JPH04342122A - 水素化非晶質シリコン薄膜の製造方法 - Google Patents
水素化非晶質シリコン薄膜の製造方法Info
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- JPH04342122A JPH04342122A JP3140681A JP14068191A JPH04342122A JP H04342122 A JPH04342122 A JP H04342122A JP 3140681 A JP3140681 A JP 3140681A JP 14068191 A JP14068191 A JP 14068191A JP H04342122 A JPH04342122 A JP H04342122A
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Classifications
-
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- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
- Y02E10/00—Energy generation through renewable energy sources
- Y02E10/50—Photovoltaic [PV] energy
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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、機能性膜、特に画像入
力用ラインセンサー、撮像デバイス、太陽電池、光セン
サー、電子写真用感光体デバイス、および薄膜トランジ
スター等の半導体電子デバイスの用途に有用な水素化非
晶質シリコン薄膜の製造方法に関するものである。
力用ラインセンサー、撮像デバイス、太陽電池、光セン
サー、電子写真用感光体デバイス、および薄膜トランジ
スター等の半導体電子デバイスの用途に有用な水素化非
晶質シリコン薄膜の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、半導体膜、絶縁膜、光導電膜、磁
性膜、あるいは金属膜等の非晶質および多結晶質の機能
性膜は、所望される物理的特性や用途等の観点から個々
に適した成膜法が採用されている。
性膜、あるいは金属膜等の非晶質および多結晶質の機能
性膜は、所望される物理的特性や用途等の観点から個々
に適した成膜法が採用されている。
【０００３】例えば、必要に応じて水素原子（Ｈ）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」と略記し、そ
のなかでも殊に非晶質シリコンを示す場合には「ａ−Ｓ
ｉ：Ｈ」、多結晶質シリコンを示す場合には「ｐｏｌｙ
−Ｓｉ：Ｈ」と記す）膜等のシリコン堆積膜（尚、いわ
ゆる微結晶シリコン（μｃ−Ｓｉ：Ｈ）は、ａ−Ｓｉ：
Ｈの範疇にはいる）の形成には、真空蒸着法、プラズマ
化学気相成長法（以後、「プラズマＣＶＤ法」と略記す
る）、熱化学気相成長法（以後、「熱ＣＶＤ法」と略記
する）、反応性スパッタリング法、イオンプレーティン
グ法、光ＣＶＤ法等が試みられており、一般的には、プ
ラズマＣＶＤ法が広く用いられており、企業化されてい
る。
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」と略記し、そ
のなかでも殊に非晶質シリコンを示す場合には「ａ−Ｓ
ｉ：Ｈ」、多結晶質シリコンを示す場合には「ｐｏｌｙ
−Ｓｉ：Ｈ」と記す）膜等のシリコン堆積膜（尚、いわ
ゆる微結晶シリコン（μｃ−Ｓｉ：Ｈ）は、ａ−Ｓｉ：
Ｈの範疇にはいる）の形成には、真空蒸着法、プラズマ
化学気相成長法（以後、「プラズマＣＶＤ法」と略記す
る）、熱化学気相成長法（以後、「熱ＣＶＤ法」と略記
する）、反応性スパッタリング法、イオンプレーティン
グ法、光ＣＶＤ法等が試みられており、一般的には、プ
ラズマＣＶＤ法が広く用いられており、企業化されてい
る。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】周知のごとく、ａ−Ｓ
ｉ：Ｈにおける水素（Ｈ）の役割は、その結晶構造上の
特徴であるところの不規則網目構造を保持するに当たっ
て必要となるシリコン原子の不対電子（いわゆるダング
リング・ボンド）と結合してこれを補償し、非晶質半導
体に特有の局在準位密度を低減することにある。
ｉ：Ｈにおける水素（Ｈ）の役割は、その結晶構造上の
特徴であるところの不規則網目構造を保持するに当たっ
て必要となるシリコン原子の不対電子（いわゆるダング
リング・ボンド）と結合してこれを補償し、非晶質半導
体に特有の局在準位密度を低減することにある。
【０００５】また、これら水素は、一般にプラズマＣＶ
Ｄ法により形成したａ−Ｓｉ：Ｈ膜中に１０〜２０原子
％（ａｔ．％）程度含有されており、シリコン原子とＳ
ｉ−Ｈ結合あるいはＳｉ−Ｈ２ 結合の形態で結合して
いることが分かっている。
Ｄ法により形成したａ−Ｓｉ：Ｈ膜中に１０〜２０原子
％（ａｔ．％）程度含有されており、シリコン原子とＳ
ｉ−Ｈ結合あるいはＳｉ−Ｈ２ 結合の形態で結合して
いることが分かっている。
【０００６】ところが、近年、これら水素原子が、隣接
するシリコン原子どうしの結合角や結合距離に「ゆらぎ
」を生ぜしめ、ａ−Ｓｉ：Ｈ特有の価電子帯側の裾状の
準位を形成することが指摘されている。また、内面に水
素原子が結合した微小空孔（いわゆるマイクロ・ボイド
）や、界面にＳｉ−Ｈ２ 結合の形態で水素が多数存在
している微結晶粒界などの、中、長距離の巨視的構造で
とらえた構造欠陥が、伝導帯側の裾状の準位の形成およ
びａ−Ｓｉ：Ｈの移動度やライフ・タイム等の電気特性
に深く関与していると考えられている。さらにまた、ａ
−Ｓｉ：Ｈに特有の性質である光照射下でのスピン密度
の増加（いわゆる光劣化）も、近年の研究から、水素と
シリコンとの電気陰性度の違いから生ずるというモデル
が提唱されている。このように、最近の水素に対する認
識は、ａ−Ｓｉ：Ｈに含有される水素の濃度をいかに低
減し、緻密で且つ微小構造欠陥の少ない不規則網目構造
を形成するかという課題を提起している。
するシリコン原子どうしの結合角や結合距離に「ゆらぎ
」を生ぜしめ、ａ−Ｓｉ：Ｈ特有の価電子帯側の裾状の
準位を形成することが指摘されている。また、内面に水
素原子が結合した微小空孔（いわゆるマイクロ・ボイド
）や、界面にＳｉ−Ｈ２ 結合の形態で水素が多数存在
している微結晶粒界などの、中、長距離の巨視的構造で
とらえた構造欠陥が、伝導帯側の裾状の準位の形成およ
びａ−Ｓｉ：Ｈの移動度やライフ・タイム等の電気特性
に深く関与していると考えられている。さらにまた、ａ
−Ｓｉ：Ｈに特有の性質である光照射下でのスピン密度
の増加（いわゆる光劣化）も、近年の研究から、水素と
