JPS63239936A - 多結晶薄膜半導体の形成方法 - 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、半導体デバイスの作製に用いられる、良質な
結晶性を有する多結晶ｌＪ膜半導体の形成方法に関する
。

［従来の技術及びその問題点］ 一般に、半導体デバイスは、単結晶ウェハ（例えばバル
クＳｉウェハ）上に所望のパターンを形成することによ
り、あるいは、単結晶ウェ／＼−上にエビキタシャル成
長させて形成した単結晶薄膜上に所望のパターンを形成
することにより作製される。

しかるに、近時、ガラスのような大面積の非晶質基板上
に、非晶質あるいは多結晶の薄膜半導体（例えばＳｉ）
を堆積し、かかる薄膜半導体が堆積した非晶質基板上に
所望のパターンを形成することにより半導体デバイスを
形成することが行なわれており、実用にも供されている
。

しかしながら、半導体デバイスの特性は、作製される半
導体層の欠陥密度と密接に対応するものである。たとえ
ば電界効果型のトランジスタを作製した場合、その電子
キャリヤー移動度は、半導体層が、はぼ完全な単結晶Ｓ
ｉからなる場合には５００ｃｍ’／ｖ＊ｓｅｃ以上であ
り、マタ、現在実用化されている減圧気相成長方法（Ｌ
ＰＧＶＤ）によって作製された粒径５００Ａ以下の多結
晶ＦｔＪ膜の場合には約１ＯｃｒｒＩ′／ｖ−５ｅｃ、
グロー放電法（ＧＤ法）で作成された水素を大量に含有
した非晶質Ｓｔの場合には約０．１ｃｒｒｆ／ｖ・ｓｅ
ｃである。このように、半導体層が非晶質Ｓｉよりなる
半導体デバイスの特性（特に移動度）は、半導体層が単
結晶Ｓｔよりなる半導体デバイスの特性に比較して、は
なはだ低いものであるので、高い半導体デバイス特性が
要求される場合には半導体層として多結晶Ｓｉよりなる
ものが用いられるが、より一層、半導体デバイスの性能
向上を図る上からは結晶性が良好で結晶欠陥のない多結
晶薄膜半導体の形成方法が望まれている。

ところで、多結晶は、様々な納品方位をもった多数の単
結晶粒同士が多数の結晶粒界（以下粒界と略記すること
がある）を形成し、この粒界自体が結晶欠陥となり、ま
た１粒界には不純物（結晶欠陥の一つである）等が析出
しやすいので、主なる結晶欠陥はその粒界に存在すると
考えられる。

即ち半導体デバイスの特性を向上させるには主たる結晶
欠陥である粒界の量を低減させることが必要となり、そ
れは換言すると多結病Ｑ膜の結晶粒径（以下粒径と略記
することがある）を増大させることに他ならない。

従来、多結品ｇ膜における粒径の拡大化は、種々試みら
れている。

例えば、５００Ａ程度の多結晶結晶Ｓｉ薄膜を形成する
に際し、５ｉＨａガスを低圧下（＜１００Ｔｏｒｒ）で
温度６００℃付近で熱分解して形成することが行なわれ
ているが、加熱温度を１０００℃以上にしても粒径は高
々０．１７ｔｍ〜０．３ＪＬｍ程度にしか増大しない（
Ｔ。

Ｉ、Ｋａｍｉｎｓ＆Ｔ＊Ｒ＊Ｃ’ＡＳＳ、Ｔｈ１ｎＳｏ
ｌｉｃｔ　　Ｆｉｌｍｓ、１６．（１９７３）１４７−
１６５）。

さらに、レーザー、電子線、ランプ帯状ヒーター等のエ
ネルギービームによって薄膜堆桔後にＥｊＪｎを固相の
まま熱処理あるいは溶融再結晶化させて前記方法よりは
大きな粒径をもつＳｔ薄膜が得られており、そこに作製
された電解効果トランジスターの電子移動度は単結晶シ
リコンにも匹敵するものも報告されている（Ｓｉｎｇｌ
ｅｃｒｙｓｔａｌ　　５ｉｌｉｃｏｎ　　ｏｎ　　ｎｏ
ｎ−ｓｉｎｇｌｅ−ｃｒｓｔａｌ　　ｆｎｓｕｌａｔｏ
ｒｓ、Ｊｏｕｒｎａｌ　　ｏｆ　　ｃｒｙｓｔａｌｇｒ
ｏｋｗｔｈ、ｖｏｌ、６３．Ｎｏ、３゜０ｃｔｏｂｅｒ
　　１９８３．ｅｄｔｔｅｄ　　ｂｙＧ、Ｗ、Ｃｕ１ｌ
ｅｎ） しかし、これらの方法は、その工程の複雑性、制御性、
特殊性、容易性に多大の問題があり、粒径が大きく粒界
の少ない５ｉｉＣＪ膜を容易に大面積で得るには不適で
ある。

