JPH04302136A - 改良されたアモルファスシリコン発光ダイオード及び放射線センサー用のレーザー結晶化クラッド層の形成方法 - Google Patents
改良されたアモルファスシリコン発光ダイオード及び放射線センサー用のレーザー結晶化クラッド層の形成方法Info
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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。
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ｐ−型の層及びｎ−型
の層中の欠陥密度を減少し、これらの層のドーピング効
率を改良するための広領域（ｌａｒｇｅ−ａｒｅａ）の
水素化アモルファスシリコン合金クラッディング層のレ
ーザー結晶化に関する。
の層中の欠陥密度を減少し、これらの層のドーピング効
率を改良するための広領域（ｌａｒｇｅ−ａｒｅａ）の
水素化アモルファスシリコン合金クラッディング層のレ
ーザー結晶化に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】水素化
アモルファスシリコンには三つの広領域の用途があり、
現在その合金が世界中で探究されている。一つの用途は
、ｐ−ｉ−ｎ装置構造体（光放射線及びイオン化放射線
の両方の放射線検出装置（センサー））を使用する日光
から電気への直接光電変換である。第二の用途は薄膜ト
ランジスタ・ドライバー・アレイの使用である。第三の
用途は発光ダイオード（ＬＥＤ） 装置用のｐ−ｉ−ｎ
アレイの使用である。本発明は、生産コストを低減し、
アモルファスシリコン及びその合金を使用する薄膜トラ
ンジスタ・ドライバー・アレイ、放射線センサー、及び
ＬＥＤ の効率を高める方法に関する。
アモルファスシリコンには三つの広領域の用途があり、
現在その合金が世界中で探究されている。一つの用途は
、ｐ−ｉ−ｎ装置構造体（光放射線及びイオン化放射線
の両方の放射線検出装置（センサー））を使用する日光
から電気への直接光電変換である。第二の用途は薄膜ト
ランジスタ・ドライバー・アレイの使用である。第三の
用途は発光ダイオード（ＬＥＤ） 装置用のｐ−ｉ−ｎ
アレイの使用である。本発明は、生産コストを低減し、
アモルファスシリコン及びその合金を使用する薄膜トラ
ンジスタ・ドライバー・アレイ、放射線センサー、及び
ＬＥＤ の効率を高める方法に関する。
【０００３】このような装置中の水素化微結晶性シリコ
ン（ μｃ−Ｓｉ：Ｈ） の使用が、その高い電気伝導
度及び移動度（ これらは水素化アモルファスシリコン
（ａ−Ｓｉ：Ｈ）よりも大きさが数オーダが高いことが
ある） のために知られており、これはａ−Ｓｉ：Ｈの
ようにμｃ−Ｓｉ：Ｈを広領域のディスプレイ及びセン
サーの有望な候補にする。一方、μｃ−Ｓｉ：Ｈの低い
熱成長速度は有効な大規模の装置製作に望ましくない。 本明細書に使用される“大規模”及び“広領域”という
用語は、技術及び装置に言及される場合、互換可能に使
用され、結晶性基材を必要としない技術及び装置を言う
。こうして、広領域のエレクトロニクスは、石英、融解
石英またはその他の安価なアモルファス“ガラス”の如
きアモルファス基材の使用を言う。μｃ−Ｓｉ：Ｈの別
の欠点は、或る種の放射線を検出するための多くのセン
サー用途に重要な、ゲルマニウム及び炭素の如きＩＶａ
族の元素と合金にされたμｃ−Ｓｉ：Ｈの熱及びプラ
ズマの両方で促進される成長が全く信頼性がないことで
ある。
ン（ μｃ−Ｓｉ：Ｈ） の使用が、その高い電気伝導
度及び移動度（ これらは水素化アモルファスシリコン
（ａ−Ｓｉ：Ｈ）よりも大きさが数オーダが高いことが
ある） のために知られており、これはａ−Ｓｉ：Ｈの
ようにμｃ−Ｓｉ：Ｈを広領域のディスプレイ及びセン
サーの有望な候補にする。一方、μｃ−Ｓｉ：Ｈの低い
熱成長速度は有効な大規模の装置製作に望ましくない。 本明細書に使用される“大規模”及び“広領域”という
用語は、技術及び装置に言及される場合、互換可能に使
用され、結晶性基材を必要としない技術及び装置を言う
。こうして、広領域のエレクトロニクスは、石英、融解
石英またはその他の安価なアモルファス“ガラス”の如
きアモルファス基材の使用を言う。μｃ−Ｓｉ：Ｈの別
の欠点は、或る種の放射線を検出するための多くのセン
サー用途に重要な、ゲルマニウム及び炭素の如きＩＶａ
族の元素と合金にされたμｃ−Ｓｉ：Ｈの熱及びプラ
ズマの両方で促進される成長が全く信頼性がないことで
ある。
【０００４】センサー用途に於けるμｃ−Ｓｉ：Ｈに関
する上記の問題は、ｐ−ｉ−ｎセンサー構造体中のａ−
Ｓｉ：Ｈ及びそのＩＶａ 族合金の増大された使用をも
たらした。このような装置の性能の限界は、ｎ−型及び
ｐ−型のドーピングされた合金クラッド層中の大きな欠
陥密度である。ａ−Ｓｉ：Ｈ及び合金中の欠陥密度は、
不規則なアモルファス構造により容易にされる欠陥形成
反応の結果として、膜成長中のドーパント混入に応じて
増大する。更に有効な電荷集電及び改良された装置性能
は、ドーピングされた合金クラッディング層の電気伝導
度を損なわずに、またアモルファスｉ−層の性質（ 例
えば、光導電性、抵抗率、等） に影響しないで、この
欠陥密度を減少することにより可能になる。
する上記の問題は、ｐ−ｉ−ｎセンサー構造体中のａ−
Ｓｉ：Ｈ及びそのＩＶａ 族合金の増大された使用をも
たらした。このような装置の性能の限界は、ｎ−型及び
ｐ−型のドーピングされた合金クラッド層中の大きな欠
陥密度である。ａ−Ｓｉ：Ｈ及び合金中の欠陥密度は、
不規則なアモルファス構造により容易にされる欠陥形成
反応の結果として、膜成長中のドーパント混入に応じて
増大する。更に有効な電荷集電及び改良された装置性能
は、ドーピングされた合金クラッディング層の電気伝導
度を損なわずに、またアモルファスｉ−層の性質（ 例
えば、光導電性、抵抗率、等） に影響しないで、この
欠陥密度を減少することにより可能になる。
【０００５】ａ−Ｓｉ：Ｈ合金が薄膜トランジスタ・ア
レイまたは発光ダイオード（ＬＥＤ） 中に使用される
場合に、同様の問題が存在する。多くのＬＥＤ アレイ
はＧａＡｓの如きＩＩＩ−Ｖ 合金を含み、その直接の
バンドギャップが有効な発光性放出を可能にする。図１
Ａ及び１Ｂは直接ギャップ材料（ 図１Ａ） 及び間接
ギャップ材料（ 図１Ｂ） を比較する。しかしながら
、結晶性シリコンの如き間接ギャップ材料は、結晶運動
量を保存するためにフォノンの放出（Ｅｐ）または吸収
がバンドギャップ（Ｅｇ）を越えて電子遷移を伴うこと
を必要とし、これが発光性の電子−正孔再結合の断面積
を著しく減少する。図１Ａ及び１Ｂはエネルギー（Ｅ）
対結晶運動量（Ｋ） のプロットである。結晶運動量
は関係式ｐ＝ｈｋにより電子の運動量（ｐ） に比例す
る。こうして、Ｅ対Ｋの線図は放物線である。何となれ
ば、Ｋ＝０の場合、Ｅ〜ｐ２／２ｍ（式中、ｍは電子の
静止質量である）であるからである。図１Ａは、ＧａＡ
ｓの如き直接ギャップ材料が最も有効な発光性エミッタ
であることを示す。しかしながら、ＩＩＩ−Ｖ 合金系
ＬＥＤ アレイの使用は４インチのウェーハ寸法に制限
される。何となれば、４インチより大きい直径を有する
無欠陥ＧａＡｓウェーハを得ることが困難であるからで
ある。
レイまたは発光ダイオード（ＬＥＤ） 中に使用される
場合に、同様の問題が存在する。多くのＬＥＤ アレイ
はＧａＡｓの如きＩＩＩ−Ｖ 合金を含み、その直接の
バンドギャップが有効な発光性放出を可能にする。図１
Ａ及び１Ｂは直接ギャップ材料（ 図１Ａ） 及び間接
ギャップ材料（ 図１Ｂ） を比較する。しかしながら
、結晶性シリコンの如き間接ギャップ材料は、結晶運動
量を保存するためにフォノンの放出（Ｅｐ）または吸収
がバンドギャップ（Ｅｇ）を越えて電子遷移を伴うこと
を必要とし、これが発光性の電子−正孔再結合の断面積
を著しく減少する。図１Ａ及び１Ｂはエネルギー（Ｅ）
対結晶運動量（Ｋ） のプロットである。結晶運動量
は関係式ｐ＝ｈｋにより電子の運動量（ｐ） に比例す
る。こうして、Ｅ対Ｋの線図は放物線である。何となれ
ば、Ｋ＝０の場合、Ｅ〜ｐ２／２ｍ（式中、ｍは電子の
静止質量である）であるからである。図１Ａは、ＧａＡ
ｓの如き直接ギャップ材料が最も有効な発光性エミッタ
であることを示す。しかしながら、ＩＩＩ−Ｖ 合金系
ＬＥＤ アレイの使用は４インチのウェーハ寸法に制限
される。何となれば、４インチより大きい直径を有する
無欠陥ＧａＡｓウェーハを得ることが困難であるからで
ある。
【０００６】ＬＥＤ 構造中のＩＩＩ−Ｖ 合金の一つ
の代替物は、アモルファスシリコン及びその合金であり
、その固有の構造上の不規則性は結晶運動量保存の要件
を除き、それにより、図２に示されるように、その結晶
性相対物のルミネセンスより増強されたルミネセンスを
もたらす。発光効率はＩＩＩ−Ｖ 合金系ＬＥＤ の場
合よりも小さいが、アモルファスシリコンＬＥＤ 技術
の大きな利点は広領域の基材を使用し得ることにある。 この発展を妨げる一つの問題は、少数注入電流を制限す
るアモルファスシリコンの低いドーピング効率である。 広いバンドギャップのアモルファスシリコン合金クラッ
ド層がｐ−ｉ−ｎＬＥＤ 装置に使用される場合に、こ
の欠点は特に深刻である。図３に示されるように、広い
バンドギャップのクラッド層が望ましい。何となれば、
それらは異なる屈折率、活性層中の改良された再結合効
率、活性層中の電子キャリヤーの閉込め（ｃｏｎｆｉｎ
ｅｍｅｎｔ） 、及び活性層からの増大されたＬＥＤ
放出エネルギーのために光導波を可能にするからである
。
の代替物は、アモルファスシリコン及びその合金であり
、その固有の構造上の不規則性は結晶運動量保存の要件
を除き、それにより、図２に示されるように、その結晶
性相対物のルミネセンスより増強されたルミネセンスを
もたらす。発光効率はＩＩＩ−Ｖ 合金系ＬＥＤ の場
合よりも小さいが、アモルファスシリコンＬＥＤ 技術
の大きな利点は広領域の基材を使用し得ることにある。 この発展を妨げる一つの問題は、少数注入電流を制限す
るアモルファスシリコンの低いドーピング効率である。 広いバンドギャップのアモルファスシリコン合金クラッ
ド層がｐ−ｉ−ｎＬＥＤ 装置に使用される場合に、こ
の欠点は特に深刻である。図３に示されるように、広い
バンドギャップのクラッド層が望ましい。何となれば、
それらは異なる屈折率、活性層中の改良された再結合効
