JPH04180219A - 結晶の形成方法 - 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、結晶の形成方法に係り、特に核形成密度の小
さな表面を有する基体上に、単結晶を選択的に成長させ
る結晶の形成方法に関する。

本発明の結晶の形成方法は、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、電圧素
子あるいは表面音響素子等に好適に用いられるものであ
る。

［従来の技術］ 従来半導体素子や光素子などに用いられる単結晶膜は、
単結晶基体上に単結晶をエピタキシャル成長させること
で形成されていた。

たとえば、Ｓｉ単結晶基体（シリコンウェハ）上には、
Ｓｉ、　Ｇｅ＋　ＧａＡｓなどを液相、気相または固相
からエピタキシャル成長することが知られており、また
、ＧａＡｓ単結晶基体上にはＧａＡｓ　＋　ＧａＡｆＡ
ｓなどの単結晶がエピタキシャ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などの発光素
子などが作製される。

また、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などの研究開発が
盛んであるが、これらを可能にしたのは、たとえば、超
高真空を用いたＭＢＥ（分子線エピタキシー）やＭＯＣ
ＶＤ　（有機金属化学気相法）などの高精度エピタキシ
十ル技術である。

このような単結晶基体上のエピタキシャル成長では、基
体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る。

たとえば、絶縁物単結晶基体であるサファイア上にＳｉ
単結晶膜をエピタキシャル成長させることは可能である
が、格子定数のズレによる界面での結晶格子欠陥および
サファイアの成分であるアルミニウムのエピタキシャル
層への拡散などが電子素子や回路への応用上の問題とな
っている。

このように、エピタキシャル成長による従来の単結晶膜
の形成方法は、その基体材料に大きく依存することが分
かる。Ｍａｔｈｅｗｓなどは、基体材料とエピタキシャ
ル成長層との組合せを調べている（ＥＰＩＴＡＸＩＡＬ
　ＧＲＯＷＴＨ，Ａｃａｄｅｍｉｃ　Ｐｒｅｓｓ、　Ｎ
ｅｗＹｏｒｋ。

１９７５　ｅｄｉｔｅｄ　ｂｙ　Ｊ、Ｗ、Ｍａｔｈｅｗ
ｓ）。

また、基体の大きさは、現在Ｓｉウェハで６インチ程度
であり、ＧａＡｓ、サファイア基体の大型化はさらに遅
れている。

さらに、単結晶基体は製造コストが高いため、千ツブ当
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の作製が可
能な単結晶層を形成するには、基体材料の種類がきわめ
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、半導体素子を基体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いる。

また、安価なガラス上に素子をアレー状に配列する太陽
電池や液晶の画素スイッチングトランジスタなどの大面
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、半導体膜を非晶質絶縁物
上に形成し、そこにトランジスタなどの電子素子を形成
する技術を必要とすることである。

そのなかでも、特に、非晶質絶縁物の上に高品質の単結
晶半導体を形成する技術が望まれている。

−船釣に、ＳｉＯ□などの非晶質絶縁物基体の上に薄膜
を堆積させると、基体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または多結晶となる（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。） たとえば、ＳｉＯ□上にＳｔをＣＶＤ法によって形成す
る場合、堆積温度が約６００°Ｃ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
千人の多結晶シリコンとなる。ただし、多結晶シリコン
の粒径は形成条件によって大きく変化する。

さらに、非晶質または多結晶膜をレーザや棒状ヒータな
どのエネルギービームによって溶融固化させることで、
ミクロンあるいはミリメートル程度の大粒径の多結晶膜
が得られている（Ｓｉｎｇｌｅ−Ｃｒｙｓｔａｌ　５ｉ
ｌｉｃｏｎ　ｏｎ　ｎｏｎ−ｓｉｎｇｌｅ−ｃｒｙｓｔ
ａｌ　１ｎｓｕｌ−ａｔｏｒｓ、　Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏ
ｆ　ｃｒｙｓｔａｌ　Ｇｒｏｗｔｈ　ｖｏｌ、６３＋　
Ｎｏ。

３０ｃｔｏｂｅｒ、　１９８３　ｅｄｉｔｅｄ　ｂｙ　
Ｇ、Ｗ、Ｃｕ１ｌｅｎ）。

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／■・ｓｅｃ、数百
人の粒径を有する多結晶シリコンでは１〜１０１００Ｉ
／Ｖ−３ｅｃ、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かる。

