WO2000054313A1 - Procede de production d'un dispositif a semiconducteur et a film fin - Google Patents

Procede de production d'un dispositif a semiconducteur et a film fin Download PDF

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WO2000054313A1
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semiconductor device
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thin film
semiconductor
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Mitsutoshi Miyasaka
Tetsuya Ogawa
Hidetada Tokioka
Yukio Satoh
Mitsuo Inoue
Tomohiro Sasagawa
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Seiko Epson Corporation
Mitsubishi Denki Kabushiki Kaisha
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    • H01L29/66742—Thin film unipolar transistors
    • H01L29/6675—Amorphous silicon or polysilicon transistors
    • H01L29/66757—Lateral single gate single channel transistors with non-inverted structure, i.e. the channel layer is formed before the gate

Definitions

  • the present invention relates to a manufacturing method for an ACTIF “matrix liquid crystal”.
  • a thin film semiconductor device typified by a polycrystalline silicon thin film transistor can be used with a general-purpose glass substrate at about 600 ° C or less, or the manufacturing temperature of an amorphous silicon thin film transistor (a-Si TFT) and When manufacturing at the same low temperature of about 425 ° C or less, the following manufacturing method has conventionally been adopted.
  • an amorphous silicon film to be a semiconductor film is deposited on a substrate to a thickness of about 50 nm by low pressure chemical vapor deposition (LPCVD).
  • LPCVD low pressure chemical vapor deposition
  • the amorphous film is irradiated with Xe C 1 excimer laser (wavelength 308 nm) to form a polycrystalline silicon film (P—Si film).
  • the absorption coefficient of Xe C 1 excimer laser light in amorphous silicon and polycrystalline silicon is as large as 0.139 nm— 1 and 0.149 nm— 1 , respectively.
  • the cracks are absorbed within 15 nm from the surface.
  • the absorption coefficient of amorphous silicon is about 7% smaller than that of polycrystalline silicon.
  • a silicon oxide film to be a gate insulating film is formed by chemical vapor deposition (CVD) or physical vapor deposition (PVD).
  • CVD chemical vapor deposition
  • PVD physical vapor deposition
  • MOS-FET field-effect transistor
  • MOS-FET field-effect transistor
  • an interlayer insulating film is deposited on these films, a contact hole is opened, and wiring is performed with a metal thin film, thereby completing a thin film semiconductor device.
  • the problem is that in order to stably manufacture a thin film semiconductor device such as a P-Si TFT by a conventional manufacturing method, the electrical characteristics of a completed thin film semiconductor device must be sacrificed. Had.
  • the present invention aims at stabilizing an excellent thin film semiconductor device in a low-temperature process of about 600 ° C. or less, ideally about 425 ° C. or less.
  • the purpose is to provide a method of manufacturing in an efficient manner. Disclosure of the invention
  • the present invention relates to a method of manufacturing a thin film semiconductor device using a crystalline semiconductor film mainly composed of silicon (Si) formed on a substrate as an active layer, wherein a silicon oxide film serving as a base protective film on the substrate is provided.
  • the pulse laser is characterized by the fact that the absorption coefficient of amorphous silicon is larger than that of polycrystalline silicon.
  • the present invention is the its features also with a possible absorption coefficient // p S 1 in a polycrystalline silicon of the pulsed laser beam is at a 1 0- 2 nm-1 or less 1 0- 3 nm-1 or more Do At this time, if the thickness of the semiconductor film is d (nm), the thickness d and the above absorption coefficient ⁇ p S i are 0.105 0.693 'is preferable to have satisfied the relational expression of the pS ⁇ 1. More ideally,
  • the substrate is transparent to visible light. Also, regardless of the application, it is desirable that the substrate be substantially transparent to the pulsed laser light.
  • substantially transparent means that the absorption coefficient of the pulse laser beam on the substrate is less than about one tenth of the absorption coefficient of polycrystalline silicon. sub is equal to or less than about 10_ 4 nm- 1.
  • the formation of the above semiconductor film includes a chemical vapor deposition (CVD) deposition process.