率、活性層中の電子キャリヤーの閉込め（ｃｏｎｆｉｎ
ｅｍｅｎｔ） 、及び活性層からの増大されたＬＥＤ
放出エネルギーのために光導波を可能にするからである
。
【０００７】Ｈａｍａｋａｗａらは、彼らの論文“Ｏｐ
ｔｏｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃｓ ａｎｄ Ｐｈｏｔｏｖｏ
ｌｔａｉｃ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｏｆ Ｍｉｃｒｏ
ｃｒｙｓｔａｌｌｉｎｅ ＳｉＣ”，ＭＲＳ Ｓｙｍｐ
．Ｐｒｏｃ．（１９８９）に、アモルファスシリコン合
金網状組織中に埋込まれた微結晶性シリコン合金の領域
または相を形成する電子サイクロトロン共鳴（ＥＣＲ）
プラズマ促進ＣＶＤ 法を開示している。ドーパント
濃度の範囲は非常に広いものであり得る。通常のプラズ
マ促進ＣＶＤ 法により製造された微結晶性シリコン合
金膜の場合よりもかなり高い電気伝導度の値が開示され
ている。アモルファスシリコン合金ｐ−ｉ−ｎ接合から
なるＬＥＤ が開示されている。注入効率を改良するた
め、ＥＣＲ プラズマＣＶＤ 法により製造された、高
電気伝導度を有する広いバンドギャップのｐ−型及びｎ
−型の注入材料が使用される。
ｔｏｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃｓ ａｎｄ Ｐｈｏｔｏｖｏ
ｌｔａｉｃ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｏｆ Ｍｉｃｒｏ
ｃｒｙｓｔａｌｌｉｎｅ ＳｉＣ”，ＭＲＳ Ｓｙｍｐ
．Ｐｒｏｃ．（１９８９）に、アモルファスシリコン合
金網状組織中に埋込まれた微結晶性シリコン合金の領域
または相を形成する電子サイクロトロン共鳴（ＥＣＲ）
プラズマ促進ＣＶＤ 法を開示している。ドーパント
濃度の範囲は非常に広いものであり得る。通常のプラズ
マ促進ＣＶＤ 法により製造された微結晶性シリコン合
金膜の場合よりもかなり高い電気伝導度の値が開示され
ている。アモルファスシリコン合金ｐ−ｉ−ｎ接合から
なるＬＥＤ が開示されている。注入効率を改良するた
め、ＥＣＲ プラズマＣＶＤ 法により製造された、高
電気伝導度を有する広いバンドギャップのｐ−型及びｎ
−型の注入材料が使用される。
【０００８】Ｆａｎｇ， Ｓｏｌａｒ Ｃｅｌｌｓ，
２５（１９８８）， ２７ 〜２９頁は、クリプトン−
フッ素エクサイマーレーザー放射により誘導されるアモ
ルファスシリコン表面中のアモルファス−微結晶変換を
開示している。その方法はエクサイマーレーザーの単一
パルスを使用して、ドーピングされたアモルファスシリ
コン層からドーピングされた微結晶性シリコンを生成す
る。この方法に使用されるレーザーのエネルギー密度は
、およそ５，０００ ｍＪ／ｃｍ２である。
２５（１９８８）， ２７ 〜２９頁は、クリプトン−
フッ素エクサイマーレーザー放射により誘導されるアモ
ルファスシリコン表面中のアモルファス−微結晶変換を
開示している。その方法はエクサイマーレーザーの単一
パルスを使用して、ドーピングされたアモルファスシリ
コン層からドーピングされた微結晶性シリコンを生成す
る。この方法に使用されるレーザーのエネルギー密度は
、およそ５，０００ ｍＪ／ｃｍ２である。
【０００９】米国特許第４，６０９，４０７ 号（Ｍａ
ｓａｏらに付与された） は、ドーピングされ、または
ドーピングされていないアモルファスシリコン層をパル
ス方式または連続波方式で１０００〜３０００ ｍＪ／
ｃｍ２ の範囲のエネルギー密度でルビーレーザーで照
射することを開示している。そのアモルファス層は単結
晶シリコン層により支えられている。 アモルファス層をレーザーで照射することにより、アモ
ルファス層は単結晶シリコン下層により誘導されて、融
解され、再結晶化される。
ｓａｏらに付与された） は、ドーピングされ、または
ドーピングされていないアモルファスシリコン層をパル
ス方式または連続波方式で１０００〜３０００ ｍＪ／
ｃｍ２ の範囲のエネルギー密度でルビーレーザーで照
射することを開示している。そのアモルファス層は単結
晶シリコン層により支えられている。 アモルファス層をレーザーで照射することにより、アモ
ルファス層は単結晶シリコン下層により誘導されて、融
解され、再結晶化される。
【００１０】関係し得るその他の文献は、Ｓｔｒｅｅｔ
，Ｒ．Ａ．， Ｌｕｍｉｎｅｓｃｅｎｃｅ ｉｎ ａ−
Ｓｉ：Ｈ， Ｓｅｍｉｃｏｎｄｕｃｔｏｒｓ ａｎｄ
Ｓｅｍｉｍｅｔａｌｓ， ２１巻、パートＢ、１９７〜
２４４ 頁、Ａｃａｄｅｍｉｃ Ｐｒｅｓｓ，Ｉｎｃ．
（１９８４）；Ｋｒｕａｎｇａｍら、Ａｍｏｒｐｈｏｕ
ｓ Ｓｉｌｉｃｏｎ−Ｃａｒｂｉｄｅ Ｔｈｉｎ Ｆｉ
ｌｍ Ｌｉｇｈｔ Ｅｍｉｔｔｉｎｇ Ｄｉｏｄｅ，
Ｏｐｔｏｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃｓ，１巻、４号、６７〜
８４頁、１９８６年６月、ＭＩＴＡ Ｐｒｅｓｓ； 及
びＳｅｉｂｅｒｔ ら、Ｐｈｏｔｏｌｕｍｉｎｅｓｃｅ
ｎｃｅ ｉｎ ａ−Ｓｉ１−ＸＣ Ｘ：：Ｈ Ｆｉｌｍ
ｓ， Ｐｈｙｓ．Ｓｔａｔ．Ｓｏｌ．（ｂ）１４０，３
１１，（１９８７） を含む。
，Ｒ．Ａ．， Ｌｕｍｉｎｅｓｃｅｎｃｅ ｉｎ ａ−
Ｓｉ：Ｈ， Ｓｅｍｉｃｏｎｄｕｃｔｏｒｓ ａｎｄ
Ｓｅｍｉｍｅｔａｌｓ， ２１巻、パートＢ、１９７〜
２４４ 頁、Ａｃａｄｅｍｉｃ Ｐｒｅｓｓ，Ｉｎｃ．
（１９８４）；Ｋｒｕａｎｇａｍら、Ａｍｏｒｐｈｏｕ
ｓ Ｓｉｌｉｃｏｎ−Ｃａｒｂｉｄｅ Ｔｈｉｎ Ｆｉ
ｌｍ Ｌｉｇｈｔ Ｅｍｉｔｔｉｎｇ Ｄｉｏｄｅ，
Ｏｐｔｏｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃｓ，１巻、４号、６７〜
８４頁、１９８６年６月、ＭＩＴＡ Ｐｒｅｓｓ； 及
びＳｅｉｂｅｒｔ ら、Ｐｈｏｔｏｌｕｍｉｎｅｓｃｅ
ｎｃｅ ｉｎ ａ−Ｓｉ１−ＸＣ Ｘ：：Ｈ Ｆｉｌｍ
ｓ， Ｐｈｙｓ．Ｓｔａｔ．Ｓｏｌ．（ｂ）１４０，３
１１，（１９８７） を含む。
【００１１】ｉ−層の光導電性、抵抗率、放射線検出、
ルミネセンス、及びその他の性質に影響しないで、セン
サーまたは発光ダイオードの如き薄膜トランジスターア
レイに有益な、ｐ−ｉ−ｎ装置構造体中のｐ−型及びｎ
−型のａ−Ｓｉ：Ｈ合金クラッド層のドーピング効率を
高めるための簡単且つ安価な技術を開発することが、有
利である。ｉ−層の再結合特性に影響しないで、ｐ−ｉ
−ｎセンサー装置のｐ−型及びｎ−型の層中の欠陥密度
を減少することが、更に有利である。
ルミネセンス、及びその他の性質に影響しないで、セン
サーまたは発光ダイオードの如き薄膜トランジスターア
レイに有益な、ｐ−ｉ−ｎ装置構造体中のｐ−型及びｎ
−型のａ−Ｓｉ：Ｈ合金クラッド層のドーピング効率を
高めるための簡単且つ安価な技術を開発することが、有
利である。ｉ−層の再結合特性に影響しないで、ｐ−ｉ
−ｎセンサー装置のｐ−型及びｎ−型の層中の欠陥密度
を減少することが、更に有利である。
【００１２】
【課題を解決するための手段】適切な条件下でのｐ−ｉ
−ｎ装置の水素化アモルファスシリコン合金のｐ−及び
ｎ−クラッド層の結晶化（また“アニーリング”として
知られている）が、中間ｉ−層のルミネセンス、放射線
検出、光導電性、抵抗率、及びその他の性質に殆ど影響
しないで、低い欠陥密度、増強された電荷輸送性、及び
これらの層の増大されたドーピング効率をもたらし得る
ことが、発見された。その方法は、ａ−Ｓｉ：Ｈのｉ層
の本来の性質（ｉｎｔｅｒｉｔｙ）を維持しながら照射
を走査することによりｐ−層及びｎ−層を選択的に結晶
化して特異な性質及び構造を有するｐ−ｉ−ｎ装置（デ
バイス）を製造することを伴う。これは、三つの関連し
た方法により行われる。
−ｎ装置の水素化アモルファスシリコン合金のｐ−及び
ｎ−クラッド層の結晶化（また“アニーリング”として
知られている）が、中間ｉ−層のルミネセンス、放射線
検出、光導電性、抵抗率、及びその他の性質に殆ど影響
しないで、低い欠陥密度、増強された電荷輸送性、及び
これらの層の増大されたドーピング効率をもたらし得る
ことが、発見された。その方法は、ａ−Ｓｉ：Ｈのｉ層
の本来の性質（ｉｎｔｅｒｉｔｙ）を維持しながら照射
を走査することによりｐ−層及びｎ−層を選択的に結晶
化して特異な性質及び構造を有するｐ−ｉ−ｎ装置（デ
バイス）を製造することを伴う。これは、三つの関連し
た方法により行われる。
【００１３】第一の技術では、上部のクラッド層が、上
部の接点が付着される前に装置の上表面への放射線衝撃
を走査することにより結晶化し得る。放射線に透過性の
好適なアモルファス基材の使用により、下部クラッド層
が裏面照射を使用して結晶化し得る。下部クラッド層は
、上層と同時に、またはそれとは独立に結晶化し得る。
部の接点が付着される前に装置の上表面への放射線衝撃
を走査することにより結晶化し得る。放射線に透過性の
好適なアモルファス基材の使用により、下部クラッド層
が裏面照射を使用して結晶化し得る。下部クラッド層は
、上層と同時に、またはそれとは独立に結晶化し得る。
【００１４】第二の方法では、第一のクラッド層の走査
放射線結晶化が、本来の（ｉｎｔｒｉｎｓｉｃ） 中間
層及び第二のクラッド層の付着の前に行われる。次いで
、上部のクラッド層がまた放射線を走査することにより
結晶化される。最後に、第三の方法は、結晶化の速度が
ｐ−及びｎ−水素化アモルファスシリコン合金層中のド
ーパントの存在により大幅に促進されるという事実に頼
る。それ故、非常に低い出力で走査する表面の照射は、
薄いｐ−ｉ−ｎ装置中のｎ−型及びｐ−型のクラッド層
の両方を結晶化し得るが、ｉ−層にごくわずかに影響す
る。放射線出力がｉ−層中の充分な不規則性を維持する
のに充分低い限り、ルミネセンス効率がひどく損なわれ
ることはない。この方法は、クラッド層の両方を上表面
照射により処理させることにより透過性基材の必要をな
くす。
放射線結晶化が、本来の（ｉｎｔｒｉｎｓｉｃ） 中間
層及び第二のクラッド層の付着の前に行われる。次いで
、上部のクラッド層がまた放射線を走査することにより
結晶化される。最後に、第三の方法は、結晶化の速度が
ｐ−及びｎ−水素化アモルファスシリコン合金層中のド
ーパントの存在により大幅に促進されるという事実に頼
る。それ故、非常に低い出力で走査する表面の照射は、
薄いｐ−ｉ−ｎ装置中のｎ−型及びｐ−型のクラッド層
