JPH01149417A - 半導体基材及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は半導体基材およびその製造方法に係り、特に半
導体領域を独立分離して形成可能な半導体基材およびそ
の製造方法に関する。

本発明は、例えばＳｏ！技術に好適に用いられる。

［従来の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ャル成長させる事で
形成されていた。しかしながら、単結晶基板上に単結晶
薄膜をエビタキシャル成長させるには、基板の単結晶材
料とエピタキシャル成長層との間に、格子定数と熱膨張
係数との整合をとる必要があり、良質な素子が作製可能
な単結晶を形成するには、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、近年、半導体素子を基板の法線方向に積層し形成
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なわれており、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
のスイッ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。

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
子をアレー上に配列する太陽電池や液晶画素のスイッチ
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。

これらの研究開発に共通することは、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。

しかしながら、−殻内に、Ｓｉｎ、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
り、高品質の単結晶半導体を形成するには、きわめて困
難であった。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
ない状態の膜であり、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膜である
。

最近、核形成密度の小さい堆積面上に熱処理によって面
方位の制御された複数の種子単結晶を設け、これら種子
単結晶を種子として成長させ、面方位の制御された単結
晶を形成することが可能になった。この方法を用いるこ
とにより、所望の材質の基板、例えば、絶縁性非晶質基
体上にも単結晶形成が可能であり、かつ独立した複数の
結晶が形成可能である。なお、この結晶の形成方法につ
いては［作用］の項において説明する。

本発明の目的は、上記のような所望・の材質の基板、特
に絶縁非晶質基体にも面方位の制御された複数の結晶の
形成が可能な方法を用いて、高品質の半導体領域を独立
分離して形成可能な基材およびその製造方法を提供する
ことにある。

［問題点を解決するための手段］ 本出願に係る発明は上記した問題点を解決するためにな
されたものである。

すなわち、本出願に係る第１発明は、核形成密度の小さ
な表面（以下非核形成面という）を有する基体と；熱処
理によって面方位の制御されている、該基体に配された
種子単結晶より成長した複数の単結晶と：少なくとも該
単結晶の側面を覆う絶η層と；該複数の単結晶の間に堆
積された絶縁性堆積材料と：を含み表面が平滑な半導体
基材に要旨が存在する。

本出願に係る第２発明は、核形成密度の小さな表面を有
する基体上に、熱処理によって面方位の制御されている
複数の種子結晶を形成する工程と： 該種子結晶を種子として単結晶を成長させる結晶成長処
理工程と； 該基体表面及び該単結晶表面に絶縁層を形成する工程と
； 該単結晶の表面が露出するように、該単結晶の表面を平
坦化する工程と； 露出した単結晶の表面に、該絶縁層よりも核形成密度が
十分小さい材料からなる表面層を形成する工程と； 該絶縁層と該表面層との核形成密度の差により、該絶縁
層上に絶縁性堆積材料を堆積させる工程と； を有することを特徴とする半導体基材の製造方法に要旨
が存在する。

［作用］ 以下に本発明をよりよく理解するために、本発明の主要
な構成要件を作用とともに項目別に説明を加える。

く基体〉 本発明では、まず基体を用意する。基体は、表面に非核
形成面（核形成密度が小さい面）を有していればその材
質、形状、寸法等には特に限定されず任意の材質、形状
、寸法のものを使用できる。

結局本発明で使用される基体は、非核形成面を有してい
れば良く、それ以外の構成的な要件は必要としない。

ここで、表面に非核形成面を有する基体とは、まず、あ
る基体自身の表面が非核形成面である場合は当然に該当
する。例えば、５ｉ０２基体（ガラス、石英基板等）が
あげられる、また、ある基体自身の表面は非核形成面で
はなくとも（例えば結晶性の基体の場合）、その基体表
面に非核形成面を生ずる材料からなる膜を堆積した場合
にも、表面に非核形成面を有する基体に該当する。例え
ば、金属、半導体、磁性体、圧電体あるいは絶縁体より
なる基板表面に、ＮＳＣ膜、ＰＳＧ膜、熱酸化Ｓｉｎ、
膜等を堆積せしめたような場合である。

結局、別言するならば、非核形成面は、基体の表面がそ
うである必要はなく、基板と同じか、又は異なる材質で
なる非核形成面を形成する材料を堆積させたものであっ
てもよい。

なお、非核形成面を有する膜を堆積せしめる場合におけ
る堆積方法は、例えば、ＣＶＤ法、スパッタ法、ＬＰＥ
法、ＭＢＥ法その他の任意の堆積法を用いればよい。

なお、上記において非核形成面とは、核形成密度の小さ
な表面のことであり、核形成密度が小さいとは、絶対的
基準において小さい場合と、種子結晶の表面との比較に
おいて小さい場合の両者が含まれる。すなわち、非核形
成面に対し種子結晶表面において選択的にエピタキシャ
ル成長が起こり種子結晶から成長した結晶が単結晶とな
り、非核形成面上には、核形成及び堆積が生じなければ
ればよいので相対的基準において小さい場合も含まれる
。

また、核形成密度は、温度、圧力、添加ガス（ＨＣβガ
ス等のエツチングガスを結晶成長を行なうためのソース
ガスと同時に供給し、核形成を抑制すれば核形成密度は
一層低くなる）その他の結晶形成処理時の条件によって
変化するが、変化させた条件下で、非核形成面の核形成
密度は小さいほどよい。

