構造
を保ちながら成長し、第４図（Ｂ）に示すように島状の
単結晶粒７となる。島状の単結晶粒７が形成されるため
には、すでに述べたように、薄膜５上で全く核形成が起
こらないように条件を決めることが望ましいものであ
る。 島状の単結晶粒７は単結晶構造を保ちながら核形成面
（SNDL）６を中心にして更に成長し（later alovergrow
th）、同図（Ｃ）に示すように薄膜５全体を覆うことが
出来る（単結晶7A）。 続いて、必要に応じてエツチング又は研磨によって単
結晶7Aを平坦化し、第４図（Ｄ）及び第５図（Ｂ）に示
す様に、所望の素子を形成する事ができる単結晶層８が
薄膜５上に形成される。 この様に非核形成面（SNDS）を形成する薄膜５が基板
４上に形成されている為に、支持体となる基板４は任意
の材料を使用する事ができる。更にの様な場合には基板
４に通常の半導体技術によって機能素子等が形成された
ものであっても、その上に容易に単結晶層８を形成する
事ができる。 なお、上記実施態様例では非核形成面（SNDS）を薄膜
５で形成したが、勿論第６図に示すように、選択核形成
を可能にする核形成密度（ND）の小さい材料から成る基
板をそのまま用いて、核形成面（SNDL）を所望に応じた
任意位置に設けて、単結晶層を同様に形成してもよい。 第６図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明の第二実施態様例を
す示す結晶の形成工程図である。同図に示すように、選
択核形成を可能にする核形成密度（ND）の小さい材料か
ら成る基板９上に、核形成密度（ND）の大きい材料から
成る核形成面（SNDL）６を十分微小に形成することで、
第一実施態様例と同様にして単結晶層８を形成すること
ができる。 第７図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明による結晶の形成方
法の第三実施態様例を示す形成工程図であり、第８図
（Ａ）及び（Ｂ）は、第７図（Ａ）および（Ｄ）におけ
る基板の斜視図である。 第７図（Ａ）および第８図（Ａ）に示すように、非晶
質絶縁物基板11上に、距離ｌを隔てて上記選択核形成を
可能とする基板11とは異種の材料で核形成面（SNDL）12
−1,12−２を十分に小さく配置する。この距離ｌは、た
とえば半導体素子又は素子群を形成するために必要とさ
れる単結晶領域の大きさと同じか又はそれ以上に設定さ
れる。 次に、適当な結晶形成条件を選択することによって、
核形成面（SNDL）12−1,12−２だけに結晶形成材料の核
の唯一が形成される。即ち、核形成面12−1,12−２は単
一の核のみが形成される程度に十分微細な大きさ（面
積）に形成する必要がある。核形成面（SNDL）12−1,12
−２の大きさは、材料の種類によって異なるが、数ミク
ロン以下であればよい。更に、核は単結晶構造を保ちな
がら成長し、第７図（Ｂ）に示すように島状の単結晶粒
13−1,13−２となる。島状の単結晶粒13−1,13−２が形
成されるためには、すでに述べたように、基板11上の核
形成面（SNDL）以外の表面で全く核の形成が起こらない
ように条件を決めることが望ましいものである。 島状の単結晶粒13−1,13−２の基板11の法線方向の結
晶方位は、基板11の材料および核を形成する材料の界面
エネルギを最小にするように一定に決まる。なぜなら
ば、表面あるいは界面エネルギは結晶面によって異法性
を有するからである。しかしながら、すでに述べたよう
に、非晶質基板における基板面内の結晶方位は決定され
ない。 島状の単結晶粒13−1,13−２はさらに成長して、単結
晶13A−1,13A−２となり、第７図（Ｃ）に示す様に隣り
の単結晶13A−1,13A−２が互いに接触するが、基板面内
の結晶方位は一定ではないために、核形成面（SNDL）12
−１と12−２の中間位置に結晶粒界14が形成される。 続いて、単結晶13A−1,13A−２は三次元的に成長する
が、成長速度の遅い結晶面がフアセツトとして現われ
る。その為に、エツチング又は研磨によって単結晶13A
−1,13A−２の表面の平坦化を行い、更に粒界14の部分
を除去して、第７図（Ｄ）及び第８図（Ｂ）に示すよう
に粒界を含まない単結晶の薄膜15−1,15−2,15を格子状
に形成する。この単結晶薄膜15−1,15−2,15の大きさ
は、上述したように核形成面（SNDL）12の間隔ｌによっ
て決定される。すなわち、核形成面（SNDL）12の形成パ
ターンを適当に定めることによって、粒界の位置を制御
することができ、所望の大きさの単結晶を所望の配列で
形成することができる。 第９図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明の第四実施態様例を
示す結晶の形成工程図である。同図に示すように、第一
実施例と同様に所望の基板４上に、選択核形成を可能に
する核形成密度（ND）の小さい材料から成る薄膜状の非
核形成面（SNDS）５を形成し、その上に問題ｌで核形成
密度（ND）の大きい異種材料から成る核形成面（SNDL）
12を形成し、上記第三実施態様例と同様にして単結晶層
15を形成することができる。 第10図（Ａ）〜（Ｃ）は、本発明による結晶の形成方
法の第五実施態様例を示す形成工程図であり、第11図
（Ａ）及び（Ｂ）は、第10図（Ａ）及び（Ｃ）における
基板の斜視図である。 まず、第10図（Ａ）および第11図（Ａ）に示すよう
に、非晶質絶縁物基板11に所望の大きさおよび形状の凹
部16を形成し、その中に単一核のみが形成され得るに充
分微小サイズの核形成面（SNDL）12を形成する。 続いて、第10図（Ｂ）に示すように、第一実施態様例
と同様にして島状の単結晶粒13を成長させる。 そして、第10図（Ｃ）および第11図（Ｂ）に示すよう
に、単結晶粒13が凹部16を埋めるまで成長させ、単結晶
層17を形成する。 本実施例では、凹部16内に単結晶粒13が成長するため
に、平坦化および粒界部分の除去工程が不要となる。 第12図（Ａ）〜（Ｃ）は、本発明の第六実施態様例を
示す結晶の形成工程図である。同図に示すように、第一
実施態様例と同様の任意の基板４上に、選択核形成を可
能にする核形成密度（ND）の小さい材料から成る薄膜状
の非核形成面（SNDS）18を形成し、そこに所望の大きさ
および形状の凹部16を形成する。そして、その中に非核
形成面（SNDS）を形成する材料とは、異種形状であっ
て、核形成密度（ND）の大きい材料から成る核形成面
（SNDL）12を微小に形成し、第五実施態様例と同様にし
て単結晶層17を形成する。 第13図（Ａ）〜（Ｃ）は、本発明の第七実施態様例を
示す結晶の形成工程図である。所望の基板19に凹部を形
成した後、選択核形成を可能にするに充分核形成密度
（ND）の小さい材料から成る薄膜状の非核形成面
（SNDS）20を形成し、以下前記の例と同様にして単結晶
層17を形成することができる。 第14図は、本発明の第一実施態様例を用いて製造され
た多層構造の半導体電子デバイスの一例を示す概略的断
面図である。 同図において、Si又はGaAsの半導体基板1401には、通
常の製造プロセスによってトランジスタ1402やその他の
半導体素子又は光素子等が形成され、その上にCVD法や
スパツタ法によって、例えば非核形成面（SNDS）1404を
有するSiO2層1403が形成されている。そして、既に述べ
たように、単一核のみが形成され得るに十分微小な面積
を有する核形成面（SNDL）1405を有する薄膜1406を例え
ばSi3N4で形成し、該核形成面（SNDL）1405から単結晶
を成長させ、Si単結晶層1407を形成する。 続いて、単結晶層1407にトランジスタ1408やその他半
導体素子又は光素子を形成し、SiO2層1403を通して基板
1401とSi単結晶層1047とに夫々形成された素子を電気的
に接続する。こうして、たとえば第一層（基板1401）の
トランジスタ1402と第二層（単結晶層1404）のトランジ
スタ1408とを夫々MOSトランジスタとして形成し、これ
等を接続してCMOSを形成すれば、相互作用の全くないCM
OSを製造することができる。また、上記と同様の技術に
よって発光素子と、その駆動回路を一体化して形成する
こともでき、高集積化を達成することができる。 更に、本実施例を繰返すことで、SiO2層1403を挟んで
幾層にも単結晶層1407を形成することができる。容易に
多層構造の半導体電子デバイスを形成することができ
る。 第15図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明の第８実施態様例を
示す結晶の形成工程図である。 同図（Ａ）〜（Ｄ）は第７図の（Ａ）〜（Ｃ）と同じ
である。すなわち、核形成面12を間隔ｌをおいて複数個
（図では２ケ）形成し、核形成面12上にovergrowthさせ
た単結晶粒13を形成する。この単結晶粒13を更に成長さ
せて単結晶13Aを形成することによって核形成面
（SNDL）12のほぼ中央に粒界14が形成され、単結晶13A
の表面を平坦化することで第15図（Ｄ）に示すような粒
径が略々ｌに揃った多結晶層21を得ることができる。 この多結晶層21の粒径は核形成面（SNDL）12の間隔ｌ
によって決定されるために、多結晶の粒径制御が可能と
なる。従来では、多結晶の粒径は形成方法や形成温度等
の複数の要因によって変化し、且つ大きい粒径の多結晶
を作成する場合には、平成り幅をもった粒径分布を有す
るものであったが、本発明によれば核形成面12の間隔ｌ
によって制御性良く粒径及び粒径分布が決定される。 勿論、第９図に示すように、所望基板４上に核形成密
度（ND）の小さい非核形成面（SNDS）５と核形成密度
（ND）の大きい核形成面（SNDL）12−1,12−２を形成し
て、上記多結晶層21を形成してもよい。この場合は、既
に述べたように、基板材料や構造等に制約されることな
く、多結晶層21を粒径と粒径分布を制御して形成するこ
とができる。 次に、上記各実施態様例における単結晶層の又は多結
晶層の具体的形成方法を第７図に示す第３実施態様例お
よび第15図に示す第８実施態様例を中心により具体的、
より詳細に説明する。 Si単結晶ウエハを熱酸化して表面にSiO2層を形成する
事で表面が非核形成面（SNDS）化された基板11とする。
勿論、核形成密度（ND）の小さい材料である石英基板を
基板11として用いてもよいし、金属，半導体，磁性体，
圧電体，絶縁体等の任意の下地基板表面上に、スパツタ
法,CVD法，真空蒸着法等を用いてSiO2層を形成して核形
成面（SNDS）を設けてもよい。また、非核形成面
（SNDS）を形成する材料としてはSiO2が望ましいが、Si
Ox（Ｏ＜ｘ＜１）としてＸの値を変化させたものであっ
てもよい。 こうして形成されたSiO2層を表面に有する基板11のSi
O2層上に減圧気相成長法によって窒化シリコン層（例え
ばSi3N4層）又は多結晶シリコン層を堆積させ、次いで
通常のリソグラフイ技術又はＸ線、電子線若しくはイオ
ン線を用いたリソグラフイ技術で窒化シリコン層又は多
結晶シリコン層をパターニングし、好ましくは10μ以
下、より好ましくは数ミクロン以下、最適には１μｍ以
下の微小な面積を有する核形成面（SNDL）12を形成す
る。 続いて、例えば、前記したガス種の中適当なガスを選
択して使用し、FOCVD法によって上記基板11上に例えばS
i単結晶を選択的に成長させる。その際の基本温度，圧
力等は所望に応じて適宜決定されるが基板温度として
は、好ましくは100〜600℃とされるのが望ましい。 数十分程度の時間で、SiO2層上の窒化シリコン層又は
多結晶シリコン層から成る核形成面（SNDS）12を中心と
して最適の成長条件を選択することで単結晶のSiの粒13
が成長し、その大きさは数十μｍ以上に成長する。 続いてSiとSiO2との間のエツチング速度差を利用した
反応性イオンエツチング（RIE）法によって、Siのみを
選択的にエツチングして単結晶13Aの表面を平坦化する
ことで、粒径が制御された多結晶シリコン層21が形成さ
れる（第15図（Ｄ））。更に粒界部分を除去して島状の
単結晶シリコン層15が形成される（第７図（Ｄ））。な
お、単結晶粒13の表面の凹凸が大きい場合は、機械的研
摩を行った後にエツチングを行っても良い。 このようにして形成された大きさ数十μｍ以上で粒界
を含まない単結晶シリコン層15に、通常の半導体素子作
成技術によって電界効果トランジスタを形成すると、単
結晶シリコンウエハに形成したものに劣らない特性を示
す。 また、隣接する単結晶シリコン層15同志はSiO2等の電
気的絶縁物によって電気的に分離しておけば、相補型電
界効果トランジスタ（Ｃ−MOS）を形成しても、相互の
干渉を防止することが出来る。また、形成する素子の活
性層の厚さが、Siウエハを用いた場合より薄いために、
放射線を照射された時に発生する電荷による誤動作がな
くなる。更に、寄生容量が低下するために、素子の高速
化が図れる。また、任意の基板が使用できるために、Si
ウエハを用いるよりも、大面積基板上に単結晶層を低コ
ストで形成することができる。更に、他の半導体，圧電
体，誘電体等の基板上にも単結晶層を形成できるため
に、多機能の三次元集積回路を実現することができる。 この様に本発明は数々の優れた効果を示す。 （窒化シリコンの組成） これまで述べてきた様な非核形成面（SNDS）形成材料
（MS）と核形成面（SNDL）形成材料（ML）との十分な核
形成密度差（△ND）を得るには、多結晶シリコンやSiO2
に対して核形成面（SNDS）形成材料としてはSi3N4に限
定されるものではなく、窒化シリコンでもその化学組成
比を変化させたものを使用してもよい。 窒化シリコンの化学組成比を変化させるには、例えば
次の様にする。 RFプラズマ中でSiH4ガスとNH3ガスと分解させて低温
で窒化シリコン膜を形成するプラズマCVD法では、SiH4
ガスとNH3ガスとの流量比を変化させることで、堆積す
る窒化シリコン膜のSiとＮの組成比を大幅に変化させる
ことができる。 第16図は、SiH4とNH3の流量比と形成された窒化シリ
コン膜中のSiおよびＮの組成比との関係の一例を示した
グラフである。 この時の堆積条件は、RF出力175W、基板温度380℃で
あり、SiH4ガス流量を300cc/minに固定し、NH3ガスの流
量を変化させた。同グラフに示すようにNH3/SiH4のガス
流量比を４〜10へ変化させると、窒化シリコン膜中のSi
/N比は1.1〜1.58に変化することがオージエ電子分光法
によって明らかとなった。 また、減圧CVD法でSiH2 CI2ガスとNH3ガスとを導入
し、0.3Torrの減圧下、温度約800℃の条件で形成した窒
化シリコン膜の組成は、ほぼ化学量論比であるSi3N4（S
i/N＝0.75）に近いものであった。 また、SiをアンモニアあるいはN2中で約1200℃で熱処
理すること（熱窒化法）で形成される窒化シリコン膜
は、その形成方法が熱平衡下で行われるために、更に化
学量論比に近い組成を得ることができる。 以上の様に種々の方法で形成した窒化シリコンをSiの
核形成密度がSiO2より高い核形成面（SNDL）形成材料と
して用いて、上記Siの核を窒化シリコンからなる核形成
面（SNDL）上に成長させると、窒化シリコンの化学組成
比に応じた核形成密度差（△ND）に基づいてSi単結晶が
形成される。 第17図は、Si/N組成比と核形成密度（ND）との関係を
示すグラフである。同グラフに示すように、窒化シリコ
ン膜の、化学組成比を変化させることで、その上に形成
されるSi単結晶核の核形成密度は大幅に変化する。第17
図のグラフに於ける核形成条件は、SiCI4ガスを175Torr
に減圧し、1000℃でH2と反応させてSi単結晶核を生成さ
せた場合である。勿論、核形成条件例えばガス種，圧
力，温度等を変化させれば別のグラフが得られることは
云うまでもない。 この様に窒化シリコンの化学組成比によって核形成密
度が変化する現象は、単一の核を成長させる程度に十分
微細に形成される核形成面（SNDL）を形成する材料とし
て窒化シリコンを用いる場合には、核形成面（SNDL）の
大きさ（面積）に影響を与える。すなわち、核形成密度
（ND）が大きい組成を有する窒化シリコンを用いる場合
には、核形成面（SNDL）は、核形成密度（ND）がそれよ
りも比較的小さい窒化シリコンの場合よりも非常に微細
に形成することによって、核形成面（SNDL）上に単一の
核のみを形成することができる。 この様な点は核形成面（SNDL）を形成する他の材料に
就いても同様な傾向として適用することが出来る。 従って、本発明に於いては、その目的を効果的に達成
するには核形成密度（ND）と、単一の核のみが形成出来
るような窒化シリコン等で形成される核形成面（SNDL）
の大きさとを適宜所望に応じて選択することが望まし
