JPS63239937A - 半導体多結晶膜の形成方法 - 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
結晶性を有する半導体多結晶膜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、単結晶ウェハー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）
を堆禎し、かかるｆｉｔｊ１摸半導体装置積した非晶質
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５００ｃば／　ｖ　−ｓ　ｅ　ｃ以
上であり、また、現在実用化されている減圧気相成長方
法（ＬＰＧＶＤ）によって作製された粒径５００Ａ以下
の多結晶薄膜の場合には約１０ｃｍ″／　ｖ　−ｓ　ｅ
　ｃ、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Ｓｉの場合には約０．１ｃば／Ｖ・ｓ
ｅｃ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Ｓｉ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゛枠環体層として多結晶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
多結晶膜１漠半導体の形成方法が望まれている。

ところで、多結晶は、様々な結晶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、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
と考えらねる。

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晶薄膜の結晶粒径（以下粒径と略
記することがある）を増大さぜることに他ならない。

従来、多結晶膜＋３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Ｉ漠を形成す
るに際し、ＳｉＨ，ガスを低圧下（＜　１００７ｏ　ｒ
　ｒ）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」二にして
も粒径は高々０．１μｍ〜０３μｍ程度にしか増大しな
い（Ｔ。

Ｉ、Ｋａｍｉｎｓ＆Ｔ−Ｒ−ＣＡＳＳ、Ｔｈ１ｎＳｏｌ
ｉｄ　　Ｆｉｌｍｓ、ｆ６．（１９７３）１４７−１６
５）。

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、薄膜堆積後に薄膜を同相のま
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Ｓｉ薄膜が得られており、そこに作製
された電界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（　Ｓｉｎｇ
ｌｃｒｙｓｔ、ａｌ　５ｉｌｉｃｏｎ　ｏｎ　ｎｏｎ−
ｓｉｎｇｌｅ−ｃｒｙｓｔａｌｉｎｓｕｌａｔｏｒｓ、
　　Ｊｏｕｒｎａｌ　　ｏｆ　　ｃｒｙｓｔａｌ　　ｇ
ｒｏｗｔｈ。

ｖｏｌ、　６３．Ｎｏ、　３．０ｃｔｏｂｅｒ　１９８
：ｌ、　ｅｄｉｔｅｄ　ｂｙＧ、Ｗ、　Ｃｕ１ｌｅｎ）
。

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Ｓｉ薄膜を容易に大面積で得るには不適である
。

本発明者は、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フた
ものである。

本発明は、多結晶薄膜堆積後になんらの処理を必要とせ
ずに容易に、粒径が１μｍ以上の半導体多結晶膜を形成
し得る半導体多結晶膜の形成方法を提供することを目的
とするものである。

また、本発明は、粒径が１μｍ以上の多結晶膜を均一に
かつ再現性よく形成せしめことのできる半導体多結晶膜
の形成方法を提供することを他の目的とする。

［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半導体多結晶１１
２を形成せしめる方法において、半導体ソースガスとキ
ャリヤガス以外に核形成密度コントロールガスを供給し
、減圧条件下で成長核の形成及び結晶成長を行なわしめ
ることに特徴を有する。

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、結晶質（単結晶質及
び多結晶質）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晶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ＧａＡｓ、Ｇａ
Ｐ、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るものである。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、基板表面に堆積原子が供給され
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Ａ程度の大きさの核（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。この成長は、各々の
成長核からの成長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、無秩序である。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。

そこで、本発明においては、まず、成長核の形成密度（
以下核形成密度（ＮＩ））ということがある。）を１０
８ｃｍ−２以下に制御している。ここで、核形成密度を
１０’ｃｍ−２以下と限定した理由を述べる。後述する
ように、隣接する成長核間の平均圧４ｔを２とすると、
２は成長後の結晶粒の平均粒径どなる。１と核形成密度
ＮＤとの間には、後述するように、ｆｉ＝　（ｔ／Ｎｏ
　）”２なる関係があり、ＮＤ＝　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圧＠Ｉｔと核形成密度Ｎ
Ｉ）との関係について述べる。

本発明者の幾多の研究の結果、１と核形成密度（ｒ’ｒ
ｏ　’）との間には（ＬＬ＝　（１／ＮＯ）’／２）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
形成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、核形成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、核形成密度の増加はな
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、最終的に、隣接する単結晶の島
同士が衝突し、その中心に粒界が形成され、平均粒径が
１なる連続な多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種類の材料、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。そして原子同士の衝突の
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。ｒ２　＋！／：ｌ　　・　ｇ　ｖ−ｒ　３　　）
ｆ　　（Ｏ）＝Ｉ／４　　（２＋３　　ｃｏｓＯ＋ｃｏ
ｓ２　θ）たたし、ｒ、核の曲率半径 θ：核の接触角 ｇＶ　：単イ立堆積当りの自由エネルギーσ。：核と真
空間の表面エネルギー と表わされる。