く種子結晶〉 本発明者は、面方位の制御された（すなわち、面方位が
ほぼ一定の方向に配向ないし揃った）種子単結晶を非核
形成面に容易に配設する方法について各種の探索を行な
りたところ、次の方法を発見した。なお、熱処理によっ
て面方位の制御された種子単結晶とは、例えば以下の方
法で形成された種子単結晶である。

（方法１） 非核形成面に、表面の面方位が方位制御され、かつ、表
面の面積が微小な薄膜の種子多結晶を配し、次に、該多
結晶を熱処理することにより該多結晶を面方位の制御さ
れた種子単結晶とする方法。

（方法２） 非核形成面に溶融固化されることで単結晶化するに充分
微小な大きさを有する、結晶成長の種子となる材料を配
し、前記種子となる材料に熱処理を施して溶融固化する
ことで面方位の制御された種子単結晶とする方法。

（方法３） 非核形成面に結晶成長の種子となる材料で形成された微
小な非晶質体を配し、当該非晶質体に熱処理を施すこと
により面方位の制御された種子単結晶とする方法。

（方法４） 非核形成面に＊ｉするに充分薄く、かつ、単一体のまま
凝集するに充分微細な面積を有する、結晶の種子となる
材料を配し、該種子となる材料に熱処理を施して凝集を
生起させることで面方位の制御された種子単結晶とする
方法。

以上の方法について以下に詳細に説明する。

（方法１の説明） 本発明者は、ある特定の場合に、面方位が制御された多
結晶を熱処理すると、制御された面方位は維持されたま
ま多結晶は異常粒成長して大粒径の単結晶薄膜に変質す
ることを発見した。

そして、制御された面方位は維持されたまま単結晶に変
質するか否かは表面の面積に関係していることを知見し
、該面積が微小の場合に制御された面方位は維持された
まま微小面積中に粒界を含まない単結晶に変質すること
を確認した。

この現象は、本発明者により発見されたものであり、微
小部における異常粒成長（アブノーマルダレイングロウ
ス）、２次再結晶又は表面エネルギーを駆動力とした２
次再結晶の作用であると考えられる。

・多結晶 ・方位制御 所望の面方位に制御するには、該所望の面方位に応じた
堆積法において所定の堆積条件に設定すればよい。

・厚さ 種子多結晶の厚さとしては、１μｍ以下が好ましく、よ
り好ましくは０．５μｍ以下である。

・面積 面積が微小であることは熱処理と関係し、微小であるほ
ど単結晶に変質しやすい。粒径で面積を表わすと、１０
μｍ以下が好ましく、より好ましくは５μｍ以下である
。

・熱処理 面方位制御された微小な面積の薄膜の種子多結晶は、熱
処理を行うことより固相で面方位制御された微小な種子
結晶に変質する。

例えば、ＳＬ又は、Ｇｅからなる数百人の粒径で１μｍ
以下、好ましくは０．５μｍ以下の厚さで、最長１０μ
ｍ以下、好ましくは５μｍ以下の大きさの方位制御され
た種子多結晶は、温度７００〜１３００℃で数１０分〜
数時間の熱処理を施す事により該種子多結晶と同一の方
位に制御された粒界を含まない種子結晶に粒成長し変質
する。方位制御された種子多結晶膜の材質、厚さ、大き
さ、熱処理の温度のパラメータは、相互に関係するもの
である。種子多結晶膜の厚さが薄い程および大きさが小
さい程、単結晶化し易い。

熱処理の好ましい温度は、種子多結晶の材質の融点の関
係から材質により変わる、例えばＳｔ多結晶膜の時は８
００〜１４００℃が好ましく、Ｇｅ種子多結晶の場合は
６００〜９００℃が好ましい。

熱処理温度の具体的な温度は上記したとおりであるが、
Ｓｉ、Ｇｅ以外の材質の場合は、概略として、Ｔ、Ｘｏ
、４以上の温度で熱処理を行えばよい。ただし、Ｔ、は
絶対温度における融点である。ただ、多結晶の結晶状態
（各種の結晶欠陥の有無、例えば不純物、空孔の存在等
）により上記温度は変動するが、その都度、熱処理温度
は適宜選択すればよい。

なお、種子多結晶膜に第３族系の元素であるＢ、ＡｆＬ
、Ｇａ、Ｉ　ｎ、ＴＩＬや、第５族系の元素であるＰ、
Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ等の不純物を添加すると粒界に沿って
原子の易動度が増加、あるいは粒界を越えて原子がジャ
ンプする頻度が促進され、粒界の易動速度が極めて増速
さねる。すなわち、固相における異常な粒成長が誘起さ
れるので、熱処理に先立ち、多結晶にかかる不純物を注
入することが好ましい。

（方法２の説明） 方法２は、核形成密度の小さい非核形成面に、溶融固化
されることで単結晶化するに十分微小な大きさを有する
、結晶成長の種子となる材料を配し、前記種子となる材
料に熱処理を施して溶融固化することで面方位の制御さ
れた種子結晶とし、該種子単結晶を種子として単結晶を
成長させることを特徴とする結晶の成長方法である。

・種子となる材料 種子となる材料は非晶質でも多結晶でもよい。

非晶質あるいは多結晶の材料としては、減圧ＣＶＤ法、
プラズｖＣＶＤ法、光ＣＶＤ法、ＥＢ（エレクトロンビ
ーム）蒸着法、スバッタ法、ＭＢＥ法などで堆積した非
晶質シリコン、非晶質ゲルマニウム、結晶方位のそろっ
ていない多結晶シリコン、結晶方位のそろっていない多
結晶ゲルマニウム、配向した（基板に垂直な結晶方位が
ほぼそろった）多結晶シリコン、配向した多結晶ゲルマ
ニウムなどを用いることができる。