シリコンとの電気陰性度の違いから生ずるというモデル
が提唱されている。このように、最近の水素に対する認
識は、ａ−Ｓｉ：Ｈに含有される水素の濃度をいかに低
減し、緻密で且つ微小構造欠陥の少ない不規則網目構造
を形成するかという課題を提起している。
【０００７】その具体的な手段としては、例えば、田中
らが、雑誌「マテリアルズ・サイエンス・リポート （
Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ Ｒｅｐｏｒｔｓ
）」第２巻（１９８９年）の第１３９頁に発表している
ように、原料ガスとしてシラン系ガスに水素分子ガスを
混合して希釈したものを用い、これを真空中でグロー放
電分解して３００℃以下に加熱した基板上にａ−Ｓｉ：
Ｈ膜を堆積させる方法がある。 この方法の特徴は、従来から行われてきた様に、シラン
（ＳｉＨ４ ）ガス分子をグロー放電分解して生成した
前駆体であるＳｉＨ３ ラジカルが堆積表面の過剰結合
水素原子を引き抜く過程に加えて、前記混合した水素分
子のグロー放電分解の結果生成した原子状水素により、
更に水素の引き抜き過程を促進することで、堆積表面層
の過剰な水素の濃度を低減することにある。
らが、雑誌「マテリアルズ・サイエンス・リポート （
Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ Ｒｅｐｏｒｔｓ
）」第２巻（１９８９年）の第１３９頁に発表している
ように、原料ガスとしてシラン系ガスに水素分子ガスを
混合して希釈したものを用い、これを真空中でグロー放
電分解して３００℃以下に加熱した基板上にａ−Ｓｉ：
Ｈ膜を堆積させる方法がある。 この方法の特徴は、従来から行われてきた様に、シラン
（ＳｉＨ４ ）ガス分子をグロー放電分解して生成した
前駆体であるＳｉＨ３ ラジカルが堆積表面の過剰結合
水素原子を引き抜く過程に加えて、前記混合した水素分
子のグロー放電分解の結果生成した原子状水素により、
更に水素の引き抜き過程を促進することで、堆積表面層
の過剰な水素の濃度を低減することにある。
【０００８】本発明者らも、この手法に則って原料ガス
としてＳｉＨ４ ガス２０ｓｃｃｍ及びＨ２ ガス１８
０ｓｃｃｍを供給し（このときの希釈率はシラン／水素
流量比で１０％である）、圧力０．３Ｔｏｒｒ、高周波
電力密度０．０６Ｗ／ｃｍ２ 、基板温度２５０℃、堆
積速度０．５Å／ｓｅｃの条件で、厚み６０００Åのａ
−Ｓｉ：Ｈ膜をガラス基板上に堆積させたところ、膜中
含有水素量が１２ａｔ．％のａ−Ｓｉ：Ｈ膜を得た。純
粋シランガスを用い同一条件のグロー放電分解で堆積し
た（堆積速度３Å／ｓｅｃ）膜の膜中含有水素量が１８
ａｔ．％程度であったことから、水素希釈法によってａ
−Ｓｉ：Ｈ膜の含有水素量が低減できることを確認した
。 しかし、その物性は、光照射下での導電率がわずかに大
きく、光学的バンドギャップＥｇｏｐｔがわずかに小さ
く、また一定光電流法（ＣＰＭ）によるＤＯＳ（バンド
中央付近の主にダングリング・ボンドに起因する局在準
位の密度）値がわずかに減少した以外は、際立った改善
はみられなかった。しかも、工業的利用の見地からは、
堆積速度の低下という新たな欠点が発生した。また、更
に基板温度を３００℃以上にすると、周知のごとくシラ
ン希釈率の低下に比例して微結晶化を促進し、ダングリ
ング・ボンドに起因するスピン密度が増加することから
、不規則網目構造を緻密に形成することが難しい。
としてＳｉＨ４ ガス２０ｓｃｃｍ及びＨ２ ガス１８
０ｓｃｃｍを供給し（このときの希釈率はシラン／水素
流量比で１０％である）、圧力０．３Ｔｏｒｒ、高周波
電力密度０．０６Ｗ／ｃｍ２ 、基板温度２５０℃、堆
積速度０．５Å／ｓｅｃの条件で、厚み６０００Åのａ
−Ｓｉ：Ｈ膜をガラス基板上に堆積させたところ、膜中
含有水素量が１２ａｔ．％のａ−Ｓｉ：Ｈ膜を得た。純
粋シランガスを用い同一条件のグロー放電分解で堆積し
た（堆積速度３Å／ｓｅｃ）膜の膜中含有水素量が１８
ａｔ．％程度であったことから、水素希釈法によってａ
−Ｓｉ：Ｈ膜の含有水素量が低減できることを確認した
。 しかし、その物性は、光照射下での導電率がわずかに大
きく、光学的バンドギャップＥｇｏｐｔがわずかに小さ
く、また一定光電流法（ＣＰＭ）によるＤＯＳ（バンド
中央付近の主にダングリング・ボンドに起因する局在準
位の密度）値がわずかに減少した以外は、際立った改善
はみられなかった。しかも、工業的利用の見地からは、
堆積速度の低下という新たな欠点が発生した。また、更
に基板温度を３００℃以上にすると、周知のごとくシラ
ン希釈率の低下に比例して微結晶化を促進し、ダングリ
ング・ボンドに起因するスピン密度が増加することから
、不規則網目構造を緻密に形成することが難しい。
【０００９】ａ−Ｓｉ：Ｈ膜を３００℃以上の高温で加
熱すると、膜に含有されていた水素が放出されることが
一般によく知られている。シラン系ガスを主な原料ガス
とするプラズマＣＶＤ法によって形成されたａ−Ｓｉ：
Ｈ膜の場合、その含有水素が加熱、放出されると、スピ
ン密度が増加し、ダングリング・ボンドが増加すること
が知られている。堆積中の水素放出を避けるため、一般
に堆積中の基板温度は３００℃以下に保持されることが
多い。
熱すると、膜に含有されていた水素が放出されることが
一般によく知られている。シラン系ガスを主な原料ガス
とするプラズマＣＶＤ法によって形成されたａ−Ｓｉ：
Ｈ膜の場合、その含有水素が加熱、放出されると、スピ
ン密度が増加し、ダングリング・ボンドが増加すること
が知られている。堆積中の水素放出を避けるため、一般
に堆積中の基板温度は３００℃以下に保持されることが
多い。
【００１０】水素の放出形態は、ベイヤー（Ｗ．Ｂｅｙ
ｅｒ）らが、雑誌「ジャーナル・オブ・ノン・クリスタ
リン・ソリッズ （Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｎｏｎ−Ｃ
ｒｙｓｔａｌｌｉｎｅ Ｓｏｌｉｄｓ）」第５９＆６０
巻（１９８３年）の第１６１〜１６８頁に発表している
データによると、加熱温度３７０℃付近と、堆積中の基
板温度により異なるが６００℃付近に放出のピークを持
つ。３７０℃付近と６００℃付近では放出のメカニズム
が異なり、３７０℃付近では水素は主に分子状水素（Ｈ
２ ）として膜表面及び最表面層から直接脱離、放出す
るか、あるいは膜中のＳｉ−Ｈ２ 結合、Ｓｉ−Ｈ３
結合、（ＳｉＨ２ ）ｎ 結合（ここで、ｎは整数）が
切断することで分子状水素が生成し、前記のボイドをた
どって拡散し、表面に達して放出されるものと考えられ
る。一方、６００℃付近では放出される分子状水素の起
源は、膜中の原子状水素であると考えられる。加熱によ
り複数のＳｉ−Ｈ結合が切断することで原子状水素（ａ
ｔｍ．Ｈ）が生成し、不規則網目構造内を拡散し、表面
に達したところで他の原子状水素と結合して分子状水素
となり、表面から離脱、放出されるものと考えられる。 このとき、原子状水素を切断したシリコン原子が隣接し