の両方を結晶化し得るが、ｉ−層にごくわずかに影響す
る。放射線出力がｉ−層中の充分な不規則性を維持する
のに充分低い限り、ルミネセンス効率がひどく損なわれ
ることはない。この方法は、クラッド層の両方を上表面
照射により処理させることにより透過性基材の必要をな
くす。
【００１５】夫々の方法の一つの利点は、活性ｉ−層の
電子特性及び放射線特性が処理により実質的に影響され
ないままであるという事実である。何となれば、結晶化
の深さは、放射線源の出力及びドウェル時間を調節する
ことにより正確に制御し得るからである。更に、典型的
なＣＶＤ 法（ 例えば、プラズマ促進、マグネトロン
強化ＣＶＤ）による水素化アモルファスシリコン合金付
着の広領域の可能性及び安価な大きいアモルファス基材
の使用が、走査照射を使用する水素化アモルファスシリ
コン合金の有効な結晶化と対にすることができる。得ら
れる材料は、水素化アモルファスシリコン合金の広領域
の低温処理の利点を保持するとともに、キャリヤー濃度
及び移動度がアモルファス原料のキャリヤー濃度及び移
動度よりも大幅に改良される。また、本発明の方法の適
用は、広いスペクトル範囲（１．３〜３．０ｅＶ）にわ
たる出力でもって所望の寸法の有効な水素化アモルファ
スシリコン合金系ＬＥＤ アレイをもたらし、これは高
価ではなく、しかも結晶性機材に基く現行のプリントア
レイ技術と同じ位に信頼性がある。
電子特性及び放射線特性が処理により実質的に影響され
ないままであるという事実である。何となれば、結晶化
の深さは、放射線源の出力及びドウェル時間を調節する
ことにより正確に制御し得るからである。更に、典型的
なＣＶＤ 法（ 例えば、プラズマ促進、マグネトロン
強化ＣＶＤ）による水素化アモルファスシリコン合金付
着の広領域の可能性及び安価な大きいアモルファス基材
の使用が、走査照射を使用する水素化アモルファスシリ
コン合金の有効な結晶化と対にすることができる。得ら
れる材料は、水素化アモルファスシリコン合金の広領域
の低温処理の利点を保持するとともに、キャリヤー濃度
及び移動度がアモルファス原料のキャリヤー濃度及び移
動度よりも大幅に改良される。また、本発明の方法の適
用は、広いスペクトル範囲（１．３〜３．０ｅＶ）にわ
たる出力でもって所望の寸法の有効な水素化アモルファ
スシリコン合金系ＬＥＤ アレイをもたらし、これは高
価ではなく、しかも結晶性機材に基く現行のプリントア
レイ技術と同じ位に信頼性がある。
【００１６】本法の更に別の特徴及び利点は、以下の記
載から明らかになり、その記載は添付図面及び実施例と
一緒に考慮される場合に、本発明を説明する。
載から明らかになり、その記載は添付図面及び実施例と
一緒に考慮される場合に、本発明を説明する。
【００１７】好ましい実施態様の説明
図４は、一つの好ましい二重ヘテロ接合ａ−Ｓｉ：Ｈ系
ｐ−ｉ−ｎ装置構造を示す。その装置は、ｐ−型クラッ
ド層２に付着された上部接点１、固有の、またはわずか
にドーピングされた中間活性層３、及びｎ−型クラッド
層４を含む。下部接点５及びアモルファス基材６がこの
実施態様を完成する。層１〜６は、以下に、そして実施
例に詳しく説明される。２及び４で表される層中のドー
ピングの型は物理的配向が逆にされてもよいことが指摘
されるべきである。拡散長さ（電子または正孔が結合前
に少数領域（ｍｉｎｏｒｉｔｙ ｒｅｇｉｏｎ） 中を
移動する平均距離）は電子よりも正孔の方が実質的に小
さいことから、検出器に好ましい構造は、当業界で知ら
れているように、ｐ−型層を上部に（入射放射線に向か
って）有する。例えば、Ｌｕｘｏｎ 及びＰａｒｋｅｒ
， Ｉｎｄｕｓｔｒｉａｌ Ｌａｓｅｒｓ ａｎｄ Ｔ
ｈｅｉｒ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ， Ｐｒｅｎｔｉ
ｃｅ−Ｈａｌｌ，Ｉｎｃ．，６２ 〜６７頁（１９８５
）を参照のこと。
ｐ−ｉ−ｎ装置構造を示す。その装置は、ｐ−型クラッ
ド層２に付着された上部接点１、固有の、またはわずか
にドーピングされた中間活性層３、及びｎ−型クラッド
層４を含む。下部接点５及びアモルファス基材６がこの
実施態様を完成する。層１〜６は、以下に、そして実施
例に詳しく説明される。２及び４で表される層中のドー
ピングの型は物理的配向が逆にされてもよいことが指摘
されるべきである。拡散長さ（電子または正孔が結合前
に少数領域（ｍｉｎｏｒｉｔｙ ｒｅｇｉｏｎ） 中を
移動する平均距離）は電子よりも正孔の方が実質的に小
さいことから、検出器に好ましい構造は、当業界で知ら
れているように、ｐ−型層を上部に（入射放射線に向か
って）有する。例えば、Ｌｕｘｏｎ 及びＰａｒｋｅｒ
， Ｉｎｄｕｓｔｒｉａｌ Ｌａｓｅｒｓ ａｎｄ Ｔ
ｈｅｉｒ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ， Ｐｒｅｎｔｉ
ｃｅ−Ｈａｌｌ，Ｉｎｃ．，６２ 〜６７頁（１９８５
）を参照のこと。
【００１８】上部接点１及び下部接点５はクロムまたは
ＩＴＯ（インジウムスズ酸化物） であることが好まし
いが、アルミニウムまたはＴＣＯ（透過性導電性酸化物
） の如きその他の電導体が使用し得る。下部接点５は
、ＩＴＯ の場合には電子線によりアモルファス基材６
に直接付着され、一方、上部接点１はｐ−型層２の上に
直接付着される。
ＩＴＯ（インジウムスズ酸化物） であることが好まし
いが、アルミニウムまたはＴＣＯ（透過性導電性酸化物
） の如きその他の電導体が使用し得る。下部接点５は
、ＩＴＯ の場合には電子線によりアモルファス基材６
に直接付着され、一方、上部接点１はｐ−型層２の上に
直接付着される。
【００１９】図４に示される装置は、夫々、水素化ａ−
ＳｉＸ ：Ｃ１−Ｘ ｐ−型及びｎ−型の層２及び４を
有することが好ましい。その他のＩＶａ 族元素、例え
ばゲルマニウムをシリコンと合金にすることができる。 炭素及びゲルマニウムが好ましい。何となれば、それら
はシリコンと同じダイヤモンド結晶構造を有するからで
ある。ｘの値は典型的には約１．０ 〜約０．６ の範
囲であり、更に典型的には約０．９ 〜約０．７ の範
囲である。
ＳｉＸ ：Ｃ１−Ｘ ｐ−型及びｎ−型の層２及び４を
有することが好ましい。その他のＩＶａ 族元素、例え
ばゲルマニウムをシリコンと合金にすることができる。 炭素及びゲルマニウムが好ましい。何となれば、それら
はシリコンと同じダイヤモンド結晶構造を有するからで
ある。ｘの値は典型的には約１．０ 〜約０．６ の範
囲であり、更に典型的には約０．９ 〜約０．７ の範
囲である。
【００２０】固有ｉ−層３は、夫々、ｐ−型層２とｎ−
型層４の間にサンドイッチにされて示されている。これ
は、通常のｐｎ装置中に形成される空乏領域の容積を効
果的に増大する。ドーピングされていないか、またはわ
ずかにドーピングされた水素化アモルファスシリコン層
３は、隣接しているｐ−型クラッド層２及びｎ−型クラ
ッディング層４よりも小さいバンドギャップを有する。 これは図３を参照して示され、その場合、広いバンドギ
ャップのクラッド層が望ましいと示された。何となれば
、それらは光導波、活性ｉ−層中の改良された再結合効
率、及び活性ｉ−層からの増大されたＬＥＤ 放出エネ
ルギーを可能にするからである。
型層４の間にサンドイッチにされて示されている。これ
は、通常のｐｎ装置中に形成される空乏領域の容積を効
果的に増大する。ドーピングされていないか、またはわ
ずかにドーピングされた水素化アモルファスシリコン層
３は、隣接しているｐ−型クラッド層２及びｎ−型クラ
ッディング層４よりも小さいバンドギャップを有する。 これは図３を参照して示され、その場合、広いバンドギ
ャップのクラッド層が望ましいと示された。何となれば
、それらは光導波、活性ｉ−層中の改良された再結合効
率、及び活性ｉ−層からの増大されたＬＥＤ 放出エネ
ルギーを可能にするからである。
【００２１】図４に示される夫々の層２、３及び４の厚
さは、特別の装置または材料の拘束が許す限り、変化し
てもよく、また同じであってもよい。実際の使用に際し
て、装置と材料の拘束の間に折衷がある。表面発光装置
構造に関して、有効な性能は約８００ Åの本来の層で
見られ、ｐ−型層及びｎ−型層はこれよりも厚い。しか
しながら、これらの範囲の厚さは、放射線放出または電
子−正孔再結合のためにかなりの注入電流をしばしば必
要とする。それ故、材料上の理由から、活性ｉ−層に関
して１００ Å程度の薄層及びｐ−及びｎ−クラッド層
に関して２００ Å程度の薄層が妥当であることが明ら
かである。しかしながら、電流密度が高いが、活性ｉ−
層のルミネセンス特性は、主として、電子及び正孔が拡
散長さよりも更に拡散し得るという事実のために、問題
がある。これらの理由から、約３５０ Å〜約４５０Å
の範囲の厚さを有するｉ−型層を含む使用することが好
ましく、ｐ−型クラッド層２及びｎ−型クラッド層４は
夫々約１５０ Å〜約２５０ Åの範囲の厚さであるこ
とが好ましい。約１８０ Å〜約２２０ Åの範囲の厚
さを有するアモルファスクラッド層２及び４、並びに約
３７５ Å〜約４２５ Åの範囲の厚さを有する固有層
３を有する図４に示されるような装置が最も好ましい。 異なる相対厚さ範囲が、エッジ発光装置構造に関して適
切なことがある。
さは、特別の装置または材料の拘束が許す限り、変化し
てもよく、また同じであってもよい。実際の使用に際し
て、装置と材料の拘束の間に折衷がある。表面発光装置
構造に関して、有効な性能は約８００ Åの本来の層で
見られ、ｐ−型層及びｎ−型層はこれよりも厚い。しか
しながら、これらの範囲の厚さは、放射線放出または電
子−正孔再結合のためにかなりの注入電流をしばしば必
要とする。それ故、材料上の理由から、活性ｉ−層に関
して１００ Å程度の薄層及びｐ−及びｎ−クラッド層
に関して２００ Å程度の薄層が妥当であることが明ら
かである。しかしながら、電流密度が高いが、活性ｉ−
層のルミネセンス特性は、主として、電子及び正孔が拡
散長さよりも更に拡散し得るという事実のために、問題
がある。これらの理由から、約３５０ Å〜約４５０Å
の範囲の厚さを有するｉ−型層を含む使用することが好
ましく、ｐ−型クラッド層２及びｎ−型クラッド層４は
夫々約１５０ Å〜約２５０ Åの範囲の厚さであるこ
とが好ましい。約１８０ Å〜約２２０ Åの範囲の厚
さを有するアモルファスクラッド層２及び４、並びに約
３７５ Å〜約４２５ Åの範囲の厚さを有する固有層
３を有する図４に示されるような装置が最も好ましい。 異なる相対厚さ範囲が、エッジ発光装置構造に関して適