この種子となる材料は後述する溶融固化されることで単
結晶化するに十分微小な大きさである。

なお、この材料を以下スポット状の膜あるいは微粒子と
いうことがある。

・溶融固化 本方法では、上記スポット状の膜に熱処理を施して溶融
固化することで面方位の制御された種子結晶とする。ス
ポット状の堆積膜を溶融固化して種子結晶に変えるため
には、例えばエネルギービームを照射すればよい。照射
するエネルギービームとしては、各種レーザ（例えばＣ
Ｏ２レーザ、エキシマレーザ、Ａｒレーザ）、電子線、
各種ランプなどを用いることができる。

なお、熱処理条件によっては面方位が制御されないこと
があるが、照射条件、冷却条件等を適宜選択することに
より面方位を制御する。　−（方法３の説明） 方法３の非晶質体としては減圧ＣＶ、Ｄ法、プラズマＣ
ＶＤ法、光ＣＶＤ法、ＥＢ（エレクトロンビーム）蒸着
法、スパッタ法、ＭＢＥ法などで堆積した非晶質シリコ
ン、非晶質ゲルマニウム、などを用いることができる。

非晶質体は微小である。その厚さには特に限定されない
が、１μｍ以下が好ましく、０．５μｍ以下がより好ま
しい。また、バターニングされた領域の大きさは、１０
μｍ角以下が好ましく、５μｍ角以下がより好ましい。

・熱処理 方法３における熱処理は、Ｔ、ｘｏ、４以上が好ましい
（ただし、Ｔ、は絶対温度における融点）。

なお、種子結晶の材料としてＳｉを例にとると、実際の
Ｓｉの融点は約１４２０〜１４５０℃であり、単結晶化
するための温度も高温度となり、実際のプロセスには高
温すぎて必ずしも好ましくない。そこで、不純物（例え
ばＰ）をドーピングした。Ｐを高濃度にドーピングする
ことによって熱処理可能温度は約８００℃まで一気に下
がる。この事実によって非晶質Ｓｉの熱処理法がプロセ
ス温度付近でより一層実用的に達成できる。

ドーピング元素としては、例えばＰ、Ａｓの第５族元素
あるいはＢの第３族元索が好ましい。

その量としてはｔｘｔｏ２０／ｃｒｎ”以上が好ましく
、より好ましくはドーピング元素のＳｔに対する固溶限
付近がよい。ただし、固溶限は各元素によって、また、
温度によって異なる。例えば、Ｓｔに対してＡｓは約２
Ｘ１０”／ｃｒｎ”、Ｐは約１ｘｌＯ”／ｃｒｎ’、Ｂ
は約４×１０２０／Ｃｒｒ？〜６Ｘ１０２°／　ｃ　ｒ
ｎ’である。

また、この熱処理法による単結晶化は、多結晶を用いて
も充分可能であることもわかっているが、非晶質の方が
多結晶に比べてアニール効果（すなわち、単結晶化のし
やすさ）が大きい。

本方法において形成した種子単結晶には、（１１１）配
向性がある。何故非晶質Ｓｔを用いてアニールしたもの
が（１１１）面を形成するかはまだはっきりとはわかっ
ていないが、活性化されたＳｔが再結晶化する際に、（
１１１）面を基板平行面にする再結晶化が最もエネルギ
ー的に安定しているためだと考えられる。

（方法４の説明） ・種子となる材料 種子となる材料は、多結晶でも非晶質でもよく、また、
その材料としては、Ｇｅ、Ｓｔ等があげられる。

この材料の厚さは、後述する熱処理を施した時に凝集す
るに充分薄い厚さである。例えば、０．１μｍ以下の、
膜厚が好ましい。

また、面積として、単一体のまま凝集するに充分微細な
面積を有する０例えば、パターニングで径で７μｍ以下
が好ましく、２μｍ以下がより好ましい。

以下この材料を超薄膜という場合がある。

・熱処理・凝集 本発明では上述した結晶の種子となる材料に熱処理を施
して凝集を生起させる。すなわち、上述した結晶の種子
となる材料に融点以下の温度で熱処理を施すと（例えば
Ａｒ中で７５０℃×１時間）、あたかも、液相の様に凝
集現象が起こり、該超薄膜は凝集体となる。そして、そ
の特徴的な点は、形成された凝集体は、単結晶であり、
かつ、その面方位は一定の方位を有しているという点で
ある。つまり、本方法は、凝集時車結晶化現象を利用し
、方位の揃った種子結晶を配置する。なお、上記の凝集
化現象は、表面エネルギーを最小にするため、固相でも
原子が６動することを示している。

結局、本方法の結晶の種子となる材料のような超薄膜の
場合、体積に対する表面積の占める割合が著しく増大し
、その結果、表面エネルギーの減少を駆動力として融点
よりはるかに低い温度で凝集現象が起こる。なお、他の
材料の場合にも同様の現象が得られる。

また、本方法における結晶の種子となる材料は、単一体
のまま凝集するに充分微細な面積を有しているので、熱
処理によって分裂することはなく単一性は保持される。

以上の４つの方法において、種子結晶は同一基体に１個
のみ配設してもよいし複数個配設してもよい、１個配設
する時、基体に配する多結晶膜の位置は、成長する結晶
における中心の位置とほぼ一致する。