木発…者は、上記の諸問題を解決すべく、鋭意研究を重
ねた結果、上記問題は、薄膜形成の初期段階において成
長核の条件を制御することによって解決されるのではな
いかとの知見を得、かかる知見に基づき、さらに幾多の
研究を重ねることにより本発明を完成させるにいたった
ものである。

本発明は、多結晶ｇ膜堆蹟後になにらの処理を必要とせ
ずに容易に、粒径がｌ湊ｍ以上の多結晶の薄膜半導体の
形成方法を提供することを目的とするものである。

［問題点を解決するための手段］ 上記問題点は、基板上に半導体ソースガスを供給するこ
とにより、該基板上に、多数の成長核の形成及び該成長
核を核とする結晶成長を行なわしめて多結晶薄膜半導体
を形成せしめる方法において、該成長核の形成密度を１
０’ｅｍ２以下に制御することを特徴とする多結晶膜半
導体膜の形成方法によって解決される。

以下に本発明の構成を作用とともに説明する。

本発明では基板上に半導体ソースガスを供給する。

ここで、基板とは、非晶質の基板、納品質（単結品質及
び多結品質）の基板のどちらでもよいが、非晶質の基板
の場合あるいは多結品質の基板の場合に特に本発明の効
果は顕著である。

また、半導体の種類には限定されず、Ｓｉ。

Ｇｅ、あるいは、化合物半導体（例えばＧ５Ａｓ　。

Ｇａｐ、ＩｎＳｂ等）でもよい、従って、半導体ソース
ガスとしては、所望の半導体を生成し得る原料物質を含
むガスでよい 本発明は、基板上に、多数の成長核の形成及び該成長核
を核とする結晶成長を行なわしめものである。成長核の
形成及び結晶成長のメカニズムを、基板として非晶質基
板を用いた場合を例として以下に説明する。

非晶質基板上にソースガスの熱分解、還元反応等の熱分
解によって多結晶薄膜を形成する際には、ソースガスが
基板表面にて分解され、基板表面に堆精原子が供給され
る。その原子は、基板表面に付着し、表面上を移動し、
更には脱離をくり返して単結晶の構造をもった。一般的
には数十へ程度大きさの核（この大きさの核は成長核あ
るいは臨界核と呼ばれる）に凝集する。この成長核を核
として結晶は安定的に成長する。こ。成長は、各々の成
長核の方位は下地が単結晶基板ではない場合には、エピ
タキシャル成長の場合とは異なり下地の結晶方位の長距
離秩序の情報が得られず、無秩序な方向を向いている。

従って、成長が進むと隣接する成長核から成長した結晶
同士が衝突し、その衝突面が結晶粒界となる。

しかるに本発明の最大の特徴は、成長核の形成密度（以
下核形成密度（Ｎｏ　）ということがある、）をｌ０８
ｃｍ−２以下に制御することにある。

核形成密度を１０８ｃｍ−２以下と限定した理由を述べ
ると、以下に述べるように、隣接する成長核間の平均距
離な立とすると文は平均粒径となり、文と核形成密度Ｎ
ｏ　との間には、１＝（１／Ｎｏ　）”　）なる関係が
あり、　ＮＯ＝１０８ｃｍ−２とすると平均粒径は１０
−３ｍｍ以上となり、従来に比べ大きな結晶粒よりなる
多結晶が得られ、ひいては粒界が少なく、結晶粒界の少
ない多結晶が得られるからである。なお、核形成密度は
小さければ小さいほど好ましい。