切なことがある。
【００２２】“水素化”アモルファスシリコン及びその
合金という用語は、純粋なシランもしくはドーパント−
ガス−希釈シランまたはドーピングされていないシラン
のＲＦグロー放電分解によりガラス基材または石英基材
に付着されたアモルファスシリコン合金膜を表す。アモ
ルファスシリコン融解の従来技術の研究に於いて、イオ
ン注入が結晶性シリコン層の上表面を“アモルファス化
する（ａｍｏｒｐｈｉｚｅ）”のに使用される。“ドー
ピング”は、不純物、主としてＶ族元素のリン（Ｐ）
、ヒ素、及びアンチモン、並びにＩＩＩ 族元素のホウ
素（Ｂ） を導入することを表す。Ｖ族元素はｎ−型ド
ーピング層を生じ、一方、ホウ素はｐ−型層を生じる。 ドーピング及び水素化は、ＲＦグロー放電プロセス中に
行うことができる。また、ドーピングはイオン注入技術
により行うことができる。 例えば、Ｖ．Ｌ．Ｓ．Ｉ．Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，Ｍｃ
Ｇｒａｗ−Ｈｉｌｌ 、Ｓｚｅ により編集、１０７
〜１０８ 頁、及び第６章（１９８３）を参照のこと。 しかしながら、イオン注入により所望の不純物濃度プロ
フィールを得ることが困難なことがある。一様な不純物
濃度は、気相ドーピングによりａ−Ｓｉ：Ｈの数オーダ
の大きさにわたって調節して変化させることができる。 それ故、水素化アモルファスシリコン及び合金が好まし
い。本明細書に使用される“合金” という用語は、上
記の文献に説明されるようなＩＶａ 族元素の置換形固
溶体を表す。
合金という用語は、純粋なシランもしくはドーパント−
ガス−希釈シランまたはドーピングされていないシラン
のＲＦグロー放電分解によりガラス基材または石英基材
に付着されたアモルファスシリコン合金膜を表す。アモ
ルファスシリコン融解の従来技術の研究に於いて、イオ
ン注入が結晶性シリコン層の上表面を“アモルファス化
する（ａｍｏｒｐｈｉｚｅ）”のに使用される。“ドー
ピング”は、不純物、主としてＶ族元素のリン（Ｐ）
、ヒ素、及びアンチモン、並びにＩＩＩ 族元素のホウ
素（Ｂ） を導入することを表す。Ｖ族元素はｎ−型ド
ーピング層を生じ、一方、ホウ素はｐ−型層を生じる。 ドーピング及び水素化は、ＲＦグロー放電プロセス中に
行うことができる。また、ドーピングはイオン注入技術
により行うことができる。 例えば、Ｖ．Ｌ．Ｓ．Ｉ．Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，Ｍｃ
Ｇｒａｗ−Ｈｉｌｌ 、Ｓｚｅ により編集、１０７
〜１０８ 頁、及び第６章（１９８３）を参照のこと。 しかしながら、イオン注入により所望の不純物濃度プロ
フィールを得ることが困難なことがある。一様な不純物
濃度は、気相ドーピングによりａ−Ｓｉ：Ｈの数オーダ
の大きさにわたって調節して変化させることができる。 それ故、水素化アモルファスシリコン及び合金が好まし
い。本明細書に使用される“合金” という用語は、上
記の文献に説明されるようなＩＶａ 族元素の置換形固
溶体を表す。
【００２３】少なくとも０．０４％のモル分率（ 即ち
原子％） のクラッディング層ドーパント濃度が全ての
実施態様で好ましい。約０．０４％のモル分率〜約３％
のモル分率（例えば、０．０００４％のモル分率＝０．
０４原子％）の範囲のドーパント濃度が特に好ましい。 アモルファス合金クラッディング層は同じか、または異
なるドーパント濃度を有し得ることが、再度注目される
べきである。好ましいｎ−型ドーパントはリンであり、
一方、好ましいｐ−型ドーパントはホウ素である。
原子％） のクラッディング層ドーパント濃度が全ての
実施態様で好ましい。約０．０４％のモル分率〜約３％
のモル分率（例えば、０．０００４％のモル分率＝０．
０４原子％）の範囲のドーパント濃度が特に好ましい。 アモルファス合金クラッディング層は同じか、または異
なるドーパント濃度を有し得ることが、再度注目される
べきである。好ましいｎ−型ドーパントはリンであり、
一方、好ましいｐ−型ドーパントはホウ素である。
【００２４】本発明の一つの方法は、（ａ） アモルフ
ァス基材上に第一のドーピングされた水素化アモルファ
スシリコン合金層（ その層は前もって選択された濃度
のドーパントを有する） を形成し；（ｂ） 工程（ａ
） の層の上に本来の水素化アモルファスシリコン層を
形成し；（ｃ） その固有の水素化アモルファスシリコ
ン層の上に第二のドーピングされた水素化アモルファス
シリコン合金層（ 第二の水素化アモルファスシリコン
合金層は前もって選択された濃度のドーパントを有する
） を形成し；（ｄ） 工程（ａ） 〜（ｃ） から形
成された層を前もって決めた波長の走査放射線源で照射
し；（ｅ） 工程（ａ） 及び（ｃ） で形成された層
の結晶化の速度が工程（ｂ） で形成された本来の層の
結晶化の速度よりも実質的に大きいように前記の放射線
源のエネルギー密度を調節し； ついで（ｆ） 前記の
第一及び第二の水素化アモルファスシリコン合金層が実
質的に結晶化され、且つ前記の本来の水素化アモルファ
スシリコン層が実質的にアモルファスである時に前記の
照射を終了することを含む工程を使用することにより、
中間のｉ−型水素化アモルファスシリコン層の光導電性
、抵抗率、放射線検出、及びその他の性質に実質的に影
響しないで、図４に示されるようなｐ−ｉ−ｎ装置中の
ｐ−型及びｎ−型の水素化アモルファスシリコン合金の
電気伝導度を増大することを含む。
ァス基材上に第一のドーピングされた水素化アモルファ
スシリコン合金層（ その層は前もって選択された濃度
のドーパントを有する） を形成し；（ｂ） 工程（ａ
） の層の上に本来の水素化アモルファスシリコン層を
形成し；（ｃ） その固有の水素化アモルファスシリコ
ン層の上に第二のドーピングされた水素化アモルファス
シリコン合金層（ 第二の水素化アモルファスシリコン
合金層は前もって選択された濃度のドーパントを有する
） を形成し；（ｄ） 工程（ａ） 〜（ｃ） から形
成された層を前もって決めた波長の走査放射線源で照射
し；（ｅ） 工程（ａ） 及び（ｃ） で形成された層
の結晶化の速度が工程（ｂ） で形成された本来の層の
結晶化の速度よりも実質的に大きいように前記の放射線
源のエネルギー密度を調節し； ついで（ｆ） 前記の
第一及び第二の水素化アモルファスシリコン合金層が実
質的に結晶化され、且つ前記の本来の水素化アモルファ
スシリコン層が実質的にアモルファスである時に前記の
照射を終了することを含む工程を使用することにより、
中間のｉ−型水素化アモルファスシリコン層の光導電性
、抵抗率、放射線検出、及びその他の性質に実質的に影
響しないで、図４に示されるようなｐ−ｉ−ｎ装置中の
ｐ−型及びｎ−型の水素化アモルファスシリコン合金の
電気伝導度を増大することを含む。
【００２５】前記のように、本明細書に記載された全て
の方法に於いて、（ａ） 及び（ｃ） のクラッド層合
金は、炭素及びゲルマニウムからなる群から選ばれた元
素と合金にされたシリコンであることが好ましい。好ま
しいヘテロ接合ｐ−ｉ−ｎ構造は夫々の層中で同じ量及
び種類の合金を有するｐ−型及びｎ−型の層を有するが
、異なる量の合金元素を含む異なる合金が本発明の範囲
内にあると認められる。 ｐ−ｉ−ｎ装置中のｐ−型
及びｎ−型の水素化アモルファスシリコン合金領域の電
気伝導度を増大する本発明の第二の方法は、（ａ） ア
モルファス基材上に水素化アモルファスシリコン合金の
ｎ−型またはｐ−型の領域を形成し；（ｂ） 前記のｎ
−型またはｐ−型の領域を走査レーザーで照射し、それ
により前記の領域を既知の程度に結晶化し、且つｎ−型
またはｐ−型の層の電気伝導度を増大し；（ｃ） 前記
のｎ−型またはｐ−型の領域の上に前もって決めたルミ
ネセンスを有するｉ−型水素化アモルファスシリコン領
域を形成し；（ｄ） 前記のｉ−型領域の上に工程（ａ
） のものとは逆にドーピングされたｐ−型またはｎ−
型の水素化アモルファスシリコン合金領域を形成し；
ついで（ｅ） 工程（ｄ） で形成された前記の領域を
走査レーザーで照射し、それにより、ｉ−型領域に実質
的に影響しないで、ｐ−型またはｎ−型の領域を既知の
程度に結晶化し、且つｐ−型またはｎ−型の層の電気伝
導度を増大する工程を含む。
の方法に於いて、（ａ） 及び（ｃ） のクラッド層合
金は、炭素及びゲルマニウムからなる群から選ばれた元
素と合金にされたシリコンであることが好ましい。好ま
しいヘテロ接合ｐ−ｉ−ｎ構造は夫々の層中で同じ量及
び種類の合金を有するｐ−型及びｎ−型の層を有するが
、異なる量の合金元素を含む異なる合金が本発明の範囲
内にあると認められる。 ｐ−ｉ−ｎ装置中のｐ−型
及びｎ−型の水素化アモルファスシリコン合金領域の電
気伝導度を増大する本発明の第二の方法は、（ａ） ア
モルファス基材上に水素化アモルファスシリコン合金の
ｎ−型またはｐ−型の領域を形成し；（ｂ） 前記のｎ
−型またはｐ−型の領域を走査レーザーで照射し、それ
により前記の領域を既知の程度に結晶化し、且つｎ−型
またはｐ−型の層の電気伝導度を増大し；（ｃ） 前記
のｎ−型またはｐ−型の領域の上に前もって決めたルミ
ネセンスを有するｉ−型水素化アモルファスシリコン領
域を形成し；（ｄ） 前記のｉ−型領域の上に工程（ａ
） のものとは逆にドーピングされたｐ−型またはｎ−
型の水素化アモルファスシリコン合金領域を形成し；
ついで（ｅ） 工程（ｄ） で形成された前記の領域を
走査レーザーで照射し、それにより、ｉ−型領域に実質
的に影響しないで、ｐ−型またはｎ−型の領域を既知の
程度に結晶化し、且つｐ−型またはｎ−型の層の電気伝
導度を増大する工程を含む。
【００２６】ｐ−ｉ−ｎ装置中のｐ−型及びｎ−型の水
素化アモルファスシリコン合金領域の電気伝導度及び移
動度を増大する本発明の第三の方法は、（ａ） アモル
ファス基材上に水素化アモルファスシリコン合金のｎ−
型またはｐ−型の領域を形成し；（ｂ） 前記のｎ−型
またはｐ−型の領域の上に前もって決めたルミネセンス
を有する水素化アモルファスシリコンｉ−型領域を形成
し；（ｃ） 前記のｉ−型領域の上に工程（ａ） で形
成された層と反対にドーピングされた水素化アモルファ
スシリコン合金領域を形成し； ついで（ｄ） 前記の
ｎ−型及びｐ−型の水素化アモルファスシリコン合金領
域の両方を走査レーザーで照射し、それにより、ｉ−型
領域に実質的に影響しないで、ｎ−型及びｐ−型の領域
を既知の程度に結晶化し、且つ前記のｐ−型及びｎ−型