また、複数個配設する場合においては、位置及び粒径が
制御された多結晶膜を望む場合には各種子結晶間の距離
を成長させたい各単結晶の大きさに合わせればよい。

〈結晶形成処理〉 基体の非核形成面に種子結晶を配設した後は結晶形成処
理を行なう、結晶形成処理とは、種子結晶を種子として
結晶成長をせしめ、より大きな単結晶とする処理である
。

結晶形成処理の方法としては、例えば、ＣＶＤ法、ＬＰ
Ｅ法、ＭＯＣＶＤ法等があげられるが、もちろんこれら
の方法以外の方法を用いてもよい。

なお、結晶成長させる材質は、種子結晶の材質と同一で
もよいし異なってもよい０例えば、種子結晶をＧｅとし
た場合、結晶成長させる材質はＧｅ、Ｓｔ、ＧａＡｓ、
ＧａＡｊｌＡｓその他の化合物半導体とすることができ
る。また、種子結晶がＳｔの場合にも同様に結晶成長さ
せる材質はＧｅ、Ｓｔ、ＧａＡｓ、ＧａＡｊ２Ａｓその
他の化合物半導体とすることができる。

以下に結晶成長の作用を説明する。

その基本原理は、選択エピタキシャル成長とエピタキシ
ャル横方向成長の原理にある０選択エピタキシャル成長
を説明する前に、本発明の理解を容易にするために、−
数的な結晶成長のメカニズムを以下に説明する。

・−数的メカニズム 堆積面の基板が、飛来する原子と異なる種類の材料、特
に非晶質材料よりなる場合、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の変化ΔＧ
が最大となるような核（この核は一般に安定核、成長核
あるいは臨界核と呼ばれる）の大きさｒｃ以上になると
、ΔＧは減少し、核は安定に三次元的に成長を続け、島
状となる。

このように核が成長して島状になり、更に成長して島同
志が接触して網目状に基板表面を覆い、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。特に基体が非晶質の場合に良好
な多結晶薄膜となる。

・選択エピタキシャル成長 上記した一般的成長に対し、選択エピタキシャル成長の
場合は、表面エネルギー、付着係数、表面拡散速度等の
結晶成長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、基板上に選択的にエピタキシャル成長を行
なわしめるものである。

すなわち、基体上における安定核の発生を抑止しく従っ
て、基体からの結晶成長は生じない）、種子結晶表面か
らのみエピタキシャル成長を行なわしめるものである。

本発明では、基体表面は非核形成面であるので、かかる
、安定核の発生は抑制され、種子結晶のみから選択的に
結晶成長が生ずる。

さらに、本発明においては、種子結晶表面から次第に結
晶は、横方向にもエピタキシャル成長し、やがて基体を
覆う形で単結晶が形成されていく。

なお、非核形成面となる理由は、次のように考えられる
。

一般的には飛来原子の基板表面上で表面拡散距離が異常
に大きいか、あるいは吸着係数が異常に小さい事に起因
する。また、飛来原子と基板物質が化学反応を起こし、
生成物質の蒸気圧が高く、蒸発してしまう事もある。

例えば、Ｓｉを５ｉｎ２・基体、上に９００℃以上で堆
積させると、 Ｓｉ＋ＳｉＯ２→２ＳｉＯ↑ となりＳｉは堆積できない（Ｔ、Ｙｏｎｅｈａｒａ　ｅ
ｔ　ａｌ。

Ｊ、＾、Ｐ、５３．Ｐ、８８３９．１９８２　）。

また、 Ｇｅ＋５ｉＯｚ−＊ＧａＯ↑＋ＳｉＯ↑の反応も起こり
得る。また、吸着原子と反応する添加ガスを送る事も可
能であり、吸着原子は総てエツチングされてしまう０例
えばＳｔ、Ｇｅに対してＨＣｊ２が有効である。主に％
Ｈ２ガスのＳｔＯ，基板表面吸着によって、ＳｌのＳｉ
ｎ。

上の吸着サイトが皆無となる事もある（　Ｗ、Ａ、Ｐ。

Ｃ１ａｓｓｅｎ　＆　Ｂｌｏｅｍ、　Ｊ、Ｅｌｅｃｔｒ
ｏ−ｃｈｅｍｌｃａｌ　５ｏｃｉｅｔｙ。

１２８、１３５３．１９８１）。

このような非核形成とする条件は、温度、圧力、供給さ
れる原料ガスの流量等で調整すればよい。

さらに、本発明では、種子結晶の表面の方位は方位制御
されており、表面が方位制御された単結晶を種子結晶と
して選択エピタキシャル成長と横方向エピタキシャル成
長を行うと、表面から成長した単結晶の面方位は一定し
ており、その単結晶に半導体装置を形成した場合にその
特性が一定していることは、本発明による幾多の実験に
より確認されているところである。

以上のように結晶形成処理の成長させる材料としては、
Ｇｅ、Ｓｔ、ＧａＡｓ、ＧａＡｆＬＡｓ等があげられる
。すなわち、ホモエピタキシャル成長、ヘテロエピタキ
シャル成長のどちらをも行なうことができる。

本発明の非晶質絶縁基板上の単結晶シリコン微粒子を単
結晶のまま２次元的あるいは３次元的に成長させる方法
としては、ＣＶＤエピタキシャル成長法や液相エピタキ
シャル成長法などを用いることができる。ＣＶＤエピタ
キシャル成長法に用いるソースガスとしては、ＳｉＨ４
゜５ｉＨ２Ｃβ２．５ｉＨＣＪ！３．５ｉＣｊ！４゜５
ｉ２Ｈａなどが用いられる。エツチングガスとしてはＨ
Ｃぶ、Ｆ２　、ＣｌＡ２．ＣＨＦ５　。