すなわち、非晶質上の堆積膜は非晶質または多結晶構造
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、簡単なスイッチング素子、太
陽電池、光電変換素子などが限られる。

［発明が解決しようとする課題］ 前述したように、非晶質基体表面には、単結晶基体表面
のようには長距離秩序が存在せず、短距離秩序のみ保持
されているため、堆積されたままの薄膜の構造は、よく
て粒界の位置が無秩序な多結晶にしかならず、また、非
晶質基体表面には、長距離秩序がないばかりか、結晶方
位（基体法線方向および面内方位）を規定する異方性が
存在しないため、その上層の結晶方位の制御は不可能で
あった。

すなわち、非晶質基体上へ単結晶を堆積させる上での課
題は、粒界位置を制御し、結晶方位を制御する技術の確
立にある。

以下、粒界の位置制御及び結晶方位の制御に関する従来
の技術及びその問題点について説明する。

粒界位置の制御については、核形成位置を人工的にあら
かじめ規定することにより粒界位置を決定できることが
示されており（特開昭６３−１０７０１６号公報）　５
ｅｎｔａｘｙ　（Ｓｅｌｅｃｔｉｖｅ　Ｎｕｃｌｅａｔ
ｉｏｎ　ｂａｓｅｄＥｐｉｔａｘｙ）と名付けられ、た
（Ｔ、Ｙｏｎｅｈａｒａ、　Ｙ、ＮｉｓｈＮ１５ｈｉ。

Ｈ，Ｍｉｚｕｔａｎｉ、　Ｓ、Ｋｏｎｄｏｈ、　Ｋ、Ｙ
ａｍａｇａｔａ、　Ｔ、Ｎｏｍａ　ａｎｄＴ、Ｉｓｈｉ
ｋａｗａ、　Ａｐｐｌｉｅｄ　Ｐｈｙｓｉｃｓ　Ｌｅｔ
ｔｅｒｓ　ｖｏｌ、１２゜ｐｐ、１２３１．１９８８）
。この技術は、ＳｉＯ□上に５ｉＪａを局在させ、そこ
が核形成サイトとなり、Ｓｉの単一の結晶が成長し、隣
接するサイトより成長した結晶と衝突することにより粒
界が形成され粒界位置が決定されるものである。

しかし、その結晶方位、特に面内結晶方位は、核形成面
であるＳｉ３Ｎ４が非晶質であり、異方性が存在しない
ため、単一には決定されない。

一方、１９８７年、Ｈ，１，Ｓｍ１ｔｈは非晶Ｗ基体表
面に凸凹による異方性をリソグラフィによって人工的に
付与することによって、その上に堆積するＫＣｊ２の結
晶方位を制御できることを初めて示し、Ｇｒａｐｈｏｅ
ｐｉｔａｘｙと名付けた（Ｈ，１，Ｓｍ１ｔｈ　ａｎｄ
　Ｄ、Ｃ。

Ｆｌａｎｄｅｒｓ、　Ａｐｐｌｉｅｄ　Ｐｈｙｓｉｃｓ
　Ｌｅむｔｅｒｓ　ｖｏｌ、３２＋ｐｐ。

３４９．１９７８）（Ｈ，１，Ｓｍ１ｔｈ　ＩＪ、Ｓ、
Ｐａｔｅｎｔ　Ｎｏ、４，３３３，７９２゜１９８２）
。

その後、Ｇｅの薄膜の粒成長（Ｔ、Ｙｏｎｅｈａｒａ、
　Ｈ，Ｉ。

Ｓｍ１ｔｈ、　　Ｃ，Ｖ、Ｔｈｏｍｐｓｏｎ　　ａｎｄ
　　Ｊ、Ｅ、Ｐａｌｍｅｒ、　　八ｐｐｌｉｅｄＰｈｙ
ｓｉｃｓ　Ｌｅｔｔｅｒｓ　ｖｏｌ　４５．ｐｐ、６３
Ｌ１９８４）　、Ｓｎの初期成長（Ｌ、Ｓ、Ｄａｒｋｅ
ｎ　ａｎｄ　Ｄ、）１．　Ｌｏｗｎｄｅｒｅ＋＾ｐｐｌ
ｉｅｄＰｈｙｓｉｃｓ　Ｌｅｔｔｅｒｓ　ｖｏｌ、４０
．ｐｐ、９５４．１９８７）にも、基体表面の人ニレリ
ーフパターンがその結晶方位に影響を与えることが確認
された。