い。たとえば〜105cm-2の核形成密度（ND）を得る核形
成条件では、窒化シリコンからなる核形成面（SNDL）の
大きさは約４μｍ以下であれば単一の核のみを選択的に
形成することができる。 その場合のSi/N組成比は約0.5である。 （イオン注入による核形成面（SNDL）の形成） Si単結晶核を形成する場合の核形成密度差（△ND）を
実現する他の方法として、核形成密度の小さい非核形成
面（SNDS）を形成する材料であるSiO2層の表面に局所的
にSi,N,P,B,F,Ar,He,C,As,Ga,Ge等をイオン注入してSiO
2層表面に所望の大きさの変質領域を形成し、この変質
領域を核形成密度（ND）の大きい核形成面（SNDL）とす
ることも出来る。 例えば、SiO2層表面をフオトレジスト層で覆い、所望
の個所を露光，現象，溶解させてSiO2層表面を部分的に
表出させる。 続いて、SiF2ガスをソースガスとして用い、Siイオン
を10keVで１×1016〜１×1018cm-2の密度で露出してい
るSiO2層表面に打込む。 この場合投影飛程は114Åであり、SiO2層露出部表面
ではSi濃度が〜1022cm-3に達する。SiO2層はもともと非
晶質であるために、Siイオンを注入してSi過剰とした変
質領域も非晶質である。 なお、変質領域を形成するには、レジストをマスクと
してイオン注入を行うこともできるが、集束イオンビー
ム技術を用いて、レジストマスクを使用せずに絞られた
SiイオンビームをSiO2層表面の所望位置に所望の面積内
に選択的に注入してもよい。 こうしてSiイオン注入を行った後、残部のレジストを
剥離することで、SiO2層表面部にSiが過剰な変質領域が
所望位置に所望の大きさで形成される。このような変質
領域が形成されたSiO2層表面部の変質領域上にSi単結晶
を気相成長させる。 第18図は、Siイオンの注入量と核形成密度（ND）との
関係を示すグラフである。 同グラフに示すように、Si+注入量が多い程、核形成
密度（ND）が増大することがわかる。 したがって、この変質領域を十分微細に形成すること
で、この変質領域を核形成面（SNDL）としてSiの単一の
核のみを成長させることができ、上述したように単結晶
を成長させることができる。 なお、変質領域を単一の核のみが成長する程度に十分
微細に形成することは、レジストのパターニングや、集
積イオンビームのビームを絞ることによって容易に達成
される。 第19図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明による結晶の形成方
法の第９実施態様例を示す形成工程図であり、第20図
（Ａ）および（Ｂ）は、第19図（Ａ）および（Ｄ）に対
応する斜視図である。 まず、第19図（Ａ）および第20図（Ａ）に示すよう
に、下地基板４上に、選択核形成を可能にする核形成密
度の大きい薄膜６（又は「Seed」と呼ぶ）〔核形成面
（SNDL）6Aを形成する〕を形成し、その上に核形成密度
の大きい薄膜６を形成する材料とは異種の材料を薄く堆
積させ、リソグラフイ等によってパターニングすること
で異種材料から成り非核形成面（SNDS）5Aを形成する薄
膜５を核形成面（SNDL）6Aが十分微細に設けられるよう
に形成する。ただし、下地基板４の大きさ、結晶構造お
よび組成は任意のものでよく、又、通常の半導体技術で
作成した機能素子が形成された基板であってもよい。ま
た異種材料から成る核形成面（SNDL）6Aは、SiO2薄膜５
の下の薄膜６を多結晶シリコン又はSiO2で形成し、露出
部6Aに、SiやＮ等をイオン注入して形成される過剰にSi
やＮ等を有する変質領域として形成しても良い。 次に、適当な堆積条件を選択することによって核形成
面（SNDL）6Aだけに結晶形成材料の単一の核が形成され
る。すなわち、核形成面（SNDL）6Aは、単一の核のみが
形成される程度に十分微細に形成する必要がある。核形
成面（SNDL）6Aの大きさは、材料の種類によって異なる
が、数ミクロン以下であればよい。更に核は単結晶構造
を保ちながら成長し、第19図（Ｂ）に示すように島状の
単結晶粒７となる。島状の単結晶粒７が形成されるため
には、すでに述べたように、薄膜5A上で全く核形成が起
こらないように条件を決めることが望ましいものであ
る。 島状の単結晶粒７は単結晶構造を保ちながら核形成面
（SNDL）6Aを中心にして更に成長し（lateral over gro
wth）、同図（Ｃ）に示すように薄膜５の表面全体を覆
うことが出来る（単結晶7A）。 続いて、必要に応じてエツチング又は研磨によって単
結晶7Aを平坦化し、第19図（Ｄ）および第20図（Ｂ）に
示すように、所望の素子を形成することができる単結晶
層８が薄膜５上に形成される。 このように核形成面（SNDL）6Aを形成する薄膜６が基
板４上に形成されているために、支持体となる基板４は
任意の材料を使用することができる。更にこの様な場合
には基板４に通常の半導体技術によって機能素子等が形
成されたものであっても、その上に容易に単結晶層８を
形成することができる。 なお、上記実施態様例では、核形成面（SNDL）6Aを薄
膜６で形成したが、勿論第21図に示すように、選択核形
成を可能にする核形成密度（ND）の大きい材料から成る
基板をそのまま用いて、非核形成面（SNDS）を所望に応
じた任意位置に設けて、単結晶層を同様に形成してもよ
い。 第21図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明の第10実例態様例を
示す結晶の形成工程図である。同図に示すように、選択
核形成を可能にする核形成密度（ND）の大きい材料から
成る基板９上に、核形成密度（ND）の小さい材料から成
り、非核形成面（SNDS）5Aを形成する薄膜５を、核形成
面（SNDL）9Aとなる基板９の露出部を十分微小に設ける
ように形成することで結晶形成用の基体を用意し、該基
体を用いて第一実施態様例と同様にして単結晶層８を形
成することができる。 第22図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明による結晶の形成方
法の第11実施態様例を示す形成工程図であり、第23図
（Ａ）及び（Ｂ）は、第22図および（Ｄ）に対応する斜
視図である。 第22図（Ａ）および第23図（Ａ）に示すように、ガラ
ス基板等の適当な下地基板10上に核形成密度（ND）が比
較的大きなSi3N4等の非晶質絶縁物質薄膜12を設け、該
薄膜12上に、距離ｌを隔てて上記選択核形成を可能とす
る薄膜12を形成する材料に対して核形成密度が小さい異
種の材料で所望位置に薄膜11を選択的に形成して単一核
のみが形成されるに十分に小さい面積の核形成面
（SNDL）12A−1,12A−２を配置する。この距離ｌは、た
とえば半導体素子又は素子群を形成するために必要とさ
れる単結晶領域の大きさと同じか又はその以上に設定さ
れる。 次に、適当な結晶形成条件を選択することによって、
核形成面（SNDL）12A−1,12A−２だけに結晶形成材料の
核の唯一が形成される。即ち、前述した様に核形成面12
A−1,12A−２は単一の核のみが形成される程度に十分微
細な大きさ（面積）に形成する必要がある。核形成面
（SNDL）12A−1,12A−２の大きさは、材料の種類によっ
て異なるが、数ミクロン以下であればよい。更に、前記
形成された核は単結晶構造を保ちながら成長し、第22図
（Ｂ）に示すように島状の単結晶粒13−１、13−２とな
る。島状の単結晶粒13−１、13−２が形成されるために
は、すでに述べた様に、核形成面（SNDL）12A−1,12A−
２以外の表面〔非核形成面（SNDS）11A〕で実質的に全
く核の形成が起こらないように条件を決めることが望ま
しいものである。 島状の単結晶粒13−1,13−２の薄膜12の法線方向の結
晶方位は、薄膜12の材料および核を形成する材料の界面
エネルギーを最小にするように一定に決まる。なぜなら
ば、表面あるいは界面エネルギーは結晶面によって異法
性を有するからである。しかしながら、すでに述べたよ
うに、非晶質表面における表面内の結晶方位は決定され
ない。 島状の単結晶粒13−1,13−２はさらに成長して、単結
晶13A−1,13A−２となり、第22図（Ｃ）に示す様に隣り
の単結晶13A−1,13A−２が互いに接触するが、基本面内
の結晶方位は単結晶毎に異なるために、核形成面
（SNDL）12−1,12−２の中間位置に結晶粒界14が形成さ
れる。 続いて、単結晶13A−1,13A−２は三次元的に成長する
が、成長速度の遅い結晶面がフアセツトとして現われ
る。その為に、エツチング又は研磨によって単結晶13A
−1,13A−２の表面の平坦化を行い、更に粒界14の部分
を除去して、第22図（Ｄ）及び第23図（Ｂ）に示すよう
に粒界を含まない単結晶の薄膜15−1,15−2,………を格
納状に形成する。この単結晶薄膜15−1,15−2,………の
大きさは、上述したように核形成面（SNDL）12A−1,12A
−２の間隔ｌによって決定される。すなわち、核形成面
（SNDL）12A−1,12A−２の形成パターンを適当に定める
ことによって、粒界の位置を制御することができ、所望
の大きさの単結晶を所望の配列で形成することができ
る。 第24図（Ａ）〜（Ｃ）は、本発明による結晶の形成方
法の第12実施態様例を示す形成工程図であり、第25図
（Ａ）および（Ｂ）は、第24図（Ａ）および（Ｃ）に対
応する斜視図である。 まず、第24図（Ａ）および第25図（Ａ）に示すように
第７図の工程（Ａ）に示すのと同様にして下地基板10上
に薄膜12及び薄膜11を設けて、核形成面（SNDL）12A−
1,12A−２及び非核形成面（SNDS）11Aを形成する。次い
で、核形成面（SNDL）12A−1,12A−２に対応する位置の
所望の大きさおよび形状の凹部14−1,14−２が設けられ
る様に、薄膜11と同様の材料か又は該材料と同等以下の
小さな核形成密度を有する材料で薄膜11−１を形成す
る。この様にして凹部14−1,14−２の中に単一核のみが
形成され得るに充分微小サイズの核形成面（SNDL）12A
−1,12A−２を有する結晶形成用の基体が形成される。 続いて、第24図（Ｂ）に示すように、第一実施態様例
と同様にして島状の単結晶粒13−1,13−２を成長させ
る。 そして、第24図（Ｃ）および第25図（Ｂ）に示すよう
に、単結晶粒13−1,13−２が凹部14−1,14−２を埋める
まで成長させ、単結晶層15−1,15−２を形成する。 本実施例では、凹部14−1,14−２内に単結晶粒13−1,
13−２が成長するために、平坦化および粒界部分の除去
工程を不要とすることが出来る。 第26図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明の第13実施態様例を
示す結晶の形成工程図である。 同図（Ａ）〜（Ｃ）は、第22図の（Ａ）〜（Ｃ）と同
じである。即ち、核形成面12A−1,12A−２を間隔ｌをお
いて複数個（図では２ケ）形成し、核形成面12A−1,12A
−２上オーバーグロース（over growth）させた単結晶
粒13A−1,13A−２を形成する。この単結晶粒13−1,13−
２を更に成長させて単結晶13A−1,13A−２を形成するこ
とによって非核形成面（SNDS）11Aのほぼ中央に粒界14
が形成され、単結晶13A−1,13A−２の表面を平坦化する
ことで第11図（Ｄ）に示すように粒径が略々ｌに揃った
多結晶層16を得ることができる。 この多結晶層16の粒径は核形成面（SNDL）12A−1,12
−２の間隔ｌによって決定されるために、多結晶の粒径
制御が可能となる。従来では、多結晶の粒径は形成方法
や形成温度等の複数の要因によって変化し、且つ大きい
粒径の多結晶を作成する場合には、可成り幅をもった粒
径分布を有するものであったが、本発明によれば核形成
面（SNDL）12A−1,12A−２の間隔ｌによって制御性良く
粒径及び粒径分布が決定される。 勿論、第22図に示すように、所望基板９上に薄膜５を
設けて核形成密度（ND）の小さい非核形成面（SNDS）5A
と、核形成密度（ND）の大きい核形成面（SNDL）9Aを所
望間隔で所望位置に複数形成して、上記と同様に多結晶
層を形成してもよい。この場合は、既に述べたように、
核形成密度差（△ND）を考慮してやれば基板材料や構造
等に制約されることなく、多結晶層を粒径と粒径分布を
制御して形成することができる。 〔実施例〕 以下、実施例を用いて本発明の方法をより詳しく説明
するが、本発明はこれら実施例によって限定されるもの
ではない。 第27図は本発明の堆積膜形成法を具現するに好適な装
置の１実施例を示すものである。 第27図に示す堆積膜形成装置は、装置本体，排気系及
びガス供給系の３つに大別される。 装置本体には、成膜空間が設けられている。 101〜108は夫々、成膜する際に使用されるガス充填さ
れているボンベ,101a〜108aは夫々ガス供給パイプ,101b
〜108bは夫々各ボンベからのガスの流量調整用のマスフ
ローコントローラー,101c〜108cはそれぞれガス圧力計,
101d〜108d及び101e〜108eは夫々バルブ,101f〜108fは
夫々対応するガスボンベ内の圧力を示す圧力計である。 120は真空チヤンバーであって、上部にガス導入用の
配管が設けられ、配管の下流に反応空間が形成される構
造を有し、且つ該配管のガス導入口に対向して、基体11
8が設置される様に基体ホールダー112が設けられた成膜
空間が形成される構造を有する。ガス導入用の配管は三
配置構造となっており、中よりガスボンベ101,102より
のガスが導入される第１のガス導入管109,ガスボンベ10
3〜105よりのガスが導入される第２のガス導入間110及
びガスボンベ106〜108よりのガスが導入される第３のガ
ス導入管111を有する。 各導入管へのボンベからのガスの供給は、ガス供給パ
イプライン123〜125によって夫々なされる。 各ガス導入管，各ガス供給パイプライン及び真空チヤ
ンバー120は、メイン真空バルブ119を介して不図示の真
空排気装置により真空排気される。 基盤118は基体ホルダー112を上，下,X,Y方向に移動さ
せることによって各ガス導入管からの位置を自由に設定
することができる。 本発明の方法の場合、この基板とガス導入管のガス導
入口の距離は、形成される堆積膜の種類及びその所望さ
れる特性，ガス流量，真空チヤンバーの内圧等を考慮し
て適切な状態になる様に決められるが、好ましくは数mm
〜20cm、より好ましくは5mm〜15cm程度とするのが望ま
しい。 130は基板118を必要に応じて冷却する為の冷却パイプ
であり、流量コントローラ131に接続されている。 113は基板118を成膜時に適当な温度に加熱したり、或
は成膜前に基体118を予備加熱したり、更には成膜後、
膜をアニールする為に加熱する基板加熱用ヒータであ
る。 基板加熱用ヒータ113は、導線114を介して電源115に
より電力が供給される。 116は基板温度（Ts）の温度を測定する為の熱電対で
温度表示装置117に電気的に接続されている。 126,127は液体原料用バブラーであり、液体の堆積膜
形成用原料物質128,129を詰めて用いる。堆積膜形成用
原料物質が通常状態の場合に基体であるときは液体原料
用バブラーを用いる必要はない。 実施例１ 第27図に示す成膜装置を用いて、次の様にし本発明の
方法による堆積膜を作成した。 ボンベ101に充填されているSiH4ガスを流量40sccmで
ガス導入管109より、ボンベ106に充填されているF2ガス
を流量60sccm,ボンベ107に充填されているHeガスを流量
120sccmでガス導入管111より真空チヤンバー120内に導
入した。本実施例では液体原料用バブラー126,127は使
用しなかった。 基体118は第28図に示される工程で作成した。 まず、第28図（Ａ）に示すような多結晶シリコン基板
201を洗浄し、続いて、スパツタリング法によって基板2
01の全面に酸化シリコン薄膜202を堆積させた［同図
（Ｂ）］。 続いて薄膜202上に電子線レジスト203を塗布し［同図
（Ｃ）］、所望パターンのホストマスクを用いて電子線
レジスト203が感光させ、現像によって電子線レジスト2
03を部分的に除去した［同図（Ｄ）］。 残留している電子線レジスト203をマスクとして酸化
シリコン薄膜202をエツチングし、所望パターンの薄膜2
02を形成した［同図（Ｅ）］。 以上の工程によって、多結晶シリコンのある結晶面が
定間隔で酸化シリコン膜から露光したシリコンの基体を
得た。基体の表面で露光したシリコン結晶の領域は直径
約数百Å,5μｍの間隔であった。 次に、不図示の排気装置によって真空チヤンバー120
を充分ベーキングして５×10-9Torrまで引いた。ボンベ
101に充填されているSiH4ガスを流量4sccmで真空チヤン