  • low pressure chemical vapor deposition is particularly suitable, and ideally, semiconductor films are deposited using a high vacuum type low pressure chemical vapor deposition apparatus.
  • the high-vacuum low pressure chemical vapor deposition apparatus typically refers to those background vacuum degree immediately before the semiconductor film deposition is present comprises less 5 X 10_ 7 To rr.
  • the pulsed laser beam is formed by a solid-state light-emitting element, and most preferably, the pulsed laser beam is the second harmonic of Nd: YAG laser beam (abbreviated as YAG2W) that performs pulse oscillation.
  • the thickness of the semiconductor film is preferably from about 25 nm to about 165 nm, and ideally, from about 25 nm to about 95 nm. Yes.
  • the irradiation area of the pulsed laser light on the semiconductor film when the laser light is irradiated in the second step has a width W ( ⁇ m) and a length L (mm) in a linear or substantially rectangular shape.
  • the irradiation energy density of the pulsed laser light is distributed in a substantially trapezoidal shape in the length direction.
  • the irradiation energy density in the width direction is preferably distributed in a substantially trapezoidal shape or a substantially Gaussian function.
  • the ratio (L / W) of the width W to the length L of the irradiation area is preferably 100 or more, and ideally 1000 or more.
  • the maximum gradient value of the irradiation energy density in the width direction of the pulse laser beam be at least 3 mJ ⁇ cm ⁇ 2 ⁇ / m ⁇ 1 .
  • the laser irradiation on the entire surface of the substrate is completed by shifting the irradiation region having such features in the width direction for each irradiation. At this time, any one point on the semiconductor film It is preferable to perform the second step so that the pulsed laser beam irradiation is performed about 10 times or more and about 80 times or less.
  • the crystallinity formed on various transparent substrates such as a low heat resistant glass substrate having a glass strain point temperature of about 550 ° C. to about 650 ° C. or a high heat resistant plastic substrate is used.
  • the present invention relates to a method of manufacturing a thin-film semiconductor device using a semiconductor film as an active layer, and includes a step of forming a silicon oxide film as a base protective film on a substrate, and a step of forming a silicon (S) film on the base protective film. i) a first step of forming a semiconductor film mainly comprising: and a second step of irradiating the semiconductor film thus formed with one pulse laser beam.
  • the substrate When the present invention is applied to a liquid crystal display device, the substrate is preferably transparent to visible light, and when applied to other than that, the substrate is at least substantially transparent to at least one pulse laser beam. Things are desired. Specifically, it is desirable that the absorption coefficient of the substrate for one light of the pulse laser be less than about one tenth of the absorption coefficient for silicon. This is because the present invention employs a technique for strictly adjusting the transmittance of the pulsed laser light in the semiconductor film, so that the absorption coefficient of the laser light on the substrate is sufficiently larger than the absorption coefficient of the semiconductor film. If it is not too small, the substrate will be damaged by the laser light and will end up.
  • the intensity and wavelength of the pulsed laser light, the thickness of the semiconductor film, and the like must be optimized. I have to.
  • the absorption coefficient of the pulse laser light in the substrate is less than about one tenth of the absorption coefficient in the semiconductor film, the thickness of the layer that absorbs the laser light in the substrate is a semiconductor). It is about 10 times or more. In this way, the volume of light absorbed by the substrate increases, and accordingly, the heat capacity also increases, and the temperature rise of the substrate can be relatively suppressed.
  • the substrate in order to produce an excellent thin-film semiconductor device without damaging the substrate or the thin-film semiconductor device, it is essential that the substrate satisfies the above-mentioned optical characteristic conditions.
  • the wavelength of the pulsed laser beam irradiated in the second step is 37 O nm or more 7 Light having a wavelength of 1 Onm or less and having such a wavelength is characterized in that the absorption coefficient of amorphous silicon is larger than that of polycrystalline silicon. Furthermore, even among such pulsed laser beams, the absorption coefficient ⁇ pSi of the laser beam in polycrystalline silicon is 1. ! ! ! ! ! ! ! For more ⁇ 0- 2 nm-1 or less is more preferable.