このように、成長核が成長して、に＋、状になり、更に
成長して、１ニル同十が接触して網目状に基板表面を）
ｆｆ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。

ト述したような堆積道程において、基板表面の単位面積
当りに形成される核の密度は、飛来原子とり、（板との
相互作用に大きく依イｆ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１摸の材料と基板材料との種類を適当に２択
し、また温度、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（亥ｊ［ε成速度）
を決めることができる。

さらに、本発明においては、半導体ソースガスとともに
核形成密度コントロールガスを添加し、かつ、減圧条件
下において成長核の形成を行なわしめることに最大の特
徴を有しており、かかる特徴により、低い核形成密度を
実現し、その核を成長させる事で大きく、かつ、粒径が
均一な多結晶膜を再現性良く、得ることができるもので
ある。ここで、核形成密度コントロールガスとは、核形
成密度を変化させつるガスであり、具体的には以下の実
施例で述べる。

［実施例］ 第１図はＳｉＯ□堆積面１に大粒径の多結晶膜が成長す
る過程を概念的に示した図である。

第１図（Ａ）は成長核が形成された段階、第１図（Ｂ）
はその核か成長して島状になり接触した段階、第１図（
Ｃ）は更に成長して連続ｒｒ＝　３となった段階を示す
。第１図（Ａ）における核の形成密度は飛来原ｒと堆石
１面との１相互作用に大きく依存するから、それ以外に
、ガス種、圧力、？＋’ａ’を度等の堆積条件にも大き
く依存する。

第２図にＳ　ｉ３　Ｎ　４１１’２又はＳｉＯ□；ＩＱ
上にシリコン（Ｓｉ）核を形成二Ｖる場合に、堆梢条ｆ
１パラメータと【ノでＨＣｌの添加比を選んだ場合の核
形成密度（Ｎｌ＋）の変化を示’ｌ−ｏ　Ｓ　Ｉ　３　
Ｎ　４膜は減ＩＬ化学気相法（Ｌ　ＰＧ　Ｖ　Ｄ　）に
より形成したもの、Ｓｉｎ、、膜は、常１「化学気相法
にてＪＦニ成したちのである。ソースガスとしてＳｉＨ
２Ｃｌ２（：Ｊ２２、■ャリャガスとしてＨ２の反応ガ
スを用い、二；　ｉ　Ｈ２ＣＱ２　／ＨＣｎ／Ｈ２＝１
．２／Ｘ／１００（ｆｆｉ／ｍ１ｎ）の組成比において
、減圧下（〜１５０Ｔｏｒｒ）で反応させている。その
時の１．（板（堆和面）の温度は９５０℃である。図中
、ｓｉ、Ｎ４膜のＮｏは４，５ｉ０２膜のＮＤは５であ
る。図で明らかなように核形成密度は堆積面によって固
（ｆの値を示すが、それ以上にＨＣｆ２の流ＩＪｌ比（
混合比）によって大きく変化１７、ＨＣＲ’′ｃ制御可
能な！１■を示している。従って１−Ｉ　Ｃ、Ｑは核形
成密度コン］−ロールガスと言える。

第３図にＨＣ１ｊｌと・Ｋ均粒径との関係を示″１ｌ−
０この中で例えば核形成密度か１０７個／　ｃ　ｒｒ？
の値か得られる、ＨＣ！Ｑ流１１．ＩＩｌ／ｍｉｎの条
件で３０分堆積した所、ＩＩＱ面内の平均粒径か３μｍ
といった大粒径の多結晶シリコンか得られた。゛ト均粒
ｊ′−径は核形成密度の１膜２乗に反比例するから、Ｉ
Ｉ！２面内の平均粒子径を１μｍ以上にする為には、核
形成密度を約１０°個／　ｃ　ｍ’以下にコントロール
すわば良い。

しかし、一方、核形成密度が大幅に小さくなってくると
粒径の不均一性が生じてくる。こねは、統計学的なバラ
ツキとともに堆禎面−ヒてのシリコン原子の拡散長に対
して核間距雛か無視できなくなる為である。実験におい
て実際の半導体デバイスにおいて実用的な範囲は核形成
密度か１０６個／　ｅ　ｍ’以上、即ち平均粒径か１０
４　ｍ以下であった。