次に、隣接する成長核間の平均距離文核形成密度ＮＯと
の関係について述べる。

第１図（Ａ）に示すように、ＦＡ接する成長核間の平均
距離文とすると１本発明者の幾多の研究の結果、又と核
形成密度（Ｎｏ　）との間には（９，＝（１／ＮＤ）Ｉ
７２　）なる関係があることを見い出した。すなわち、
成長核の形成から結晶成長までの様子を子細に観察した
ところ、核密度は時間に対して飽和現象を表わすこと、
つまり、ある時間以上は、核密度の増加はないを知見し
た。このように、ある時間以上は、核密度の増加はない
ので、成長核は単結晶構造を維持しながら増大し、島状
の単結晶が形成され（第１図（Ｂ））、最終的に第１図
（Ｃ）に示すように、隣接する単結晶の島同志が衝突し
、その中心に粒界が形成され、平均粒径が見なる連続な
多結晶結晶膜が形成される。

次に核形成密度Ｎ、の制御について記す。

まず、一般に堆積膜形成過程は次のように考えられてい
る。

堆積面の基板が飛来する原子と異なる８ｉ類の材料、特
に非晶質材料である場合、飛来する原子は基板記表面を
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（安定核）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。

核を形成することによって生ずる自由エネルギーＧの変
化ΔＧは、 Ｇ＝４πｆ（θ） （σ　ｏｒ２　＋’／３　・　ｇｖ　　Φ　ｒゴ　）ｆ
（θ）＝！八　（２＋３ｃｏｓθ＋ＣＯ３２θ）ただし
、ｒ：核の曲率半径 θ：核の接触角 ｇｖ　：単位堆積当りの自由エネルギーσｏ　二接と真
空間の表面エネルギー と表わされる。ΔＧの変化の様子を第２図に示す、同図
において、ΔＧが最大値であるときの安定核の曲率半径
がｒＣである。

このように核がＩＪＩ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
ス（板上に薄膜が堆積する。

上述したような堆積過程において、基板表面の単位面積
出りに形成される核の密度は、飛来原子と基板との相互
作用に大きく依存し、また温度をはじめとする堆積条件
にも大きく影響される。

そこで堆積膜の材料と基板材料との種類を適当に選択し
、また湿度、圧力、ガス種等の堆積条件を適当に設定す
ることで、核形成密度（あるいは核形成速度）を決める
ことができる。

［実施例〕 （実施例１） 以下に核形成密度に与える要因に基づき本発明の実施例
を説ＩＪＪする。

シリコン弔結晶基板１を熱酸化して表面に厚さ０．１川
ｍ程度のＳ　ｉ　０７膜を形成する。

減圧化学気相法ＣＩ、ＰＣＶＤ　）　ニＪ：す５ｉ３Ｎ
ａ膜１１を厚さ０．１．ｕ−ｍ堆積させる。これにより
５ｉ０７　と５ｉ３Ｎｓの２種類の基板を用意するる。

次に、ＨＣ又ガスを高温の基板に流すことで基板を清浄
化した後、Ｈ２で希釈した５ｉｃｉ４゜５ｊＨ２Ｃｉ２
等の反応ガスを用い、減圧下（〜１７０Ｔｏｒｒ）で第
１図に示す基板４にシリコンの堆積を２０分間行う、そ
の時の基板温度は１０００℃であった。

第３図は、Ｓ　ｉ　０２の堆精面と５ｉ３Ｎｎの堆精面
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、堆積開始＠１０秒程程度Ｓ　ｉ
　０２上でのＳｉの核形ｆＲ，密度は１０２０ｍ’２以
下で飽和し、２０分後でもその値はほとんど変化しない
。

それに対してＳｉ３Ｎ４上では、１０秒程度で〜４Ｘ１
０５ｃｍ−２で飽和し、それから１０分はど変化しない
。

尚、核形成密度測定は、核形成密度が時間に対して飽和
した後、連続膜となる以前に光学ＷＪ微鏡又は考査、あ
るいは透過電子ＷＪＥｔ鏡で行う。

また５ｉ３Ｎａ上のＳｉの核形成密度は、次に示すよう
にＳｉとＮとの組成比にも依存する。

第４図は、ＳｉＮの組成比と、その上での核形成密度と
の関係を示すグラフである。このように組成比を変える
ことで核形成密度を調整することができる。

あるいは５ｉ０２上にＳｉイオンを２０ＫｅＶでＩＸｌ
　０１６ｃｍ−２以上注入して５ｉ０２表面のＳｉ５度
を変化させた基板を用いし、前述の堆積条件でＳｉを堆
積した場合の核形成密度の変化を図−５に示す。