て複数存在すると、Ｓｉ−Ｓｉ結合が復興することも考
えられる。しかしながら、水素含有量がせいぜい２０％
を上限とし、その結合形態がＳｉ−Ｈ結合以外にも存在
し、なおかつＳｉ−Ｈ結合がたまたま隣接して存在する
確率を想定すると、水素原子及び水素分子が放出される
ことでダングリング・ボンドがこれに伴って増加するこ
とも理解できる。
ｅｒ）らが、雑誌「ジャーナル・オブ・ノン・クリスタ
リン・ソリッズ （Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｎｏｎ−Ｃ
ｒｙｓｔａｌｌｉｎｅ Ｓｏｌｉｄｓ）」第５９＆６０
巻（１９８３年）の第１６１〜１６８頁に発表している
データによると、加熱温度３７０℃付近と、堆積中の基
板温度により異なるが６００℃付近に放出のピークを持
つ。３７０℃付近と６００℃付近では放出のメカニズム
が異なり、３７０℃付近では水素は主に分子状水素（Ｈ
２ ）として膜表面及び最表面層から直接脱離、放出す
るか、あるいは膜中のＳｉ−Ｈ２ 結合、Ｓｉ−Ｈ３
結合、（ＳｉＨ２ ）ｎ 結合（ここで、ｎは整数）が
切断することで分子状水素が生成し、前記のボイドをた
どって拡散し、表面に達して放出されるものと考えられ
る。一方、６００℃付近では放出される分子状水素の起
源は、膜中の原子状水素であると考えられる。加熱によ
り複数のＳｉ−Ｈ結合が切断することで原子状水素（ａ
ｔｍ．Ｈ）が生成し、不規則網目構造内を拡散し、表面
に達したところで他の原子状水素と結合して分子状水素
となり、表面から離脱、放出されるものと考えられる。 このとき、原子状水素を切断したシリコン原子が隣接し
て複数存在すると、Ｓｉ−Ｓｉ結合が復興することも考
えられる。しかしながら、水素含有量がせいぜい２０％
を上限とし、その結合形態がＳｉ−Ｈ結合以外にも存在
し、なおかつＳｉ−Ｈ結合がたまたま隣接して存在する
確率を想定すると、水素原子及び水素分子が放出される
ことでダングリング・ボンドがこれに伴って増加するこ
とも理解できる。
【００１１】また、特公平２−２７８２４号公報に見ら
れる様に、グロー放電法で形成したａ−Ｓｉ：Ｈ膜を４
００〜５５０℃の範囲内の温度で熱処理した後、水素プ
ラズマ中で水素プラズマに対してａ−Ｓｉ：Ｈ膜が負電
位となる様に電圧を印加しながらアニールする方法が提
案されているが、工業的に利用される様な数１０００Å
程度の厚い膜に対しては、膜形成後のアニール処理であ
るため、膜厚方向の含有水素量分布を均一にできないと
いう欠点があった。
れる様に、グロー放電法で形成したａ−Ｓｉ：Ｈ膜を４
００〜５５０℃の範囲内の温度で熱処理した後、水素プ
ラズマ中で水素プラズマに対してａ−Ｓｉ：Ｈ膜が負電
位となる様に電圧を印加しながらアニールする方法が提
案されているが、工業的に利用される様な数１０００Å
程度の厚い膜に対しては、膜形成後のアニール処理であ
るため、膜厚方向の含有水素量分布を均一にできないと
いう欠点があった。
【００１２】この様に、従来技術では、未だに緻密化と
含有水素量の低減とを同時には達成し得ていないため、
水素低減による膜特性の大幅改善がみられないという欠
点があった。
含有水素量の低減とを同時には達成し得ていないため、
水素低減による膜特性の大幅改善がみられないという欠
点があった。
【００１３】本発明は、以上の様な従来技術の問題点に
鑑み、緻密で水素含有量の少ないａ−Ｓｉ：Ｈ膜を得る
ことを目的とするものである。
鑑み、緻密で水素含有量の少ないａ−Ｓｉ：Ｈ膜を得る
ことを目的とするものである。
【００１４】
【課題を解決するための手段】本発明によれば、この様
な目的は、シラン系ガスからなる原料ガスをグロー放電
分解して成膜基板上に水素化非晶質シリコン薄膜を堆積
させる水素化非晶質シリコン薄膜の製造方法において、
前記成膜基板を加熱保持して水素化非晶質シリコン薄膜
を堆積させる第１の工程と、前記原料ガスのグロー放電
分解を行いながら原子状水素及び／または原子状重水素
に前記成膜基板をさらす第２の工程とを交互に繰り返し
て行うことを特徴とする、水素化非晶質シリコン薄膜の
製造方法、により達成される。
な目的は、シラン系ガスからなる原料ガスをグロー放電
分解して成膜基板上に水素化非晶質シリコン薄膜を堆積
させる水素化非晶質シリコン薄膜の製造方法において、
前記成膜基板を加熱保持して水素化非晶質シリコン薄膜
を堆積させる第１の工程と、前記原料ガスのグロー放電
分解を行いながら原子状水素及び／または原子状重水素
に前記成膜基板をさらす第２の工程とを交互に繰り返し
て行うことを特徴とする、水素化非晶質シリコン薄膜の
製造方法、により達成される。
【００１５】本発明においては、前記成膜基板の加熱温
度は例えば３００〜６００℃である。また、本発明にお
いては、前記原料ガスにドーピングガスを混合し且つ前
記成膜基板の加熱温度を２５０〜５５０℃とすることに
より、価電子制御された水素化非晶質シリコン薄膜を得
ることができる。更に、本発明においては、前記第１の
工程１回において堆積される堆積層の厚みが１０〜６０
Åであり、前記第２の工程１回において堆積される堆積
層の厚みが２０Å未満であるのが好ましい。本発明にお
いて、前記原子状水素及び／または原子状重水素の生成
を、前記原料ガスのグロー放電分解とは別の手段で、分
子状水素ガス及び／または分子状重水素ガスをグロー放
電分解することにより行うことができ、また別法として
前記原料ガスのグロー放電分解とは別の手段で、分子状
水素ガス及び／または分子状重水素ガスを熱分解するこ
とにより行うことができる。
度は例えば３００〜６００℃である。また、本発明にお
いては、前記原料ガスにドーピングガスを混合し且つ前
記成膜基板の加熱温度を２５０〜５５０℃とすることに
より、価電子制御された水素化非晶質シリコン薄膜を得
ることができる。更に、本発明においては、前記第１の
工程１回において堆積される堆積層の厚みが１０〜６０
Åであり、前記第２の工程１回において堆積される堆積
層の厚みが２０Å未満であるのが好ましい。本発明にお
いて、前記原子状水素及び／または原子状重水素の生成
を、前記原料ガスのグロー放電分解とは別の手段で、分
子状水素ガス及び／または分子状重水素ガスをグロー放
電分解することにより行うことができ、また別法として
前記原料ガスのグロー放電分解とは別の手段で、分子状
水素ガス及び／または分子状重水素ガスを熱分解するこ
とにより行うことができる。
【００１６】
【作用】本発明は、膜成長時に基板を加熱し、特に３０
０〜６００℃の高温に加熱することにより、成長表面層
の過剰結合水素をＳｉ−Ｈ結合を保存したまま分子状水
素として、脱離、放出することで、膜中含有水素量を低
減し、これに引き続いて原子状水素にさらすことで、成
長層及びその直下の内部層にこれを注入、拡散させるこ
とにより、複数のＳｉ−Ｈ結合を切断してＳｉ−Ｓｉ結
合の復興を促すとともに、シリコン原子の不対電子を原
子状水素により補償することで、緻密で且つ膜中含有水
素量を低減した不規則網目構造を有するａ−Ｓｉ：Ｈ膜