の層の電気伝導度を増大する工程を含む。
素化アモルファスシリコン合金領域の電気伝導度及び移
動度を増大する本発明の第三の方法は、（ａ） アモル
ファス基材上に水素化アモルファスシリコン合金のｎ−
型またはｐ−型の領域を形成し；（ｂ） 前記のｎ−型
またはｐ−型の領域の上に前もって決めたルミネセンス
を有する水素化アモルファスシリコンｉ−型領域を形成
し；（ｃ） 前記のｉ−型領域の上に工程（ａ） で形
成された層と反対にドーピングされた水素化アモルファ
スシリコン合金領域を形成し； ついで（ｄ） 前記の
ｎ−型及びｐ−型の水素化アモルファスシリコン合金領
域の両方を走査レーザーで照射し、それにより、ｉ−型
領域に実質的に影響しないで、ｎ−型及びｐ−型の領域
を既知の程度に結晶化し、且つ前記のｐ−型及びｎ−型
の層の電気伝導度を増大する工程を含む。
【００２７】アモルファスクラッド層の電気伝導度を増
大する第一の方法は、結晶化速度が固有の中間層または
わずかにドーピングされた中間層の場合よりもドーピン
グされた層の場合の方が大きいという事実を利用する。 本発明の第二の方法は、第一の付着されたクラッド層を
結晶化し、次いで結晶化された第一のクラッド層の上に
中間の本来の層を付着し、次いで本来の層の上に第二の
クラッド層を付着し、この第二のクラッド層を結晶化す
る。最後に、第三の方法は、本発明の方法に特に好まし
い“透過性の”アモルファス基材を利用し、この場合ｐ
−ｉ−ｎ装置は実質的に反対方向から照射され、即ち、
上層及び下層に対し実質的に垂直な放射線で反対方向に
照射される。本明細書に使用される“透過性”という用
語は、必ずしも可視の波長ではない入射放射線波長に対
し少なくとも透過性であることを意味する。
大する第一の方法は、結晶化速度が固有の中間層または
わずかにドーピングされた中間層の場合よりもドーピン
グされた層の場合の方が大きいという事実を利用する。 本発明の第二の方法は、第一の付着されたクラッド層を
結晶化し、次いで結晶化された第一のクラッド層の上に
中間の本来の層を付着し、次いで本来の層の上に第二の
クラッド層を付着し、この第二のクラッド層を結晶化す
る。最後に、第三の方法は、本発明の方法に特に好まし
い“透過性の”アモルファス基材を利用し、この場合ｐ
−ｉ−ｎ装置は実質的に反対方向から照射され、即ち、
上層及び下層に対し実質的に垂直な放射線で反対方向に
照射される。本明細書に使用される“透過性”という用
語は、必ずしも可視の波長ではない入射放射線波長に対
し少なくとも透過性であることを意味する。
【００２８】全体のｐ−ｉ−ｎ装置を照射する第一の方
法では、照射はｉ−層のルミネセンス、光導電性、抵抗
率、及びその他の性質に実質的に影響しない方法で行わ
れる。それ故、充分高い電気伝導度がクラッド層中で得
られた場合、走査放射は、固有層が結晶化される前に終
了し得る。この“エネルギー密度限界”は、電気伝導度
の非常に大きな変化がホール移動度測定により直接観察
されるようなエネルギー密度である。最初に記載された
方法に使用される走査放射線源は、約１〜約１００ ナ
ノ秒の範囲のパルス時間を有するパルスエクサイマーレ
ーザーであることが好ましい。また、走査放射線源は、
連続波走査レーザーまたはプログラミング可能なアニー
ルを伴うブロードバンドスペクトル源を含んでもよい。 後者の例は高輝度ランプである。本発明の好ましい実施
態様では、走査放射線源は、約２４〜約４０Ｈｚの範囲
の周波数で、１ポイント当たり約５１２ 〜約２５６０
パルスで走査して、約１０ナノ秒〜約２５ナノ秒の範囲
のパルス時間を有するパルスエクサイマーレーザーであ
る。走査エクサイマーレーザーの波長は、使用されるエ
クサイマーレーザーの型に応じて、約１５５ｎｍ 〜約
２５０ｎｍ の範囲であることが好ましい。エクサイマ
ーレーザーの主要な型は公知であり、下記の表に示され
る。
法では、照射はｉ−層のルミネセンス、光導電性、抵抗
率、及びその他の性質に実質的に影響しない方法で行わ
れる。それ故、充分高い電気伝導度がクラッド層中で得
られた場合、走査放射は、固有層が結晶化される前に終
了し得る。この“エネルギー密度限界”は、電気伝導度
の非常に大きな変化がホール移動度測定により直接観察
されるようなエネルギー密度である。最初に記載された
方法に使用される走査放射線源は、約１〜約１００ ナ
ノ秒の範囲のパルス時間を有するパルスエクサイマーレ
ーザーであることが好ましい。また、走査放射線源は、
連続波走査レーザーまたはプログラミング可能なアニー
ルを伴うブロードバンドスペクトル源を含んでもよい。 後者の例は高輝度ランプである。本発明の好ましい実施
態様では、走査放射線源は、約２４〜約４０Ｈｚの範囲
の周波数で、１ポイント当たり約５１２ 〜約２５６０
パルスで走査して、約１０ナノ秒〜約２５ナノ秒の範囲
のパルス時間を有するパルスエクサイマーレーザーであ
る。走査エクサイマーレーザーの波長は、使用されるエ
クサイマーレーザーの型に応じて、約１５５ｎｍ 〜約
２５０ｎｍ の範囲であることが好ましい。エクサイマ
ーレーザーの主要な型は公知であり、下記の表に示され
る。
【００２９】
表１＊
型
波長（ｎｍ）
Ｆ２
１５７
ＡｒＦ
１９３
ＫｒＣｌ
２２２
ＫｒＦ
２４９
ＸｅＣｌ
３０８
ＸｅＦ
３５０ ＊Ｕｎｄｅｒｓｔａｎｄｉ
ｎｇ Ｌａｓｅｒｓ， Ｈｅｃｈｅｔ、２１４ 頁（Ｈ
ｏｗａｒｄ Ｗ．Ｓａｍｓ＆Ｃｏｍｐａｎｙ，発行者、
１９８８年から。
表１＊
型
波長（ｎｍ）
Ｆ２
１５７
ＡｒＦ
１９３
ＫｒＣｌ
２２２
ＫｒＦ
２４９
ＸｅＣｌ
３０８
ＸｅＦ
３５０ ＊Ｕｎｄｅｒｓｔａｎｄｉ
ｎｇ Ｌａｓｅｒｓ， Ｈｅｃｈｅｔ、２１４ 頁（Ｈ
ｏｗａｒｄ Ｗ．Ｓａｍｓ＆Ｃｏｍｐａｎｙ，発行者、
１９８８年から。
【００３０】約１０〜約２５ナノ秒の範囲のパルス時間
を有する、３０８ｎｍ で操作するＸｅＣｌエクサイマ
ーレーザーが、本発明に特に最も好ましい。エクサイマ
ーレーザー設備の使用は、或る日に３０８ｎｍ の塩化
キセノン系で作動でき、翌日に１９３ｎｍ のフッ化ア
ルゴン波長を必要とし得るような研究実験用の設定であ
ることが好ましい。研究者は古いガス混合物をポンプで
除き、チューブをパッシベーションにかけて汚染物を除
去し、次いでその混合物をポンプで除き、それを新しい
レーザーガス混合物で置換する。この能力は、勿論、工
業用途には必須ではなく、このようなレーザーは特定の
ガス混合物に関してしばしばつくられる。研究型及び工
業型のエクサイマーレーザーの両方が本発明に有益であ
ると考えられる。
を有する、３０８ｎｍ で操作するＸｅＣｌエクサイマ
ーレーザーが、本発明に特に最も好ましい。エクサイマ
ーレーザー設備の使用は、或る日に３０８ｎｍ の塩化
キセノン系で作動でき、翌日に１９３ｎｍ のフッ化ア
ルゴン波長を必要とし得るような研究実験用の設定であ
ることが好ましい。研究者は古いガス混合物をポンプで
除き、チューブをパッシベーションにかけて汚染物を除
去し、次いでその混合物をポンプで除き、それを新しい
レーザーガス混合物で置換する。この能力は、勿論、工
業用途には必須ではなく、このようなレーザーは特定の
ガス混合物に関してしばしばつくられる。研究型及び工
業型のエクサイマーレーザーの両方が本発明に有益であ
ると考えられる。
【００３１】図５は、アモルファスシリコン合金の結晶
化を走査するための典型的なエクサイマーレーザー設備
の略図を示す。レーザー７は、そのビームがビームホモ
ジナイザー８（これはビームを狭くし、視準する）を通
過するように配置される。典型的な“前”及び“後”の
ビームプロフィールが夫々９及び１０で示される。強度
“Ｉ”がプロフィール８及び９中でビーム幅（ｍｍ）に
対して量的にプロットされる。次いでビームの一部がミ
ラー１１により真空室１２に反射される。この実施態様
では、ｘ−ｙステージ１３は、拡大図に示されるように
、走査ビームが基材を横切るように、基材１４を移動す
る。勿論、レーザーは固定基材を横切って移動し得るが
、示された実施態様がレーザー、ホモジナイザー、等の
光学アラインメントのために好ましい。別の周辺装置は
、ビームプロファイラー１５及びモニターインターフェ
イス１６を含み、これらはオペレーターがレーザービー
ムの形状を見ることを可能にする。拡大図に見られるよ
うに、正方形のビームスポットが焦点の面で使用される
ことが好ましい。その他のビームの形状が走査を行うの
に可能である。例えば、長方形、半円形、及び楕円形が
使用し得るだけでなく、これらの組み合わせが使用し得
る。また、一つ以上のビーム型を想定し、基材を同時に
、または逐次に走査するようにすることが可能である。 これらの変更は、勿論、本発明の範囲及び内容の内にあ
ると考えられる。
化を走査するための典型的なエクサイマーレーザー設備
の略図を示す。レーザー７は、そのビームがビームホモ
ジナイザー８（これはビームを狭くし、視準する）を通
過するように配置される。典型的な“前”及び“後”の
ビームプロフィールが夫々９及び１０で示される。強度
“Ｉ”がプロフィール８及び９中でビーム幅（ｍｍ）に
対して量的にプロットされる。次いでビームの一部がミ
ラー１１により真空室１２に反射される。この実施態様
では、ｘ−ｙステージ１３は、拡大図に示されるように
、走査ビームが基材を横切るように、基材１４を移動す
る。勿論、レーザーは固定基材を横切って移動し得るが
、示された実施態様がレーザー、ホモジナイザー、等の
光学アラインメントのために好ましい。別の周辺装置は
、ビームプロファイラー１５及びモニターインターフェ
イス１６を含み、これらはオペレーターがレーザービー
ムの形状を見ることを可能にする。拡大図に見られるよ
うに、正方形のビームスポットが焦点の面で使用される
ことが好ましい。その他のビームの形状が走査を行うの
に可能である。例えば、長方形、半円形、及び楕円形が
使用し得るだけでなく、これらの組み合わせが使用し得
る。また、一つ以上のビーム型を想定し、基材を同時に
、または逐次に走査するようにすることが可能である。 これらの変更は、勿論、本発明の範囲及び内容の内にあ
ると考えられる。
【００３２】走査は、約０〜約１００ ℃の範囲の温度
で、約１Ｘ１０−５トル以下の圧力で、約５０〜２００
ｍＪ／ｃｍ２の範囲の平均エネルギー密度で行われるこ
とが好ましい。走査がほぼ室温（ 即ち、約２０℃〜約
２５℃） で、約１Ｘ１０−６トル以下の圧力で、約７
５〜２００ｍＪ／ｃｍ２ の範囲の平均エネルギー密度
で行われる方法が、特に好ましい。以下の実施例で更に