ＣＦ４．ＣＣｊ！２　Ｆ２　、ＣＣｊ！ｓ　Ｆなどを用
いることができる。このエツチングガスの存在が、Ｓｉ
ｎ、上へのシリコンの直接堆積をおさえるのに重要であ
る。基板温度はソースガスの種類により異なるが、８０
０〜１１００℃、圧力は減圧がよく、２０〜２００Ｔｏ
ｒｒ程度である。液相エピタキシャル成長法のソース溶
液としては、Ｓｎを溶媒としたＳｉ溶液、Ｇａを溶媒と
したＳｔ温溶液どを用いることができる。Ｓｎ溶媒の場
合、例えば成長温度９００℃、冷却速度０．２ｔ／ｍｉ
ｎで結晶成長が可能である。

また、本発明の非晶質絶縁物基板上のゲルマニウム単結
晶微粒子を種子にてＧａＡｓ５なとの単結晶をヘテロエ
ピタキシャル成長させて大台なＧａＡｓなとの単結晶を
得る方法としてはＭＯＣＶＤ法、液相エピタキシャル法
などがある。

これらのいずれかの方法により、例えば第５図に示すよ
うな形成工程で単結晶が形成される。

まず、第５図（Ａ）に示すように、基板１７上に、選択
堆積を可能にする核形成密度の小さい薄膜１８を形成し
、その上に核形成密度の大きい異種材料を薄く堆積させ
、リソグラフィなどによつてパターニングすることで異
種材料１９を十分徴細に形成する。ただし、基板１７の
大きさ、結晶構造および組成は任意のものでよく、機能
素子が形成された基板であフてもよい。また、異種材料
１９とは、上述したように、Ｓｉ（！１Ｎなどを薄膜１
８にイオン注入して形成される過剰にＳｉやＮなどを有
する変質領域をも含めるものとする。

次に、適当な堆積条件によって異種材料２１だけに薄膜
材料の単一の核が形成される。すなわち、異種材料１９
は、阜−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。異種材料１９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。さらに
、核は単結晶構造を保ちながら成長し、第５図（Ｂ）に
示すように島状の単結晶粒２０となる。島状の単結晶粒
２０が形成されるためには、薄膜１８上にまったく核形
成が起こらないように条件を求めることが必要である。

次に、第５図（Ｃ）に示すように単結晶２１を成長させ
る。さらに、エツチングまたは、研磨によって単結晶２
１を平坦化し、第５図（Ｄ）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２２が薄膜１８上に形
成される。

このように、堆積面材料である薄膜！８が基板１７上に
形成されているため、支持体となる基板１プは任意の材
料を使用することにかでき、さらに、基板１７に機能素
子等が形成されたものであっても、その上に容易に単結
晶層を形成することができる。

、　なお、上記例においては、堆積面の材料を薄膜２０
で形成したが、選択堆積を可能にする核形成密度の小さ
い材料からなる基板をそのまま用い・で、単結晶を同様
に形成しても良い。

本発明の他の構成については実施例により詳述する。

（以下余白） Ｃ実施例］ （実施例１） 本実施例では、Ｓｔ多結晶を出発種子結晶とし、＜ｔｉ
ｏ＞の面方位を持つＳｔ単結晶（以下結晶島ということ
がある）を８０μｍ径の大きさまで気相成長させた。

以下に本実施例を詳細に説明する。

本実施例においては、基板として４ｉｎｃｈのＳｔ単結
晶ウつ八へ使用した。このＳｉ単結晶クり八へ熱酸化処
理することにより、その表面に約２０００）Ｌ厚のＳｉ
ｎ、層を形成し、核形成密度の小さい堆積面とした。

次に、コノＳ　ｉ　０２層上に、ＬＰＣＶＤ法により以
下の条件でＳｉ薄膜を形成した。

圧カニ　１．０Ｔｏｒｒ 使用ガス：ＳｉＨ４（Ｈｅ希釈） 温度：６５０℃ 膜厚：　５００人 Ｘ線回折によりこのＳｉ薄膜の面方位を測定したところ
、その面方位は＜１１０＞であった。

また、このＳｉ薄膜を透過電子顕微鏡で観察し、その粒
径を測定したところ、約５００人の多結晶薄膜である事
がわかった。

この得られたＳｉ薄膜に、ＰｏＣｌ３によるリンガラス
堆積（条件＝９５０℃、３０ｍ１ｎ）により７．５ｘｌ
　Ｏ２０／ｃｍ’のＰをドーピングした。

次に、ステッパーを用いたフォトリソグラフとＳＦ、ガ
スによる反応性イオンエツチング（ＲＩＥ）により、格
子状に１００μｍ間隔で配列した１μｍ角の微小な多結
晶が５ｘｌＯＯ個存在する部位を残し、その他の部分を
エツチングした。

次に、熱処理炉にてＮ２ガス中で１１００℃ｘ３０ｍｉ
ｎｐｊ％処理を行った。熱処理後、透過電子顕微鏡で結
晶粒界の有無を調べたところ、１μｍ角の中に結晶粒界
はなかった。