を形成するものである。尚、シラン系ガスとしては、シ
ラン（ＳｉＨ４ ）ガス以外に、ジシラン（Ｓｉ２ Ｈ
６ ）ガスやトリシラン（Ｓｉ３ Ｈ８ ）ガス等の高
次シランガスを使用することもできる。
０〜６００℃の高温に加熱することにより、成長表面層
の過剰結合水素をＳｉ−Ｈ結合を保存したまま分子状水
素として、脱離、放出することで、膜中含有水素量を低
減し、これに引き続いて原子状水素にさらすことで、成
長層及びその直下の内部層にこれを注入、拡散させるこ
とにより、複数のＳｉ−Ｈ結合を切断してＳｉ−Ｓｉ結
合の復興を促すとともに、シリコン原子の不対電子を原
子状水素により補償することで、緻密で且つ膜中含有水
素量を低減した不規則網目構造を有するａ−Ｓｉ：Ｈ膜
を形成するものである。尚、シラン系ガスとしては、シ
ラン（ＳｉＨ４ ）ガス以外に、ジシラン（Ｓｉ２ Ｈ
６ ）ガスやトリシラン（Ｓｉ３ Ｈ８ ）ガス等の高
次シランガスを使用することもできる。
【００１７】一方、原子状重水素（ａｔｍ．Ｄ）にさら
した場合も、原子状重水素の拡散、放出ピークが原子状
水素の場合よりも高温側にシフトすること以外は、原子
状水素にさらした場合と同等の作用をなす。
した場合も、原子状重水素の拡散、放出ピークが原子状
水素の場合よりも高温側にシフトすること以外は、原子
状水素にさらした場合と同等の作用をなす。
【００１８】ここで、成長層が安定した不規則網目構造
を形成するためには、成膜条件にもよるが、第１の工程
で数原子層程度の厚み即ち１０〜６０Å程度の厚みの形
成が必要であり、余り厚くすると内部層が形成されるた
め、ここに分子状水素が閉じ込められて放出されなくな
り、本発明の作用を十分には発揮することができない。 また、原子状水素にさらす第２の工程では、原子状水素
が成長表面に到達したＳｉＨ３ 前駆体と反応し、Ｓｉ
Ｈ４ ガス分子として再放出され、堆積速度が低下する
ために、２０Å程度の厚みのａ−Ｓｉ：Ｈ膜を堆積する
時間でも、原子状水素は十分に上記作用を完了する。尚
、原子状水素または原子状重水素は、その荷電状態にか
かわらず使用することができる。
を形成するためには、成膜条件にもよるが、第１の工程
で数原子層程度の厚み即ち１０〜６０Å程度の厚みの形
成が必要であり、余り厚くすると内部層が形成されるた
め、ここに分子状水素が閉じ込められて放出されなくな
り、本発明の作用を十分には発揮することができない。 また、原子状水素にさらす第２の工程では、原子状水素
が成長表面に到達したＳｉＨ３ 前駆体と反応し、Ｓｉ
Ｈ４ ガス分子として再放出され、堆積速度が低下する
ために、２０Å程度の厚みのａ−Ｓｉ：Ｈ膜を堆積する
時間でも、原子状水素は十分に上記作用を完了する。尚
、原子状水素または原子状重水素は、その荷電状態にか
かわらず使用することができる。
【００１９】また、ドーピングを行う場合には、分子状
水素の放出ピークが更に５０℃程度低温側にシフトする
ことから、基板温度を２５０〜５５０℃とすることで、
同様の効果が得られる。
水素の放出ピークが更に５０℃程度低温側にシフトする
ことから、基板温度を２５０〜５５０℃とすることで、
同様の効果が得られる。
【００２０】
【実施例】図１は、本発明の一実施例に用いるプラズマ
ＣＶＤ装置を示す断面図である。真空槽１１の内部には
、成膜石英基板１がセットされた金属製基板ホルダー１
２を支持する電気的に接地された上部電極１３が配置さ
れている。該上部電極１３には成膜基板１及び基板ホル
ダー１２を加熱保持するためのヒータ１４が内蔵されて
いる。また、上部電極１３と対向して、これと平行に、
高周波電源１５が接続された下部電極１６が配置されて
いる。また、真空槽１１には、原料ガス導入管１７が接
続されている。該原料ガス導入管１７には、高速開閉バ
ルブ２０を介して水素ガス導入管１８が接続されている
。真空槽１１には、更に排気管１９が接続されており、
該排気管１９には、コンダクタンス・バルブ２１を介し
て真空ポンプ２２が接続されている。尚、この装置には
、真空槽１１以外に、金属製基板ホルダー１２を成膜基
板１ごと大気中から搬入及び搬出するために、ゲートバ
ルブで真空槽１１と接続された第２の真空槽が併設され
ているが、本発明の作用とは直接関係ないので図示を省
略した。また、この第２の真空槽には金属製基板ホルダ
ー１２ごと成膜基板１を搬送する手段が備えられている
が、これも同じ理由で図示を省略した。
ＣＶＤ装置を示す断面図である。真空槽１１の内部には
、成膜石英基板１がセットされた金属製基板ホルダー１
２を支持する電気的に接地された上部電極１３が配置さ
れている。該上部電極１３には成膜基板１及び基板ホル
ダー１２を加熱保持するためのヒータ１４が内蔵されて
いる。また、上部電極１３と対向して、これと平行に、
高周波電源１５が接続された下部電極１６が配置されて
いる。また、真空槽１１には、原料ガス導入管１７が接
続されている。該原料ガス導入管１７には、高速開閉バ
ルブ２０を介して水素ガス導入管１８が接続されている
。真空槽１１には、更に排気管１９が接続されており、
該排気管１９には、コンダクタンス・バルブ２１を介し
て真空ポンプ２２が接続されている。尚、この装置には
、真空槽１１以外に、金属製基板ホルダー１２を成膜基
板１ごと大気中から搬入及び搬出するために、ゲートバ
ルブで真空槽１１と接続された第２の真空槽が併設され
ているが、本発明の作用とは直接関係ないので図示を省
略した。また、この第２の真空槽には金属製基板ホルダ
ー１２ごと成膜基板１を搬送する手段が備えられている
が、これも同じ理由で図示を省略した。
【００２１】この装置を用いて行われた本発明の一実施
例を、図２を参照して述べる。
例を、図２を参照して述べる。
【００２２】まず、コンダクタンス・バルブ２１を全開
にして、真空ポンプ２２で内部を真空排気した真空槽１
１のヒータ１４に通電し、上部電極１３を加熱保持した
。次に、ゲートバルブ（図示せず）を全開にし、真空に
排気した第２の真空槽（図示せず）内の基板ホルダー１
２を搬送手段（図示せず）により真空槽１１内に移送し
、上部電極１３により支持した。その後、搬送手段を第
２の真空槽内へと戻し、ゲートバルブを閉じた。
にして、真空ポンプ２２で内部を真空排気した真空槽１
１のヒータ１４に通電し、上部電極１３を加熱保持した
。次に、ゲートバルブ（図示せず）を全開にし、真空に
排気した第２の真空槽（図示せず）内の基板ホルダー１
２を搬送手段（図示せず）により真空槽１１内に移送し
、上部電極１３により支持した。その後、搬送手段を第
２の真空槽内へと戻し、ゲートバルブを閉じた。
【００２３】この状態で、１時間加熱し、基板温度が安
定したところで、原料ガス導入管１７からシラン（Ｓｉ
Ｈ４ ）ガスを１００ｓｃｃｍの流量で導入した。この
状態で、真空槽１１内の圧力は０．０１Ｔｏｒｒであっ
た。次に、コンダクタンス・バルブ２１の開口度を調節
して真空槽１１内の圧力を０．１０Ｔｏｒｒに調整した
。このとき、基板温度は４００℃で安定していた。ここ