しかし、ＧｒａｐｈｏｅｐｉｔａｘｙにおいてＫＣｊ２
．Ｓｎはその堆積初期の分離された結晶個々の方位につ
いて効果が見出されたものであり、連続した層について
はＳｉを堆積後レーザーアニールにより結晶成長したも
の（Ｍ、Ｗ、Ｇｅ１ｓ、　Ｄ、八、Ｆｌａｎｄｅｒｓ　
ａｎｄ　Ｈ，１，Ｓｍ１ｔｈ。

Ａｐｐｌｉｅｄ　Ｐｈｙｓｉｃｓ　Ｌｅｔｔｅｒｓ　ｖ
ｏｌ、３５．ｐｐ、７１．１９７９）とＧｅの固相成長
（Ｔ、Ｙｏｎｅｈａｒａ、　Ｈ，１，Ｓｍ１ｔｈ、　Ｃ
，Ｖ、　Ｔｈｏｍｐｓｏｎ　ａｎｄ　Ｊ、Ｅ、Ｐａｌｍ
ｅｒ、　Ａｐｐｌｉｅｄ　Ｐｈｙｓｉｃｓ　Ｌｅｔｔｅ
ｒｓｖｏｌ、４５．　ｐｐ、６３１．１９８４）が報告
されている。

しかしながら、このＳｉ、　ｃｅの場合においても、方
位はある程度制御されるものの、モザイク状に結晶群が
並び、さらにその結晶同士には結晶方位がわずかに異る
結晶との粒界が存在し、その位置は無秩序であり、大面
積に均一に単結晶を得るに至っていなかった。

その理由は、個々の結晶の三次元的結晶方位が完全には
一致していないことに加えて、表面レリーフパターンで
は、その核発生位置が制御されていないことによる。

本発明の目的は、粒界の位置が制御され、且つ面方位、
面内方位の揃った単結晶を成長させる結晶の形成方法を
提供することにある。

［課題を解決するための手段１ 本発明の結晶の形成方法は、核形成密度の小さな表面を
有する基体面上もしくは該基体に形成された凹部に、全
ての面が絶縁物と接触して囲まれている直方体形状又は
立方体形状の原種子を配し、該原種子を溶融させた後再
び固化させることで面方位及び面内方位の制御された単
結晶とし、該単結晶を覆う絶縁物の少なくとも一部を除
去することによって単結晶面を露出させ、露出した単結
晶を種結晶とし、結晶成長処理を施すことにより、該種
結晶を起点とし単結晶を選択的に成長させることを特徴
とする。

以下、本発明の原理について説明する。

溶融固化した結晶の面方位は結晶の表面エネルギー（ｆ
ｒｅｅ　５ｕｒｆａｃｅ　ｅｎｅｒｇｙ）や、基板との
界面エネルギー（ｉｎｔｅｒｆａｃｉａｌ　ｅｎｅｒｇ
ｙ）等が最小になるように決定される。例えば多結晶Ｓ
ｉを５ｉｎ２上で溶融Ｌｍ化させると、Ｓｉ自体は表面
エネルギーにおいて（１１１）方位が安定なのだが、５
ｉ−Ｓｉｎ２（７）界面エネルギーは（１００）方位が
安定で、この界面エネルギーの安定化因子が強く作用し
て結果的に（１００）配向性を示す。しかし、このＳｉ
膜は基体平面に対しては（１００）配向であるものの、
基体の平面内における方位は一切制御されていない。ま
た単に溶融固化した膜は固化しはじめる点が面内でラン
ダムに多数箇所存在するために、多数のグレイン（粒）
を形成し、その結果ランダムな粒界を発注させてしまう
。