バー120へガス導入管109を通して流した。 他方、ボンベ107に充填されているF2ガス（Heで10％
に希釈）を4sccmをガス導入管111より真空チヤンバー12
0内に導入した。この時の排気速度は排気バルブ119を調
整して0.8mTorr/secとした。この状態を10時間保持した
後、バルブ101d及び107aを閉じて各ガス供給を止め、排
気バルブ119を開いて真空度0.004Torrになるよう調整し
たその後、真空を破って、成膜された基体118を外に取
り出した。 基体118上に得られた結晶シリコン堆積膜の断面の模
式図を第28図（Ｆ）に示す。 結晶粒界205は、酸化シリコン層202の除かれた結晶基
板201の露出部から等距離になるように結晶粒204のサイ
ズが決定されていた。 さらに得られた試料を用いて、Ｘ線回折法及び電子線
回折法により堆積膜の結晶性の評価を行ったところ、多
結晶質シリコンであることが確認された。更にシユラー
（Scherrar）多結晶シリコンの粒径は約５±0.2μｍで
あった。結晶粒径のバラツキは基体全面にわたってほと
んど均一であった。 又、走査型電子顕微鏡により試料の表面状態を観察し
たところ、平滑度は良好で波模様等が無く膜厚ムラは±
４％以下であった。また、この試料の結晶Si堆積膜の移
動度及び導電率をVander Pauw法により測定したとこ
ろ、夫々300（cm/V・sec）,9×10-6（Ｓ・cm-1）であっ
た。 実施例２ 基体118を第29図に示される工程で作成した。 まず、第29図（Ａ）に示される様な均一な材料からな
る基板206を洗浄し、続いてCVD法によって、基板206全
面にアモルフアスSiN（Ａ−SiN）薄膜207を約２μｍの
厚さで成膜させた［同図（Ｂ）］。 続いて上記Ａ−SiN薄膜20721にCO2レーザーアニール
装置に依ってN2雰囲気中で上記Ａ−SiNの表面アニール
を行ない、Ａ−SiN薄膜207の表面層約１μｍの深さに亘
って結晶質Si3N4（Ｃ−Si3N4）208を形成した［同図
（Ｃ）］。 この時レーザーは、パルス巾50nsec、平均パワー密度
100mJ/cm2を用い40pu/se照射した。続いてこのＣ−Si3N
4208の表面をO2雰囲気中で上記レーザーアニール装置に
よって走査し、選択的にSiO2層209を形成した［同図
（Ｄ）］。 以上の工程によって、Ｃ−Si3N4が定間隔で露出し、
他の部分がSiO2で覆われた基体118が形成された。基体
表面で露出した。Ｃ−Si3N4の領域は直径約４Å,3μｍ
の間隔であった。 さらにこの基体118を用いて実施例１と同様に第27図
に示される装置によって結晶質シリコンの堆積を行っ
た。 まず、不図示の排気装置によって真空チヤンネルバー
120を充分ベーキングして５×10-9Torrまで引いた。ボ
ンベ101に充填されているSiH4ガス流量5sccmで排気バル
ブ119を調整して真空チヤンバー120へガス導入管109を
通して流した。 同時にボンベ107に充填されているF2ガス（Heで10％
に希釈）を6sccmでガス導入管111より真空チヤンバー12
0内に導入した。この時の排気速度は排気バルブ119を調
整して0.8mTorr/secとし、この状態を20時間保持した
後、バルブ101d及び107aを閉じ各ガスの供給を止め、排
気バルブ119を開いて真空度0.01Torrになるよう調整し
た状態でしばらく保持した。 その後、真空を破って成膜された基体118を外に取り
出した。 この基体118上に得られた結晶シリコン堆積膜の断面
の模式図を第29図（Ｆ）に示す。 結晶粒界205はSiO2層209以外の結晶基板201の露出部
から等距離になるように結晶粒204のサイズが決定され
ていた。 さらに得られた試料について、Ｘ線回折法及び電子線
回折法により堆積膜の結晶性の評価を行ったところ、多
結晶質シリコン膜である事が確認された。さらにシユラ
ー（Scherrar）法で求めた多結晶シリコンの粒径は約３
＋0.5μｍであった。結晶粒径のバラツキは基体全面に
わたってほとんどなかった。 又、走査型電子顕微鏡により試料の表面状態を観察し
たところ、平滑度は良好で波模様等が無く、膜厚ムラは
±４％以下であった。また、この試料の多結晶Si堆積膜
の移動度及び導電率をVan der Pauw法により測定したと
ころ、夫々150（cm/V・sec）,9×10-6（Ｓ・cm-1）であ
った。 実施例３ 基板として、コーニング＃7059ガラス基板（大きさ5c
m×5cm,厚さ0.5mm）を用い、該基板表面上にまずグロー
放電法で水素を1.5％含む窒化膜を基板温度250℃で約15
0Å堆積した。 次に上記窒化膜上にフオトレジストを塗布し、第21図
（Ａ）の様に、１μ角でピツチ10μのパターンで焼き付
けした後フツ酸と水の混合液で上記１μ角の部分のみを
残して窒化膜をエツチングで除去した。次いでレジスト
を除去した後、十分洗浄して乾燥した。この様にして堆
積膜形成用の基体を用意した。 この基体を用いて第27図に示す成膜装置を用いて、次
の様にし本発明の方法による堆積膜を作成した。 ボンベ101に充填されているSiH4ガスを流量30sccmで
ガス導入管109より、ボンベ103に充填されているB2H6ガ
ス（5000ppmHeガス希釈）を流量0.5sccm,5sccm,50sccm
でガス導入管110より、ボンベ106に充填されているF2ガ
スを流量40sccm,ボンベ107に充填されているHcガスを流
量100sccmでガス入管111より真空チヤンバー120内に導
入した。 このとき、真空チヤンバー120内の圧力を真空バルブ1
19の開閉度を調整して0.5Torrにした。ガス導入口111と
基板との距離は5cmに設定した。SiH4ガスとF2ガスの混
合域で青白い発光が強くみられた。基体温度（Ts）は25
0℃に設定した。 この状態で１時間ガスを流すと基体上に15μｍのシリ
コン堆積膜が第21図（Ｃ）の様な形で形成された。 得られたシリコン堆積膜の結晶性をＸ線回析法により
評価した処、各々の各形成面（SNDL）が形成されている
部分からは、ほぼ完全な単結晶が成長しており、格子欠
陥も少ないことを確認した。 又、走査型電子顕微鏡により表面状態を観察したとこ
ろ、平滑度は良好で波模様等が無く、膜厚ムラも±５％
以下であった。 各試料の室温でのドーピング特性をvan der Pauw法に
より評価したところ、第１表に示す結果が得られた。こ
れにより良好なｐ型のドーピングが行われることがわか
った。 実施例４ 実施例３と同様の基体を用い、さらにB2H6ガスのかわ
りにボンベ104に充填されているPH3ガス（6000ppmHeガ
ス希釈）を、流量0.5sccm,5sccm,50sccmでガス導入管11
0より導入した以外は同じ成膜条件で堆積膜を形成し、
得られた膜の室温でのドーピング特性をvan der Pauw法
により評価したところ、第２表に示す結果が得られた。
これにより良好なｎ型のドーピングが行われることがわ
かった。 〔発明の効果〕 本発明の堆積膜形成法は、気体状原料物質と気体状ハ
ロゲン系酸化剤とを接触せしめるのみで堆積膜を生成す
ることができ、外部からの反応励起エネルギーを特に必
要としないという利点を有しており、そのため基体温度
の低温化を図ることも可能となるものである。又あらか
じめ堆積膜の結晶核となる材料乃至は結晶核が選択的に
形成し得る材料を基板表面上所望の位置に配置できる
為、任意の結晶質の堆積膜が形成できる。更に省エネル
ギー化を図ると同時に膜品質の管理が用意で、大面積に
亘って均一な膜厚及び特性を有する結晶質の堆積膜を得
ることができる。また更に、生産性，量産性に優れ、高
品質で電気的，光学的，半導体的等の物理特性の優れた
結晶質の膜を簡単に得ることができる。
材料の種類による堆積材料の核形成密度の差を利用して
作成される単結晶乃至粒径が制御された多結晶の堆積膜
の形成方法に関する。 本発明は、例えば半導体集積回路、光集積回路、磁気
回路等の電子素子、光素子、磁気素子、圧電素子或いは
表面音響素子等に使用される単結晶や多結晶等の結晶性
堆積膜の形成に適用される。 〔従来技術及びその問題点〕 従来、半導体電子素子や光素子等に用いられる単結晶
薄膜は、単結晶基板上にエピタキシヤル成長させる事で
形成されていた。例えば、Si単結晶基板（シリコンウエ
ハ）上には、Si,Ge,GaAs等を液相、気相又は固相からエ
ピタキシヤル成長することが知られており、またGaAs単
結晶基板上にはGaAs,GaAlAs等の単結晶がエピタキシヤ
ル成長することが知られている。このようにして形成さ
れた半導体薄膜を用いて、半導体素子および集積回路、
半導体レーザやLED等の発光素子等が作製される。 又、最近、二次元電子ガスを用いた超高速トランジス
タや、量子井戸を利用した超格子素子等の研究開発が盛
んであるが、これらを可能にしたのは、例えば超高真空
を用いたMBE（分子線エピタキシー）やMOCVD（有機金属
化学気相法）等の高精度エピタキシヤル技術である。 この様な単結晶基板上のエピタキシヤル成長では、基
板の単結晶材料とエピタキシヤル成長層との間に、格子
定数と熱膨張係数とを整合をとる必要がある。例えば、
絶縁物単結晶基板であるサフアイア上にSi単結晶薄膜を
エピタキシヤル成長させる事は可能であるが、格子定数
のずれによる界面での結晶格子欠陥及びサフアイアの成
分であるアルミニウムのエピタキシヤル層への拡散等が
電子素子や回路への応用上の問題となっている。 この様に、エピタキシヤル成長による従来の単結晶薄
膜の形成方法は、その基板材料に大きく依存する事が分
る。Mathews等は、基板材料とエピタキシヤル成長層と
の組合せを調べている（EPITAXIAL GROWTH.Academic Pr
ess,New York,1975 ed.by J.W.Mathews）。 また、基板の大きさは、現在Siウエハで６インチ程度
であり、GaAs、サフアイア基板の大型化は更に遅れてい
る。加えて、単結晶基板は製造コストが高いために、チ
ツプ当りのコストが高くなる。 このように、従来の方法によって、良質な素子が作製
可能な単結晶層を形成するには、基板材料の種類が極め
て狭い範囲に限定されるという問題点を有していた。 一方、半導体素子を基板の法線方向に積層形成し、高
集積化および多機能化を達成する三次元集積回路の研究
開発が近年盛んに行われており、また安価なガラス上に
素子をアレー状に配列する太陽電池や液晶画素のスイツ
チングトランジスタ等の大面積半導体装置の研究開発も
年々盛んになりつつある。 これら両者に共通することは、半導体薄膜を非晶質絶
縁物上に形成し、そこにトランジスタ等の電子素子を形
成する技術を必要とすることである。その中でも特に、
非晶質絶縁物上に高品質の単結晶半導体を形成する技術
が望まれている。 一般的に、SiO2等の非晶質絶縁物基板上に薄膜を堆積
させると、基板材料の長距離秩序の欠如によって、堆積
膜の結晶構造は非晶質又は多結晶となる。ここで非晶質
膜とは、最近接原子程度の近距離秩序は保存されている
が、それ以上の長距離秩序はない状態のものであり、多
結晶膜とは、特定の結晶方位を持たない単結晶粒が粒界
で隔離されて集合したものである。 例えば、SiO2上にSiをCVD法によって形成する場合、
堆積温度が約600℃以下であれば非晶質シリコンとな
り、それ以上の温度であれば粒径が数百〜数千Åの間で
分布した多結晶シリコンとなる。但し、多結晶シリコン
の粒径及びその分布は形成方法によって大きく変化す
る。 更に、非晶質または多結晶膜をレーザや棒状ヒータ等
のエネルギビームによって溶融固化させる事によって、
ミクロンあるいはミリメートル程度の大粒径の多結晶薄
膜が得られている（Single−Crystal silicon on non−
single−crystal insulators,Journal of crystal Grow
th vol,63,No,3,October,1983 edited by G.W.Culle
n）。 このようにして形成された各結晶構造の薄膜にトラン
ジスタを形成し、その特性から電子易動度を測定する
と、非晶質シリコンでは〜0.1cm2/V・sec、数百Åの粒
径を有する多結晶シリコンでは１〜10cm2/V・sec、溶融
固化による大粒径の多結晶シリコンでは単結晶シリコン
の場合と同程度の易動度が得られている。 この結果から、結晶粒内の単結晶領域に形成された素
子と、粒界にまたがって形成された素子とは、その電気
的特性に大きな差異のあることが分る。すなわち、従来
法で得られていた非晶質上の堆積膜は非晶質又は粒径分
布をもった多結晶構造となり、そこに作製された素子
は、単結晶層に作製された素子に比べて、その性能が大
きく劣るものとなる。そのために、用途としては簡単な
スイツチング素子、太陽電池、光電変換素子等に限られ
る。 また、溶融固化によって大粒径の多結晶薄膜を形成す
る方法は、ウエハごとに非晶質又は単結晶薄膜をエネル
ギビームで走査するために、大粒径化に多大な時間を要
し、量産性に乏しく、また大面積化に向かないという問
題点を有していた。 更に、近年、ダイヤモンド薄膜成長の研究が盛んにな
りつつある。ダイヤモンド薄膜は、特に半導体としてバ
ンドギヤツプが5.5eVと広く、従来の半導体材料であるS
i,Ge,GaAs等に比べて高温（〜500℃）で動作させる事が
できる。又、キヤリア易動度は電子、正孔共にSiのそれ
を上回っており（電子1800cm2/V・sec、正孔は1600cm2/
V・sec）、熱伝導度も非常に高い。このために、発熱量
の大きい大消費電力型の半導体素子への応用が有望視さ
れている。 しかしながら、従来では、気相成長によって、ダイヤ
モンド基板上にダイヤモンド薄膜をエピタキシヤル成長
させた報告はあるが（N.Fujimoto,T.Imai and A.Doi Pr
o.of Int.Couf.IPAT）、ダイヤモンド基板以外の基板上
にヘテロエピタキシヤル成長させた成功例の報告はな
い。 一般的には、マイクロ波による励起を利用し、CH4の
炭化水素系のガスを用い、熱フイラメントや電子線照射
によりダイヤモンド核を生成するのであるが、一般に核
形成密度が低く、連続な薄膜にはなりにくい。たとえ連
続薄膜となったとしても粒径分布が大きい多結晶構造で
あり、半導体素子への応用には困難がある。 また、ダイヤモンド基板を用いる限り、当然高価格と
なり、大面積化にも問題があり、実用化には適さない。 以上延べたように、従来の結晶成長方法およびそれに
よって形成される結晶では、三次元集積化や大面積化が
容易ではなく、デバイスへの実用的な応用が困難であ
り、優れた特性を有するデバイスを作製するために必要
とされる単結晶および多結晶等の結晶を容易に、かつ低
コストで形成することができなかった。 他方、従来、機能性膜、殊に結晶質の半導体膜は、所
望される物理的特性や用途等の視点から個々に適した成
膜方法が採用されている。 例えば、必要に応じて、水素原子（Ｈ）やハロゲン原
子（Ｘ）等の補償剤で不対電子が補償された非晶質や多
結晶質の非単結晶シリコン〔以後「NON−Si（H,X）」と
略記し、その中でも殊に非晶質シリコンを示す場合には
「Ａ−Si（H,X）」、多結晶質シリコンを示す場合には
「poly−Si（H,X）」と記す。〕膜等のシリコン系堆積
膜〔尚、俗に言う微結晶シリコンは、Ａ−Si（H,X）の
範囲のものであることはいうまでもない。〕の形成に
は、真空蒸着法，プラズマCVD法，熱CVD法，反応スパツ
タリング法，イオンプレーテイグ法，光CVD法などが試
みられており、一般的にはプラズマCVD法が至適なもの
として用いられ、企業化もされているところである。 而乍ら、従来から一般化されているプラズマCVD法に
よるシリコン系堆積膜の形成における反応プロセスは、
従来のCVD法に比較してかなり複雑であり、その反応機
構も不明な点が多々ある。又その堆積膜の形成パラメー
ターも、例えば基体温度，導入ガスの流量と比，形成時
の圧力，高周波電力，電極構造，反応容器の構造，排気
の速度，プラズマ発生方式などが多くあり、これらの多
くのパラメータの組み合せによるため、時にはプラズマ
が不安定な状態になり、形成された堆積膜に著しい悪影
響を与えることが少なくなかった。そのうえ装置特有の
パラメータを装置ごとに選定しなければならず、したが
って製造条件を一般化することがむずかしいというのが
実状であった。 又、プラズマCVD法において結晶質のシリコン系堆積
膜を形成する場合には、成膜用の基体の配されている成
膜空間に於いて高出力の高周波或いはマイクロ波等によ
ってプラズマを生成させるため、これにより生成する電
子や多数のイオン種が成膜過程に於いて膜にダメージを
与え、膜品質の低下，膜品質の不均一化をもたらしてし
まったりする。その上、堆積膜の結晶化の条件が狭く、
したがって特性の安定した多結晶質の堆積膜を生成する