で、周波数１３．５６ＭＨｚの高周波電源１５から電力
密度０．０６Ｗ／ｃｍ２ の高周波電界を下部電極１６
に印加し、上部電極１３との間でグロー放電を生ぜしめ
た。このグロー放電により、シランガスが分解し、図２
の（ａ）に示す様に、ＳｉＨ３ 前駆体３が生成し、基
板１上にａ−Ｓｉ：Ｈ膜の成長層２が堆積速度３Å／ｓ
ｅｃで堆積した。このとき、ａ−Ｓｉ：Ｈに特有の不規
則網目構造の大枠ができあがる。しかも、この成長層２
の表面からは４００℃という高温のため、分子状水素５
が枯渇するまで脱離、放出され、成長層２に含有される
水素はＳｉ−Ｈ結合が主体となって存在するのみとなる
が、構造的自由度がなくなるために微小空孔などの構造
欠陥や微結晶相を多く含み、緻密とはいい難い。
定したところで、原料ガス導入管１７からシラン（Ｓｉ
Ｈ４ ）ガスを１００ｓｃｃｍの流量で導入した。この
状態で、真空槽１１内の圧力は０．０１Ｔｏｒｒであっ
た。次に、コンダクタンス・バルブ２１の開口度を調節
して真空槽１１内の圧力を０．１０Ｔｏｒｒに調整した
。このとき、基板温度は４００℃で安定していた。ここ
で、周波数１３．５６ＭＨｚの高周波電源１５から電力
密度０．０６Ｗ／ｃｍ２ の高周波電界を下部電極１６
に印加し、上部電極１３との間でグロー放電を生ぜしめ
た。このグロー放電により、シランガスが分解し、図２
の（ａ）に示す様に、ＳｉＨ３ 前駆体３が生成し、基
板１上にａ−Ｓｉ：Ｈ膜の成長層２が堆積速度３Å／ｓ
ｅｃで堆積した。このとき、ａ−Ｓｉ：Ｈに特有の不規
則網目構造の大枠ができあがる。しかも、この成長層２
の表面からは４００℃という高温のため、分子状水素５
が枯渇するまで脱離、放出され、成長層２に含有される
水素はＳｉ−Ｈ結合が主体となって存在するのみとなる
が、構造的自由度がなくなるために微小空孔などの構造
欠陥や微結晶相を多く含み、緻密とはいい難い。
【００２４】次に、グロー放電を開始してから１６秒後
に、この成長層２の厚みが５０Åに到達し、内部層４が
形成され始めたところで、高速開閉バルブ２０を開け、
水素ガス導入管１８から分子状水素ガスを１００ｓｃｃ
ｍの流量で導入した。このとき、グロー放電中の真空槽
１１内の圧力は０．１８Ｔｏｒｒになり、真空槽１１内
に導入された分子状水素ガスはグロー放電により分解し
て、図２の（ｂ）に示す様に、原子状水素７を生成し、
成長層２の表面はこの原子状水素７にさらされることに
なる。分子状水素ガスが導入されることで、堆積条件は
５０％水素希釈ガスを使用した場合と同様の状態になる
。このとき堆積する成長層を特に原子状水素処理層６と
呼ぶ。原子状水素の一部は成長表面に到達して、既に表
面に付着していたＳｉＨ３ 前駆体と結合して再びＳｉ
Ｈ４ ガスを生成するため、堆積速度を０．８Å／ｓｅ
ｃ程度に低下させるが、同時にそれ以外の原子状水素は
成長表面から更に膜中に拡散することができ、原子状水
素処理中に前記成長層２及び内部層４に到達することが
できる。成長層２に達した原子状水素８は、微小空孔内
のＳｉ−Ｈ結合を切断してＳｉ−Ｓｉ結合を復興させ、
これらを凝縮することで、緻密な不規則網目構造を実現
する。このとき、原子状水素８と結合したＳｉ−Ｈ結合
の水素原子９は、水素分子５となり徐々につぶれていく
複数の微小空孔内を伝わって原子状水素処理層６の表面
に達し、膜外に放出される。一方、内部層４に達した原
子状水素８’は、主にシリコン原子の不対電子と結合し
て、これを補償する。但し、原子状水素処理層６は、内
部層が形成され始めると、高温で微結晶シリコン相を形
成しやすくなるため、またあまり長い時間原子状水素７
にさらすと、拡散した原子状水素８’がＳｉ−Ｓｉ結合
までも切断して残留するため、処理時間を２５秒間とし
、堆積する膜の厚みを２０Å未満とした。
に、この成長層２の厚みが５０Åに到達し、内部層４が
形成され始めたところで、高速開閉バルブ２０を開け、
水素ガス導入管１８から分子状水素ガスを１００ｓｃｃ
ｍの流量で導入した。このとき、グロー放電中の真空槽
１１内の圧力は０．１８Ｔｏｒｒになり、真空槽１１内
に導入された分子状水素ガスはグロー放電により分解し
て、図２の（ｂ）に示す様に、原子状水素７を生成し、
成長層２の表面はこの原子状水素７にさらされることに
なる。分子状水素ガスが導入されることで、堆積条件は
５０％水素希釈ガスを使用した場合と同様の状態になる
。このとき堆積する成長層を特に原子状水素処理層６と
呼ぶ。原子状水素の一部は成長表面に到達して、既に表
面に付着していたＳｉＨ３ 前駆体と結合して再びＳｉ
Ｈ４ ガスを生成するため、堆積速度を０．８Å／ｓｅ
ｃ程度に低下させるが、同時にそれ以外の原子状水素は
成長表面から更に膜中に拡散することができ、原子状水
素処理中に前記成長層２及び内部層４に到達することが
できる。成長層２に達した原子状水素８は、微小空孔内
のＳｉ−Ｈ結合を切断してＳｉ−Ｓｉ結合を復興させ、
これらを凝縮することで、緻密な不規則網目構造を実現
する。このとき、原子状水素８と結合したＳｉ−Ｈ結合
の水素原子９は、水素分子５となり徐々につぶれていく
複数の微小空孔内を伝わって原子状水素処理層６の表面
に達し、膜外に放出される。一方、内部層４に達した原
子状水素８’は、主にシリコン原子の不対電子と結合し
て、これを補償する。但し、原子状水素処理層６は、内
部層が形成され始めると、高温で微結晶シリコン相を形
成しやすくなるため、またあまり長い時間原子状水素７
にさらすと、拡散した原子状水素８’がＳｉ−Ｓｉ結合
までも切断して残留するため、処理時間を２５秒間とし
、堆積する膜の厚みを２０Å未満とした。
【００２５】次に、高速開閉バルブ２０を閉じて、分子
状水素の供給を停止し、図２の（ｃ）に示す様に、第１
の工程に戻し、シランガスのみ１００ｓｃｃｍの流量で
、成長層２を堆積させた。成長層２の厚みが内部層４が
形成される程度に厚くなると、図２の（ｂ）において堆
積した原子状水素処理層６以下の層は構造が安定し、緻
密で構造欠陥の少ない不規則網目構造を有する低水素含
有ａ−Ｓｉ：Ｈ膜１０となる。この様にして膜厚６００
０Åの低水素含有ａ−Ｓｉ：Ｈ膜を成膜基板１上に堆積
させた後、高周波電力及びシランガスの供給を停止して
堆積を完了し、基板１を第２の真空槽（図示せず）から
大気中に搬出した。
状水素の供給を停止し、図２の（ｃ）に示す様に、第１
の工程に戻し、シランガスのみ１００ｓｃｃｍの流量で
、成長層２を堆積させた。成長層２の厚みが内部層４が
形成される程度に厚くなると、図２の（ｂ）において堆
積した原子状水素処理層６以下の層は構造が安定し、緻
密で構造欠陥の少ない不規則網目構造を有する低水素含
有ａ−Ｓｉ：Ｈ膜１０となる。この様にして膜厚６００
０Åの低水素含有ａ−Ｓｉ：Ｈ膜を成膜基板１上に堆積
させた後、高周波電力及びシランガスの供給を停止して
堆積を完了し、基板１を第２の真空槽（図示せず）から
大気中に搬出した。
【００２６】同様にして、赤外吸収分光法（ＦＴ−ＩＲ
法）による膜中含有水素量の測定のため、ｎ型単結晶シ