以上の様に基板材料によってＳｔの核形成密度を制御で
せきることを５ｉＯｚ　、Ｓｉ３Ｎ４　　。

Ｓ　ｆｘＮｙ　、Ｓ　ｉ＋／ｓ　ｉ０２　を例に説明し
た。

次に堆積条件を変化させることで核形成密度を制御でき
ることを示す。

（実施例２） １、温度 ５ｉＣｕ４とＨ２ガスを各々７１／ｍｉｎ。

１００１　／　ｍ　ｉ　ｎ、圧力を１７０Ｔｏｒｒで５
ｉ０２　とＳｉ３Ｎ４上に９００℃から１１００℃まで
変化させ、Ｓｉ核を形成し２０分後に核密度を測定した
結果を第６図に示す。

高温になる程、核形成密度が著しく増大しているのが分
る。

２、圧力 圧力を変化させた場合のＳ　ｉ　０２上のＳｉの核形成
密度を第７図に示す。堆積時の圧力が高い程核形成密度
は増大する。特に本実験では５ｉＣ１ａ　／Ｈ２＝７／
１００（、ｆＬ／ｍｉｎ温度ｉ　ｏｏｏ℃一定にしてＳ
　ｉ　０２上にＳｉ核を形成した後２０分後の核密度の
変化であるが、２００Ｔｏｒｒを境界に大きく変化する
。

３、ガス種 Ｓ　ｉ　Ｈ２Ｃ１２、ＨＣ交、Ｈ２ガスの混合雰囲気内
でＳｉＯ２、Ｓｉ３Ｎ４上に圧力＝１５０Ｔｏｒｒ、温
度９５０℃でＳｉＯ２，５ｉ３ＮＪ上にＳｉを核形成す
る場合、ガスの混合比によって核形成密度を大きく変化
させることが可能である。

とりわけＨＣＩなるエツチング性のガスの量で核形成密
度を大巾に変化させ得る。

第８図に示す様に、５ｉＨ２Ｃ文＝０．１６旦／ｍｉ　
ｎ、Ｈ２＝１００Ｊ１／ｍｉ　ｎ、ＨＣ，ｉｌを０．６
から１．２ｉ／ｍｉｎに増量することによって核形成密
度は大巾に制御可能である。

５ｆ３Ｎ４　．５ｉ０２その堆積面材料によっても変化
するのはもちろんである。

又、ＳｉＣ交４．５ｉＨｓ　　、５ｉＨＣｕ３　。

ＳＸ２　Ｃｎｂ　　、５ｉ３Ｈａ　　、５ｉＦｎ等ノｓ
ｉソースガスに対してもＨＣＩ混入の効果は同様に見い
出せた。

以上の様に、堆積条件（基板堆積面材料、ガス種、圧力
、温度）によって核形成密度を大巾に制御できるのであ
り、それによって核の成長後、連続な多結晶膜に形成さ
れる粒径を堆積時に、後の熱的処理を経イして所望の大
きさにすることが回走となった。

例えばＳ　ｉＨｚ　Ｃ！Ｑｚ　／ＨＣ文／Ｈ２系のガス
を用いて連続な多結晶ＳｔをＳｉ：＋Ｎ４上に堆積して
その粒径を５ｅｃｃｏエツチによって欠陥顕在化した後
、走査電子顕微鏡で測定した結果を第９図、第１０図、
第１１図に示す。

第９図に示す様に、圧力を減圧にすることによって容易
に１ルｍ以上の粒径の多結晶Ｓｉ膜が作製される。

この場合、５ｉＨ２Ｃ文２　／ＨＣ見／Ｈ２＝１．２／
１．１／１００　（ＪＩＬ／ｍ１ｎ）、９６０”Ｑ、３
０ｍ１ｎであった。これは第７図に示す核密度と圧力の
関係と一致する。

第１０図には粒径の温度依存性を示すものであり、５ｉ
Ｈ２Ｃｉ２／ＨＣ文／Ｈ２＝１．２／１　、　Ｏ／１０
０　（１／ｍｉ　ｎ）、１５０ＴｏｒｒでＳｉ３Ｎ４上
へ堆積させた。