ことは困難とされている。 ところで、シリコン，ゲルマニウム,II−VI族及びIII
−Ｖ族の半導体等のエピタキシヤル堆積膜の形成には、
大きく分けて気相エピタキシー及び液相エピタキシーが
用いられている（一般にエピタキシーの厳密な定義とし
ては、単結晶上へその単結晶軸と結晶軸のそろった単結
晶を成長させることであるが、ここではやや広義にエピ
タキシーを解釈することにし、単結晶基板上への成長に
限られるものではない）。 液相エピタキシーは、溶かして液体にした金属の溶媒
中に半導体用の原料を高温で過飽和状態まで溶解させ、
溶解を冷却させることにより基板上に半導体結晶を析出
させる方法である。この方法によると、結晶は各種のエ
ピタキシー技術の中でも最も熱平衡に近い状態で作成さ
れる為、完全性の高い結晶が得られる反面、量産性が悪
く表面状態が悪い為、薄くかつ厚さが均一なエピタキシ
ヤル層を必要とする光デバイスなどでは、デバイス製作
上の歩留りやデバイスの特性に影響を及ぼす等の問題を
ともなうことから、あまり用いられていない。 他方、気相エピタキシーは真空蒸着法，スパツタリン
グ法などの物理的方法又は金属塩化物の水素還元法，有
機金属又は金属水素化物の熱分解法などの化学的方法等
により試みられている。中でも真空蒸着法の一種である
分子線エピタキシーは超高真空下でのドライプロセスで
ある為、結晶の高純度化，低温成長が可能であり、組成
や濃度の制御性が良く比較的平坦な堆積膜が得られると
いう利点があるが、成膜装置に甚大な費用がかかること
に加えて、表面欠陥密度が大きいこと、そして分子線の
指向性の有効な制御法が未開発であり、そしてまた大面
積化が困難であること及び量産性があまり良くないなど
多くの問題があることから、企業化されるには至ってい
ない。 金属塩化物の水素還元性あるいは有機金属又は金属水
素化物の熱分解法は、一般的にはハライドCVD法，ハイ
ドライドCVD法,MO−CVD法と呼ばれるものであり、これ
らについては成膜装置が比較的容易に作製でき、原料と
される金属塩化物，金属水素化物及び有機金属について
純度の高いものが容易に入手出来るようになったことか
ら、現在では幅広く研究され各種デバイスへの応用も検
討されている。 而乍ら、これらの方法にあっては、基体温度を還元反
応又は熱分解反応が起る程度以上の高温に加熱する必要
があり、したがって基体材料の選択範囲が制限され、又
原料の分解が不十分であると炭素あるいはハロゲン等の
不純物による汚染が惹起されやすく、ドーピングの制御
性が悪いなどの欠点を有している。そしてまた堆積膜の
応用用途によっては、大面積化，膜厚均一化，膜品質の
均一性を十分満足させ、しかも高速成膜によって再現性
のある量産化を図るという要望があるところ、そうした
要望を満足する実用可能な特性を維持しながらの量産化
を可能にする技術は、未だ確立されていないのが実情で
ある。 ［目 的］ 本発明の主たる目的は、上記従来の問題点を解決した
結晶性堆積膜の形成方法を提供することである。本発明
の別の目的は下地材料に制約されることなく、たとえば
基板の材料、構成、大きさ等に制約されることなく、粒
界を含まない単結晶および粒界制御された多結晶等の良
質の結晶の形成方法を提供することにある。 本発明の更に別の目的は、特別な装置を用いず、簡単
な工程で効率良く上記結晶を形成する方法を提供するこ
とにある。 本発明の更に別の目的は、省エネルギー化を図ると同
時に膜品質の管理が容易で大面積に亘って所望の特性の
半導体性の結晶質の堆積膜が得られる堆積膜形成法を提
供することにある。 本発明の更に他の目的は、生産性，量産性に優れ、高
品質で電気的，光学的，半導体的等の物理特性に優れた
結晶質の堆積膜を簡便にして効率的に形成できる堆積膜
形成法を提供する事にある。 〔問題点を解決するための手段〕 前記目的を達成する本発明の結晶性堆積膜の形成方法
は、堆積膜形成用の気体状原料物質と該原料物質に酸化
作用をする性質を有する気体状ハロゲン系酸化剤を、核
形成密度の小さい非核形成面（SNDS）と、単一核のみよ
り結晶成長するに充分小さい面積を有し、前記非核形成
面（SNDS）の核形成密度（NDS）より大きい核形成密度
（NDL）を有する核形成面（SNDL）とを隣接して配され
た自由表面を有する気体が予め配されている成膜空間内
に導入して接触させることで励起状態の前駆体を含む複
数の前駆体を生成し、これらの前駆体のうち少なくとも
１つの前駆体を堆積構成要素の供給源として、前記核形
成面（SNDL）に単一の核を形成し、該核より単結晶を成
長させることを特徴とする。 〔作 用〕 前記構成の本発明の堆積膜の形成方法は、堆積膜形成
用の原料ガスに放電エネルギー等を作用させてプラズマ
放電を形成する従来のプラズマCVD法に代えて、気体状
ハロゲン系酸化剤を用いることによりプラズマ反応を介
することなく堆積膜を形成することを１つの特徴として
おり、このことにより成膜中のエツチングあるいは異常
放電等による悪影響を受けることがない。 また、本発明の堆積膜の形成方法は、堆積膜の構成元
素となる気体状原料物質と気体状ハロゲン系酸化剤との
酸化還元反応を利用し、堆積に高温を必要としない為、
熱による構造の乱れがなく、生産時に於ける加熱設備と
その稼動に伴なう経費が不用であり、デバイスの低コス
ト化が可能である。そして耐熱性に依らない広範囲な基
本材料の選択が可能となる。 又、本発明の堆積膜の形成方法は、気体状原料物質と
その気体状ハロゲン系酸化剤の反応が吸着分子に関して
進行させ堆積膜とする為、基体の形状，大きさに依らず
大面積化が可能であると同時に、原料もごくわずかであ
り成膜空間を小さくできる為、収率を飛躍的に向上させ
る事が出来る。 また、本発明の堆積膜形成法は、結晶成長の核を任意
に基体上に配することで結晶粒の大きさを決定でき、目
的に合わせた特性の結晶質の堆積膜を所望の領域に堆積
することが出来る。 又、前述のごとき構成の本発明の堆積膜形成法によれ
ば、堆積膜形成における省エネルギー化を図ると同時
に、膜品質の管理が容易で大面積に亘って均一な膜質及
び特性を有する良好な結晶質の堆積膜の形成が可能とな
る。更に生産性及び量産性に優れ、高品質で電気的，光
学的，半導体的等の諸特性に優れた結晶質の堆積膜を効
率的に得ることができる。 〔実施態様例の説明〕 本発明の堆積膜の形成方法に於いて、使用される堆積
膜形成用の気体状原料物質（以下、「気体状原料物質
（Ｉ）」とする）は、気体状ハロゲン系酸化剤（以下、
「ハロゲン系酸化剤（II）」とする）との接触により酸
化作用をうけるものであり、目的とする堆積膜の種類，
特性，用途等によって所望に従って適宜選択される。本
発明の方法に於いては、上記の気体状原料物質（Ｉ）及
びハロゲン系酸化剤（II）は、導入される際に気体状と
なっているものであればよく、通常の場合、気体であっ
ても液体であってもあるいは固定であってもよい。気体
状原料物質（Ｉ）あるいはハロゲン系酸化剤（II）が通
常状態において液体又は固体である場合には、Ar,He,
N2,H2等のキヤリアーガスを使用し、必要に応じて加熱
しながらバブリングを行って、成膜空間内に気体状とし
て導入する。 成膜空間内に導入された気体状原料物質と該原料物質
に酸化作用をする性質を有する気体状ハロゲン系酸化剤
は、互いに化学的に接触することで励起状態の前駆体を
含む複数の前駆体を生成し、これらの前駆体のうち少な
くとも１つの前駆体が堆積膜構成要素の供給源として、
堆積膜の形成が実行される（この様な成膜方法を以後
「FOCVD」と称す）。 この際、上記気体状原料物質（Ｉ）又はハロゲン系酸
化剤（II）の導入圧は、キヤリヤーガスの流量あるいは
気体状原料物質（Ｉ）及びハロゲン系酸化剤（II）の蒸
気圧を調節することにより設定される。気体状原料物質
（Ｉ）あるいはハロゲン系酸化剤（II）が通常状態で気
体である場合には、必要に応じてAr,He,N2,H2等のキヤ
リヤーガスによって希釈して導入することもできる。 本発明の方法に於いて使用される気体状原料物質
（Ｉ）としては、例えば周期律表第IV族に属するシリコ
ンの堆積膜を得るのであれば、直鎖状及び分岐状の鎖状
シラン化合物、環状シラン化合物等を有効なものとして
挙げることができる。 その様な気体状原料物質（Ｉ）としては、例えば具体
的には、直鎖状シラン化合物としてはSinH2n+2（ｎ＝1,
2,3,4,5,6,7,8）、分岐状鎖状シラン化合物としてはSiH
3SiH（SiH3）SiH2SiH3、環状シラン化合物としてはSinH
2n（ｎ＝3,4,5,6）等が挙げられる。 勿論、これ等のシリコン系化合物は１種のみならず２
種以上混合して使用することもできる。 本発明の方法に於いて使用されるハロゲン系酸化剤
（II）は、成膜空間内に導入される際気体状とされ、同
時に堆積膜形成用の気体状原料物質（Ｉ）に接触するだ
けで効果的に酸化作用をする性質を有するもので、F2,C
l2,Br2,I2,ClF等のハロゲンガスを有効なものとして挙
げることができる。 これ等の気体状原料物質（Ｉ）及びハロゲン系酸化剤
（II）は気体状で堆積膜形成用の気体が配されている成
膜空間に所望の流量と供給圧を与えられて導入される。
成膜空間に導入された両者は衝突することで化学反応を
生起し、前記ハロゲン系酸化剤（II）が前記気体状原料
物質（Ｉ）に酸化作用をして成膜する堆積膜の結晶核と
なる材料を生起し、基体表面に設けてある核形成面に選
択的に単一の核のみが形成され、該核が成長して単結晶
性の堆積膜を基体上に形成する事が出来る。 又、単結晶同志が隣接した多結晶も容易に得ることが
出来る。この様な本発明の堆積膜形成プロセスはより効
率良く、より省エネルギー化で進行し、膜全面に亘って
所望の良好な物理特性を有する結晶性の堆積膜が従来よ
りも低い基体温度で形成される。 本発明の方法に於いては、堆積膜形成プロセスが円滑
に進行し高品質で所望の物理特性を有する膜が形成され
るべく、成膜因子としての堆積膜形成用の原料物質
（Ｉ）及びハロゲン系酸化剤（II）の種類と組み合せ、
反応時の圧力，ガス流量，成膜空間内圧，基体の種類，
成膜温度（基体温度及び雰囲気温度）が所望に応じて適
時選択される。これ等の成膜因子は有機的に関連し、単
独で決定されるものではなく相互関連の下に夫々に応じ
て決定される。本発明の方法に於いて、成膜空間に導入
される堆積膜形成用の気体状原料物質（Ｉ）と気体状ハ
ロゲン系酸化剤（II）との吸着と反応のプロセスは、上
記成膜因子のうち関連する成膜との関係に於いて適宜所
望に従って決められる。 本発明の堆積膜形成に於ける圧力は適宜設定され、好
ましくは１×10-7〜10Torr、より好ましくは１×10-4〜
1Torrが望ましい。 本発明の方法において、所望の結晶質の堆積膜を選択
的に形成させる為には、あらかじめ結晶核が選択的に形
成し得る材料を基体表面に目的に応じた形で配置する必
要がある。 結晶形成面形成材料の種類による結晶形成材料の核形
成密度の差を利用して、基体上に所望のパターンで核形
成面を離散的に配置しておくことによって、選択的に所
望の結晶質の堆積膜を成膜することができる。 例えば、シリコン単結晶をシリコン酸化膜で覆って選
択的に下地シリコン単結晶を露出したもの、或いはシリ
コン結晶の成長性の小さいSiO2基体上のシリコン薄膜を
微小面積で選択的に配置したものが使用される。さらに
前述の様にこのシリコン結晶の代わりにシリコンと異な
る種類の結晶を核として使用できるが、これらの結晶の
材料には次の様な条件が必要である。 1. 基体表面の結晶材料の格子定数が堆積膜の格子定数
と一致しているか、きわめて近いこと。 2. 基体表面の結晶材料と堆積膜の熱膨張係数が一致し
ているか、きわめて近いこと。 故に、結晶質Siの堆積膜を得る為に適当な基体の表面
を構成すべき材料としてはGaF2,ZnS,Yb,Mn3Ga,NaCoF3,N
i3Sn,Fe3C,NiTex（ｘ＜0.7）,CoMnO3,NiMnO3,MaZn3,CuC
l,Alp,Siなどが挙げられる。 更に前述の２つの条件から略々の外れた場合でも、堆
積条件をより適切に選ぶ事によって結晶質の堆積膜を得
る事も可能であり、本発明の堆積膜形成法は上述の材料
に限定されるものではない。 例えば、本発明に於いてSi結晶を得る為に用いられる
基体としては、例えばSiO2膜上にSi3N4を離散的に配置
したもの、或いはSi3N4膜上をSiO2で覆い、部分的に下
地Si3N4を露出させたものが使用される。 これはシリコン結晶核がSi3N4上で生成し易く、SiO2
上で生成し難い性質を利用したもので、本発明の堆積形
成法に於いては核形成の生成に難易差を有する材料であ
れば非晶質，結晶質に依らず使用することが可能であ
る。 成膜時の基体温度（TS）は、形成する堆積膜の種類及
び用いる基板の種類により適宜設定される。 次に本発明をより良く理解するために、金属や半導体
の一般的な薄膜形成過程を説明する。 堆積面が飛来する原子と異なる種類の材料、特に非晶
質材料である場合、飛来する原子は基板表面を自由に拡
散し、又は再蒸発（脱離）する。そして原子同志の衝突
の末、核が形成され、その自由エネルギＧが最大となる
ような核（臨界核）の大きさrc（＝−２σ0/gv）以上に
なると、Ｇは減少し、核は安定に三次元的に成長を続
け、島状となる。rcを越えた大きさの核を「安定核」と
呼び以降の本発明の基本的な説明に於いて、何等断わる
ことなしに「核」と記した場合は、この「安定核」を示
すものとする。 また、「安定核」の中ｒの小さいものを「初期核」と
呼ぶ。核を形成することによって生ずる自由エネルギＧ
は、 Ｇ＝４πｆ（θ）（σ0r2＋1/3・gv・r3） ｆ（θ）＝1/4（２−3cosθ＋cos2θ） ただし、 r:核の曲率半径 θ：核の接触角 gv:単位堆積当りの自由エネルギ σ0:核と真空間の表面エネルギ と表わされる。Ｇの変化の様子を第１図に示す。同図に
おいて、Ｇが最大値であるときの安定核の曲率半径がrc
である。 このように核が成長して島状になり、更に成長して島
同志の接触が進行し、場合によっては合体が起こり、網
目状構造を経て最後に連続膜となって基板表面を完全に
覆う。このような過程を経て基板上に薄膜が堆積する。 上述したような堆積過程において、基板表面の単位面
積当りに形成される核の密度、核の大きさ、核形成速度
は、堆積の系の状態で設定され、特に飛来原子と基板表
面物質との相互作用が重要な因子となる。また、堆積物
質と基板との界面の界面エネルギの結晶面に対する異方
性によってある特定の結晶方位が基板に平行に成長する
が、基板が非晶質である場合には、基板平面内での結晶
方位は一定ではない。このために、核あるいは島同志の
衝突により粒界が形成され、特にある程度の大きさ以上
の島同志の衝突であれば合体が起きるとそのまま粒界が
形成される。形成された粒界は固相では移動しにくいた
めに、その時点で粒径が決定される。 次に、堆積面上に選択的に堆積膜を形成する選択堆積
法について述べる。選択堆積法とは、表面エネルギ、付
着係数、脱離係数、表面拡散速度等という薄膜形成過程
での核形成を左右する因子の材料間での差を利用して、
基板上に選択的に薄膜を形成する方法である。 第２図（Ａ）および（Ｂ）は選択堆積法の説明図であ
る。まず同図（Ａ）に示すように、基板１上に、基板１
と上記因子の異なる材料から成る薄膜２を所望部分に形
成する。そして、適当な堆積条件によって適当な材料か
ら成る薄膜の堆積を行うと、薄膜３は薄膜２上にのみ成
長し、基板１上には成長しないという現象を生じさせる
ことができる。この現象を利用することで、自己整合的
に成形された薄膜３を成長させることができ、従来のよ
うなレジストを用いたリソグラフイ工程の省略が可能と
なる。 この様な選択形成法による堆積を行う事ができる材料
としては例えば基板１としてSiO2、薄膜２としてSi,GaA
s,窒化シリコン，そして堆積させる薄膜３としてSi,W,G
aAs,InP等がある。 第３図は、SiO2の堆積面と窒化シリコンの堆積面との
核形成密度（ND）の経時変化を示すグラフである。 同グラフが示すように、堆積を開始して間もなくSiO2
上での核形成密度（ND）は103cm-2以下で飽和し、20分
後でもその値はほとんど変化しない。 それに対して窒化シリコン（Si3N4）上では、約４×1
05cm-2で一旦飽和し、それから10分ほど変化しないが、
それ以降は急激に増大する。なお、この測定例では、Si
Cl4ガスをH2ガスで稀釈し、圧力175Torr、温度1000℃の
条件下でCVD法により堆積した場合を示している。 この様な現象は、SiO2および窒化シリコンの材料表面
のSiに対する吸着係数、離脱係数、表面拡散係数等の差
によるところが大きいが、Si原子自身によってSiO2が反
応し、蒸気圧が高い一酸化シリコンが生成される事でSi
O2自身がエツチングされ、他方窒化シリコン上ではこの