リコン基板を用いてａ−Ｓｉ：Ｈ膜を堆積した。
法）による膜中含有水素量の測定のため、ｎ型単結晶シ
リコン基板を用いてａ−Ｓｉ：Ｈ膜を堆積した。
【００２７】図３は、上記実施例の方法で基板温度を２
００℃から７００℃まで１００℃おきに変えて作製した
ａ−Ｓｉ：Ｈ膜の、基板温度変化に対する、膜中含有水
素量ＣＨ （ａｔ．％）の変化、光学的バンドギャップ
Ｅｇｏｐｔ（ｅＶ）の変化、及びラマン散乱スペクトル
の光学フォノンモード（ＴＯモード）の半値幅ΔωＴＯ
（ｃｍ−１）の変化の測定結果を示す。膜中含有水素量
ＣＨ は基板温度３００℃あたりから３ａｔ．％に低下
し、基板温度４００℃以上では２ａｔ．％程度にまで減
少している。原子状水素にさらさないことを除いて同一
成膜条件で得た膜の水素含有量は基板温度３００℃にお
いて１１％程度であったことから、低温側での低下は主
に微小空孔内からの水素放出によるものと考えられる。 また、光学的バンドギャップＥｇｏｐｔはほぼ膜中含有
水素量の低下とともに小さくなり、３００〜６００℃の
範囲で１．６ｅＶとほぼ一定であるが、更に高温になる
と小さくなる。結合角の散乱を表し、結晶粒径の変化を
捕らえる１つの手段であるラマン散乱スペクトルにおけ
るのアモルファス（波数４７５ｃｍ−１）の光学フォノ
ンモードの半値幅ΔωＴＯは、６００℃までは不規則網
目構造特有の幅の広いピークを示すが、７００℃では、
このピークが消え、代わりに５２０ｃｍ−１に鋭いピー
クが出現し微結晶化が始まった。このことから、膜中含
有水素量を低減し、且つ緻密な不規則網目構造を形成す
るために好適な温度範囲が３００〜６００℃であること
が分かる。
００℃から７００℃まで１００℃おきに変えて作製した
ａ−Ｓｉ：Ｈ膜の、基板温度変化に対する、膜中含有水
素量ＣＨ （ａｔ．％）の変化、光学的バンドギャップ
Ｅｇｏｐｔ（ｅＶ）の変化、及びラマン散乱スペクトル
の光学フォノンモード（ＴＯモード）の半値幅ΔωＴＯ
（ｃｍ−１）の変化の測定結果を示す。膜中含有水素量
ＣＨ は基板温度３００℃あたりから３ａｔ．％に低下
し、基板温度４００℃以上では２ａｔ．％程度にまで減
少している。原子状水素にさらさないことを除いて同一
成膜条件で得た膜の水素含有量は基板温度３００℃にお
いて１１％程度であったことから、低温側での低下は主
に微小空孔内からの水素放出によるものと考えられる。 また、光学的バンドギャップＥｇｏｐｔはほぼ膜中含有
水素量の低下とともに小さくなり、３００〜６００℃の
範囲で１．６ｅＶとほぼ一定であるが、更に高温になる
と小さくなる。結合角の散乱を表し、結晶粒径の変化を
捕らえる１つの手段であるラマン散乱スペクトルにおけ
るのアモルファス（波数４７５ｃｍ−１）の光学フォノ
ンモードの半値幅ΔωＴＯは、６００℃までは不規則網
目構造特有の幅の広いピークを示すが、７００℃では、
このピークが消え、代わりに５２０ｃｍ−１に鋭いピー
クが出現し微結晶化が始まった。このことから、膜中含
有水素量を低減し、且つ緻密な不規則網目構造を形成す
るために好適な温度範囲が３００〜６００℃であること
が分かる。
【００２８】また、図４は、同じく基板温度変化に対す
る、ａ−Ｓｉ：Ｈ膜の活性化エネルギーＥａｄ（ｅＶ）
の変化、最小金属伝導度σ０ （ｓ／ｃｍ）の変化、一
定光電流法（ＣＰＭ）で測定した価電子帯裾準位分布を
表すアーバック・テールの傾きＥ０ （ｍｅＶ）と不対
電子（ダングリング・ボンド）が作るバンド中央付近の
局在準位の密度ＤＯＳ（１／ｃｍ３ ）値の変化を示す
。活性化エネルギーＥａｄはあまり大きな変化を示さな
いが、４００〜５００℃に最小値を持ち、ほぼ０．７ｅ
Ｖとｎ− 型の伝導を示した。また、絶対零度のときの
伝導度を前記活性化エネルギー及び暗導電率から算出し
た最小金属伝導度σ０ は、やはり４００℃付近に最大
１０６ オーダーのピークを持っている。これは、大き
な移動度を示唆するものである。また、アーバック・テ
ールの傾きＥ０ も、基板温度４００〜５００℃に最小
値を持ち、膜中含有水素量の低下とともに「ゆらぎ」が
改善されたことを示している。更にまた、ＤＯＳ値も４
００℃付近で最小となり、１０１４のオーダーとなった
。これは、従来の方法で作製した場合のＤＯＳ値が１０
１５のオーダーであったことと比較すると、緻密な不規
則網目構造の形成と並行して不対電子の補償が行われる
ことを示唆している。 以上のことから、原子状水素処理の基板温度条件として
は、４００℃程度を選択するのが望ましい。そして、こ
の条件で作製したａ−Ｓｉ：Ｈ膜は、強度１００ｍＷ／
ｃｍ２ の光照射下での光導電率σｐｈが１．６×１０
−４シーメンス／ｃｍ（ｓ／ｃｍ）であり、移動度μは
０．２ｃｍ２ ／Ｖ・ｓｅｃであった。また、光照射１
５時間後の光導電率は、初期値に対して半桁程度低下し
ただけであり、光劣化が極めて少なかった。
る、ａ−Ｓｉ：Ｈ膜の活性化エネルギーＥａｄ（ｅＶ）
の変化、最小金属伝導度σ０ （ｓ／ｃｍ）の変化、一
定光電流法（ＣＰＭ）で測定した価電子帯裾準位分布を
表すアーバック・テールの傾きＥ０ （ｍｅＶ）と不対
電子（ダングリング・ボンド）が作るバンド中央付近の
局在準位の密度ＤＯＳ（１／ｃｍ３ ）値の変化を示す
。活性化エネルギーＥａｄはあまり大きな変化を示さな
いが、４００〜５００℃に最小値を持ち、ほぼ０．７ｅ
Ｖとｎ− 型の伝導を示した。また、絶対零度のときの
伝導度を前記活性化エネルギー及び暗導電率から算出し
た最小金属伝導度σ０ は、やはり４００℃付近に最大
１０６ オーダーのピークを持っている。これは、大き
な移動度を示唆するものである。また、アーバック・テ
ールの傾きＥ０ も、基板温度４００〜５００℃に最小
値を持ち、膜中含有水素量の低下とともに「ゆらぎ」が
改善されたことを示している。更にまた、ＤＯＳ値も４
００℃付近で最小となり、１０１４のオーダーとなった
。これは、従来の方法で作製した場合のＤＯＳ値が１０
１５のオーダーであったことと比較すると、緻密な不規
則網目構造の形成と並行して不対電子の補償が行われる
ことを示唆している。 以上のことから、原子状水素処理の基板温度条件として
は、４００℃程度を選択するのが望ましい。そして、こ
の条件で作製したａ−Ｓｉ：Ｈ膜は、強度１００ｍＷ／
ｃｍ２ の光照射下での光導電率σｐｈが１．６×１０
−４シーメンス／ｃｍ（ｓ／ｃｍ）であり、移動度μは
０．２ｃｍ２ ／Ｖ・ｓｅｃであった。また、光照射１
５時間後の光導電率は、初期値に対して半桁程度低下し
ただけであり、光劣化が極めて少なかった。
【００２９】次に、本発明の他の実施例を示す。
【００３０】シランガス１００ｓｃｃｍとともにアルゴ
ンガスで希釈したジボラン（Ｂ２ Ｈ６ ）ガス１００
ｓｃｃｍを原料ガス導入管１７から供給し、コンダクタ
ンス・バルブの２１で真空槽１１内の圧力が０．１０Ｔ
ｏｒｒになる様に調整して、ａ−Ｓｉ：Ｈ膜へのドーピ
ングを行った。赤外吸収分光法による測定から、ボロン
をドーピングした場合には、しない場合に比べて５０℃
程度低温側から膜中含有水素量の低下がみられた。また