明らかにされるように、Ｐ−ドーピングされたａ−Ｓｉ
：Ｈ及びその合金の室温暗ｄｃ電気伝導度は、電気伝導
度が数オーダの大きさで増加する良く規定されたレーザ
ーエネルギー密度限界（ 約８５ｍＪ／ｃｍ２） を示
す。レーザーエネルギー密度限界は、ドーパントの気相
モル分率または固体層モル分率が減少するにつれて増加
する。同様の挙動がＢ−ドーピングされたａ−Ｓｉ：Ｈ
及びその合金の場合に観察される。示された電気伝導度
の増加は、最初のアモルファス層の電気伝導度の約１０
０ 〜約１０，０００倍の範囲であることが好ましい。 本発明の別の方法では、電気伝導度は最初のアモルファ
ス層の電気伝導度の約１００ 〜約１０００倍の範囲の
増加を示す。重要な発見は、電気伝導度の増加が既知の
エネルギー密度限界（ これはアモルファスシリコン合
金中のドーパント濃度が減少するにつれて増加する）
で得られることである。
で、約１Ｘ１０−５トル以下の圧力で、約５０〜２００
ｍＪ／ｃｍ２の範囲の平均エネルギー密度で行われるこ
とが好ましい。走査がほぼ室温（ 即ち、約２０℃〜約
２５℃） で、約１Ｘ１０−６トル以下の圧力で、約７
５〜２００ｍＪ／ｃｍ２ の範囲の平均エネルギー密度
で行われる方法が、特に好ましい。以下の実施例で更に
明らかにされるように、Ｐ−ドーピングされたａ−Ｓｉ
：Ｈ及びその合金の室温暗ｄｃ電気伝導度は、電気伝導
度が数オーダの大きさで増加する良く規定されたレーザ
ーエネルギー密度限界（ 約８５ｍＪ／ｃｍ２） を示
す。レーザーエネルギー密度限界は、ドーパントの気相
モル分率または固体層モル分率が減少するにつれて増加
する。同様の挙動がＢ−ドーピングされたａ−Ｓｉ：Ｈ
及びその合金の場合に観察される。示された電気伝導度
の増加は、最初のアモルファス層の電気伝導度の約１０
０ 〜約１０，０００倍の範囲であることが好ましい。 本発明の別の方法では、電気伝導度は最初のアモルファ
ス層の電気伝導度の約１００ 〜約１０００倍の範囲の
増加を示す。重要な発見は、電気伝導度の増加が既知の
エネルギー密度限界（ これはアモルファスシリコン合
金中のドーパント濃度が減少するにつれて増加する）
で得られることである。
【００３３】ａ−Ｓｉ：Ｈ合金の高速パルス走査レーザ
ーアニーリングはμｃ−Ｓｉ：Ｈの重要な利点を全て共
有するが、空間選択性、後−付着処理の可能なこと、及
びアモルファスシリコン合金の有効な結晶化の更に別の
利点を与える。レーザーアニールされ、高度にドーピン
グされたａ−Ｓｉ：Ｈ合金の暗ｄｃ電気伝導度はシャー
プなレーザーエネルギー密度限界（ その大きさは不純
物濃度が減少するにつれて増加し、それは表面付近の層
からの水素発生の開始及びその層の再結晶化の開始と相
関関係がある）のおよそ３５０倍に増加する。
ーアニーリングはμｃ−Ｓｉ：Ｈの重要な利点を全て共
有するが、空間選択性、後−付着処理の可能なこと、及
びアモルファスシリコン合金の有効な結晶化の更に別の
利点を与える。レーザーアニールされ、高度にドーピン
グされたａ−Ｓｉ：Ｈ合金の暗ｄｃ電気伝導度はシャー
プなレーザーエネルギー密度限界（ その大きさは不純
物濃度が減少するにつれて増加し、それは表面付近の層
からの水素発生の開始及びその層の再結晶化の開始と相
関関係がある）のおよそ３５０倍に増加する。
【００３４】本発明は、以下の実施例及び実験を参照し
て更に充分理解される。以下の実施例は、レーザー走査
され、リンでドーピングされたａ−Ｓｉ：Ｈの輸送特性
を説明する。これらの実施例は本発明をその特別な材料
または方法に限定することを目的とするものではない。 水素化アモルファスシリコン合金のクラッド層は、レー
ザー走査後に、同様の輸送特性を示す。
て更に充分理解される。以下の実施例は、レーザー走査
され、リンでドーピングされたａ−Ｓｉ：Ｈの輸送特性
を説明する。これらの実施例は本発明をその特別な材料
または方法に限定することを目的とするものではない。 水素化アモルファスシリコン合金のクラッド層は、レー
ザー走査後に、同様の輸送特性を示す。
【００３５】
【実施例】実施例１
レーザー走査され、Ｐ−ドーピングされたａ−Ｓｉ：Ｈ
の製造、輸送特性、及び構造 ガラス基材により支持された３００ｎｍ の厚さのａ−
ＳｉＮ Ｘ 緩衝層への、シラン中に希釈されたホスフ
ィンの組成物のＲＦグロー放電（ ２ワット、５００Ｋ
） により、１５０ｎｍ の厚さの高品質ａ−Ｓｉ：Ｈ
膜を付着した。これらの膜を、室温で、１Ｘ１０−６ト
ル以下の真空圧力のもとに、２４または４０Ｈｚで１ポ
イント当たり５１２ または２５６０パルスで、６０〜
４２０ｍＪ／ｃｍ２ の平均レーザーエネルギー密度で
ＸｅＣｌエクサイマーレーザー（３０８ｎｍ，１７ｎｓ
）で走査した。この波長では、ａ−Ｓｉ：Ｈ及びｃ−Ｓ
ｉの吸収係数（ａ−１はおよそ７ｎｍである） は実質
的に同じである。クロム接点を、得られる膜の上に、ｄ
ｃ電気伝導度に関してギャップセル配置で蒸発させ、ホ
ール移動度測定に関してファン・デル・パウ（Ｖａｎ
ｄｅｒ Ｐａｕｗ）配置で蒸発させた。また、レーザー
照射したａ−Ｓｉ：Ｈ膜を、ラマン分光測光、Ｘ線回折
、及び透過電子顕微鏡（ＴＥＭ） 測定により特性決定
した。
の製造、輸送特性、及び構造 ガラス基材により支持された３００ｎｍ の厚さのａ−
ＳｉＮ Ｘ 緩衝層への、シラン中に希釈されたホスフ
ィンの組成物のＲＦグロー放電（ ２ワット、５００Ｋ
） により、１５０ｎｍ の厚さの高品質ａ−Ｓｉ：Ｈ
膜を付着した。これらの膜を、室温で、１Ｘ１０−６ト
ル以下の真空圧力のもとに、２４または４０Ｈｚで１ポ
イント当たり５１２ または２５６０パルスで、６０〜
４２０ｍＪ／ｃｍ２ の平均レーザーエネルギー密度で
ＸｅＣｌエクサイマーレーザー（３０８ｎｍ，１７ｎｓ
）で走査した。この波長では、ａ−Ｓｉ：Ｈ及びｃ−Ｓ
ｉの吸収係数（ａ−１はおよそ７ｎｍである） は実質
的に同じである。クロム接点を、得られる膜の上に、ｄ
ｃ電気伝導度に関してギャップセル配置で蒸発させ、ホ
ール移動度測定に関してファン・デル・パウ（Ｖａｎ
ｄｅｒ Ｐａｕｗ）配置で蒸発させた。また、レーザー
照射したａ−Ｓｉ：Ｈ膜を、ラマン分光測光、Ｘ線回折
、及び透過電子顕微鏡（ＴＥＭ） 測定により特性決定
した。
【００３６】レーザー走査され、Ｐ−ドーピングされた
ａ−Ｓｉ：Ｈの輸送特性を図６に示す。１０−２Ｐ−ド
ーピングされたａ−Ｓｉ：Ｈの室温暗ｄｃ電気伝導度は
、良く規定されたレーザーエネルギー密度限界（ 約８
５ｍＪ／ｃｍ２） を示し、その限界で電気伝導度は数
オーダの大きさで増加した。気相Ｐモル分率が減少する
につれて、レーザーエネルギー密度限界が増加した。同
様の挙動が、Ｂ−ドーピングされたａ−Ｓｉ：Ｈで観察
された。Ｐ−ドーピングされた膜の電子ホール移動度は
、同じエネルギー密度限界で＋（０．０１〜０．１）か
ら−（１ 〜５）ｃｍ２／Ｖｓまで増加した。限界に於
けるホール係数のサイン変化は、アモルファスから結晶
相への変化が、主導電層中で起こったことを示す。ドー
ピングされなかったａ−Ｓｉ：Ｈでは、電気伝導度限界
が約１２０ｍＪ／ｃｍ２ 及び約２４０ｍＪ／ｃｍ２
で観察された。ドーピングされなかったａ−Ｓｉ：Ｈの
高抵抗率は、これらの限界付近のホール測定を妨げたが
、膜の構造形態は挙動の簡単な解明を可能にした。
ａ−Ｓｉ：Ｈの輸送特性を図６に示す。１０−２Ｐ−ド
ーピングされたａ−Ｓｉ：Ｈの室温暗ｄｃ電気伝導度は
、良く規定されたレーザーエネルギー密度限界（ 約８
５ｍＪ／ｃｍ２） を示し、その限界で電気伝導度は数
オーダの大きさで増加した。気相Ｐモル分率が減少する
につれて、レーザーエネルギー密度限界が増加した。同
様の挙動が、Ｂ−ドーピングされたａ−Ｓｉ：Ｈで観察
された。Ｐ−ドーピングされた膜の電子ホール移動度は
、同じエネルギー密度限界で＋（０．０１〜０．１）か
ら−（１ 〜５）ｃｍ２／Ｖｓまで増加した。限界に於
けるホール係数のサイン変化は、アモルファスから結晶
相への変化が、主導電層中で起こったことを示す。ドー
ピングされなかったａ−Ｓｉ：Ｈでは、電気伝導度限界
が約１２０ｍＪ／ｃｍ２ 及び約２４０ｍＪ／ｃｍ２
で観察された。ドーピングされなかったａ−Ｓｉ：Ｈの
高抵抗率は、これらの限界付近のホール測定を妨げたが
、膜の構造形態は挙動の簡単な解明を可能にした。
【００３７】１０−２Ｐ−ドーピングされたａ−Ｓｉ：
Ｈ膜の構造を、ラマン測定、Ｘ線回折測定、及びＴＥＭ
測定により、およそ８５ｍＪ／ｃｍ２限界の直ぐ下、
その限界で、また限界の直ぐ上で調べた。ラマンスペク
トルは、限界の直ぐ上（ ≧９０ｍＪ／ｃｍ２） で膜
中の結晶化シリコンのみに特徴的な５１５ｃｍ −１付
近のシャープなピークを示した。Ｘ線回折の結果は、実
質的に同じ挙動を示し、平均粒子サイズは限界以下でａ
−Ｓｉ：Ｈバックグラウンドから限界の直ぐ上で約３ｎ
ｍまで増加した。ＴＥＭ 顕微鏡写真は、小さい（直径
１〜２ｎｍ） 結晶の形成が限界（８５ｍＪ／ｃｍ２）
でａ−Ｓｉ：Ｈ表面の最初の４〜６ｎｍ内で不連続に分
布することを示した。限界の直ぐ上（９０ｍＪ／ｃｍ２
）で、結晶化ａ−Ｓｉ：Ｈの連続表面層が形成され、そ
の厚さは、レーザーエネルギー密度が増加するにつれて
増加した。それ故、限界付近の電気伝導度の増加は、パ
ーコレーション現象であり、電気伝導度の大きな増加は
連続の多結晶伝導経路の形成により生じ、それに従って
、移動度及びドーパント活性化が増強される。
Ｈ膜の構造を、ラマン測定、Ｘ線回折測定、及びＴＥＭ
測定により、およそ８５ｍＪ／ｃｍ２限界の直ぐ下、
その限界で、また限界の直ぐ上で調べた。ラマンスペク
トルは、限界の直ぐ上（ ≧９０ｍＪ／ｃｍ２） で膜
中の結晶化シリコンのみに特徴的な５１５ｃｍ −１付
近のシャープなピークを示した。Ｘ線回折の結果は、実
質的に同じ挙動を示し、平均粒子サイズは限界以下でａ
−Ｓｉ：Ｈバックグラウンドから限界の直ぐ上で約３ｎ
ｍまで増加した。ＴＥＭ 顕微鏡写真は、小さい（直径
１〜２ｎｍ） 結晶の形成が限界（８５ｍＪ／ｃｍ２）
でａ−Ｓｉ：Ｈ表面の最初の４〜６ｎｍ内で不連続に分
布することを示した。限界の直ぐ上（９０ｍＪ／ｃｍ２
）で、結晶化ａ−Ｓｉ：Ｈの連続表面層が形成され、そ
の厚さは、レーザーエネルギー密度が増加するにつれて
増加した。それ故、限界付近の電気伝導度の増加は、パ
ーコレーション現象であり、電気伝導度の大きな増加は
連続の多結晶伝導経路の形成により生じ、それに従って
、移動度及びドーパント活性化が増強される。
【００３８】図６に於いてコンダクタンスを基準化する