そこで、本発明に於て発明者らは、各グレインの面内方
位を制御し、かつ微小な方位のずれによって生しる粒界
の位置をも制御する構成を考えた。

まず方位を制御するにあたって、基体平面と垂直な方位
に関しては上記したように膜材料を溶融固化することで
一定方位に制御できることを確認した。面内方位に関し
ては一切の情報が与えられていないので、基体平面に対
して垂直な側壁（面）を形成することによって横方向の
方位制御の情報を与えた。側壁は一面だけでなく、互い
に垂直に四面、即ちその面で囲まれた部分が直方体又は
立方体になるように形成して、側面だけで四方向から方
位制御の情報を与えた。また、このようにして形成され
る直方体又は立方体は、溶融固化させた際に粒界を含ま
ない単結晶でなければならないことと、側壁の影響が直
方体又は立方体の原種子全体に及ぶ必要があるので、そ
れなりの体積に設計してやらなければならない。具体的
な値については後で述べる。

粒界の位置の制御方法については、直方体又は立方体の
原種子を任意の位置にパターニングすることによって成
し得る。即ち、原種子を任意の２点にパターニングした
ならば、各々から成長した結晶は、２点の丁度中間位置
で衝突し、粒界を形成する。これを例えば間隔がｌの格
子点にパターニングしたならば、粒界はやはり各々の中
間位置に形成され、結果として一辺が２の正方形の結晶
が縦横に規則正しく並ぶことになる。本来面方位、面内
方位が完全に一致した結果同士が衝突すると、粒界は生
じないようにも思えるが、実際には基体垂直方向にも面
内方向にも一秒角のずれもなく種結晶を形成したり、成
長させたりするのは困難であり、粒界は生してしまう。

要は粒界の位置が制御されていて、デバイス作製時に方
位のバラツキに起因するデバイス特性のバラツキが生じ
ない範囲であれば良いのである。具体的には通常のフォ
トリソグラフィー及びエツチング工程で生じるパターン
エツジの「だれ」や、オーバーエッチによる設計値から
のずれ、即ち角度にして数度以内は許容範囲なのである
。

以上のような考えに基いて形成される種結晶を駆使して
、絶縁基体上に面方位、面内方位ともに制御された結晶
膜の形成方法について、実施態様例で説明する。

（実施態様例） まず原種子の形状と体積について述べる。原種子は第１
図（Ａ）に示すように直方体（又は、立方体（ａ＝ｂ＝
ｃ））でなければならない。これは１面に対しである方
位が優先的に配向する場合、直方体又は立方体ならば他
の面金てが、その方位の等価方位に対しても優先的に配
向せしめるからである。

また体積に関しては、先にも述べたように原種子が溶融
固化する際に、その内部に粒界が発生しない程度に小さ
く、かつ側面の面積が面内方位を安定的に決定できる程
度に大きいものでなければならない。具体的には第１図
（Ａ）において、原種子のａの値は、ａ＝ｂとして０．
１μｍ以上５μｍ以内が好ましい。より好ましくは０．
５μｍ以上２μｍ以下、最適値は材料や基体の材質によ
って異なる。値の最小値は用いられるフォトリソグラフ
ィー法の精度の限界値、又は下地界面との安定化エネル
ギーが方位を制御でき得る最小面積によって決まり、最
大値は、先にも述べたように、固化する際に粒界が生じ
ない大きさとして実験的に決−められた値である。但し
この値は側面の高さＣの値にも関係してくる。

直方体又は立方体の側面の高さＣの値は好ましくは０．
１μｍ以上、２μｍ以下、より好ましくは０．３μｍ以
上、１μｍ以下である。最適値は、ａ。

ｂの大きさや、原種子の材料によって異なる。値の最小
値は側面が面内方位の決定に影響を及ぼせる最小の値と
し、最大値は固化する際に粒界が生じない大きさとして
決められる。

上記原種子の全ての面が絶縁物によって覆われていなけ
ればならないが、その様子は第１図（Ｂ）。

（Ｃ）及び（Ｄ）に示しである。第１図（Ｂ）。

（Ｃ）は所謂「埋め込み型」である。これは予め絶縁物
基体１の表面の一部を正方形又は長方形にバターニング
し、エツチングすることによって直方体又は立方体の空
間を形成してやり、その中に原種子２を埋め込むタイプ
のものであって、その上に絶縁ｌ！３が形成される。こ
の場合理め込まれる原種子はその上面が第１図（Ｂ）の
ように絶縁物表面と同一平面、即ち全面フラットになる
ような形でも、第１図（Ｃ）のように原種子の上面が絶
縁物表面より低い位置にあるもの、即ち原種子の高さＣ
がエツチングの深さに比べて小さいものでもかまわない
。