、ラマン散乱スペクトルの測定において、６００℃から
５２０ｃｍ−１に鋭いピークが現れ、微結晶化が始まる
ことが分かった。基板温度３００℃の時の暗導電率σｄ
は８×１０−２ｓ／ｃｍであった。
ンガスで希釈したジボラン（Ｂ２ Ｈ６ ）ガス１００
ｓｃｃｍを原料ガス導入管１７から供給し、コンダクタ
ンス・バルブの２１で真空槽１１内の圧力が０．１０Ｔ
ｏｒｒになる様に調整して、ａ−Ｓｉ：Ｈ膜へのドーピ
ングを行った。赤外吸収分光法による測定から、ボロン
をドーピングした場合には、しない場合に比べて５０℃
程度低温側から膜中含有水素量の低下がみられた。また
、ラマン散乱スペクトルの測定において、６００℃から
５２０ｃｍ−１に鋭いピークが現れ、微結晶化が始まる
ことが分かった。基板温度３００℃の時の暗導電率σｄ
は８×１０−２ｓ／ｃｍであった。
【００３１】また、シランガス１００ｓｃｃｍとともに
アルゴンガスで希釈したホスフィン（ＰＨ３ ）ガス１
００ｓｃｃｍを原料ガス導入管１７から供給し、コンダ
クタンス・バルブ２１で真空槽１１内の圧力が０．１０
Ｔｏｒｒになる様に調整して、ａ−Ｓｉ：Ｈ膜へのドー
ピングを行った。この場合も、膜中水素含有量及びラマ
ン散乱スペクトルは、前記ボロンドーピングの場合と同
様の傾向を示した。また、基板温度３００℃の時の暗導
電率σｄ は３×１０−２ｓ／ｃｍであった。
アルゴンガスで希釈したホスフィン（ＰＨ３ ）ガス１
００ｓｃｃｍを原料ガス導入管１７から供給し、コンダ
クタンス・バルブ２１で真空槽１１内の圧力が０．１０
Ｔｏｒｒになる様に調整して、ａ−Ｓｉ：Ｈ膜へのドー
ピングを行った。この場合も、膜中水素含有量及びラマ
ン散乱スペクトルは、前記ボロンドーピングの場合と同
様の傾向を示した。また、基板温度３００℃の時の暗導
電率σｄ は３×１０−２ｓ／ｃｍであった。
【００３２】尚、原子状水素または原子状重水素の生成
方法としては、前記実施例における方法以外に、図５に
示す様に、水素ガス導入管１８を原料ガス導入管１７と
は分離して独立に真空槽１１に接続し、水素ガス導入管
１８に１５００℃に加熱できる熱分解炉２３を接続して
、ここで水素ガスを熱分解して原子状水素を生成し、こ
れを真空槽１１に供給して前記基板１を原子状水素にさ
らすこともできる。
方法としては、前記実施例における方法以外に、図５に
示す様に、水素ガス導入管１８を原料ガス導入管１７と
は分離して独立に真空槽１１に接続し、水素ガス導入管
１８に１５００℃に加熱できる熱分解炉２３を接続して
、ここで水素ガスを熱分解して原子状水素を生成し、こ
れを真空槽１１に供給して前記基板１を原子状水素にさ
らすこともできる。
【００３３】更にまた、図６に示す様に、前記水素ガス
導入管１８の高速開閉バルブ２０の上流側に他の真空排
気ポンプ（図示せず）にその一端が接続されたＴ字配管
２４を接続し、更にその水素ガス供給側に周波数２．４
５ＧＨｚのマイクロ波電源２５に接続したアプリケータ
（放電管）２６を接続し、その内部に水素ガスを供給し
て、これをマイクロ波プラズマにより分解して原子状水
素を生成し、高速開閉バルブ２０を介して真空槽１１に
供給して前記基板１を原子状水素にさらすこともできる
。
導入管１８の高速開閉バルブ２０の上流側に他の真空排
気ポンプ（図示せず）にその一端が接続されたＴ字配管
２４を接続し、更にその水素ガス供給側に周波数２．４
５ＧＨｚのマイクロ波電源２５に接続したアプリケータ
（放電管）２６を接続し、その内部に水素ガスを供給し
て、これをマイクロ波プラズマにより分解して原子状水
素を生成し、高速開閉バルブ２０を介して真空槽１１に
供給して前記基板１を原子状水素にさらすこともできる
。
【００３４】
【発明の効果】本発明によれば、シラン系ガスを原料と
し、これをグロー放電分解して加熱保持した基板上にａ
−Ｓｉ：Ｈ膜を堆積させる第１の工程と、前記原料ガス
のグロー放電分解を行いながら原子状水素及び／または
原子状重水素に前記成膜基板をさらす第２の工程とを交
互に繰り返して行うことで、成長層及びその直下の内部
層に原子状水素及び／または原子状重水素を注入、拡散
せしめ、複数のＳｉ−Ｈ結合を切断してＳｉ−Ｓｉ結合
の復興を促し、且つシリコン原子の不対電子を原子状水
素及び／または原子状重水素により補償し、緻密で水素
含有量の少ないａ−Ｓｉ：Ｈ膜を作製することができ、
局在準位密度が極めて少なく、従来のものの数倍の光導
電率及び数百倍の移動度をもち且つ光劣化の少ない優れ
た膜を製造できることから、光電変換特性に優れ光劣化
の少ない光センサーや太陽電池、更には高速応答性能に
優れたＴＦＴなどを実現する上で、極めて有効である。
し、これをグロー放電分解して加熱保持した基板上にａ
−Ｓｉ：Ｈ膜を堆積させる第１の工程と、前記原料ガス
のグロー放電分解を行いながら原子状水素及び／または
原子状重水素に前記成膜基板をさらす第２の工程とを交
互に繰り返して行うことで、成長層及びその直下の内部
層に原子状水素及び／または原子状重水素を注入、拡散
せしめ、複数のＳｉ−Ｈ結合を切断してＳｉ−Ｓｉ結合
の復興を促し、且つシリコン原子の不対電子を原子状水
素及び／または原子状重水素により補償し、緻密で水素
含有量の少ないａ−Ｓｉ：Ｈ膜を作製することができ、
局在準位密度が極めて少なく、従来のものの数倍の光導
電率及び数百倍の移動度をもち且つ光劣化の少ない優れ
た膜を製造できることから、光電変換特性に優れ光劣化
の少ない光センサーや太陽電池、更には高速応答性能に
優れたＴＦＴなどを実現する上で、極めて有効である。
【図１】本発明の実施に用いる装置の断面図である。
【図２】本発明の工程の説明のための模式的断面図であ
る。
る。
【図３】本発明の実施により得られるａ−Ｓｉ：Ｈ膜の
特性の一例を示す図である。
特性の一例を示す図である。
【図４】本発明の実施により得られるａ−Ｓｉ：Ｈ膜の
特性の一例を示す図である。
特性の一例を示す図である。
【図５】本発明の実施に用いる装置の断面図である。
【図６】本発明の実施に用いる装置の断面図である。
１ 成膜基板
２ 成長層
３ ＳｉＨ３ 前駆体
４ 内部層
５ 分子状水素
６ 原子状水素処理層
７，８，８’，９ 原子状水素
１１ 真空槽
１２ 基板ホルダー
１３ 上部電極
１４ ヒータ
１５ 高周波電源
１６ 下部電極
１７ 原料ガス導入管
１８ 水素ガス導入管
１９ 排気管
２０ 高速開閉バルブ
２１ コンダクタンス・バルブ
２２ 真空ポンプ
２３ 熱分解炉
２４ Ｔ字配管
２５ マイクロ波電源
２６ アプリケータ
Claims (6)
- 【請求項１】 シラン系ガスからなる原料ガスをグロ
ー放電分解して成膜基板上に水素化非晶質シリコン薄膜
を堆積させる水素化非晶質シリコン薄膜の製造方法にお
いて、前記成膜基板を加熱保持して水素化非晶質シリコ
ン薄膜を堆積させる第１の工程と、前記原料ガスのグロ
ー放電分解を行いながら原子状水素及び／または原子状
重水素に前記成膜基板をさらす第２の工程とを交互に繰
り返して行うことを特徴とする、水素化非晶質シリコン