様なエツチング現象は生じないということも選択堆積を
生じさせる原因となっていると考えられる（T.Yonehar
a,S.Yoshioka,S.Miyazawa journal of Applied Physics
53,6839,1982）。 このように堆積面の材料としてSiO2および窒化シリコ
ンを選択し、堆積材料としてシリコンを選択すれば、同
グラフに示すように充分に大きな核形成密度差（ΔND）
を得ることができる。なお、ここでは堆積面の材料とし
てSiO2が望ましいが、これに限らすSiOx（０＜ｘ＜２）
であっても充分実用的な核形成密度差（△ND）を得るこ
とができる。 勿論、これらの材料に限定されるものではなく、核形
成密度の差（△ND）が同グラフで示すように核の密度で
103倍以上であれば十分であり、後に例示するような材
料によっても堆積膜の十分な選択形成を行うことができ
る。 この核形成密度差（△ND）を得る他の方法としては、
SiO2面に局所的にSiやＮ等をイオン注入して過剰にSiや
Ｎ等を有する領域を形成してもよい。 本発明は、このような核形成密度差（△ND）に基く、
選択的堆積法を利用するものであって、堆積面の材料よ
り核形成密度の十分大きい異種材料から成る堆積面を単
一の核だけが成長するように十分微細に形成することに
よって、その微細な異種材料の存在する箇所だけに単結
晶をせ託的に成長させるものである。 なお、単結晶の選択的成長は、堆積面表面の電子状
態、特にダングリングボンドの状態によって決定される
ために、核形成密度の材料（たとえばSiO2）はバルク材
料である必要はなく、任意の材料や基板等の表面のみに
形成されて上記堆積面を成していればよい。 以下、本発明を図面に基づいて詳細に説明する。 第４図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明による結晶の形成方
法の第１実施態様例を示す形成工程図であり、第５図
（Ａ）および（Ｂ）は、第４図（Ａ）および（Ｄ）にお
ける基板の斜視図である。 まず、第４図（Ａ）及び第５図（Ａ）に示すように、
基板４上に、選択核形成を可能にする核形成密度の小さ
い薄膜５〔非核形成面（SNDS）〕を形成し、その上に核
形成密度の小さい薄膜５を形成する材料とは異種の材料
を薄く堆積させ、リソグラフイ等によってパターニング
する事で異種材料から成る核形成面（SNDL）（又は「Se
ed」と呼ぶ）６を十分微細に形成する。但し基板４の大
きさ、結晶構造及び組成は任意のものでもよく、通常の
半導体技術で作成した機能素子が形成された基板であっ
てもよい。また異種材料から成る核形成面（SNDL）６と
は、上述した様にSiやＮ等を薄膜５にイオン注入して形
成される過剰にSiやＮ等を有する変質領域も含めるもの
とする。 次に、FOCVD法で適当な堆積条件を選択することによ
って結晶性堆積膜を形成する。即ち、先ず核形成面（S
NDL）６だけに薄膜材料の単一の核が形成される。核形
成面（SNDL）６の大きさは、材料の種類によって異なる
が、数ミクロン以下であればよい。更に核は単結晶構造
を保ちながら成長し、第４図（Ｂ）に示すように島状の
単結晶粒７となる。島状の単結晶粒７が形成されるため
には、すでに述べたように、薄膜５上で全く核形成が起
こらないように条件を決めることが望ましいものであ
る。 島状の単結晶粒７は単結晶構造を保ちながら核形成面
（SNDL）６を中心にして更に成長し（later alovergrow
th）、同図（Ｃ）に示すように薄膜５全体を覆うことが
出来る（単結晶7A）。 続いて、必要に応じてエツチング又は研磨によって単
結晶7Aを平坦化し、第４図（Ｄ）及び第５図（Ｂ）に示
す様に、所望の素子を形成する事ができる単結晶層８が
薄膜５上に形成される。 この様に非核形成面（SNDS）を形成する薄膜５が基板
４上に形成されている為に、支持体となる基板４は任意
の材料を使用する事ができる。更にの様な場合には基板
４に通常の半導体技術によって機能素子等が形成された
ものであっても、その上に容易に単結晶層８を形成する
事ができる。 なお、上記実施態様例では非核形成面（SNDS）を薄膜
５で形成したが、勿論第６図に示すように、選択核形成
を可能にする核形成密度（ND）の小さい材料から成る基
板をそのまま用いて、核形成面（SNDL）を所望に応じた
任意位置に設けて、単結晶層を同様に形成してもよい。 第６図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明の第二実施態様例を
す示す結晶の形成工程図である。同図に示すように、選
択核形成を可能にする核形成密度（ND）の小さい材料か
ら成る基板９上に、核形成密度（ND）の大きい材料から
成る核形成面（SNDL）６を十分微小に形成することで、
第一実施態様例と同様にして単結晶層８を形成すること
ができる。 第７図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明による結晶の形成方
法の第三実施態様例を示す形成工程図であり、第８図
（Ａ）及び（Ｂ）は、第７図（Ａ）および（Ｄ）におけ
る基板の斜視図である。 第７図（Ａ）および第８図（Ａ）に示すように、非晶
質絶縁物基板11上に、距離ｌを隔てて上記選択核形成を
可能とする基板11とは異種の材料で核形成面（SNDL）12
−1,12−２を十分に小さく配置する。この距離ｌは、た
とえば半導体素子又は素子群を形成するために必要とさ
れる単結晶領域の大きさと同じか又はそれ以上に設定さ
れる。 次に、適当な結晶形成条件を選択することによって、
核形成面（SNDL）12−1,12−２だけに結晶形成材料の核
の唯一が形成される。即ち、核形成面12−1,12−２は単
一の核のみが形成される程度に十分微細な大きさ（面
積）に形成する必要がある。核形成面（SNDL）12−1,12
−２の大きさは、材料の種類によって異なるが、数ミク
ロン以下であればよい。更に、核は単結晶構造を保ちな
がら成長し、第７図（Ｂ）に示すように島状の単結晶粒
13−1,13−２となる。島状の単結晶粒13−1,13−２が形
成されるためには、すでに述べたように、基板11上の核
形成面（SNDL）以外の表面で全く核の形成が起こらない
ように条件を決めることが望ましいものである。 島状の単結晶粒13−1,13−２の基板11の法線方向の結
晶方位は、基板11の材料および核を形成する材料の界面
エネルギを最小にするように一定に決まる。なぜなら
ば、表面あるいは界面エネルギは結晶面によって異法性
を有するからである。しかしながら、すでに述べたよう
に、非晶質基板における基板面内の結晶方位は決定され
ない。 島状の単結晶粒13−1,13−２はさらに成長して、単結
晶13A−1,13A−２となり、第７図（Ｃ）に示す様に隣り
の単結晶13A−1,13A−２が互いに接触するが、基板面内
の結晶方位は一定ではないために、核形成面（SNDL）12
−１と12−２の中間位置に結晶粒界14が形成される。 続いて、単結晶13A−1,13A−２は三次元的に成長する
が、成長速度の遅い結晶面がフアセツトとして現われ
る。その為に、エツチング又は研磨によって単結晶13A
−1,13A−２の表面の平坦化を行い、更に粒界14の部分
を除去して、第７図（Ｄ）及び第８図（Ｂ）に示すよう
に粒界を含まない単結晶の薄膜15−1,15−2,15を格子状
に形成する。この単結晶薄膜15−1,15−2,15の大きさ
は、上述したように核形成面（SNDL）12の間隔ｌによっ
て決定される。すなわち、核形成面（SNDL）12の形成パ
ターンを適当に定めることによって、粒界の位置を制御
することができ、所望の大きさの単結晶を所望の配列で
形成することができる。 第９図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明の第四実施態様例を
示す結晶の形成工程図である。同図に示すように、第一
実施例と同様に所望の基板４上に、選択核形成を可能に
する核形成密度（ND）の小さい材料から成る薄膜状の非
核形成面（SNDS）５を形成し、その上に問題ｌで核形成
密度（ND）の大きい異種材料から成る核形成面（SNDL）
12を形成し、上記第三実施態様例と同様にして単結晶層
15を形成することができる。 第10図（Ａ）〜（Ｃ）は、本発明による結晶の形成方
法の第五実施態様例を示す形成工程図であり、第11図
（Ａ）及び（Ｂ）は、第10図（Ａ）及び（Ｃ）における
基板の斜視図である。 まず、第10図（Ａ）および第11図（Ａ）に示すよう
に、非晶質絶縁物基板11に所望の大きさおよび形状の凹
部16を形成し、その中に単一核のみが形成され得るに充
分微小サイズの核形成面（SNDL）12を形成する。 続いて、第10図（Ｂ）に示すように、第一実施態様例
と同様にして島状の単結晶粒13を成長させる。 そして、第10図（Ｃ）および第11図（Ｂ）に示すよう
に、単結晶粒13が凹部16を埋めるまで成長させ、単結晶
層17を形成する。 本実施例では、凹部16内に単結晶粒13が成長するため
に、平坦化および粒界部分の除去工程が不要となる。 第12図（Ａ）〜（Ｃ）は、本発明の第六実施態様例を
示す結晶の形成工程図である。同図に示すように、第一
実施態様例と同様の任意の基板４上に、選択核形成を可
能にする核形成密度（ND）の小さい材料から成る薄膜状
の非核形成面（SNDS）18を形成し、そこに所望の大きさ
および形状の凹部16を形成する。そして、その中に非核
形成面（SNDS）を形成する材料とは、異種形状であっ
て、核形成密度（ND）の大きい材料から成る核形成面
（SNDL）12を微小に形成し、第五実施態様例と同様にし
て単結晶層17を形成する。 第13図（Ａ）〜（Ｃ）は、本発明の第七実施態様例を
示す結晶の形成工程図である。所望の基板19に凹部を形
成した後、選択核形成を可能にするに充分核形成密度
（ND）の小さい材料から成る薄膜状の非核形成面
（SNDS）20を形成し、以下前記の例と同様にして単結晶
層17を形成することができる。 第14図は、本発明の第一実施態様例を用いて製造され
た多層構造の半導体電子デバイスの一例を示す概略的断
面図である。 同図において、Si又はGaAsの半導体基板1401には、通
常の製造プロセスによってトランジスタ1402やその他の
半導体素子又は光素子等が形成され、その上にCVD法や
スパツタ法によって、例えば非核形成面（SNDS）1404を
有するSiO2層1403が形成されている。そして、既に述べ
たように、単一核のみが形成され得るに十分微小な面積
を有する核形成面（SNDL）1405を有する薄膜1406を例え
ばSi3N4で形成し、該核形成面（SNDL）1405から単結晶
を成長させ、Si単結晶層1407を形成する。 続いて、単結晶層1407にトランジスタ1408やその他半
導体素子又は光素子を形成し、SiO2層1403を通して基板
1401とSi単結晶層1047とに夫々形成された素子を電気的
に接続する。こうして、たとえば第一層（基板1401）の
トランジスタ1402と第二層（単結晶層1404）のトランジ
スタ1408とを夫々MOSトランジスタとして形成し、これ
等を接続してCMOSを形成すれば、相互作用の全くないCM
OSを製造することができる。また、上記と同様の技術に
よって発光素子と、その駆動回路を一体化して形成する
こともでき、高集積化を達成することができる。 更に、本実施例を繰返すことで、SiO2層1403を挟んで
幾層にも単結晶層1407を形成することができる。容易に
多層構造の半導体電子デバイスを形成することができ
る。 第15図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明の第８実施態様例を
示す結晶の形成工程図である。 同図（Ａ）〜（Ｄ）は第７図の（Ａ）〜（Ｃ）と同じ
である。すなわち、核形成面12を間隔ｌをおいて複数個
（図では２ケ）形成し、核形成面12上にovergrowthさせ
た単結晶粒13を形成する。この単結晶粒13を更に成長さ
せて単結晶13Aを形成することによって核形成面
（SNDL）12のほぼ中央に粒界14が形成され、単結晶13A
の表面を平坦化することで第15図（Ｄ）に示すような粒
径が略々ｌに揃った多結晶層21を得ることができる。 この多結晶層21の粒径は核形成面（SNDL）12の間隔ｌ
によって決定されるために、多結晶の粒径制御が可能と
なる。従来では、多結晶の粒径は形成方法や形成温度等
の複数の要因によって変化し、且つ大きい粒径の多結晶
を作成する場合には、平成り幅をもった粒径分布を有す
るものであったが、本発明によれば核形成面12の間隔ｌ
によって制御性良く粒径及び粒径分布が決定される。 勿論、第９図に示すように、所望基板４上に核形成密
度（ND）の小さい非核形成面（SNDS）５と核形成密度
（ND）の大きい核形成面（SNDL）12−1,12−２を形成し
て、上記多結晶層21を形成してもよい。この場合は、既
に述べたように、基板材料や構造等に制約されることな
く、多結晶層21を粒径と粒径分布を制御して形成するこ
とができる。 次に、上記各実施態様例における単結晶層の又は多結
晶層の具体的形成方法を第７図に示す第３実施態様例お
よび第15図に示す第８実施態様例を中心により具体的、
より詳細に説明する。 Si単結晶ウエハを熱酸化して表面にSiO2層を形成する
事で表面が非核形成面（SNDS）化された基板11とする。
勿論、核形成密度（ND）の小さい材料である石英基板を
基板11として用いてもよいし、金属，半導体，磁性体，
圧電体，絶縁体等の任意の下地基板表面上に、スパツタ
法,CVD法，真空蒸着法等を用いてSiO2層を形成して核形
成面（SNDS）を設けてもよい。また、非核形成面
（SNDS）を形成する材料としてはSiO2が望ましいが、Si
Ox（Ｏ＜ｘ＜１）としてＸの値を変化させたものであっ
てもよい。 こうして形成されたSiO2層を表面に有する基板11のSi
O2層上に減圧気相成長法によって窒化シリコン層（例え
ばSi3N4層）又は多結晶シリコン層を堆積させ、次いで
通常のリソグラフイ技術又はＸ線、電子線若しくはイオ
ン線を用いたリソグラフイ技術で窒化シリコン層又は多
結晶シリコン層をパターニングし、好ましくは10μ以
下、より好ましくは数ミクロン以下、最適には１μｍ以
下の微小な面積を有する核形成面（SNDL）12を形成す
る。 続いて、例えば、前記したガス種の中適当なガスを選
択して使用し、FOCVD法によって上記基板11上に例えばS
i単結晶を選択的に成長させる。その際の基本温度，圧
力等は所望に応じて適宜決定されるが基板温度として
は、好ましくは100〜600℃とされるのが望ましい。 数十分程度の時間で、SiO2層上の窒化シリコン層又は
多結晶シリコン層から成る核形成面（SNDS）12を中心と
して最適の成長条件を選択することで単結晶のSiの粒13
が成長し、その大きさは数十μｍ以上に成長する。 続いてSiとSiO2との間のエツチング速度差を利用した
反応性イオンエツチング（RIE）法によって、Siのみを
選択的にエツチングして単結晶13Aの表面を平坦化する
ことで、粒径が制御された多結晶シリコン層21が形成さ
れる（第15図（Ｄ））。更に粒界部分を除去して島状の
単結晶シリコン層15が形成される（第７図（Ｄ））。な
お、単結晶粒13の表面の凹凸が大きい場合は、機械的研
摩を行った後にエツチングを行っても良い。 このようにして形成された大きさ数十μｍ以上で粒界
を含まない単結晶シリコン層15に、通常の半導体素子作
成技術によって電界効果トランジスタを形成すると、単
結晶シリコンウエハに形成したものに劣らない特性を示
す。 また、隣接する単結晶シリコン層15同志はSiO2等の電
気的絶縁物によって電気的に分離しておけば、相補型電
界効果トランジスタ（Ｃ−MOS）を形成しても、相互の
干渉を防止することが出来る。また、形成する素子の活
性層の厚さが、Siウエハを用いた場合より薄いために、
放射線を照射された時に発生する電荷による誤動作がな
くなる。更に、寄生容量が低下するために、素子の高速
化が図れる。また、任意の基板が使用できるために、Si
ウエハを用いるよりも、大面積基板上に単結晶層を低コ
ストで形成することができる。更に、他の半導体，圧電
体，誘電体等の基板上にも単結晶層を形成できるため
に、多機能の三次元集積回路を実現することができる。 この様に本発明は数々の優れた効果を示す。 （窒化シリコンの組成） これまで述べてきた様な非核形成面（SNDS）形成材料
（MS）と核形成面（SNDL）形成材料（ML）との十分な核
形成密度差（△ND）を得るには、多結晶シリコンやSiO2
に対して核形成面（SNDS）形成材料としてはSi3N4に限
定されるものではなく、窒化シリコンでもその化学組成
比を変化させたものを使用してもよい。 窒化シリコンの化学組成比を変化させるには、例えば