温度を下降させると粒径が大きくなる、これは、第６図
に示した様に温度が低いと核形成密度が減少することと
一致する。

第１１図には５ｉＨ２Ｃ見２／ＨＣ！；Ｌ／Ｈ２系でＨ
Ｃｌを変化させた場合のＳｉ３Ｎ４上でのＳｉ多多結模
膜粒径の変化を示したものである。

５ｉＨ２Ｃ又２　　／ＨＣＩ／Ｈｚ　　＝　１　．２／
ｘ／１００　（Ｊｌ／ｍｉ　ｎ）　、　０　、８≦ｘ＜
１．２（１７ｍ１ｎ）９６０℃、！５０Ｔｏｒｒであっ
た。

ＨＣＩを０　、９５　、ｉｌ　／　ｍ　ｉ　ｎ以上にす
ることによって容易に／　ＩＬｍ以上の粒径をもつ多結
晶Ｓｉ膜が得られる。

これは、第８図に示す核形成密度でＨＣ！；Ｌ量の保存
性と一致する。

Ｓｉ３Ｎ４上にＳ　ｉ　Ｈ２Ｃ１ｚ　／ＨＣ文／Ｈ２＝
０．６１／１．０／工００　（ｆＬ／ｍ１ｎ）、９６０
℃、１５０Ｔｏｒｒで堆積させた多結晶Ｓｉ膜の断面を
粒界顕在化エツチングした後に走査電子ｍ微鏡で観察し
たところ、粒径が約２μｍ程度あり通常のＬＰＧＶＤに
よる〜５００Ａの微小な粒径をもつ多結晶Ｓｉ膜に比べ
ると４０倍も大粒径化が堆積時に実現された。又、この
膜に段階効果型トランジスターを作製し電子のキャリヤ
ー移動度を測定した所、大面請で均一に約２００ｃｒｎ
’／ｖ＊ｓｅｃの値を得た。この時同時に作製したＬＰ
ＧＶＤによる５００Ａの粒径をもつ多結晶Ｓｔのトラン
ジスターは、キャリヤー移動度１０ｃｍ’／ｖｉｓｅｃ
であったことから２０倍の速度でトランジスターが動作
している。

［発明の効果］ 本発明によれば、熱的処理を経ずして、結晶性が良好で
結晶欠陥のない多結晶薄膜半導体を作製することができ
る。

【図面の簡単な説明】

第１図は納品成長の様子を示す概念図である。 第２図は自由エネルギーと成長核との関係を示すグラフ
である。第３図は核形成密度に与える時間の影響を示す
グラフである。第４図は核形成密度に与える基板の影う
を示すグラフである。第５図は核形成密度に与えるイオ
ン注入の影響を示すグラフである。第６図は核形成密度
に与える温度の影響を示すグラフである。ｆ５７図は核
形成密度に与える圧力の影響を示すグラフである。第８
図は核形成密度に与えるソースガスの影響を示すグラフ
である。第９図は粒径に与える圧力の影響を示すグラフ
である。第１０図は粒径に与える温度の影響を示すグラ
フである。第１１図は粒径に与えるソースガスの影響を
示すグラフである。 第１図 第２図 第３図 時間（ガ） 第４図 ５１χＮ１−ズ 第５図 Ｓｉ”注入ｔ（１ｏｎｓ／ｃｍ２） 第６図 ２０ｍ１ｎ　、　　Ｐ＊１７０丁ｏｒｒ　、　　５ｉＣ
１ｓ／Ｈ２＊　７／１００（１／ｍ１ｎ）Ｓ：３Ｎ４ 第７図 ２０ｍ１ｎ　、　１００Ｏ’Ｃ、５ｉＣｔ＋／Ｈｚａ形
Ａ　＠　７％　ｃｍ−２（Ｏｎ　５ｉＯｚ）ｉ　７）　
（Ｔｏｒｒ） 第８図 一一一一−ＨＣｌ　、ｉｔ　（ｉ／ｍｉｎ）第９図 一一→斤力（Ｔｏｒｒ） 第１０図 １立、１全の５岳４Ｌイ詐く（１シ÷１８５０　９００
　９５０　１０００　（’Ｃ）甚簾

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、基板上に半導体ソースガスを供給することにより、
   該基板上に、多数の成長核の形成及び該成長核を核とす
   る結晶成長を行なわしめて多結晶薄膜半導体を形成せし
   める方法において、該成長核の形成密度を１０＾８ｃｍ
   ＾−＾２以下に制御することを特徴とする多結晶膜半導
   体膜の形成方法。 ２、多数の成長核の形成及び該成長核を核とする結晶成
   長は熱ＣＤＶ法によって行なう特許請求の範囲第１項記
   載の多結晶薄膜半導体の形成方法。 ３、基板は非晶質の基板又は多結晶の基板である特許請
   求の範囲第１項又は第２項記載の多結晶薄膜半導体の形
   成方法。