  • the irradiation energy density of the pulse laser light on the semiconductor film must be high enough to melt at least a part of the semiconductor film.
  • a semiconductor film mainly composed of silicon (Si) is formed on the underlying protective film.
  • Silicon film (S i) and silicon germanium film as the semiconductor film (S i x Ge _ x: ! 0 ⁇ x ⁇ 1) semiconductor material represented by is used, the main constituent element of silicon (silicon atomic composition ratio Is about 80% or more).
  • the substrate is usually an insulative substrate such as a transparent glass or a plastic ceramic used for liquid crystal display devices, but the substrate has a heat resistance (strain point temperature of 550 ° C for glass substrates). If there is more than that, you are not bound by that kind.
  • a silicon oxide film is deposited as a base protective film for a semiconductor film in a thickness of about 10 Onm to about 10 / m.
  • the silicon oxide film as an underlayer protective film not only provides electrical insulation between the semiconductor film and the substrate, or prevents diffusion of impurities contained in the substrate into the semiconductor film, but also prevents the underlayer oxide film from being crystalline.
  • the interface with the semiconductor film is made of good quality.
  • the semiconductor film of the thin film semiconductor device has a thickness of about 10 nm to about 200 nm, and the energy band is bent over the entire area in the thickness direction of the semiconductor film (the complete depletion model of S 0 I). Is the main target.
  • a silicon oxide film is a substance that can reduce the interface trap level when forming an interface with a semiconductor film, it is suitable as a base protective film.
  • the semiconductor film is formed on the underlying protective film.
  • the base protective film Te ⁇ Tsu use of silicon oxide film in this application is desired to have an interface 10 12 cm one 2 of about less interface state of the semiconductor film.
  • the lower part of the semiconductor film is more likely to be heated to a high temperature than in the prior art, so that impurity diffusion from the substrate tends to occur.
  • a dense silicon oxide having a high density is required. It is indispensable to use a base film as a base protective film.
  • a silicon oxide film has an etching rate of 1.5 nm / s or less in an aqueous solution of hydrofluoric acid (HF) having a solution temperature of 25 ⁇ 5 ° C and a concentration of 1.6 ⁇ 0.2%. It is something that becomes.
  • HF hydrofluoric acid
  • the underlayer protective film is formed by a plasma-enhanced chemical vapor deposition (PECVD) method, a low-pressure chemical vapor deposition method (LPCVD method), or a vapor deposition method such as a sputtering method.
  • PECVD plasma-enhanced chemical vapor deposition
  • LPCVD method low-pressure chemical vapor deposition method
  • a vapor deposition method such as a sputtering method.
  • ECR-PECVD electron cyclotron resonance PECVD
  • helicon PECVD helicon PECVD
  • remote PECVD among PECV D methods.
  • TEOS Si- ( A silicon oxide film may be deposited by using 0-CH 2 CH 3 ) 4 ) and oxygen ( ⁇ 2 ), and setting the oxygen flow rate to at least five times the TE • S flow rate.
  • the total gas flow rate in It is sufficient to deposit a silicon oxide film with the ratio of the rare gas of about 90% or more (that is, the proportion of the source material in the total gas flow rate is less than about 10%).
  • the substrate temperature should be 280 ° C or higher.
  • the underlayer protective film and the quartz substrate can be used in combination.However, in order to keep the surface state constant and minimize fluctuations in the quality of the semiconductor film, use the method described above.
  • CVD method chemical vapor deposition method
  • Various chemical vapor deposition methods such as plasma enhanced chemical vapor deposition (PECVD), low pressure chemical vapor deposition (LPC VD), atmospheric pressure chemical vapor deposition (APCVD), and sputtering are used for semiconductor film deposition.
  • PECVD plasma enhanced chemical vapor deposition
  • LPC VD low pressure chemical vapor deposition
  • APCVD atmospheric pressure chemical vapor deposition
  • sputtering are used for semiconductor film deposition.
  • deposition methods are possible, low-pressure chemical vapor deposition (LPCVD) is particularly suitable from the standpoint of easily depositing high-purity semiconductor films.