次の様にする。 RFプラズマ中でSiH4ガスとNH3ガスと分解させて低温
で窒化シリコン膜を形成するプラズマCVD法では、SiH4
ガスとNH3ガスとの流量比を変化させることで、堆積す
る窒化シリコン膜のSiとＮの組成比を大幅に変化させる
ことができる。 第16図は、SiH4とNH3の流量比と形成された窒化シリ
コン膜中のSiおよびＮの組成比との関係の一例を示した
グラフである。 この時の堆積条件は、RF出力175W、基板温度380℃で
あり、SiH4ガス流量を300cc/minに固定し、NH3ガスの流
量を変化させた。同グラフに示すようにNH3/SiH4のガス
流量比を４〜10へ変化させると、窒化シリコン膜中のSi
/N比は1.1〜1.58に変化することがオージエ電子分光法
によって明らかとなった。 また、減圧CVD法でSiH2 CI2ガスとNH3ガスとを導入
し、0.3Torrの減圧下、温度約800℃の条件で形成した窒
化シリコン膜の組成は、ほぼ化学量論比であるSi3N4（S
i/N＝0.75）に近いものであった。 また、SiをアンモニアあるいはN2中で約1200℃で熱処
理すること（熱窒化法）で形成される窒化シリコン膜
は、その形成方法が熱平衡下で行われるために、更に化
学量論比に近い組成を得ることができる。 以上の様に種々の方法で形成した窒化シリコンをSiの
核形成密度がSiO2より高い核形成面（SNDL）形成材料と
して用いて、上記Siの核を窒化シリコンからなる核形成
面（SNDL）上に成長させると、窒化シリコンの化学組成
比に応じた核形成密度差（△ND）に基づいてSi単結晶が
形成される。 第17図は、Si/N組成比と核形成密度（ND）との関係を
示すグラフである。同グラフに示すように、窒化シリコ
ン膜の、化学組成比を変化させることで、その上に形成
されるSi単結晶核の核形成密度は大幅に変化する。第17
図のグラフに於ける核形成条件は、SiCI4ガスを175Torr
に減圧し、1000℃でH2と反応させてSi単結晶核を生成さ
せた場合である。勿論、核形成条件例えばガス種，圧
力，温度等を変化させれば別のグラフが得られることは
云うまでもない。 この様に窒化シリコンの化学組成比によって核形成密
度が変化する現象は、単一の核を成長させる程度に十分
微細に形成される核形成面（SNDL）を形成する材料とし
て窒化シリコンを用いる場合には、核形成面（SNDL）の
大きさ（面積）に影響を与える。すなわち、核形成密度
（ND）が大きい組成を有する窒化シリコンを用いる場合
には、核形成面（SNDL）は、核形成密度（ND）がそれよ
りも比較的小さい窒化シリコンの場合よりも非常に微細
に形成することによって、核形成面（SNDL）上に単一の
核のみを形成することができる。 この様な点は核形成面（SNDL）を形成する他の材料に
就いても同様な傾向として適用することが出来る。 従って、本発明に於いては、その目的を効果的に達成
するには核形成密度（ND）と、単一の核のみが形成出来
るような窒化シリコン等で形成される核形成面（SNDL）
の大きさとを適宜所望に応じて選択することが望まし
い。たとえば〜105cm-2の核形成密度（ND）を得る核形
成条件では、窒化シリコンからなる核形成面（SNDL）の
大きさは約４μｍ以下であれば単一の核のみを選択的に
形成することができる。 その場合のSi/N組成比は約0.5である。 （イオン注入による核形成面（SNDL）の形成） Si単結晶核を形成する場合の核形成密度差（△ND）を
実現する他の方法として、核形成密度の小さい非核形成
面（SNDS）を形成する材料であるSiO2層の表面に局所的
にSi,N,P,B,F,Ar,He,C,As,Ga,Ge等をイオン注入してSiO
2層表面に所望の大きさの変質領域を形成し、この変質
領域を核形成密度（ND）の大きい核形成面（SNDL）とす
ることも出来る。 例えば、SiO2層表面をフオトレジスト層で覆い、所望
の個所を露光，現象，溶解させてSiO2層表面を部分的に
表出させる。 続いて、SiF2ガスをソースガスとして用い、Siイオン
を10keVで１×1016〜１×1018cm-2の密度で露出してい
るSiO2層表面に打込む。 この場合投影飛程は114Åであり、SiO2層露出部表面
ではSi濃度が〜1022cm-3に達する。SiO2層はもともと非
晶質であるために、Siイオンを注入してSi過剰とした変
質領域も非晶質である。 なお、変質領域を形成するには、レジストをマスクと
してイオン注入を行うこともできるが、集束イオンビー
ム技術を用いて、レジストマスクを使用せずに絞られた
SiイオンビームをSiO2層表面の所望位置に所望の面積内
に選択的に注入してもよい。 こうしてSiイオン注入を行った後、残部のレジストを
剥離することで、SiO2層表面部にSiが過剰な変質領域が
所望位置に所望の大きさで形成される。このような変質
領域が形成されたSiO2層表面部の変質領域上にSi単結晶
を気相成長させる。 第18図は、Siイオンの注入量と核形成密度（ND）との
関係を示すグラフである。 同グラフに示すように、Si+注入量が多い程、核形成
密度（ND）が増大することがわかる。 したがって、この変質領域を十分微細に形成すること
で、この変質領域を核形成面（SNDL）としてSiの単一の
核のみを成長させることができ、上述したように単結晶
を成長させることができる。 なお、変質領域を単一の核のみが成長する程度に十分
微細に形成することは、レジストのパターニングや、集
積イオンビームのビームを絞ることによって容易に達成
される。 第19図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明による結晶の形成方
法の第９実施態様例を示す形成工程図であり、第20図
（Ａ）および（Ｂ）は、第19図（Ａ）および（Ｄ）に対
応する斜視図である。 まず、第19図（Ａ）および第20図（Ａ）に示すよう
に、下地基板４上に、選択核形成を可能にする核形成密
度の大きい薄膜６（又は「Seed」と呼ぶ）〔核形成面
（SNDL）6Aを形成する〕を形成し、その上に核形成密度
の大きい薄膜６を形成する材料とは異種の材料を薄く堆
積させ、リソグラフイ等によってパターニングすること
で異種材料から成り非核形成面（SNDS）5Aを形成する薄
膜５を核形成面（SNDL）6Aが十分微細に設けられるよう
に形成する。ただし、下地基板４の大きさ、結晶構造お
よび組成は任意のものでよく、又、通常の半導体技術で
作成した機能素子が形成された基板であってもよい。ま
た異種材料から成る核形成面（SNDL）6Aは、SiO2薄膜５
の下の薄膜６を多結晶シリコン又はSiO2で形成し、露出
部6Aに、SiやＮ等をイオン注入して形成される過剰にSi
やＮ等を有する変質領域として形成しても良い。 次に、適当な堆積条件を選択することによって核形成
面（SNDL）6Aだけに結晶形成材料の単一の核が形成され
る。すなわち、核形成面（SNDL）6Aは、単一の核のみが
形成される程度に十分微細に形成する必要がある。核形
成面（SNDL）6Aの大きさは、材料の種類によって異なる
が、数ミクロン以下であればよい。更に核は単結晶構造
を保ちながら成長し、第19図（Ｂ）に示すように島状の
単結晶粒７となる。島状の単結晶粒７が形成されるため
には、すでに述べたように、薄膜5A上で全く核形成が起
こらないように条件を決めることが望ましいものであ
る。 島状の単結晶粒７は単結晶構造を保ちながら核形成面
（SNDL）6Aを中心にして更に成長し（lateral over gro
wth）、同図（Ｃ）に示すように薄膜５の表面全体を覆
うことが出来る（単結晶7A）。 続いて、必要に応じてエツチング又は研磨によって単
結晶7Aを平坦化し、第19図（Ｄ）および第20図（Ｂ）に
示すように、所望の素子を形成することができる単結晶
層８が薄膜５上に形成される。 このように核形成面（SNDL）6Aを形成する薄膜６が基
板４上に形成されているために、支持体となる基板４は
任意の材料を使用することができる。更にこの様な場合
には基板４に通常の半導体技術によって機能素子等が形
成されたものであっても、その上に容易に単結晶層８を
形成することができる。 なお、上記実施態様例では、核形成面（SNDL）6Aを薄
膜６で形成したが、勿論第21図に示すように、選択核形
成を可能にする核形成密度（ND）の大きい材料から成る
基板をそのまま用いて、非核形成面（SNDS）を所望に応
じた任意位置に設けて、単結晶層を同様に形成してもよ
い。 第21図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明の第10実例態様例を
示す結晶の形成工程図である。同図に示すように、選択
核形成を可能にする核形成密度（ND）の大きい材料から
成る基板９上に、核形成密度（ND）の小さい材料から成
り、非核形成面（SNDS）5Aを形成する薄膜５を、核形成
面（SNDL）9Aとなる基板９の露出部を十分微小に設ける
ように形成することで結晶形成用の基体を用意し、該基
体を用いて第一実施態様例と同様にして単結晶層８を形
成することができる。 第22図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明による結晶の形成方
法の第11実施態様例を示す形成工程図であり、第23図
（Ａ）及び（Ｂ）は、第22図および（Ｄ）に対応する斜
視図である。 第22図（Ａ）および第23図（Ａ）に示すように、ガラ
ス基板等の適当な下地基板10上に核形成密度（ND）が比
較的大きなSi3N4等の非晶質絶縁物質薄膜12を設け、該
薄膜12上に、距離ｌを隔てて上記選択核形成を可能とす
る薄膜12を形成する材料に対して核形成密度が小さい異
種の材料で所望位置に薄膜11を選択的に形成して単一核
のみが形成されるに十分に小さい面積の核形成面
（SNDL）12A−1,12A−２を配置する。この距離ｌは、た
とえば半導体素子又は素子群を形成するために必要とさ
れる単結晶領域の大きさと同じか又はその以上に設定さ
れる。 次に、適当な結晶形成条件を選択することによって、
核形成面（SNDL）12A−1,12A−２だけに結晶形成材料の
核の唯一が形成される。即ち、前述した様に核形成面12
A−1,12A−２は単一の核のみが形成される程度に十分微
細な大きさ（面積）に形成する必要がある。核形成面
（SNDL）12A−1,12A−２の大きさは、材料の種類によっ
て異なるが、数ミクロン以下であればよい。更に、前記
形成された核は単結晶構造を保ちながら成長し、第22図
（Ｂ）に示すように島状の単結晶粒13−１、13−２とな
る。島状の単結晶粒13−１、13−２が形成されるために
は、すでに述べた様に、核形成面（SNDL）12A−1,12A−
２以外の表面〔非核形成面（SNDS）11A〕で実質的に全
く核の形成が起こらないように条件を決めることが望ま
しいものである。 島状の単結晶粒13−1,13−２の薄膜12の法線方向の結
晶方位は、薄膜12の材料および核を形成する材料の界面
エネルギーを最小にするように一定に決まる。なぜなら
ば、表面あるいは界面エネルギーは結晶面によって異法
性を有するからである。しかしながら、すでに述べたよ
うに、非晶質表面における表面内の結晶方位は決定され
ない。 島状の単結晶粒13−1,13−２はさらに成長して、単結
晶13A−1,13A−２となり、第22図（Ｃ）に示す様に隣り
の単結晶13A−1,13A−２が互いに接触するが、基本面内
の結晶方位は単結晶毎に異なるために、核形成面
（SNDL）12−1,12−２の中間位置に結晶粒界14が形成さ
れる。 続いて、単結晶13A−1,13A−２は三次元的に成長する
が、成長速度の遅い結晶面がフアセツトとして現われ
る。その為に、エツチング又は研磨によって単結晶13A
−1,13A−２の表面の平坦化を行い、更に粒界14の部分
を除去して、第22図（Ｄ）及び第23図（Ｂ）に示すよう
に粒界を含まない単結晶の薄膜15−1,15−2,………を格
納状に形成する。この単結晶薄膜15−1,15−2,………の
大きさは、上述したように核形成面（SNDL）12A−1,12A
−２の間隔ｌによって決定される。すなわち、核形成面
（SNDL）12A−1,12A−２の形成パターンを適当に定める
ことによって、粒界の位置を制御することができ、所望
の大きさの単結晶を所望の配列で形成することができ
る。 第24図（Ａ）〜（Ｃ）は、本発明による結晶の形成方
法の第12実施態様例を示す形成工程図であり、第25図
（Ａ）および（Ｂ）は、第24図（Ａ）および（Ｃ）に対
応する斜視図である。 まず、第24図（Ａ）および第25図（Ａ）に示すように
第７図の工程（Ａ）に示すのと同様にして下地基板10上
に薄膜12及び薄膜11を設けて、核形成面（SNDL）12A−
1,12A−２及び非核形成面（SNDS）11Aを形成する。次い
で、核形成面（SNDL）12A−1,12A−２に対応する位置の
所望の大きさおよび形状の凹部14−1,14−２が設けられ
る様に、薄膜11と同様の材料か又は該材料と同等以下の
小さな核形成密度を有する材料で薄膜11−１を形成す
る。この様にして凹部14−1,14−２の中に単一核のみが
形成され得るに充分微小サイズの核形成面（SNDL）12A
−1,12A−２を有する結晶形成用の基体が形成される。 続いて、第24図（Ｂ）に示すように、第一実施態様例
と同様にして島状の単結晶粒13−1,13−２を成長させ
る。 そして、第24図（Ｃ）および第25図（Ｂ）に示すよう
に、単結晶粒13−1,13−２が凹部14−1,14−２を埋める
まで成長させ、単結晶層15−1,15−２を形成する。 本実施例では、凹部14−1,14−２内に単結晶粒13−1,
13−２が成長するために、平坦化および粒界部分の除去
工程を不要とすることが出来る。 第26図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明の第13実施態様例を
示す結晶の形成工程図である。 同図（Ａ）〜（Ｃ）は、第22図の（Ａ）〜（Ｃ）と同
じである。即ち、核形成面12A−1,12A−２を間隔ｌをお
いて複数個（図では２ケ）形成し、核形成面12A−1,12A
−２上オーバーグロース（over growth）させた単結晶
粒13A−1,13A−２を形成する。この単結晶粒13−1,13−
２を更に成長させて単結晶13A−1,13A−２を形成するこ
とによって非核形成面（SNDS）11Aのほぼ中央に粒界14
が形成され、単結晶13A−1,13A−２の表面を平坦化する
ことで第11図（Ｄ）に示すように粒径が略々ｌに揃った
多結晶層16を得ることができる。 この多結晶層16の粒径は核形成面（SNDL）12A−1,12
−２の間隔ｌによって決定されるために、多結晶の粒径
制御が可能となる。従来では、多結晶の粒径は形成方法
や形成温度等の複数の要因によって変化し、且つ大きい
粒径の多結晶を作成する場合には、可成り幅をもった粒
径分布を有するものであったが、本発明によれば核形成
面（SNDL）12A−1,12A−２の間隔ｌによって制御性良く
粒径及び粒径分布が決定される。 勿論、第22図に示すように、所望基板９上に薄膜５を
設けて核形成密度（ND）の小さい非核形成面（SNDS）5A
と、核形成密度（ND）の大きい核形成面（SNDL）9Aを所
望間隔で所望位置に複数形成して、上記と同様に多結晶
層を形成してもよい。この場合は、既に述べたように、
核形成密度差（△ND）を考慮してやれば基板材料や構造
等に制約されることなく、多結晶層を粒径と粒径分布を
制御して形成することができる。 〔実施例〕 以下、実施例を用いて本発明の方法をより詳しく説明
するが、本発明はこれら実施例によって限定されるもの
ではない。 第27図は本発明の堆積膜形成法を具現するに好適な装
置の１実施例を示すものである。 第27図に示す堆積膜形成装置は、装置本体，排気系及
びガス供給系の３つに大別される。 装置本体には、成膜空間が設けられている。 101〜108は夫々、成膜する際に使用されるガス充填さ
れているボンベ,101a〜108aは夫々ガス供給パイプ,101b
〜108bは夫々各ボンベからのガスの流量調整用のマスフ
ローコントローラー,101c〜108cはそれぞれガス圧力計,
101d〜108d及び101e〜108eは夫々バルブ,101f〜108fは
夫々対応するガスボンベ内の圧力を示す圧力計である。 120は真空チヤンバーであって、上部にガス導入用の
配管が設けられ、配管の下流に反応空間が形成される構
造を有し、且つ該配管のガス導入口に対向して、基体11
8が設置される様に基体ホールダー112が設けられた成膜
空間が形成される構造を有する。ガス導入用の配管は三
配置構造となっており、中よりガスボンベ101,102より
のガスが導入される第１のガス導入管109,ガスボンベ10
3〜105よりのガスが導入される第２のガス導入間110及