一方第１図（Ｄ）は「側壁形成型」である。これは絶縁
物基体１、あるいは表面層が絶縁物でできている基体の
上にまず原種子２を直方体にパターニングする。そして
原種子が酸化物を安定につくれる材料であれば、露出面
を酸化してやればよいし、あるいは、絶縁物をＣＶＤ等
で堆積してやればよい。

なお、いずれの場合も必ずしも壁面の材質が基体１の材
質と一致していなくてもかまわない。例えば上記「埋め
込み型」において、基体に直方体又は立方体の空間を形
成した後、この空間内に絶縁膜を形成し、その中に原種
子２を埋め込み、その上に絶縁膜３を形成することも可
能である。

第１図（Ｂ）、（Ｃ）、（Ｄ）ともに原種子の上面を絶
縁物たる絶縁膜３で覆っているが、これは原種子が溶融
した際に凝集を起こしたり、揮発することのないように
施すものである。この上面の絶縁膜３は、原種子を酸化
したものでも、ＣＶＤ等で絶縁物を堆積したものでもよ
い。

溶融させる原種子の材料は、Ｓｉ、　Ｇｅ、　Ｓｎ等の
半導体元素や、Ａｕ、　Ａｇ、　Ｃｕ、　Ｐｔ、　Ｐｄ
等の金属、合金、化合物、混合物等が可能である。

非核形成面となる絶縁物（基体）は、Ｓ　ｉ　Ｏｚ　＋
Ｓｉ、　Ｎ　、　、　５ｉＯＮ等が用いられる。上面を
覆う絶縁物も同様である。

次に第２図を用いてプロセスフローを説明する。

まず第１図を用いて説明したように絶縁物の表面を有す
る基体２１の表面に直方体の原種子２２を形成し、更に
上面（上面は絶縁膜２３で覆う）を含む全ての面を絶縁
物で覆う（第２図（Ａ））。

次に基体２を原種子２２の融点以上の温度で加熱する。

加熱方法はレーザービームやエレクトロンビームなどの
エネルギービームを用いるか、もしくはランプ加熱等の
方法を用いる。

基体上の全ての原種子が溶融したら加熱をやめ、溶融し
た原種子を固化させる。そして原種子の上面を覆ってい
た絶縁物たる絶縁膜２３を除去して、面内方位まで制御
された単結晶の種結晶２５ａ及び２５ｂを露出させる（
第２図（Ｂ））。

露出した種結晶２５ａ、２５ｂを選択ＣＶＤ法で選択成
長させる。例えばＳｉを成長させたいのならば、ソース
ガスとして、ＳｔＣｌ−ａ　＋　５ｉＨＣ１２３。

５ｉＨｚＣｌ　ｚ等のクロロシラン系、ＳｉＨ４，５Ｉ
ＺＨ６等のシラン系、Ｓ＋Ｆ４．５ｔＨｚＦｚ等のフロ
ロシラン系が使用できる。この際にエツチング作用のあ
るＨＣｊ２ガス又は肝ガス等を、Ｈ２キャリアガスと共
に用いることによって成長を行なう。成長温度、圧力は
ガスの種類や絶縁物基体の組成によって異なるが、およ
を８００〜１２００°Ｃ１数Ｔｏｒｒ　〜２５０　Ｔｏ
ｒｒの範囲で行なわれる。成長した結晶２６ａは単結晶
特有のファセットに囲まれながら成長していき、隣りの
種結晶２５ｂから成長してきた結晶２６ｂと衝突し、２
つの種結晶２５ａ、２５ｂの中央付近で粒界２８を形成
する（第２図（Ｃ））。

更に成長した結晶上に電子デバイス等に形成したい場合
には、必要に応じて結晶を研摩し、単結晶薄膜２７ａ、
２７ｂを形成すればよい。この場合の粒界の位置２８が
わかっているので、これを避け、１つの島上でデバイス
をつくれば単結晶上のデバイスと同しか、もじくはそれ
以上の性能を出すことも可能である。