  • Low pressure chemical vapor deposition is performed in a high vacuum type low pressure chemical vapor deposition apparatus. This is to increase the purity of the semiconductor film and minimize the generation of crystal nuclei due to impurities to obtain a crystalline semiconductor film finally obtained by the present invention with high purity and high purity. This is for the purpose of being composed of crystal grains which are large.
  • the second step heats the semiconductor film relatively uniformly in the thickness direction to promote the crystal growth in the lateral direction. A polycrystalline semiconductor thin film composed of crystal grains can be easily obtained.
  • the high-vacuum type is an apparatus in which the degree of background vacuum in a film forming chamber immediately before semiconductor film deposition can be set to about 5 ⁇ 10 17 To rr or less.
  • Such a high-vacuum type low-pressure chemical vapor deposition apparatus not only has excellent airtightness in the film forming chamber, but also has an exhaust rate in the film forming chamber of 100 sccm / m It is more desirable that the pumping capacity be at least about (evacuation speed at which the equilibrium pressure obtained when flowing into the sccm film formation chamber is lmTorr).
  • the pumping capacity be at least about (evacuation speed at which the equilibrium pressure obtained when flowing into the sccm film formation chamber is lmTorr).
  • the degassing flow rate from a substrate or the like can be sufficiently reduced in a relatively short time of about one hour, and the productivity can be kept high. This is because deposition is possible.
  • Semiconductor film mainly made of silicon typified by amorphous silicon film is higher silane (S i n H 2n + 2 : n is an integer of 2 or more) preferably deposited as a kind of raw material gases.
  • Silane Si 2 H 6
  • n is an integer of 2 or more
  • disilane As the higher silane (S i 2 H 6) is most suitable.
  • a high-purity amorphous silicon film can be obtained at a relatively high deposition rate of about 0.5 nm / min or more at a low temperature of about 425 ° C or less. I can do it.
  • the deposition temperature is about 430 ° C or less and the deposition rate is about 0.6 nm / min or more.
  • a semiconductor film is deposited using a plasma box type PE CVD apparatus.
  • Plasma box-type PE C VD apparatus since the plasma treatment deposition chamber for is present installed in part indoors large another vacuum than it, the background vacuum degree in the deposition chamber 1 X 10- 6 T It can be less than orr.
  • the deposition rate of the semiconductor film can be increased to about 3 nm / min or more, resulting in high purity that minimizes the generation of crystal nuclei due to impurities.
  • Semiconductor film It is.
  • the background vacuum degree in the deposition chamber as more than about 1 X 1 0- 6 T orr, and the deposition rate of the semiconductor film at 3 nm / min about or become conditions A semiconductor film is deposited.
  • the substrate temperature during the deposition of the amorphous film is between about 250 ° C and about 450 ° C.
  • the amount of hydrogen contained in the amorphous film can be reduced to about 8% or less, and the crystallization in the second step can be performed stably. If it is lower than about 450, the amorphous grains constituting the amorphous film become large, and the crystal grains constituting the polycrystalline film obtained by crystallizing this amorphous film can also become large. Ideally, it is between about 300 ° C and about 400 ° C.
  • the amount of hydrogen in the amorphous semiconductor film is preferably less than about 5% with respect to silicon.
  • Such a silicon film having a low hydrogen content can be formed at a deposition rate of 25 nm / min or less.
  • monosilane may be used as a raw material gas in addition to disilane.
  • the semiconductor film is irradiated with a pulse laser beam to crystallize the amorphous semiconductor film, or Recrystallization of the crystalline semiconductor film is advanced.
  • a continuous wave laser can be used as the laser beam, but a pulsed laser beam is more preferable. As will be described later, the present invention promotes the lateral growth of the crystal.
  • the pulse oscillation that can move an appropriate distance for each irradiation is larger than the continuous oscillation.
  • a pulse laser beam having a wavelength of 37 to 70 nm or less is used.
  • Figure 1 shows the absorption coefficients of these lights in amorphous silicon and polycrystalline silicon.
  • the horizontal axis in Fig. 1 is the wavelength of light, and the vertical axis is the absorption coefficient.