上記の測定後、ＣＶＤ装置に投入し、次の条件でＳｔ結
晶形成処理、すなわち、ホモエピタキシャル成長を行な
わしめ単結晶を形成した。

圧カニ１５０Ｔｏｒｒ １−）チングガス：ＨＣＪｌ　　ｉｎ／ｍｉｎキャリア
ガス：Ｈ２１００Ａ／ｍｉｎ 使用ガス：　Ｓ　ｉ　Ｈ２ＣＪ：１．２流ｆｌ　：０．
６ＪＺ／ｍｉｎ 温度：９５０℃ 結晶形成処理時間：　６０ｍ１　ｎ 結晶形成処理を施した後、単結晶なＣＶＤ−装置から取
り出し、金属顕微鏡により、成長した単結晶３（結晶島
ともいう）を観察した。単結晶３は良好なファセットを
有しており、また、その粒径は８０μｍで、粒径分布（
各単結晶間における粒径のバラツキ）が殆どなかった。

また、５０×１００個の単結晶は、出発種子結晶１ある
多結晶膜を配した位置を中心に形成されており、その周
辺のＳｉｎ、膜上を８０μｍ径の範囲にわたり覆ってい
た。この結晶島の存在しない領域のＳｉｎ、膜上には、
ＳＬ単結晶の堆積、成長はなかった。

微小部Ｘ線回折装置において３０μｍφに絞ったＸ線を
使用してその面方位を測定したところ、結晶島は＜１１
０＞の面方位を有していた（第１図（Ａ））。

次に、第１図（Ｂ）に示すように、成長した単結晶３に
表面酸化層４を形成し、隣接する単結晶３と絶縁分離を
行ない、さらに、界面近傍でのリークを防ぐために、Ｓ
ｔ、Ｎ４膜５をＬＰＣＶＤ法により堆積させ完全な絶縁
分離を行なう。

次に、第１図（Ｃ）に示すように、シリコンウニへ等の
加工に用いられているボリシング法により単結晶３の突
出部を平坦化することにより、単結晶３側面および単結
晶の間以外のＳｉ、Ｎ４膜５を除去し、さらに露出した
結晶表面に表面層となる５ｉ０２酸化膜６を形成する。

軽いＨＦ洗浄によりＳｉ、Ｎ４膜Ｓ上の酸化膜６を除去
する。

次に、第１図ＣＤ）に示すように、ＳＬ、Ｎ４膜５と５
ｉ０２膜６の間の選択堆積を行なうことにより、Ｓｔ、
Ｎ４膜５上のみ絶縁性堆積材料たるポリシリコン７を堆
積させ平坦化することによって本発明の半導体基材が作
製される。

本実施例の半導体基材は、結晶間がＳＬ、Ｎ４膜５およ
びポリシリコン７で絶縁されており、その絶縁性を向上
させることができ、簡易な製造工程で、基板の上面を越
えて堆積される結晶を除去することができ、かつ結晶基
材の表面を平坦化して形成できるの・で、この結晶基材
を用いて回路素子を形成する場合の微細加工を高精度に
形成することができ、集積化が容易となる。

なお、上記の実施例において、単結晶を形成する方法は
１．必ずしも実施例に示された方法に基づくものに限定
されることなく、他の形成方法を用いても良いが、上記
の形成方法によれば、形成される結晶が面方位制御され
ていて、しかも結晶の大きさのばらつきを抑え、また結
晶の位置が種子結晶の位置で決められるので、結晶の位
置精度を向上させることができ、堆積面を絶縁材料面と
することができるので、完全な絶縁分離が可能となり、
大面積化も容易となる長所がある。

さらに、通常の半導体製造プロセスで形成されるので、
工程を複雑化することがなく、簡易な製造工程で半導体
基材を作製することができる。

第２図は上記本発明の半導体基材を用いたＭＯ３型トラ
ンジスタの概略的断面図である。

同図において、１１はＰ型半導体領域であり、第１図に
示した製造工程において、単結晶の形成時にＰ型不純物
を一緒にドープすることにょフて、形成することができ
る。１２および１３はＮ型半導体領域であり、それぞれ
ソース、ドレインをなる。９はＰ型半導体領域１１およ
びＮ型半導体領域１２．１３上に形成されるゲート酸化
膜であり、１０はゲート酸化膜９上に形成されたポリシ
リコン等のゲート電極である。

本発明に係る半導体基材を使用して製造されたＭＯ３型
トランジスタは、絶縁基板上に形成された、面方位の制
御された単結晶上に形成されているので、特性のばらつ
きが小さく、しかも側壁部がＳＬ、Ｎ４膜、ポリシリコ
ンで完全分離されているために、ラッチアップやα線障
害がない等の長所がある。

次に平坦化の工程で用いるＳｉ３Ｎ４膜とＳ　ｉ　ｏ、
膜との選択堆積法について説明する。選択堆積法とは、
表面エネルギ、付着係数、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３図（Ａ）および（Ｂ）は選択的堆積法の説明図であ
る。

まず、同図（Ａ）に示すように、基板１４上に、基板１
４と上記因子の異なる材料から成る薄膜ｔ５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なうと、薄ｌ１１１６は薄膜
１５上にのみ成長し、基板１４上には成長しないという
現象がある。これを利用することで、自己整合的に形成
された薄［１６を成長させることができ、従来のような
レジストを用いたフォトリソグラフィ工程の省略が可能
となる。

このような選択形成法による堆積を行なうことができる
材料としては、たとえば基板１４としてＳ　ｉ　Ｏ２、
薄膜１５としてＳｔ、ＧａＡｓ、窒化シリコン、そし°
て堆積させる薄膜１６としてＳｔ、Ｗ、ＧａＡｓ、Ｉｎ
Ｐ等がある。