り実施例； 以下、本発明の実施例について図面を用いて詳細に説明
する。

（第１実施例） 第３図（Ａ）〜（Ｃ）及び第２図（Ａ）〜（Ｄ）を用い
て本発明第１の実施例を説明する。

まず、第３図（Ａ）に示すように、基板３１として４イ
ンチＳｉウェハーを用意し、この基板表面を１μｍ酸化
してＳｉＯ□層３２層形２して基体とした。次にＳｉＯ
□層３２層形２の一部を通常のフォトプロセスにて正方
形にパターニングし、正方形部分をＳｉＯ２層の途中ま
でＲＩＥ（反応性イオンエツチング）でエツチングした
。このとき正方形の一辺の長さ（ａ＝ｂ）が０．８μｍ
、エツチング部の深さＣを０．４μｍとした。尚、これ
と同様の凹部３３を樅横とも間隔１−６０μｍのマトリ
ックス状に複数個形成した。

次に第３図（Ｂ）に示すように、この基体上にＬＰＣＶ
Ｄ法を用いて多結晶５ｉ３４を０．４μｍ堆積巳た。更
に多結晶５ｉ３４上に表面が平坦になるようにレジスト
３５をコーティングした。

次に第３図（Ｃ）に示すように、ＲＩＥでレジスト３５
と多結晶５ｉ３４のエツチングレートが同じになる条件
（下記）で両層を５ｉＯｚ層３２の表面が露出するまで
エッチハックを行ない、凹部３３の中にのみ多結晶５ｉ
３４ａが残るようにした。尚、このときのエッチハック
の条件は、レジスト０ＦＰＲ５０００を使用し、ＲＩＥ
の条件として使用ガスＣ２Ｆ６１０ｚ　＝８０／３５　
（ｓｃｃｍ）　、圧力５０ｐａ、出力２に製で行なった
。

次に第２図（Ａ）に示すように上記平坦化された表面に
常圧ＣＶＤを用いて５ｉ（ｈ層２３を０．６μｍ堆積し
た。そしてランプ加熱装置を用いて基板表面側（多結晶
Ｓｉのある側）のみから赤外光を照射し、表面の設定温
度が１４２０°Ｃになるように加熱し、３０秒間温度を
保持した後に加熱を止めた。

このような加熱方法をとることにより、表面の多結晶５
ｉ２２のみが溶融し、基板の５１は溶融しない状態をつ
くり得る。

次に第２図（Ｂ）に示すように、キャンプ層として用い
た０、　６μｍのＳｉＯ□層２３をハンファーフン酸に
より除去し、単結晶化した５ｉ２５ａ及び２５ｂの表面
を露出した。

次に第２図（ｃ）に示すように、単結晶化した５ｉ２５
ａ、２５ｂを種結晶として、Ｓｉ単結晶を選択成長させ
た。成長条件はソースガスとして５ｉｔ（ｚＣ４２ｚ　
、エンチング用添加ガスとして）１１、キャリアガスと
してＨ２をそれぞれ０．５３，２．０゜１００　（Ｉ！
、／ｍｉｎ　）の割合で混合したガス中に基板を置き、
温度１０３０’Ｃ１圧力８０Ｔｏｒｒ、成長時間１００
分間で行なった。成長した結晶２６ａ、２６ｂはそれぞ
れの種結晶２５ａ、２５ｂの中間地点で衝突し、粒界２
８を形成した。外観のファセット形状、ファセットの方
向はどの結晶もほぼ同一であった。得られた結晶は基板
と垂直方向に（１００）に配向しており、Ｘ線回折で測
定したところ他の方位は観測できなかった。また面内方
位に関してはＥ　ＣＰ　（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｃｈａｎ
ｎｅｌｉｎｇ　Ｐａｔｔｅｒｎ）で解析したところ、種
結晶のパターニングされた方向に対して（１００）の等
価方向から±５°以内の回転範囲であった。

次に、第２図（Ｄ）に示すように、このようにして得ら
れた結晶の上にトランジスタ等の素子を形成するために
、結晶を平坦化した。これは通常のＳｉウェハーを研摩
するのと全く同し工程、即ち砥粒を懸濁させた弱アルカ
リ溶液を用いて、荒研摩、仕上げ研摩の順で、結晶２７
ａ、２７ｂが１μｍの厚さになるまで行なった。そして
この平坦化された結晶の１個の島上１個のｎ−ＭＯＳ）
ランジスタを、通常の半導体プロセスを用いて形成した
ところ、各々のトランジスタの電気的特性に関するバラ
ツキは殆どなく、同時に形成したＳｉウェハー上のｎ−
ＭＯＳトランジスタと、電気特性、バラツキともほぼ同
一であった。