ための公称１５０ｎｍの膜厚の使用は、限界より上では
主導電層の電気伝導度を実際の値よりも低く評価する。 この層の実際の厚さ、約３ｎｍを考慮して、限界の直ぐ
上の１０−２Ｐ−ドーピングされたａ−Ｓｉ：Ｈ中では
、その電気伝導度はおよそ５００ オーム−１ｃｍ−１
になる。これは、およそ１ｘ１０２１ｃｍ−３の電子濃
度（ アモルファス相中のおよそ３ｘ１０１７ｃｍ−３
と比較のこと） に相当し、これはｃ−Ｓｉ融解温度に
於けるリン溶解度限界に近似し、１００ ％のリン活性
化に接近する。全体のａ−Ｓｉ：Ｈ膜は、約４００ｍＪ
／ｃｍ２ より上で連続の大粒子（ 直径約１００ｎｍ
）の多結晶層に変換された。中間のエネルギー密度で形
成された不均一な層は、溶融体からの再成長のために表
面付近に大きな多結晶を含んでおり、これらの多結晶は
爆発的な結晶化に特徴的な小さい微結晶及び微小ボイド
の層により残りのアモルファス材料から分離されていた
。
ための公称１５０ｎｍの膜厚の使用は、限界より上では
主導電層の電気伝導度を実際の値よりも低く評価する。 この層の実際の厚さ、約３ｎｍを考慮して、限界の直ぐ
上の１０−２Ｐ−ドーピングされたａ−Ｓｉ：Ｈ中では
、その電気伝導度はおよそ５００ オーム−１ｃｍ−１
になる。これは、およそ１ｘ１０２１ｃｍ−３の電子濃
度（ アモルファス相中のおよそ３ｘ１０１７ｃｍ−３
と比較のこと） に相当し、これはｃ−Ｓｉ融解温度に
於けるリン溶解度限界に近似し、１００ ％のリン活性
化に接近する。全体のａ−Ｓｉ：Ｈ膜は、約４００ｍＪ
／ｃｍ２ より上で連続の大粒子（ 直径約１００ｎｍ
）の多結晶層に変換された。中間のエネルギー密度で形
成された不均一な層は、溶融体からの再成長のために表
面付近に大きな多結晶を含んでおり、これらの多結晶は
爆発的な結晶化に特徴的な小さい微結晶及び微小ボイド
の層により残りのアモルファス材料から分離されていた
。
【００３９】断面ＴＥＭ 顕微鏡写真から測定される、
これらの不均一な層の発生が、図７に示される。多結晶
性及び全結晶化の深さは、夫々、一次の融解の深さ及び
二次の融解の深さと解された。一次の融解の深さ及び二
次の融解の深さの両方は、１０−２Ｐ−ドーピングされ
たａ−Ｓｉ：Ｈ中の促進された輸送のためにレーザーエ
ネルギー密度限界より上で急速に増加した。結晶化限界
が高エネルギー密度で起こった以外は、同様の挙動が公
称上ドーピングされていないａ−Ｓｉ：Ｈ中で観察され
た。ドーピングされていないａ−Ｓｉ：Ｈ中の２００ｍ
Ｊ／ｃｍ２ で約１０−７オーム−１ｃｍ−１から２６
０ｍＪ／ｃｍ２ で約１０−１オーム−１ｃｍ−１まで
の第二の電気伝導度の強化限界（図６）は、融解深さの
増加によるものではなく、横方向の粒子成長及び粒子品
質の増大によるものである。これはＴＥＭ 顕微鏡写真
の目視検査から明らかであった。キャリヤー移動度のお
よそ１０６ の増加は、粒界欠陥濃度の同様の減少に相
当した。
これらの不均一な層の発生が、図７に示される。多結晶
性及び全結晶化の深さは、夫々、一次の融解の深さ及び
二次の融解の深さと解された。一次の融解の深さ及び二
次の融解の深さの両方は、１０−２Ｐ−ドーピングされ
たａ−Ｓｉ：Ｈ中の促進された輸送のためにレーザーエ
ネルギー密度限界より上で急速に増加した。結晶化限界
が高エネルギー密度で起こった以外は、同様の挙動が公
称上ドーピングされていないａ−Ｓｉ：Ｈ中で観察され
た。ドーピングされていないａ−Ｓｉ：Ｈ中の２００ｍ
Ｊ／ｃｍ２ で約１０−７オーム−１ｃｍ−１から２６
０ｍＪ／ｃｍ２ で約１０−１オーム−１ｃｍ−１まで
の第二の電気伝導度の強化限界（図６）は、融解深さの
増加によるものではなく、横方向の粒子成長及び粒子品
質の増大によるものである。これはＴＥＭ 顕微鏡写真
の目視検査から明らかであった。キャリヤー移動度のお
よそ１０６ の増加は、粒界欠陥濃度の同様の減少に相
当した。
【００４０】融解温度に及ぼす不純物の効果はＸｐ ≦
０．０４％（ 即ち、［Ｐ］≦２ｘ１０１９ｃｍ−３、
１０−４Ｐ−ドーピングされたａ−Ｓｉ：Ｈに相当する
）に関して無視でき、これはアモルファス化シリコンの
固相エピタキシアル（ＳＰＥ） 成長速度の不純物誘導
促進の開始と一致した。
０．０４％（ 即ち、［Ｐ］≦２ｘ１０１９ｃｍ−３、
１０−４Ｐ−ドーピングされたａ−Ｓｉ：Ｈに相当する
）に関して無視でき、これはアモルファス化シリコンの
固相エピタキシアル（ＳＰＥ） 成長速度の不純物誘導
促進の開始と一致した。
【００４１】実施例２
結晶化に於ける水素の役割及び融解限界に及ぼすレーザ
ー走査の効果 増加された不純物濃度を有するａ−Ｓｉ：Ｈの一次融解
限界（ｐｒｉｍａｒｙ ｍｅｌｔ ｔｈｒｅｓｈｏｌｄ
）の減少には少なくとも三つの信頼できそうな機構があ
る。１）水素拡散の増大された速度；２） 核形成バリ
ヤーの電気化学的低下（ 両方とも、運動プロセス）
、または３）不純物に於ける融解核形成部位の増大され
た濃度。レーザー誘導ａ−Ｓｉ：Ｈ結晶化の二つの特徴
がこれに関して重要である；結晶化プロセスに於ける水
素の役割及び融解限界に及ぼすレーザー走査の効果。
ー走査の効果 増加された不純物濃度を有するａ−Ｓｉ：Ｈの一次融解
限界（ｐｒｉｍａｒｙ ｍｅｌｔ ｔｈｒｅｓｈｏｌｄ
）の減少には少なくとも三つの信頼できそうな機構があ
る。１）水素拡散の増大された速度；２） 核形成バリ
ヤーの電気化学的低下（ 両方とも、運動プロセス）
、または３）不純物に於ける融解核形成部位の増大され
た濃度。レーザー誘導ａ−Ｓｉ：Ｈ結晶化の二つの特徴
がこれに関して重要である；結晶化プロセスに於ける水
素の役割及び融解限界に及ぼすレーザー走査の効果。
【００４２】単一パルス照射に関するＨ濃度深さプロフ
ィールが図８に示されている。（多重パルスがまたこれ
らの方法に使用し得ることが指摘されるべきである。多
重パルス方式に関して、約０〜２００ パルス／秒の範
囲、好ましくは約２０〜約５０パルス／秒の範囲のパル
スの流れが使用し得る） 。Ｈ濃度は、ドーピングされ
ていないａ−Ｓｉ：Ｈ本体中よりも表面付近のＰ−ドー
ピングされたａ−Ｓｉ：Ｈ層中の方がわずかに高く、こ
の場合、［Ｈ］はほぼ５ｘ１０２１ｃｍ−３＝０．１［
Ｓｉ］である。Ｐに関して観察されるように、Ｈ濃度深
さプロフィールの変化が１４０ｍＪ／ｃｍ２ のエネル
ギー密度未満で観察されなかった。１４０ｍＪ／ｃｍ２
では、Ｐ−ドーピングされた層とドーピングされなか
った層の界面付近のＨ濃度は、残りのＰ−ドーピングさ
れた層中のＨ濃度に対して増大されるようになった。更
に高いレーザーエネルギー密度では、Ｐ−ドーピングさ
れた層は、結晶形成が進行するにつれて、Ｈが次第に減
少されるようになった。重要なことに、ＨはＨ減少後で
さえも表面及びＰ−ドーピングされた層とドーピングさ
れなかった層の界面で捕捉されるようになることが明ら
かであり、恐らく結晶化がドーピングされなかった層中
に深く広がった。
ィールが図８に示されている。（多重パルスがまたこれ
らの方法に使用し得ることが指摘されるべきである。多
重パルス方式に関して、約０〜２００ パルス／秒の範
囲、好ましくは約２０〜約５０パルス／秒の範囲のパル
スの流れが使用し得る） 。Ｈ濃度は、ドーピングされ
ていないａ−Ｓｉ：Ｈ本体中よりも表面付近のＰ−ドー
ピングされたａ−Ｓｉ：Ｈ層中の方がわずかに高く、こ
の場合、［Ｈ］はほぼ５ｘ１０２１ｃｍ−３＝０．１［
Ｓｉ］である。Ｐに関して観察されるように、Ｈ濃度深
さプロフィールの変化が１４０ｍＪ／ｃｍ２ のエネル
ギー密度未満で観察されなかった。１４０ｍＪ／ｃｍ２
では、Ｐ−ドーピングされた層とドーピングされなか
った層の界面付近のＨ濃度は、残りのＰ−ドーピングさ
れた層中のＨ濃度に対して増大されるようになった。更
に高いレーザーエネルギー密度では、Ｐ−ドーピングさ
れた層は、結晶形成が進行するにつれて、Ｈが次第に減
少されるようになった。重要なことに、ＨはＨ減少後で
さえも表面及びＰ−ドーピングされた層とドーピングさ
れなかった層の界面で捕捉されるようになることが明ら
かであり、恐らく結晶化がドーピングされなかった層中
に深く広がった。
【００４３】表面付近のＨ減少は明らかに大粒子の多結
晶形成を伴った。ＴＥＭ 顕微鏡写真は、表面付近の多
結晶とアモルファス本体との間の微結晶性の層が大きな
濃度の微小ボイド（ これは恐らく水素の気泡形成によ
り生じる） を含むことを示した。この欠陥の微結晶性
の層中のＨが多結晶／融解領域中に拡散してレーザーア
ニーリング中に真空中に逃げ得る場合、多結晶層は厚さ
をわずかに増加し得る。
晶形成を伴った。ＴＥＭ 顕微鏡写真は、表面付近の多
結晶とアモルファス本体との間の微結晶性の層が大きな
濃度の微小ボイド（ これは恐らく水素の気泡形成によ
り生じる） を含むことを示した。この欠陥の微結晶性
の層中のＨが多結晶／融解領域中に拡散してレーザーア
ニーリング中に真空中に逃げ得る場合、多結晶層は厚さ
をわずかに増加し得る。
【００４４】Ｈ及びＰの濃度深さプロフィールの変化は
、次第に増加する入射レーザーエネルギー密度と正確に
一致した。両方の初期の変化は１４０ｍＪ／ｃｍ２ で
開始し、ＰはＨ減少の深さに等しい距離でドーピングさ
れなかったａ−Ｓｉ：Ｈ層中に拡散した。加熱された表
面付近の領域からのＨ拡散及びドーピングされなかった
ａ−Ｓｉ：Ｈ層中へのＰ拡散は両方とも化学ポテンシャ
ル勾配により誘導され、表面付近の融解領域の短時間の
高温により可能にされた。
、次第に増加する入射レーザーエネルギー密度と正確に
一致した。両方の初期の変化は１４０ｍＪ／ｃｍ２ で
開始し、ＰはＨ減少の深さに等しい距離でドーピングさ
れなかったａ−Ｓｉ：Ｈ層中に拡散した。加熱された表
面付近の領域からのＨ拡散及びドーピングされなかった
ａ−Ｓｉ：Ｈ層中へのＰ拡散は両方とも化学ポテンシャ
ル勾配により誘導され、表面付近の融解領域の短時間の
高温により可能にされた。
【００４５】結晶化限界に関する、単一レーザーパルス
照射に較べてレーザー走査の効果が図９に示されている
。一次融解に関するシャープなレーザーエネルギー密度
限界は、ドーピングされなかったａ−Ｓｉ：Ｈに関して
約１２０ 〜約１４０ｍＪ／ｃｍ２ で生じ、１０−２
Ｐ−ドーピングされた層に関して約９０〜約１００ｍＪ
／ｃｍ２ で生じ、これらは１ポイント当たり２５６０
ショット及び５１２ ショットの両方の走査密度で観察
される。また、単一パルス照射の限界はシャープであり
、両方ともレーザーエネルギー密度付近の２００ｍＪ／