びガスボンベ106〜108よりのガスが導入される第３のガ
ス導入管111を有する。 各導入管へのボンベからのガスの供給は、ガス供給パ
イプライン123〜125によって夫々なされる。 各ガス導入管，各ガス供給パイプライン及び真空チヤ
ンバー120は、メイン真空バルブ119を介して不図示の真
空排気装置により真空排気される。 基盤118は基体ホルダー112を上，下,X,Y方向に移動さ
せることによって各ガス導入管からの位置を自由に設定
することができる。 本発明の方法の場合、この基板とガス導入管のガス導
入口の距離は、形成される堆積膜の種類及びその所望さ
れる特性，ガス流量，真空チヤンバーの内圧等を考慮し
て適切な状態になる様に決められるが、好ましくは数mm
〜20cm、より好ましくは5mm〜15cm程度とするのが望ま
しい。 130は基板118を必要に応じて冷却する為の冷却パイプ
であり、流量コントローラ131に接続されている。 113は基板118を成膜時に適当な温度に加熱したり、或
は成膜前に基体118を予備加熱したり、更には成膜後、
膜をアニールする為に加熱する基板加熱用ヒータであ
る。 基板加熱用ヒータ113は、導線114を介して電源115に
より電力が供給される。 116は基板温度（Ts）の温度を測定する為の熱電対で
温度表示装置117に電気的に接続されている。 126,127は液体原料用バブラーであり、液体の堆積膜
形成用原料物質128,129を詰めて用いる。堆積膜形成用
原料物質が通常状態の場合に基体であるときは液体原料
用バブラーを用いる必要はない。 実施例１ 第27図に示す成膜装置を用いて、次の様にし本発明の
方法による堆積膜を作成した。 ボンベ101に充填されているSiH4ガスを流量40sccmで
ガス導入管109より、ボンベ106に充填されているF2ガス
を流量60sccm,ボンベ107に充填されているHeガスを流量
120sccmでガス導入管111より真空チヤンバー120内に導
入した。本実施例では液体原料用バブラー126,127は使
用しなかった。 基体118は第28図に示される工程で作成した。 まず、第28図（Ａ）に示すような多結晶シリコン基板
201を洗浄し、続いて、スパツタリング法によって基板2
01の全面に酸化シリコン薄膜202を堆積させた［同図
（Ｂ）］。 続いて薄膜202上に電子線レジスト203を塗布し［同図
（Ｃ）］、所望パターンのホストマスクを用いて電子線
レジスト203が感光させ、現像によって電子線レジスト2
03を部分的に除去した［同図（Ｄ）］。 残留している電子線レジスト203をマスクとして酸化
シリコン薄膜202をエツチングし、所望パターンの薄膜2
02を形成した［同図（Ｅ）］。 以上の工程によって、多結晶シリコンのある結晶面が
定間隔で酸化シリコン膜から露光したシリコンの基体を
得た。基体の表面で露光したシリコン結晶の領域は直径
約数百Å,5μｍの間隔であった。 次に、不図示の排気装置によって真空チヤンバー120
を充分ベーキングして５×10-9Torrまで引いた。ボンベ
101に充填されているSiH4ガスを流量4sccmで真空チヤン
バー120へガス導入管109を通して流した。 他方、ボンベ107に充填されているF2ガス（Heで10％
に希釈）を4sccmをガス導入管111より真空チヤンバー12
0内に導入した。この時の排気速度は排気バルブ119を調
整して0.8mTorr/secとした。この状態を10時間保持した
後、バルブ101d及び107aを閉じて各ガス供給を止め、排
気バルブ119を開いて真空度0.004Torrになるよう調整し
たその後、真空を破って、成膜された基体118を外に取
り出した。 基体118上に得られた結晶シリコン堆積膜の断面の模
式図を第28図（Ｆ）に示す。 結晶粒界205は、酸化シリコン層202の除かれた結晶基
板201の露出部から等距離になるように結晶粒204のサイ
ズが決定されていた。 さらに得られた試料を用いて、Ｘ線回折法及び電子線
回折法により堆積膜の結晶性の評価を行ったところ、多
結晶質シリコンであることが確認された。更にシユラー
（Scherrar）多結晶シリコンの粒径は約５±0.2μｍで
あった。結晶粒径のバラツキは基体全面にわたってほと
んど均一であった。 又、走査型電子顕微鏡により試料の表面状態を観察し
たところ、平滑度は良好で波模様等が無く膜厚ムラは±
４％以下であった。また、この試料の結晶Si堆積膜の移
動度及び導電率をVander Pauw法により測定したとこ
ろ、夫々300（cm/V・sec）,9×10-6（Ｓ・cm-1）であっ
た。 実施例２ 基体118を第29図に示される工程で作成した。 まず、第29図（Ａ）に示される様な均一な材料からな
る基板206を洗浄し、続いてCVD法によって、基板206全
面にアモルフアスSiN（Ａ−SiN）薄膜207を約２μｍの
厚さで成膜させた［同図（Ｂ）］。 続いて上記Ａ−SiN薄膜20721にCO2レーザーアニール
装置に依ってN2雰囲気中で上記Ａ−SiNの表面アニール
を行ない、Ａ−SiN薄膜207の表面層約１μｍの深さに亘
って結晶質Si3N4（Ｃ−Si3N4）208を形成した［同図
（Ｃ）］。 この時レーザーは、パルス巾50nsec、平均パワー密度
100mJ/cm2を用い40pu/se照射した。続いてこのＣ−Si3N
4208の表面をO2雰囲気中で上記レーザーアニール装置に
よって走査し、選択的にSiO2層209を形成した［同図
（Ｄ）］。 以上の工程によって、Ｃ−Si3N4が定間隔で露出し、
他の部分がSiO2で覆われた基体118が形成された。基体
表面で露出した。Ｃ−Si3N4の領域は直径約４Å,3μｍ
の間隔であった。 さらにこの基体118を用いて実施例１と同様に第27図
に示される装置によって結晶質シリコンの堆積を行っ
た。 まず、不図示の排気装置によって真空チヤンネルバー
120を充分ベーキングして５×10-9Torrまで引いた。ボ
ンベ101に充填されているSiH4ガス流量5sccmで排気バル
ブ119を調整して真空チヤンバー120へガス導入管109を
通して流した。 同時にボンベ107に充填されているF2ガス（Heで10％
に希釈）を6sccmでガス導入管111より真空チヤンバー12
0内に導入した。この時の排気速度は排気バルブ119を調
整して0.8mTorr/secとし、この状態を20時間保持した
後、バルブ101d及び107aを閉じ各ガスの供給を止め、排
気バルブ119を開いて真空度0.01Torrになるよう調整し
た状態でしばらく保持した。 その後、真空を破って成膜された基体118を外に取り
出した。 この基体118上に得られた結晶シリコン堆積膜の断面
の模式図を第29図（Ｆ）に示す。 結晶粒界205はSiO2層209以外の結晶基板201の露出部
から等距離になるように結晶粒204のサイズが決定され
ていた。 さらに得られた試料について、Ｘ線回折法及び電子線
回折法により堆積膜の結晶性の評価を行ったところ、多
結晶質シリコン膜である事が確認された。さらにシユラ
ー（Scherrar）法で求めた多結晶シリコンの粒径は約３
＋0.5μｍであった。結晶粒径のバラツキは基体全面に
わたってほとんどなかった。 又、走査型電子顕微鏡により試料の表面状態を観察し
たところ、平滑度は良好で波模様等が無く、膜厚ムラは
±４％以下であった。また、この試料の多結晶Si堆積膜
の移動度及び導電率をVan der Pauw法により測定したと
ころ、夫々150（cm/V・sec）,9×10-6（Ｓ・cm-1）であ
った。 実施例３ 基板として、コーニング＃7059ガラス基板（大きさ5c
m×5cm,厚さ0.5mm）を用い、該基板表面上にまずグロー
放電法で水素を1.5％含む窒化膜を基板温度250℃で約15
0Å堆積した。 次に上記窒化膜上にフオトレジストを塗布し、第21図
（Ａ）の様に、１μ角でピツチ10μのパターンで焼き付
けした後フツ酸と水の混合液で上記１μ角の部分のみを
残して窒化膜をエツチングで除去した。次いでレジスト
を除去した後、十分洗浄して乾燥した。この様にして堆
積膜形成用の基体を用意した。 この基体を用いて第27図に示す成膜装置を用いて、次
の様にし本発明の方法による堆積膜を作成した。 ボンベ101に充填されているSiH4ガスを流量30sccmで
ガス導入管109より、ボンベ103に充填されているB2H6ガ
ス（5000ppmHeガス希釈）を流量0.5sccm,5sccm,50sccm
でガス導入管110より、ボンベ106に充填されているF2ガ
スを流量40sccm,ボンベ107に充填されているHcガスを流
量100sccmでガス入管111より真空チヤンバー120内に導
入した。 このとき、真空チヤンバー120内の圧力を真空バルブ1
19の開閉度を調整して0.5Torrにした。ガス導入口111と
基板との距離は5cmに設定した。SiH4ガスとF2ガスの混
合域で青白い発光が強くみられた。基体温度（Ts）は25
0℃に設定した。 この状態で１時間ガスを流すと基体上に15μｍのシリ
コン堆積膜が第21図（Ｃ）の様な形で形成された。 得られたシリコン堆積膜の結晶性をＸ線回析法により
評価した処、各々の各形成面（SNDL）が形成されている
部分からは、ほぼ完全な単結晶が成長しており、格子欠
陥も少ないことを確認した。 又、走査型電子顕微鏡により表面状態を観察したとこ
ろ、平滑度は良好で波模様等が無く、膜厚ムラも±５％
以下であった。 各試料の室温でのドーピング特性をvan der Pauw法に
より評価したところ、第１表に示す結果が得られた。こ
れにより良好なｐ型のドーピングが行われることがわか
った。 実施例４ 実施例３と同様の基体を用い、さらにB2H6ガスのかわ
りにボンベ104に充填されているPH3ガス（6000ppmHeガ
ス希釈）を、流量0.5sccm,5sccm,50sccmでガス導入管11
0より導入した以外は同じ成膜条件で堆積膜を形成し、
得られた膜の室温でのドーピング特性をvan der Pauw法
により評価したところ、第２表に示す結果が得られた。
これにより良好なｎ型のドーピングが行われることがわ
かった。 〔発明の効果〕 本発明の堆積膜形成法は、気体状原料物質と気体状ハ
ロゲン系酸化剤とを接触せしめるのみで堆積膜を生成す
ることができ、外部からの反応励起エネルギーを特に必
要としないという利点を有しており、そのため基体温度
の低温化を図ることも可能となるものである。又あらか
じめ堆積膜の結晶核となる材料乃至は結晶核が選択的に
形成し得る材料を基板表面上所望の位置に配置できる
為、任意の結晶質の堆積膜が形成できる。更に省エネル
ギー化を図ると同時に膜品質の管理が用意で、大面積に
亘って均一な膜厚及び特性を有する結晶質の堆積膜を得
ることができる。また更に、生産性，量産性に優れ、高
品質で電気的，光学的，半導体的等の物理特性の優れた
結晶質の膜を簡単に得ることができる。
【図面の簡単な説明】
第１図は薄膜形成過程に於ける核の大きさrcと自由エネ
ルギーＧの関係を示す説明図、 第２図（Ａ）及び（Ｂ）は選択堆積法の説明図、 第３図はSiO2の堆積面と窒化シリコンの堆積面との核形
成密度（ND）の経時変化を示すグラフ、 第４図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明による結晶の形成方法
の第１実施態様例を示す形成工程図、 第５図（Ａ）および（Ｂ）は、第４図（Ａ）および
（Ｄ）に対応する斜視図、 第６図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明の第２実施態様例を示
す結晶の形成工程図、 第７図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明による単結晶の形成方
法の第３実施態様例を示す形成工程図、 第８図（Ａ）および（Ｂ）は、第７図（Ａ）および
（Ｄ）に対応する斜視図、 第９図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明の第４実施態様例を示
す結晶の形成工程図、 第10図（Ａ）〜（Ｃ）は、本発明による結晶の形成方法
の第５実施態様例を示す形成工程図であり、 第11図（Ａ）及び（Ｂ）は、第10図（Ａ）および（Ｃ）
に対応する斜視図、 第12図（Ａ）〜（Ｃ）は、本発明の第６実施態様例を示
す結晶の形成工程図、 第13図（Ａ）〜（Ｃ）は、本発明の第７実施態様例を示
す結晶の形成工程図、 第14図は、本発明の第１実施態様例を用いて製造された
多層構造の一例を示す概略断面図、 第15図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明の第８実施態様例を示
す結晶の形成工程図、 第16図はSiH4とNH3の流量比と形成された窒化シリコン
膜中のSiおよびＮの組成比との関係を示したグラフ、 第17図は、Si/N組成比と核形成密度との関係を示すグラ
フ、 第18図は、Siイオンの注入量と核形成密度との関係を示
すグラフ、 第19図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明による結晶の形成方法
の第９実施態様例を示す形成工程図、 第20図（Ａ）および（Ｂ）は、第19図（Ａ）および
（Ｄ）における基板の斜視図、 第21図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明の第10実施態様例を示
す結晶の形成工程図、 第22図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明による単結晶の形成方
法の第11実施態様例を示す形成工程図、 第23図（Ａ）および（Ｂ）は、第22図（Ａ）および
（Ｄ）における基板の斜視図、 第24図（Ａ）〜（Ｃ）は、本発明の第12実施態様例を示
す結晶の形成工程図、 第25図（Ａ）及び（Ｂ）は、第24図（Ａ）および（Ｃ）
における基板の斜視図、 第26図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明の第13実施態様例を示
す結晶の形成工程図、 第27図は本発明の実施例に用いた成膜装置のもしきてき
概略図である。第28図は本発明に係る成膜工程図であ
る。 第29図は本発明に係る別の成膜工程図である。 101〜108……ガスボンベ、 101a〜108a……ガスの導入管、 101b〜108b……マスフロメーター、 101c〜108c……ガス圧力計、 101d〜108d及び101e〜108e……バルブ、 101f〜108f……圧力計、 109,110,111,123〜125……ガス導入管、 112……基体ホルダー、 113……基板加熱用ヒーター、 116……基板温度モニター用熱電対、 117……温度表示装置、 118……基体、 119……真空排気バルブ、 120……真空チヤンバー、 121……基体ホルダー支持部材、 126,127……液体原料用バブラー、 128,129……堆積膜形成用液体原料、 130……冷却パイプ、 114,131……流量コントローラ、 115,132……電源、 201……結晶基板、 202……酸化シリコン層、 203……ホトレジスト、 204……シリコン結晶粒、 205……結晶粒界、 206……基板、 207……Ａ−Si3N4、 208……Ｃ−Si3N4、 209……SiO2、
ルギーＧの関係を示す説明図、 第２図（Ａ）及び（Ｂ）は選択堆積法の説明図、 第３図はSiO2の堆積面と窒化シリコンの堆積面との核形
成密度（ND）の経時変化を示すグラフ、 第４図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明による結晶の形成方法
の第１実施態様例を示す形成工程図、 第５図（Ａ）および（Ｂ）は、第４図（Ａ）および
（Ｄ）に対応する斜視図、 第６図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明の第２実施態様例を示
す結晶の形成工程図、 第７図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明による単結晶の形成方
法の第３実施態様例を示す形成工程図、 第８図（Ａ）および（Ｂ）は、第７図（Ａ）および
（Ｄ）に対応する斜視図、 第９図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明の第４実施態様例を示
す結晶の形成工程図、 第10図（Ａ）〜（Ｃ）は、本発明による結晶の形成方法
の第５実施態様例を示す形成工程図であり、 第11図（Ａ）及び（Ｂ）は、第10図（Ａ）および（Ｃ）
に対応する斜視図、 第12図（Ａ）〜（Ｃ）は、本発明の第６実施態様例を示
す結晶の形成工程図、 第13図（Ａ）〜（Ｃ）は、本発明の第７実施態様例を示
す結晶の形成工程図、 第14図は、本発明の第１実施態様例を用いて製造された