（第２実施例） 第４図（Ａ）〜（Ｄ）及び第２図（Ａ）〜（Ｄ）を用い
て第２実施例を説明する。

まず、第４図（Ａ）に示すように、４インチ径の溶融石
英基板の基体４１上にＬＰＣＶＤ法で多結晶５ｉ４２を
０．１μｍ堆積し、さらにその上にＬＰＣＶＤ法でＳｉ
Ｊ、膜４３を０．０５μｍ堆積した。

次に第４図（Ｂ）に示すように、縦横１×１μｍ２の島
状領域の多結晶領域４２ａ及び５ｉｓＮａ膜４３ａを５
０μｍ間隔にパターニングし、他の部分の５ｉＪｎ膜４
３と多結晶Ｓｉ膜４２を全てＲＩＥによりエツチングし
た。

次に、第４図（Ｃ）に示すように、島状に分離された多
結晶５ｉ４２ａを、Ｓｉ３Ｎ４膜４３ａのキャップがつ
いたまま０．１μｍ酸化した。基板上方から見て正方形
の多結晶５ｉ４２ａの周辺部分のみが酸化され、多結晶
５ｉ４２ａはＳｉｎｇの壁４４と、５ｉＪ４膜４３ａの
キャップと、下地の溶融石英基板４１とに囲まれる形と
なった。

次にこの状態のまま、ランプ加熱装置を用いて、基板の
上下両側から赤外光を照射し、設定温度を１５００°Ｃ
で６０秒間加熱した。溶融石英基板の基体４１は赤外光
を殆ど吸収しないので、基板自体の温度は４００°Ｃ程
度までしか上昇しないが、赤外光を多く吸収する５４Ｍ
４２　ａは融点を超えて溶融した。

次に、第４図（Ｄ）に示すように、ランプ加熱装置をＯ
ＦＦ状態にし溶融したＳｉが固化して単結晶となったと
ころで、キャップのＳｉ３Ｎ、層４３ａを熱リン酸（Ｈ
３ＰＯ４、３００°Ｃ）を用いて工、チングした。そし
て、ハ”ノファードフン酸を用いて、単結晶５ｉ４５の
側壁にある５ｉＯｚ４４をエツチングした。

その後は、第２図（Ｃ）〜（Ｄ）に示すように、第１実
施例の工程と同様に、単結晶化した５ｉ４５を種結晶と
して、Ｓｉ単結晶を選択成長させた。成長条件は、次の
とうりであった。

５ｉＲｚＣ１ｚ：　　ＨＣＩ　：Ｈｚ　＝０．５３　：
　１．６　：　１００（１／ｍｉｎ　）　、１０３０°
Ｃ＋　　８００Ｔｏｒｒ、７５分間得られた結晶は第１
実施例の方法で得られたものと同様に方位が制御されて
おり、この結晶上に形成したｎ−ＭＯＳトランジスタも
第１実施例で作成したトランジスタと同じ特性だった。

（第３実施例） 第１実施例と同じ工程で多結晶Ｓｉをパターニングし、
第２図（Ａ）の状態とした。

次にＡｒイオンレーザ−の５１４５人の波長を用いて、
これを多結晶５ｉ２４に照射し、溶融した。レーザー出
力は５Ｗで、ビーム径０．５ｍｍとし、２０ｍｍ／秒の
速さでスキャンした。これにより固化したＳｉは単結晶
となり、これを種結晶として第１実施例と同じ条件で単
結晶Ｓｉを成長させた。得られた結晶は、第１実施例の
方法で得られたものと同様に方位が制御されており、こ
の結晶上に形成したｎ−ＭＯＳトランジスタも第１実施
例で作成したトランジスタと同じ特性だった。

（第４実施例） 第１実施例と同じ工程で原種子となる材料をパターニン
グし、第２図（Ａ）の状態とした。但し原種子の材料は
多結晶Ｓｉでなく、多結晶のＧｅとした。多結晶のＧｅ
は蒸着法により形成した。Ｇｅの融点は９３７°ＣとＳ
ｉに比べ十分に低いので通常のシリコンプロセスで用い
られるようなアニール炉の中で１０００°Ｃの設定温度
で２０分間アニールし溶融した。