  • the dashed line (Amorphous Silicon) represents amorphous silicon
  • the solid line (Polysilkon) represents polycrystalline silicon.
  • the light absorption coefficient is higher in amorphous silicon than in polycrystalline silicon.
  • the semiconductor film is irradiated with pulsed laser light such that the absorption coefficient of amorphous silicon is larger than the absorption coefficient of light in polycrystalline silicon.
  • an amorphous silicon of the second harmonic (abbreviated as YAG 2 ⁇ light) of one light of an Nd-doped YAG laser having a wavelength of about 532 nm
  • YAG 2 ⁇ light an amorphous silicon of the second harmonic (abbreviated as YAG 2 ⁇ light) of one light of an Nd-doped YAG laser having a wavelength of about 532 nm
  • the absorption coefficient of amorphous silicon is more than four times larger than that of polycrystalline silicon.
  • the polycrystalline film is microscopically composed of a crystalline component and an amorphous component.
  • a crystal component is a portion in a crystal grain where defects such as stacking faults are extremely small, and can be said to be a portion in a substantially single crystal state.
  • an amorphous component is a portion where structural order is disturbed, such as a crystal grain boundary or a defect portion in a crystal grain, and can be said to be a portion in a so-called amorphous state.
  • melt crystallization in which crystallization is promoted by irradiating laser light, the unmelted part becomes the nucleus for crystal growth during the cooling and solidification process.
  • a crystal grown therefrom becomes a high-quality crystallized film having a high structural order.
  • the disordered structural order becomes the crystal growth nucleus, the stacking faults etc. will grow from there during the cooling and solidification process, so the crystallized film finally obtained will have low quality including defects etc. It becomes something. Therefore, in order to obtain an excellent crystallized film, it is only necessary to melt the amorphous component preferentially without using the crystalline component in the polycrystalline film as a nucleus for crystal growth.
  • the amorphous component is heated preferentially in comparison with the crystalline component. Specifically, the crystal grain boundaries and defects are easily melted, and a high-quality crystal component in a substantially single crystal state serves as a crystal growth nucleus. Also, corresponding grain boundaries with high structural order are dominant. This has the effect of greatly reducing the trap level density near the center of the forbidden band in the energy band diagram in view of the electrical characteristics of the semiconductor film.
  • the absorption coefficient ⁇ pS i in polycrystalline silicon as a pulsed laser beam is approximately 10 -3 nm— It will be staying with those made with one or more 10 one 2 Itapaitau 1 below.
  • the oscillation stability of one laser beam is the most important. Therefore, it is desirable that the pulsed laser beam is formed by a solid-state light emitting device. (In this application, this is abbreviated as a solid-state laser.)
  • a solid-state laser In a conventional excimer gas laser, the inhomogeneity of gases such as xenon (Xe) and chlorine (C1) in the laser oscillation chamber, and the deterioration of the gas itself Alternatively, due to corrosion in the oscillation chamber due to halogen, etc., there was variation in oscillation intensity of about 5% and variation in oscillation angle of about 5%.
  • Variations in the oscillation angle cause variations in the area of the irradiation region, and as a result, the energy density (energy per unit area) on the semiconductor film surface fluctuates by more than 10% in total, which is excellent. This was one of the hindrance factors in manufacturing thin-film semiconductor devices. In addition, the long-term stability of laser oscillation was lacking, causing lot-to-lot variation in thin film semiconductor devices. On the other hand, since such a problem cannot exist in a solid-state laser, the laser oscillation is extremely stable, and the fluctuation of the energy density on the surface of the semiconductor film (standard with respect to the average value) Deviation ratio) can be less than about 5%.
  • the crystal grows along the temperature gradient regardless of which laser beam is used.
  • the thickness of a semiconductor film used in a thin film semiconductor device is usually about 3 O nm to about 10 O nm.
  • most light is absorbed within about 4 nm of the semiconductor film surface, and only the vicinity of the surface is heated. This causes a steep temperature gradient in the semiconductor film in the vertical direction (Fig. 3, a-1). For this reason, the crystals grew from the bottom of the semiconductor film toward the surface, and the polycrystalline film obtained after laser irradiation tended to be composed of small crystal grains (Fig. 3, a-2). .