薄膜の製造方法。 - 【請求項２】 前記成膜基板の加熱温度が３００〜６
００℃であることを特徴とする、請求項１に記載の水素
化非晶質シリコン薄膜の製造方法。 - 【請求項３】 前記原料ガスにドーピングガスを混合
し且つ前記成膜基板の加熱温度を２５０〜５５０℃とす
ることにより、価電子制御された水素化非晶質シリコン
薄膜を得ることを特徴とする、請求項１に記載の水素化
非晶質シリコン薄膜の製造方法。 - 【請求項４】 前記第１の工程１回において堆積され
る堆積層の厚みが１０〜６０Åであり、前記第２の工程
１回において堆積される堆積層の厚みが２０Å未満であ
ることを特徴とする、請求項１〜請求項３のいずれかに
記載の水素化非晶質シリコン薄膜の製造方法。 - 【請求項５】 前記原子状水素及び／または原子状重
水素の生成を、前記原料ガスのグロー放電分解とは別の
手段で、分子状水素ガス及び／または分子状重水素ガス
をグロー放電分解することにより行うことを特徴とする
、請求項１〜請求項４のいずれかに記載の水素化非晶質
シリコン薄膜の製造方法。 - 【請求項６】 前記原子状水素及び／または原子状重
水素の生成を、前記原料ガスのグロー放電分解とは別の
手段で、分子状水素ガス及び／または分子状重水素ガス
を熱分解することにより行うことを特徴とする、請求項
１〜請求項４のいずれかに記載の水素化非晶質シリコン
薄膜の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3140681A JPH04342122A (ja) | 1991-05-17 | 1991-05-17 | 水素化非晶質シリコン薄膜の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3140681A JPH04342122A (ja) | 1991-05-17 | 1991-05-17 | 水素化非晶質シリコン薄膜の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04342122A true JPH04342122A (ja) | 1992-11-27 |
Family
ID=15274285
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3140681A Pending JPH04342122A (ja) | 1991-05-17 | 1991-05-17 | 水素化非晶質シリコン薄膜の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH04342122A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6252270B1 (en) | 1997-04-28 | 2001-06-26 | Agere Systems Guardian Corp. | Increased cycle specification for floating-gate and method of manufacture thereof |
| US6309938B1 (en) | 1997-04-28 | 2001-10-30 | Agere Systems Guardian Corp. | Deuterated bipolar transistor and method of manufacture thereof |
| JP2004296926A (ja) * | 2003-03-27 | 2004-10-21 | Kyocera Corp | 半導体薄膜およびそれを用いた光電変換素子 |
| JP2004363579A (ja) * | 2003-05-13 | 2004-12-24 | Kyocera Corp | 光電変換装置および光発電装置 |
| JP2004363580A (ja) * | 2003-05-13 | 2004-12-24 | Kyocera Corp | 光電変換装置および光発電装置 |
| JP2004363578A (ja) * | 2003-05-13 | 2004-12-24 | Kyocera Corp | 半導体薄膜およびそれを用いた光電変換装置ならびに光発電装置 |
| JP2004363577A (ja) * | 2003-05-13 | 2004-12-24 | Kyocera Corp | 半導体薄膜およびそれを用いた光電変換装置ならびに光発電装置 |
| JP2020180820A (ja) * | 2019-04-24 | 2020-11-05 | 株式会社日立製作所 | 電池評価システム、電池評価方法及びプログラム |
-
1991
- 1991-05-17 JP JP3140681A patent/JPH04342122A/ja active Pending
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6252270B1 (en) | 1997-04-28 | 2001-06-26 | Agere Systems Guardian Corp. | Increased cycle specification for floating-gate and method of manufacture thereof |
| US6309938B1 (en) | 1997-04-28 | 2001-10-30 | Agere Systems Guardian Corp. | Deuterated bipolar transistor and method of manufacture thereof |
| JP2004296926A (ja) * | 2003-03-27 | 2004-10-21 | Kyocera Corp | 半導体薄膜およびそれを用いた光電変換素子 |
| JP2004363579A (ja) * | 2003-05-13 | 2004-12-24 | Kyocera Corp | 光電変換装置および光発電装置 |
| JP2004363580A (ja) * | 2003-05-13 | 2004-12-24 | Kyocera Corp | 光電変換装置および光発電装置 |
| JP2004363578A (ja) * | 2003-05-13 | 2004-12-24 | Kyocera Corp | 半導体薄膜およびそれを用いた光電変換装置ならびに光発電装置 |
| JP2004363577A (ja) * | 2003-05-13 | 2004-12-24 | Kyocera Corp | 半導体薄膜およびそれを用いた光電変換装置ならびに光発電装置 |
| JP2020180820A (ja) * | 2019-04-24 | 2020-11-05 | 株式会社日立製作所 | 電池評価システム、電池評価方法及びプログラム |
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