第４図は、ＳＬ、２の・堆積面と窒化シリコンの堆積面
との核形成密度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　Ｓ　
ｉ　０２上での核形成密度は１０’／ｃｍ’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（ＳｉｓＮＪ上では、〜４ｘｌＯ’
／ｃｍ”で−旦飽和し、それから１０分はど変化しない
が、それ以降は急激に増大する。なお、この測定例では
、ｓ　ｔ　ｃｉ４ガスをＨ２ガスで希釈し、圧力１〕５
Ｔｏｒｒ、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。他にＳｉＨ４゜ＳｉＨ２Ｃｊ
！、、５ｉＨＣＪ！、、ＳｉＦ４等を反応ガスとして用
いて、圧力、温度等を調整することで同様の作用を得る
ことができる。また、真空蒸着でも可能である。

この場合、５ｉ０２上の核形成はほとんど問題とならな
いが、反応ガス中にＨＣＬガスを添加することで、５１
０２上での核形成を更に抑制し、５ｉｎ２上でのＳｉの
堆積を皆無にすることができる。

このような現象は、５ｉ０２及び窒化シリコンの材料表
面のＳｔに対する吸着係数−１脱離係数、表面拡散係数
等の差によるところが大きいが、ｓｉ原子自身によりて
ｓ　ｉ　Ｏ，が反応し、蒸気圧が高い一酸化シリコンが
生成されることで５ｉ０２自身がエツチングされ、窒化
シリコン上ではこのよう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（丁、Ｙｏｎｅｈａｒａ、　Ｓ、Ｙｏｓｈｌｏ
ｋａ。

Ｓ、Ｍｉｙａｚａｗａ、　Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　Ａｐ
ｐｌｉｅｄ　Ｐｈｙｓｉｃｓ　５３゜６８３９、１９１
３２）。

このように堆積面の材料として５ｉ０２及び窒化シリコ
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十分に大きな核形成密度差を得るこ
とができる。なお、ここでは堆積面の材料としてｓｉｏ
、が望ましいが、これに限らすＳｉＯｘであっても核形
成密度差を得ることができる。

もちろん、これらの材料に限定されるものではなく、核
形成密度の差が同グラフで示すように核の密度で１０２
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。

この核形成密度差を得る他の方法としては、ＳｔＯ，上
に局所的にＳｔやＮ等をイオン注入して過剰にＳｔやＮ
等を有する領域を形成してもよい。

堆積面上に単結晶を形成するには上記の実施例のほかに
以下の実施例に示す方法もある。

（実施例２） 本実施例では、堆積面として、２５０ｍｍ角の石英ガラ
ス基板を用い、前記基板上に減圧ＣＶＤ法で多結晶シリ
ーン膜を０．５μｍ堆積した。堆積条件は、５ｔ１１４
ガス流量５０　Ｓ　ＣＣｍ　ｓガス圧力０．３Ｔｏｒｒ
、基板温度７００℃、堆積時間３０分とした。この多結
晶シリコン膜をＸ線回折で調べたところ、（１００）面
が基板に平行となるように強く配向した膜であった。

次に通常の半導体のフォトリソグラフィ工程により、多
結晶シリコン膜を直径約１μｍのスポット状に５０μｍ
間隔にバターニングした。

次に一出力４ＷのＡｒイオンレーザ−を光学系でレーザ
ースポット径約８０μｍに絞り、基板を８動しながらレ
ーザーを走査し照射した。その結果スポット状の多結晶
シリコン膜が溶融固化し、シリコン単結晶微粒子に変っ
た。この微粒子が単結晶であることはＴＥＭ　（透過電
子顕微鏡）観察により確認した。

次にシリコン単結晶微粒子が５０μｍ間隔に多数形成さ
れた石英ガラス基板をＣＶＤエピタキシャル装置にセッ
トし、基板温度を９５０℃に保フた。そしてソースガス
としてＳ　ｉ　Ｈ２Ｃａｔを０．６ｆｔ／ｍｉｎ、エツ
チングガスとしてＨＣＬを１４！／ｍ１ｎ１キャリアガ
スとしてＨ２を１００ｊ！／ｍｉｎ流して、圧力を１５
０Ｔｏｒｒに保ちシリコン単結晶微粒子を種子として結
晶成長させたところ、３０分間で直径約４０μｍの大き
なシリコン単結晶になった。この成長条件ではシリコン
原子は石英ガラス（非晶質５ｉＯ７）上には直接堆積せ
ず、シリコン単結晶微粒子上にのみ堆積する。従って単
結晶シリコンがエピタキシャル成長して、単結晶のまま
少しずつ大きくなっていき、Ｓｉｎ、上を覆っていくの
である。この大かく成長したシリコン単結晶をマイクロ
Ｘ線回折装置（理学電気層）で調べた結果、シリコン単
結晶の面方位（基板に平行な面の結晶方位）が（１００
）に揃っていた。したがって種子であるシリコン単結晶
微粒子の面方位もＨｏｏ）に揃っていたと推測できる。

（実施例３） 上記実施例では、ｓｉ単結晶を選択的に、ホモエピタキ
シャル成長させたが、ＧａＡｓ単結晶を形成す−る場合
には、Ｓｔ種子結晶あるいはＧｅ種子結晶を用いてヘテ
ロエピタキシャル成長を行うことも可能である。Ｇｅを
種子結晶として使用する場合は、以下の通りである。