第２図に示−ｊ−ようにＳｉ３Ｎ４膜に対して５ｉ０２
膜は核形成密度が約２桁小さく大粒径の多結、１１副奨
がｊ：ｔやずい。

［他の実施例］ 第４図に平均粒径の圧力依存性を示す。条件はＨＣＩが
１．ＩＪｉ４７ｍｉｎ以外は第３図と同じである。減圧
は核形成密度を低減するとともに核の分布を均一にして
粒径を均一化する効果をもつ、第３図における他の条件
は、ＳｉＨ２Ｃｌ２ＣＩ１２／ＨＣＩ／Ｈ２＝１．２／
１．１／１００　（１７ｍ１ｎ）、温度９６０℃、堆積
時間３０分である。減圧の効果は特に、２００Ｔｏｒｒ
以下で急激に増加する。

第５図に、平均粒径と堆積膜厚の温度依存性を示す。他
の堆積条件は、ガスＳ　Ｉ　Ｈ２ＣＩＬ２／ＨＣｌ１／
Ｈ２＝１．２／１０／１００　（１／ｍ１ｎ）、圧力１
５０Ｔｏｒｒ、堆積時間１０分である。平均粒径は、１
０００℃より低くなるにつれ増大してくる。しかし堆積
膜厚のカーブでわかるように、成長レートが落ち、８５
０℃に至ると成長レートがほぼ雫になる。従って下限が
この成長レートで決まってくる。もちろん各結晶粒の結
晶性は高温度の方が良く、よってデバイスの仕様によっ
て適当な温度を選択する事ができる。

今までソースガスとしてＳｉＨ２Ｃｌ２Ｃｕ２ガスに関
して述べたがその他のＳｉ系のソースガスＳｉＨＣ！Ｑ
　２　、　Ｓ　ｓ　Ｈ２、Ｓ　ｉ　ＣＲ４等のガスを用
いても同様の傾向を示す。また、シリコン以外として、
トリメチルカリウム（ＴＭＧ）及びアルシン（ＡＳＨ３
）の混合比６０：１を用いれば、ＧａＡｓといった、化
合物半導体に対しても応用できる。この場合もキャリヤ
ガスはＨ２であり、６００℃以上１０〜２０Ｔｏｒｒで
堆積可能である。

核形成密度コントロールガスとしてＨＣＪｌｊ以外にＣ
２□、　Ｆ　２　、　ＣＣＩｔ　ｓ　、　ＣＣ４２２Ｆ
　２等半導体材料に反応するガス系が用いる事が可能で
ある。

［発明の効果］ 以上述べたように、本発明によれば、核形成密度コント
ロールガスを添加する事で大きく核形成密度をコントロ
ールでき、また、減圧条件下で用いる事により、更に核
形成密度を低減できるとともに均一な分布を実現する事
が可能であり、その結果、大粒径で均一な平面粒径をも
ち、優れた半導体特性が期待できる半導体多結晶膜が得
られるといった効果がある。

【図面の簡単な説明】

第１図は結晶成長の様子を示す概念図である。 第２図は核形成密度に与える核形成密度コントロールガ
スの影響を示すグラフである。第３図は結晶粒径に与え
る核形成密度コントロールガスの影響を示すグラフであ
る。第４図は結晶粒径に与える圧力の影響を示すグラフ
である。第５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。 第１図 （Ａ　） （Ｃ） 第２図 核形成３蔑：Ｎ０ ＨＣＩ　３Ｌ　ｌ　（ｊ’／ｍ１ｎ） ０．８　　　０．９　　　１．０　　　　＋、１　　　
　１．２第４図　　　　　　　ＨＣＩ　Ｌ量（ｊ！／ｍ
１ｎ）圧ｎ　　（Ｔｏｒｒｌ

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半導体多結晶膜を形成せしめ
   る方法において、半導体ソースガスとキャリヤガス以外
   に核形成密度コントロールガスを供給し、減圧条件下で
   成長核の形成及び結晶成長を行なわしめることを特徴と
   する半導体多結晶膜の形成方法。 ２、隣接する成長核間の平均距離を１μｍ以上とする特
   許請求の範囲第１項記載の半導体多結晶膜の形成方法。 ３、ソースガスは、ＳｉＨ＿２Ｃｌ＿２であり、核形成
   密度コントロールガスはＨＣｌである特許請求の範囲第
   １項又は第２項記載の半導体多結晶膜の形成方法。 ４、圧力は２００Ｔｏｒｒ以下である特許請求の範囲第
   １項乃至第３項のいずれかに記載の半導体多結晶膜の形
   成方法 ５、基板温度は８５０℃以上である特許請求の範囲第１
   項乃至第４項のいずれかに記載の半導体多結晶膜の形成
   方法。