  • the probability of generating crystal nuclei under the semiconductor film is significantly reduced compared to the conventional case, and on average the crystals forming the polycrystalline semiconductor film The grains are larger than before. Lateral crystal growth is promoted when the light intensity between the surface and the lower part does not change much.According to experiments, the light intensity at the lower part of the semiconductor film is three-thirds of the incident light intensity. This is the case when it is about one or more. Therefore, in Fig. 2, a horizontal dotted line is also drawn at 0.667, which is a condition under which lateral growth is likely to occur.
  • the absorption coefficient is 10 one 3 nm-1 or more at 10 one 2 Itapaiganma
  • Do than good Naru polycrystalline film is obtained 1 be closed one by following all the semiconductor film thickness, things min I will.
  • the lateral growth occurs and the crystal grains become large only when the semiconductor film thickness is about 95 nm or less.
  • the preferable thickness of the semiconductor film is about 25 nm or more and about 165 nm or less, and ideally about 25 nm or more and about 95 nm or less.
  • the optimum semiconductor film thickness varies depending on the wavelength and absorption coefficient of the laser light used in polycrystalline silicon used in this way. Specifically, the silicon film is effectively heated and the entire film thickness is substantially melted without surface damage.
  • Equation 1 X is the thickness of the semiconductor film, and I ( d) / I ( 0) is This corresponds to the condition between 0.5 and 0.9.
  • Equation 4 0.45 ⁇ pSi ⁇ 1 ⁇ d ⁇ 0.693 ' ⁇ pS i - 1
  • the semiconductor thin film is heated in the area above the triangle in Fig. 4. Therefore, in the region below the circle, there may be an irradiation energy density at which the whole is relatively uniformly melted in the thickness direction of the semiconductor film without surface damage. Also, in the region below the square, the temperature difference between the upper and lower sides becomes smaller, so that the lateral growth of the crystal is promoted.
  • circles, squares, and triangles are further approximated by straight lines. Using these approximation straight lines, if the wavelength of one irradiation laser beam is 44 Onm or more and 7 10 nm or less, the wavelength ⁇ and the film thickness d become
  • the semiconductor thin film mainly composed of silicon can be efficiently heated, and substantially the entire thin film can be melted in the thickness direction of the semiconductor film without causing damage to the surface.
  • the wavelength is 532 nm
  • the semiconductor film thickness that satisfies these conditions is 28 nm to 166 nm.
  • the relational expression is satisfied, since the semiconductor thin film mainly composed of silicon is efficiently heated, and the lateral growth of the crystal is promoted. If YA G2 J light is used as laser light, this condition is satisfied when the semiconductor film thickness is 28 nm to 96 nm.
  • the wavelength of the irradiation laser beam is 370 nm or more and 440 nm or less
  • the wavelength and the film thickness d are
  • Facial H 1 9. 6x10- 3 nm one 1
  • the semiconductor thin film mainly composed of silicon can be efficiently heated, and substantially the entire thin film can be melted in the thickness direction of the semiconductor film without causing damage to the surface.
  • the irradiation energy density of the pulsed laser beam on the semiconductor film In order to obtain an excellent crystalline semiconductor thin film, it is also important to control the irradiation energy density of the pulsed laser beam on the semiconductor film. In other words, in order to produce a good thin film semiconductor device, the irradiation energy density must be controlled within an appropriate range.
  • the pulsed laser beam In order to proceed with melt crystallization, the pulsed laser beam must have sufficient intensity to melt at least a part of the semiconductor film to be irradiated. This is the lower limit of the appropriate range of the energy density of the pulsed laser beam irradiation on the semiconductor film.
  • the irradiation energy density at which the outermost surface melts is equivalent to this value, so this is abbreviated as the surface melting energy density ( ESM ) in the present specification.
  • ESM surface melting energy density
  • a more preferable lower limit is the irradiation energy density at which about two thirds or more of the volume component in the thickness direction of the semiconductor film is melted.
  • This irradiation energy density is abbreviated as 2/3 melting energy density (E 2/3 ) in the present specification.