非晶質Ｇｅを５ＬＯ２上にスパッタ蒸着し、不純物をド
ーピングし、前記実施例と同様にバターニングし、アニ
ールする。Ｇｅの融点は９３０℃前後であるが、不純物
をドーピングすることによって、６００〜７００℃での
アニールにより単結晶化が可能である。単結晶化したＧ
ｅは、Ｓｔ同様、面でも単結晶方位は揃っているが、非
晶′ｘＧｅの蒸着温度を変えることにより面方位を変え
得ることができる。

（実施例４） 基体上に常圧ＣＶＤ法（温度４００℃）でＳｔｏｗ層を
堆積し、これを堆積面として、この上に、ＲＦスパッタ
法により、６００℃で、Ｇｅよりなる超薄膜（本例では
２００人）を堆積する（第２図（Ａ））。この超薄膜の
面方位は＜１００＞であった。

次に、２μｍ角で、１００μｍ間隔にバターニングする
。バターニング法としては、フォトリソグラフと反応性
エツチングを用いた。

次に、Ａｒ中で、７５０℃×１時間熱処理する。かかる
熱処理を行うと、超薄膜はあたかも液相の様に凝集現象
が起こり、凝集体が得られた。

透過電子顕微鏡による観察から、各々のＧｅ凝集体は内
部に粒界をもたない単結晶であり、＜１００＞に面方位
が揃っていることが確認された。すなわち、面方位は熱
処理前の面方位が維持されていた。

次に、Ｓｔ、ＧａＡｓを液相から成長させた。

Ｓｔの場合には、ＳｉをＳｎソルベントを用いて融解し
、９００℃で成長させた。冷却速度は０．２℃／分であ
った０本方法では完全な単結晶が平坦にＳｔｏｗ上へ横
方向成長し、しかも、ＣＶＤ法と同様に面方位の揃った
単結晶島を成長させることが可能であった。

ＧａＡｓの場合には、Ｇａ溶媒を用い冷却温度は０．７
℃／分であり、成長温度７５０℃で行つた。１５分稚子
７０〜１００μｍ程の大型の単結晶島が成長され、しか
も、方位が揃っていることが微小部Ｘ線回折で確認され
た。

実施例２〜４で得られた複数の単結晶に対して、実施例
１と同様な絶縁分離の工程を施せば本発明の半導体基材
が作製される ［発明の効果］ 以上詳細に説明したように、本発明の半導体基材によれ
ば、堆積面上に成長させた面方位の制御させた複数の結
晶間の堆積面上に、絶縁領域を設けることにより、結晶
間の絶縁性を向上させることができ、電気的に完全に分
離された回路素子を形成す・ることができる。

なお、面方位の制御された複数の結晶が、核形成密度の
小さい堆積面上の面方位の制御された種子結晶に結晶形
成処理を施して成長させた結晶であるので、形成される
結晶の大きさのバラツキを抑え、また結晶の位置が種子
結晶の位置で決められるので、結晶の位置精度を向上さ
せることができ、堆積面を絶縁材料面とすることができ
るので、完全な絶縁分離が可能となり、大面積化も容易
となる。

本発明の半導体基材の製造方法によれば、堆積面上に複
数の結晶を形成する過程と、形成した複数の結晶の間に
絶縁領域を形成する過程とを設けたことにより、簡易な
工程で、結晶間の絶縁性を向上させることができ、電気
的に完全に分離された回路素子を形成することができる
。

本発明の製造方法によれば、簡易に、基板の上面を越え
て堆積される結晶を除去することができ、かつ結晶基材
の表面を平坦化して形成できるので、この結晶基材を用
いて回路素子を形成する場合の微細加工を高精度に形成
することがで台、集積化が容易となる。

【図面の簡単な説明】

第１図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明による半導体基材の製
造方法の一実施例の製造工程を示す概略図である。第２
図は本発明の半導体基材を用いたＭＯＳ型トランジスタ
の概略的断面図である。第３図（Ａ）及び（Ｂ）は選択
堆積法の説明図である。第４図は、５ｉ０２の堆積面と
窒化シリコンの堆積面との核形成密度の経時変化を示す
グラフである。第５図（Ａ）〜（Ｄ）は、単結晶形成方
法の一例を示す形成工程図である。 １・・・堆積面、２・・・種子結晶、３・・・単結晶、
４・・・表面酸化層、５・・−Ｓｔ、Ｎ４膜、６・・・
５ｉＯｚ酸化膜、７・・・ポリシリコン。 第３図 ＋ｆ％ 時　　間（分） （Ｃ） 手続補正書 昭和６３年　１月　６日

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）核形成密度の小さな表面（以下非核形成面という
   ）を有する基体と；熱処理によって面方位の制御されて
   いる、該基体に配された種子単結晶より成長した複数の
   単結晶と：少なくとも該単結晶の側面を覆う絶縁層と：
   該複数の単結晶の間に堆積された絶縁性堆積材料と；を
   含み表面が平滑な半導体基材。
2. （２）核形成密度の小さな表面を有する基体上に、熱処
   理によって面方位の制御された複数の種子単結晶を形成
   する工程と； 該種子単結晶を種子として単結晶を成長させる結晶成長
   処理工程と； 該基体表面及び該単結晶表面に絶縁層を形成する工程と
   ； 該単結晶の表面が露出するように、該単結晶の表面を平
   坦化する工程と； 露出した単結晶の表面に、該絶縁層よりも核形成密度が
   十分小さい材料からなる表面層を形成する工程と； 該絶縁層と該表面層との核形成密度の差により、該絶縁
   層上に絶縁性堆積材料を堆積させる工程と； を有することを特徴とする半導体基材の製造方法。