ｃｍ２ で生じたが、この場合、ドーピングされなかっ
たａ−Ｓｉ：Ｈ中のかなりの横方向の粒子成長が走査条
件下で開始した。融解限界の低下は単一パルスの場合に
はドーピングのためにないことが明らかである。また、
ドーピングされなかったａ−Ｓｉ：Ｈの電気伝導度は限
界の上では殆ど増加せず、粒子は同じレーザーエネルギ
ー密度で走査することにより生じた粒子よりも小さく、
欠陥が多い。この挙動の可能な説明は、走査中の均一化
ビームのガウステイルによるａ−Ｓｉ：Ｈ膜のプレアニ
ーリングが網状組織の乱れを生じないで水素の除去を助
け得ることである。
照射に較べてレーザー走査の効果が図９に示されている
。一次融解に関するシャープなレーザーエネルギー密度
限界は、ドーピングされなかったａ−Ｓｉ：Ｈに関して
約１２０ 〜約１４０ｍＪ／ｃｍ２ で生じ、１０−２
Ｐ−ドーピングされた層に関して約９０〜約１００ｍＪ
／ｃｍ２ で生じ、これらは１ポイント当たり２５６０
ショット及び５１２ ショットの両方の走査密度で観察
される。また、単一パルス照射の限界はシャープであり
、両方ともレーザーエネルギー密度付近の２００ｍＪ／
ｃｍ２ で生じたが、この場合、ドーピングされなかっ
たａ−Ｓｉ：Ｈ中のかなりの横方向の粒子成長が走査条
件下で開始した。融解限界の低下は単一パルスの場合に
はドーピングのためにないことが明らかである。また、
ドーピングされなかったａ−Ｓｉ：Ｈの電気伝導度は限
界の上では殆ど増加せず、粒子は同じレーザーエネルギ
ー密度で走査することにより生じた粒子よりも小さく、
欠陥が多い。この挙動の可能な説明は、走査中の均一化
ビームのガウステイルによるａ−Ｓｉ：Ｈ膜のプレアニ
ーリングが網状組織の乱れを生じないで水素の除去を助
け得ることである。
【００４６】先の実施例は、請求項の範囲内にあると考
えられる本発明の方法の使用の変化を排除するものでは
ない。例えば、本明細書に記載された基材以外のアモル
ファス基材、特に透過性のアモルファス基材は、非干渉
性レーザー走査方と同様に、使用し得ると考えられる。 実際に、当業者には、本発明の多くの改良及び変更が上
記の教示に鑑みて可能である。それ故、本発明は本明細
書に詳しく記載された以外に実施でき、これらが請求項
の精神及び範囲内にあることが理解されるべきである。
えられる本発明の方法の使用の変化を排除するものでは
ない。例えば、本明細書に記載された基材以外のアモル
ファス基材、特に透過性のアモルファス基材は、非干渉
性レーザー走査方と同様に、使用し得ると考えられる。 実際に、当業者には、本発明の多くの改良及び変更が上
記の教示に鑑みて可能である。それ故、本発明は本明細
書に詳しく記載された以外に実施でき、これらが請求項
の精神及び範囲内にあることが理解されるべきである。
【００４７】
【図１】Ａ及びＢはそれぞれ直接バンドギャップ材料及
び間接バンドギャップ材料を比較する。
び間接バンドギャップ材料を比較する。
【図２】直接バンドギャップ材料及び間接バンドギャッ
プ材料中の移動度、ルミネセンス、及び結晶化度の関係
を示す。
プ材料中の移動度、ルミネセンス、及び結晶化度の関係
を示す。
【図３】ドーピングされなかった層の両側の大きなバン
ドギャップを有するドーピングされたクラッド層がどの
ように電荷キャリヤー再結合の効率及び閉込めに影響す
るかを示す。
ドギャップを有するドーピングされたクラッド層がどの
ように電荷キャリヤー再結合の効率及び閉込めに影響す
るかを示す。
【図４】本発明によりアモルファス基材により支持され
た典型的な広領域の二重ヘテロ接合ｐ−ｉ−ｎ装置を示
す。
た典型的な広領域の二重ヘテロ接合ｐ−ｉ−ｎ装置を示
す。
【図５】本発明の好ましい実施態様を実施するのに使用
される典型的な走査エクサイマーレーザー照射系を示す
。
される典型的な走査エクサイマーレーザー照射系を示す
。
【図６】入射レーザーエネルギー密度の関数として、種
々の気相不純物モル分率に関するエクサイマーレーザー
走査された（ １ポイント当たり２５６０パルス） Ｐ
−ドーピングされたａ−Ｓｉ：Ｈ及びドーピングされな
かったａ−Ｓｉ：Ｈの室温の暗ｄｃ電気伝導度のプロッ
トを示す。全ての値は初期のアモルファス層の公称１５
０ｎｍ の厚さに基準化した。
々の気相不純物モル分率に関するエクサイマーレーザー
走査された（ １ポイント当たり２５６０パルス） Ｐ
−ドーピングされたａ−Ｓｉ：Ｈ及びドーピングされな
かったａ−Ｓｉ：Ｈの室温の暗ｄｃ電気伝導度のプロッ
トを示す。全ての値は初期のアモルファス層の公称１５
０ｎｍ の厚さに基準化した。
【図７】入射レーザーエネルギー密度の関数として、エ
クサイマーレーザー走査された（ １ポイント当たり２
５６０パルス） １０−２Ｐ−ドーピングされたａ−Ｓ
ｉ：Ｈ及びドーピングされなかったａ−Ｓｉ：Ｈの結晶
化の深さを示す。
クサイマーレーザー走査された（ １ポイント当たり２
５６０パルス） １０−２Ｐ−ドーピングされたａ−Ｓ
ｉ：Ｈ及びドーピングされなかったａ−Ｓｉ：Ｈの結晶
化の深さを示す。
【図８】高レーザーエネルギー密度では、Ｐ−ドーピン
グされた層が結晶形成の進行につれて水素が減少される
ようになることを示す、単一パルス照射に関する種々の
レーザーエネルギー密度に於ける水素濃度対深さのプロ
ット（水素濃度深さプロフィール）を示す。
グされた層が結晶形成の進行につれて水素が減少される
ようになることを示す、単一パルス照射に関する種々の
レーザーエネルギー密度に於ける水素濃度対深さのプロ
ット（水素濃度深さプロフィール）を示す。
【図９】入射レーザーエネルギー密度の関数として、レ
ーザー走査された（ １ポイント当たり５１２ パルス
及び２５６０パルス） １０−２Ｐ−ドーピングされた
ａ−Ｓｉ：Ｈ及び単一パルスの１０−２Ｐ−ドーピング
されたａ−Ｓｉ：Ｈ並びにドーピングされなかったａ−
Ｓｉ：Ｈの室温の暗ｄｃ電気伝導度を示す。 全ての値は初期のアモルファス層の公称１５０ｎｍ の
厚さに基準化した。
ーザー走査された（ １ポイント当たり５１２ パルス
及び２５６０パルス） １０−２Ｐ−ドーピングされた
ａ−Ｓｉ：Ｈ及び単一パルスの１０−２Ｐ−ドーピング
されたａ−Ｓｉ：Ｈ並びにドーピングされなかったａ−
Ｓｉ：Ｈの室温の暗ｄｃ電気伝導度を示す。 全ての値は初期のアモルファス層の公称１５０ｎｍ の
厚さに基準化した。
１−上部接点
２−ｐ−型クラッド層
３−中間活性層
４−ｎ−型クラッド層
５−下部接点
６−アモルファス基材
７−レーザー
１１−ミラー
１２−真空室
１３−ｘ−ｙステージ
１５−ビームプロファイラー
１６−モニターインターフェイス
Claims (1)
- 【請求項１】（ａ） アモルファス基材上に第一の水素
化アモルファスシリコンのドーピングされた合金層（
その層は前もって選択された濃度のドーパントを有する
） を形成し；（ｂ） 工程（ａ） の層の上に本来の
水素化アモルファスシリコン層を形成し；（ｃ） 前記
の本来の水素化アモルファスシリコン層の上に工程（ａ
） の層の反対にドーピングされた第二の水素化アモル
ファスシリコン合金層（ 第二の水素化アモルファスシ
リコン合金層は前もって選択された濃度のドーパントを
有する）を形成し；（ｄ） 工程（ａ） 〜（ｃ） か
ら形成された層を前もって決めた波長の走査放射線源で
照射し；（ｅ） 工程（ａ） 及び（ｃ） で形成され
た層の結晶化の速度が工程（ｂ） で形成された本来の
層の結晶化の速度よりも実質的に大きいように前記の放
射線源のエネルギー密度を調節し； ついで（ｆ） 前
記の第一及び第二の水素化アモルファスシリコン合金層
が実質的に結晶化され、且つ前記の本来の水素化アモル
ファスシリコン層が実質的にアモルファスである時に前
記の照射を終了することを特徴とする中間ｉ−型水素化
アモルファスシリコン層のルミネセンスに実質的に影響
しないでｐ−ｉ−ｎデバイス中のｐ−型及びｎ−型の水
素化アモルファスシリコン合金の電気伝導度を増加する
方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US07/634896 | 1990-12-27 | ||
| US07/634,896 US5162239A (en) | 1990-12-27 | 1990-12-27 | Laser crystallized cladding layers for improved amorphous silicon light-emitting diodes and radiation sensors |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04302136A true JPH04302136A (ja) | 1992-10-26 |
Family
ID=24545588
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3338923A Withdrawn JPH04302136A (ja) | 1990-12-27 | 1991-12-20 | 改良されたアモルファスシリコン発光ダイオード及び放射線センサー用のレーザー結晶化クラッド層の形成方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5162239A (ja) |
| JP (1) | JPH04302136A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JP4752168B2 (ja) * | 2000-03-13 | 2011-08-17 | ソニー株式会社 | 光エネルギー変換装置 |
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-
1990
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1991
- 1991-12-20 JP JP3338923A patent/JPH04302136A/ja not_active Withdrawn
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Application deemed to be withdrawn because no request for examination was validly filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 19990311 |