  • a suitable irradiation energy density If the energy density of the laser beam at the surface of the semiconductor film is too high, the semiconductor film will disappear and behave, so the energy density must be lower than the value that causes Abrasion.
  • the irradiation energy density at which extinction occurs is abbreviated as the extinction energy density (E Ab ) in the specification of the present application.
  • This value is the upper limit. or, Even if the entire disappearance of the semiconductor film does not occur, if the entire semiconductor film in the thickness direction is completely melted (this irradiation energy density is abbreviated as a complete melting energy density (E CM ) in the present specification), a partial Loss easily occurs.
  • the energy density of one pulsed laser beam on the surface of the semiconductor film is higher than the value (E CM ) at which the entire semiconductor film in the thickness direction is completely melted. It is hoped that it is low. This is a preferred upper limit for an appropriate irradiation energy density.
  • the solid-state laser whose wavelength oscillates from 37 Onm to 710 nm irradiates a silicon-based semiconductor film having a thickness that satisfies the relations of Equations 5 to 8 to irradiate the thin film semiconductor device
  • the desired irradiation energy density of the solid-state laser light on the semiconductor film is the surface melting energy density.
  • E SM or more but less than the dissipated energy density (E Ab ). More preferably the front surface melting energy density (E SM) or complete melting energy density (E CM) or less, or 2/3 melting energy density (E 2/3) or more lost energy density (E A b) below, ideally Is between 2/3 melting energy density (E 2/3 ) and complete melting energy density (E CM ).
  • the solid-state pulsed laser beam is the second harmonic of the Nd: YAG laser beam, and the thickness of the silicon-based semiconductor film formed on the transparent substrate is about 28 nm to about 96 nm.
  • the melting energy density is
  • the desirable irradiation energy density of the YAG 2 ⁇ light on the semiconductor film is about 10 OmJ ⁇ 111 — 2 or more and about 150 OmJ cm— 2, more preferably about 10 OmJ cm — 2 or more and 85 OmJ cm — about 2 or less, walk the 60 OM j cm- 2 about or 0.99 OM j cm- 2 about less, and ideally 6 0 OM j cm one 2 less than approximately 85 OM j cm one 2 about less and it can be said.
  • the shape of the irradiation area on the surface of the semiconductor film of the pulsed laser light Control is also important. For example, consider the case where the irradiation area is circular as shown in Fig. 6-a, and the laser beam intensity decreases from the center of the circle to the outside (Fig. 6-b). At this time, the crystal grows from the outer periphery with the lower temperature to the center with the higher temperature, so that the crystal grains collide with each other as they grow, and no large crystal grains can be formed.
  • the active region of the semiconductor device In addition, regardless of the direction of the active region of the semiconductor device (in the case of FET, the direction of the source, channel, and drain, and in the case of a bipolar transistor, the direction of the emitter, the pace, and the collector), the active region must be in the active region. Many crystal grain boundaries will appear, and even if a thin film semiconductor device is produced by irradiating a laser in such an irradiation region shape, it cannot be an excellent semiconductor device.
  • the irradiation area is a linear or substantially rectangular shape having a width W (j) and a length (mm) (FIG. 7A). The laser beam irradiation energy density at the cross section in the length direction within the irradiation area (Fig.
  • the laser beam irradiation energy density in the cross-section in the width direction (Fig. 7-a, B-B 'cross-section) in the irradiation area forms a substantially trapezoidal shape (Fig. 8-a) or a Gaussian function (Fig. 8 _b).
  • the intensity of the laser beam in the width direction is not only a distribution shape that can be approximated by the Gaussian function, but the intensity is centered (Fig. 8b).
  • the ratio of the central flat region where the variation of the energy density distribution is less than about 5% is preferably from about 30% to about 90%.
  • Each end area ( Figure 8a, around ⁇ W / 2) is about 5% to 35%.
  • the central flat area is about 30 m to 90 ⁇ m, and the upper and lower end areas are preferably about 5 m to 35 ⁇ m. .