多層構造の一例を示す概略断面図、 第15図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明の第８実施態様例を示
す結晶の形成工程図、 第16図はSiH4とNH3の流量比と形成された窒化シリコン
膜中のSiおよびＮの組成比との関係を示したグラフ、 第17図は、Si/N組成比と核形成密度との関係を示すグラ
フ、 第18図は、Siイオンの注入量と核形成密度との関係を示
すグラフ、 第19図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明による結晶の形成方法
の第９実施態様例を示す形成工程図、 第20図（Ａ）および（Ｂ）は、第19図（Ａ）および
（Ｄ）における基板の斜視図、 第21図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明の第10実施態様例を示
す結晶の形成工程図、 第22図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明による単結晶の形成方
法の第11実施態様例を示す形成工程図、 第23図（Ａ）および（Ｂ）は、第22図（Ａ）および
（Ｄ）における基板の斜視図、 第24図（Ａ）〜（Ｃ）は、本発明の第12実施態様例を示
す結晶の形成工程図、 第25図（Ａ）及び（Ｂ）は、第24図（Ａ）および（Ｃ）
における基板の斜視図、 第26図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明の第13実施態様例を示
す結晶の形成工程図、 第27図は本発明の実施例に用いた成膜装置のもしきてき
概略図である。第28図は本発明に係る成膜工程図であ
る。 第29図は本発明に係る別の成膜工程図である。 101〜108……ガスボンベ、 101a〜108a……ガスの導入管、 101b〜108b……マスフロメーター、 101c〜108c……ガス圧力計、 101d〜108d及び101e〜108e……バルブ、 101f〜108f……圧力計、 109,110,111,123〜125……ガス導入管、 112……基体ホルダー、 113……基板加熱用ヒーター、 116……基板温度モニター用熱電対、 117……温度表示装置、 118……基体、 119……真空排気バルブ、 120……真空チヤンバー、 121……基体ホルダー支持部材、 126,127……液体原料用バブラー、 128,129……堆積膜形成用液体原料、 130……冷却パイプ、 114,131……流量コントローラ、 115,132……電源、 201……結晶基板、 202……酸化シリコン層、 203……ホトレジスト、 204……シリコン結晶粒、 205……結晶粒界、 206……基板、 207……Ａ−Si3N4、 208……Ｃ−Si3N4、 209……SiO2、
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 １．堆積膜形成用の気体状原料物質と該原料物質に酸化
作用をする性質を有する気体状ハロゲン系酸化剤を、核
形成密度の小さい非核形成面（SNDS）と、単一核のみよ
り結晶成長するに充分小さい面積を有し、前記非核形成
面（SNDS）の核形成密度（NDS）より大きい核形成密度
（NDL）を有する核形成面（SNDL）とを隣接して配され
た自由表面を有する基体が予め配されている成膜空間内
に導入して接触させることで励起状態の前駆体を含む複
数の前駆体を生成し、これらの前駆体のうち少なくとも
１つの前駆体を堆積膜構成要素の供給源として、前記核
形成面（SNDL）に単一の核を形成し、該核より単結晶を
成長させることを特徴とする結晶堆積膜の形成方法。 ２．前記核形成面（SNDL）は、前記非核形成面（SNDS）
内に区画化されて複数配されている特許請求の範囲第
（１）項に記載の結晶性堆積膜の形成方法。 ３．前記核形成面（SNDL）は、前記非核形成面（SNDS）
内に規則的に区画化されて配される特許請求の範囲第
（１）項に記載の結晶性堆積膜の形成方法。 ４．前記核形成面（SNDL）は、前記非核形成面（SNDS）
内に不規則に区画化されて配される特許請求の範囲第
（１）項に記載の結晶性堆積膜の形成方法。 ５．前記核形成面（SNDL）は、前記非核形成面（SNDS）
上に区画化されて複数配される特許請求の範囲第（１）
項に記載の結晶性堆積膜の形成方法。 ６．前記核形成面（SNDL）は、前記非核形成面（SNDS）
上に規則的に区画化されて配される特許請求の範囲第
（１）項に記載の結晶性堆積膜の形成方法。 ７．前記核形成面（SNDL）は、前記非核形成面（SNDS）
上に不規則的に区画化されて配される特許請求の範囲第
（１）項に記載の結晶性堆積膜の形成方法。 ８．前記核形成面（SNDL）は、前記非核形成面（SNDS）
を形成する材料を変質した材料で形成される特許請求の
範囲第（１）項に記載の結晶性堆積膜の形成方法。 ９．前記核形成面（SNDL）は、前記非核形成面（SNDS）
を形成する材料と異なる材料で形成される特許請求の範
囲第（１）項に記載の結晶性堆積膜の形成方法。 １０．非核形成面（SNDS）は、非晶質材料で形成される
特許請求の範囲第（１）項に記載の結晶性堆積膜の形成
方法。 １１．前記核形成面（SNDL）を区画化して複数設け、該
核形成面（SNDL）の夫々より、単結晶を成長させる特許
請求の範囲第（１）項に記載の結晶性堆積膜の形成方
法。 １２．前記夫々の核形成面（SNDL）より成長させる単結
晶を該各核形成面（SNDL）方向に該核形成面（SNDL）を
越えて成長させる特許請求の範囲第（11）項に記載の結
晶性堆積膜の形成方法。 １３．各核形成面（SNDL）より成長する単結晶を、隣り
合う核形成面（SNDL）間で隣接する大きさまで成長させ
る特許請求の範囲第（11）項に記載の結晶性堆積膜の形
成方法。 １４．前記核形成面（SNDL）は、イオン打ち込み法によ
って形成される特許請求の範囲第（１）項に記載の結晶
性堆積膜の形成方法。 １５．前記非核形成面（SNDL）は、酸化シリコンで形成
され、前記核形成面（SNDL）は、窒化シリコンで形成さ
れている特許請求の範囲第（１）項に記載の結晶性堆積
膜の形成方法。 １６．前記気体状原料物質が、鎖状シラン化合物である
特許請求の範囲第（１）項に記載された結晶性堆積膜の
形成方法。 １７．前記鎖状シラン化合物が、直鎖状シラン化合物で
ある特許請求の範囲第（16）項に記載された結晶性堆積
膜の形成方法。 １８．前記直鎖状シラン化合物が、一般式SinH2n+2（ｎ
は１〜８の整数）で示される特許請求の範囲第（17）項
に記載された結晶性堆積膜の形成方法。 １９．前記鎖状シラン化合物が、分岐状鎖状シラン化合
物である特許請求の範囲第（16）項に記載された結晶性
堆積膜の形成方法。 ２０．前記気体状原料物質が、硅素の環状構造を有する
シラン化合物である特許請求の範囲第（１）項に記載さ
れた結晶性堆積膜の形成方法。 ２１．前記気体状ハロゲン系酸化剤が、ハロゲンガスを
含む特許請求の範囲第（１）項に記載された結晶性堆積
膜の形成方法。 ２２．前記気体状ハロゲン系酸化剤が、弗素ガスを含む
特許請求の範囲第（１）項に記載された結晶性堆積膜の
形成方法。 ２３．前記気体状ハロゲン系酸化剤が、塩素ガスを含む
特許請求の範囲第（１）項に記載された結晶性堆積膜の
形成方法。 ２４．前記気体状ハロゲン系酸化剤が、弗素原子を構成
成分として含むガスである特許請求の範囲第（１）項に
記載された結晶性堆積膜の形成方法。 ２５．核形成密度の小さい非核形成面（SNDS）を有する
支持体の前記非核形成面（SNDS）の所望位置であって、
単一核のみより結晶成長するに充分小さい面積に、前記
非核形成面（SNDS）を形成している材料（MS）と異な
り、前記非核形成面（SNDS）の核形成密度（NDS）より
大きい核形成密度（NDL）を有する核形成面（SNDL）を
形成する材料（ML）を付与して前記核形成面（SNDL）を
形成して結晶性堆積膜形成用の基体を用意する工程； 前記基体を成膜空間内に配する工程； 堆積膜形成用の気体状原料物質と該原料物質に酸化作用
をする性質を有する気体状ハロゲン系酸化剤を、前記基
体が予め配されている成膜空間内に導入して接触させる
ことで励起状態の前駆体を含む複数の前駆体を生成し、
これらの前駆体のうち少なくとも１つの前駆体を堆積膜
構成要素の供給源として、前記核形成面（SNDL）に単一
の核を形成し、該核より単結晶を成長させることを特徴
とする結晶性堆積膜の形成方法。 ２６．前記核形成面（SNDL）は、前記非核形成面
（SNDS）内に区画化されて複数配されている特許請求の
範囲第（25）項に記載の結晶性堆積膜の形成方法。 ２７．前記核形成面（SNDL）は、前記非核形成面
（SNDS）内に規則的に区画化されて配される特許請求の
範囲第（25）項に記載の結晶性堆積膜の形成方法。 ２８．前記核形成面（SNDL）は、前記非核形成面
（SNDS）内に不規則に区画化されて配される特許請求の
範囲第（25）項に記載の結晶性堆積膜の形成方法。 ２９．前記核形成面（SNDL）は、前記非核形成面
（SNDS）上に区画化されて複数配される特許請求の範囲
第（25）項に記載の結晶性堆積膜の形成方法。 ３０．前記核形成面（SNDL）は、前記非核形成面
（SNDS）上に規則的に区画化されて配される特許請求の
範囲第（33）項に記載の結晶性堆積膜の形成方法。 ３１．前記核形成面（SNDL）は、前記非核形成面
（SNDS）上に不規則的に区画化されて配される特許請求
の範囲第（25）項に記載の結晶性堆積膜の形成方法。 ３２．前記核形成面（SNDL）は、前記非核形成面
（SNDS）を形成する材料を変質した材料で形成される特
許請求の範囲第（25）項に記載の結晶性堆積膜の形成方
法。 ３３．前記核形成面（SNDL）は、前記非核形成面
（SNDS）を形成する材料と異なる材料で形成される特許
請求の範囲第（25）項に記載の結晶性堆積膜の形成方
法。 ３４．非核形成面（SNDS）は、非晶質材料で形成される
特許請求の範囲第（25）項に記載の結晶性堆積膜の形成
方法。 ３５．前記核形成面（SNDL）を区画化して複数設け、該
核形成面（SNDL）の夫々より、単結晶を成長させる特許
請求の範囲第（25）項に記載の結晶性堆積膜の形成方
法。 ３６．前記夫々の核形成面（SNDL）より成長させる単結
晶を該各核形成面（SNDL）方向に該核形成面（SNDL）を
越えて成長させる特許請求の範囲第（35）項に記載の結
晶性堆積膜の形成方法。 ３７．各核形成面（SNDL）より成長する単結晶を、隣り
合う核形成面（SNDL）間で隣接する大きさまで成長させ
る特許請求の範囲第（35）項に記載の結晶性堆積膜の形
成方法。 ３８．前記核形成面（SNDL）は、イオン打ち込み法によ
って形成される特許請求の範囲第（25）項に記載の結晶
性堆積膜の形成方法。 ３９．前記非核形成面（SNDS）は、酸化シリコンで形成
され、前記核形成面（SNDL）は窒化シリコンで形成され
ている特許請求の範囲第（25）項に記載の結晶性堆積膜
の形成方法。 ４０．前記気体状原料物質が、鎖状シラン化合物である
特許請求の範囲第（25）項に記載された結晶性堆積膜の
形成方法。 ４１．前記鎖状シラン化合物が、直鎖状シラン化合物で
ある特許請求の範囲第（40）項に記載された結晶性堆積
膜の形成方法。 ４２．前記直鎖状シラン化合物が、一般式SinH2n+2（ｎ
は１〜８の整数）で示される特許請求の範囲第（41）項
に記載された結晶性堆積膜の形成方法。 ４３．前記鎖状シラン化合物が、分岐状鎖状シラン化合
物である特許請求の範囲第（40）項に記載された結晶性
堆積膜の形成方法。 ４４．前記気体状原料物質が、硅素の環状構造を有する
シラン化合物である特許請求の範囲第（25）項に記載さ
れた結晶性堆積膜の形成方法。 ４５．前記気体状ハロゲン系酸化剤が、ハロゲンガスを
含む特許請求の範囲第（25）項に記載された結晶性堆積
膜の形成方法。 ４６．前記気体状ハロゲン系酸化剤が、弗素ガスを含む
特許請求の範囲第（25）項に記載された結晶性堆積膜の
形成方法。 ４７．前記気体状ハロゲン系酸化剤が、塩素ガスを含む
特許請求の範囲第（25）項に記載された結晶性堆積膜の
形成方法。 ４８．前記気体状ハロゲン系酸化剤が、弗素原子を構成
成分として含むガスである特許請求の範囲第（25）項に
記載された結晶性堆積膜の形成方法。 ４９．堆積膜形成用の気体状原料物質と該原料物質に酸
化作用をする性質を有する気体状ハロゲン系酸化剤を、
核形成密度の小さい非核形成面（SNDS）で凹部表面を構
成し、単一核のみより結晶成長するに充分小さい面積を
有し、前記非核形成面（SNDS）の核形成密度（NDS）よ
り大きい核形成密度（NDL）を有する核形成面（SNDL）
が前記凹部の中に形成された基体が予め配されている成
膜空間内に導入して接触させることで励起状態の前駆体
を含む複数の前駆体を生成し、これらの前駆体のうち少
なくとも１つの前駆体を堆積膜構成要素の供給源とし
て、前記核形成面（SNDL）に単一の核を形成し、該核よ
り単結晶を成長させることを特徴とする結晶性堆積膜の
形成方法。 ５０．前記核形成面（SNDL）は、区画化されて複数配さ
れている特許請求の範囲第（49）項に記載の結晶性堆積
膜の形成方法。 ５１．前記核形成面（SNDL）は、規則的に区画化されて
配される特許請求の範囲第（49）項に記載の結晶性堆積
膜の形成方法。 ５２．前記核形成面（SNDL）は、不規則に区間化されて
配される特許請求の範囲第（49）項に記載の結晶性堆積
膜の形成方法。 ５３．前記核形成面（SNDL）は、複数配される特許請求
の範囲第（49）項に記載の結晶性堆積膜の形成方法。 ５４．前記核形成面（SNDL）は、規則的に配される特許
請求の範囲第（49）項に記載の結晶性堆積膜の形成方
法。 ５５．前記核形成面（SNDL）は、不規則的に配される特
許請求の範囲第（49）項に記載の結晶性堆積膜の形成方
法。 ５６．前記核形成面（SNDL）は、前記非核形成面
（SNDS）を形成する材料を変質した材料で形成される特
許請求の範囲第（49）項に記載の結晶性堆積膜の形成方
法。 ５７．前記核形成面（SNDL）は、前記非核形成面
（SNDS）を形成する材料と異なる材料で形成される特許
請求の範囲第（49）項に記載の結晶性堆積膜の形成方
法。 ５８．非核形成面（SNDS）は、非晶質材料で形成される
特許請求の範囲第（49）項に記載の結晶性堆積膜の形成
方法。 ５９．前記核形成面（SNDL）を区画化して複数設け、該
核形成面（SNDL）の夫々より、単結晶を成長させる特許
請求の範囲第（49）項に記載の結晶性堆積膜の形成方
法。 ６０．前記夫々の核形成面（SNDL）より成長させる単結
晶を該各核形成面（SNDL）方向に該核形成面（SNDL）を
越えて成長させる特許請求の範囲第（59）項に記載の結
晶性堆積膜の形成方法。 ６１．各核形成面（SNDL）より成長する単結晶を、隣り
合う核形成面（SNDL）間で隣接する大きさまで成長させ
る特許請求の範囲第（59）項に記載の結晶性堆積膜の形
成方法。 ６２．前記核形成面（SNDL）は、イオン打ち込み法によ
って形成される特許請求の範囲第（49）項に記載の結晶
性堆積膜の形成方法。 ６３．前記非核形成面（SNDS）は、酸化シリコンで形成
され、前記核形成面（SNDL）は窒化シリコンで形成され
ている特許請求の範囲第（49）項に記載の結晶性堆積膜
の形成方法。 ６４．前記気体状原料物質が、鎖状シラン化合物である
特許請求の範囲第（49）項に記載された結晶性堆積膜の
形成方法。 ６５．前記鎖状シラン化合物が、直鎖状シラン化合物で
ある特許請求の範囲第（64）項に記載された結晶性堆積
膜の形成方法。 ６６．前記直鎖状シラン化合物が、一般式SinH2n+2（ｎ
は１〜８の整数）で示される特許請求の範囲第（65）項
に記載された結晶性堆積膜の形成方法。 ６７．前記鎖状シラン化合物が、分岐状鎖状シラン化合
物である特許請求の範囲第（64）項に記載された結晶性
堆積膜の形成方法。 ６８．前記気体状原料物質が、硅素の環状構造を有する
シラン化合物である特許請求の範囲第（49）項に記載さ
れた結晶性堆積膜の形成方法。 ６９．前記気体状ハロゲン系酸化剤が、ハロゲンガスを
含む特許請求の範囲第（49）項に記載された結晶性堆積
膜の形成方法。 ７０．前記気体状ハロゲン系酸化剤が、弗素ガスを含む
特許請求の範囲第（49）項に記載された結晶性堆積膜の
形成方法。 ７１．前記気体状ハロゲン系酸化剤が、塩素ガスを含む
特許請求の範囲第（49）項に記載された結晶性堆積膜の
形成方法。 ７２．前記気体状ハロゲン系酸化剤が、弗素原子を構成
成分として含むガスである特許請求の範囲第（49）項に
記載された結晶性堆積膜の形成方法。
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