取り出された単結晶化したＧｅを種結晶として、Ｓｉの
単結晶を選択成長させた。この結晶もＳｉを種結晶とし
た場合と同様に、基体と垂直方向に（１００）配向して
おり、面内方位も、種結晶形成領域の直方体の各面方向
に沿って（１００）と等価の面を形成していた。

（第５実施例） まず、第５図（Ａ）に示すように、第１実施例も同様に
基体５１表面凹部に埋め込まれた多結晶Ｓｉをランプ加
熱で溶融し、方位の制御された単結晶種５５を形成した
。但し基体５１はＳｉウェハでなく溶融石英基板を用い
た。

次に第５図（Ｂ）に示すように、基体表面にＬＰＧＶＤ
を用いて、多結晶５ｉ５６を０．１μｍ堆積し後にＳｉ
イオンをイオン注入して、堆積した多結晶をＳｉを非晶
質化した。このときの注入条件は、加速電圧６０ｋｖ、
　　ドーズ量Ｉ　Ｘ　１０　”ｃｍ２だった。

この条件は、多結晶Ｓｉと溶融石英基板との界面よりも
少しＳｉ膜側に投影飛程がくるようにしである。

次に、第５図（Ｃ）に示すように、基板をＮ２雰囲気中
のアニール炉中で６００°Ｃ１５０時間のアニールを行
なった。非晶質Ｓｉ膜５６、は単結晶の種結晶５５を起
点として、固相で結晶５７が成長した。その結果、方位
が（１００）に揃った結晶膜が得られた。

［発明の効果］ 以上説明したように、本発明によれば全ての面が絶縁物
と接している直方体又は立方体で、かつ溶融固化した際
に単結晶になるような原種子を溶融固化させることによ
って、原種子は非単結晶から面方位、面内方位ともほぼ
揃った単結晶へと変化する。そしてこの単結晶を種結晶
として半導体材料等を選択成長させることにより、粒界
の位置が制御され、かつ面方位、面内方位とも揃ったＳ
Ｏ■が形成できる。

本発明によれば、ＳＯＩデバイスにおける特性のバラ・
ンキの原因となる粒界の位置（数）、方位を完全に制御
することができ、均一性の高い素子を形成し得る効果が
ある。

【図面の簡単な説明】

第１図（Ａ）は、本発明の結晶の形成方法の一実施例態
様例における原種子の形状の説明図、第１図（Ｂ）〜（
Ｄ）は原種子及び絶縁物基板の形状を説明するための断
面図である。 第２図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明の結晶の形成方法の一
実施態様例の製造工程を示す工程図である。 第３図（Ａ）〜（Ｃ）、第４図（Ａ）〜（Ｄ）、第５図
（Ａ）〜（Ｃ）は本発明の結晶形成方法の実施例の製造
工程を示す工程図である。 １．２１，４１．５１・・・基体、２，２２．３４ａ。 ４２　ａ　・・・原種子、３．２３・・・絶縁膜、２５
ａ、２５ｂ。 ４５．５５・・・種結晶、２６ａ、２６ｂ・・・成長し
た単結晶、２７ａ、２７ｂ・・・平坦化された単結晶、
２８・・・粒界、３１・・・基板、３２・・・ＳｉＯ□
層、３３・・・凹部、３４．４２．４２ａ、５６−・・
多結晶Ｓｉ、３５−・・レジスト、４３．４３　ａ−５
ｉ３Ｎ＜膜、４４・・・５ｉｎ２の壁、５７・・・結晶
。 第３図　ｂ ３λ ．４３ａ ３ａ

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. （１）核形成密度の小さな表面を有する基体面上もしく
   は該基体に形成された凹部に、全ての面が絶縁物と接触
   して囲まれている直方体形状又は立方体形状の原種子を
   配し、該原種子を溶融させた後再び固化させることで面
   方位及び面内方位の制御された単結晶とし、該単結晶を
   覆う絶縁物の少なくとも一部を除去することによって単
   結晶面を露出させ、露出した単結晶を種結晶とし、結晶
   成長処理を施すことにより、該種結晶を起点として単結
   晶を選択的に成長させる結晶の形成方法。