  • the gist of the present invention is that the lateral growth is promoted when the semiconductor film is melt-crystallized by controlling crystal nuclei and laser light.
  • it is important to control the growth of the film in the horizontal direction in addition to suppressing the crystal growth in the film thickness direction, such as selecting a laser source and determining the appropriate semiconductor thickness.
  • the length of the linear or rectangular laser-irradiated area abbreviated as irradiation length
  • the width to L abbreviated as irradiation width
  • the ratio of W (L / W) and the method of scanning the irradiated area By optimizing the above, crystal growth in a desired direction becomes possible.
  • the ratio (L / W) of the irradiation width W to the irradiation length L is set to about 100 or more. If this ratio (L / W) is about 100 or more, the temperature gradient hardly occurs in the length direction of the irradiation area at each irradiation, but mainly in the width direction (Fig. 7-a, B-B ' Direction). As a result, the crystal shows one-dimensional lateral growth in the width direction of the irradiation region. Since the irradiation width W is desired to be about 5 / m to about 500 ⁇ m, ideally, the ratio (L / W) is desired to be about 100 or more in consideration of productivity.
  • the irradiation region having such a shape is shifted in the width direction for each irradiation, and the entire surface of the substrate is scanned. Since the crystal grows in the irradiation width direction for each irradiation, some crystal grains can be connected in the width direction by shifting the irradiation area in the width direction. By employing such an irradiation method, the crystal grains constituting the polycrystalline semiconductor film become larger on average in the width direction of the irradiation region (the direction of FIG. 7A, BB ′).
  • the active region of the thin film semiconductor device source / drain direction for a MOSFET, one direction of emitter / collector for a bipolar transistor
  • the active region the MOSFET channel formation region, Or bipolar transistor emi
  • the amount by which the irradiation area is shifted for each irradiation when scanning the laser irradiation area on the substrate is the size of the crystal grown by one irradiation (this is referred to as the crystal growth size). It is desirable to do the following.
  • the ideal shift amount is about half or less of the crystal growth size. By doing so, the probability of connecting crystals for each irradiation is significantly increased, and the crystal grain size in the width direction of the irradiation region is increased.
  • the crystal growth size is usually about 1 m to 3 m.
  • the shift amount is less than about 3 ⁇ m, there is a possibility that the crystals will be connected, and if it is less than about 2m, the probability increases.
  • the crystal growth size is not always determined to be about 3 um, and it is distributed according to a certain probability function.
  • the crystal growth size can take a large value, but also a small value. Even if the crystal growth size is as small as about 1 m, to connect the crystal grains reliably, in other words, to connect the crystal grains to almost all crystal growth size values,
  • the amount is about l / m or less. Ideally, it is less than about 0.5 ⁇ m.
  • the scanning speed is slowed down to about 2 mm / sec or less even if the YAG 2 w light is pulsed at a high frequency of 20 kHz.
  • the lower limit of the shift amount is about 0.1 m. If productivity is prioritized over connecting crystals, the upper limit of the shift amount is about 25 2m.
  • the number of irradiations (abbreviated as the number of irradiations) of the pulsed laser beam for irradiating an arbitrary point on the semiconductor film. If the number of irradiations is less than about 10, the defects in the polycrystalline semiconductor film cannot be reduced efficiently. On the other hand, when the number of times is about 80 or more, impurities are mixed into the semiconductor film from the gas phase, and the roughness of the semiconductor film surface is increased, resulting in an end. In particular, when the number of irradiations is about 200 or more, the surface becomes severely rough, and even when a thin film semiconductor device is manufactured using such a film, the semiconductor device is rounded due to gate leakage and the like.
  • the number of irradiation times should be about 10 times or more and about 80 times or less. Scan the laser irradiation area on the substrate as described above. To reliably manufacture an excellent semiconductor device, scan with a pulsed laser beam so that the number of irradiations is about 20 times or more and about 60 times or less.
  • the irradiation width W is the product of the shift amount and the number of irradiations.
  • the displacement amount is represented by X (um) and the number of irradiations is represented by n times
  • the irradiation width W (jum) is
  • the irradiation width W corresponds to the width (Full Width Half Maximum: FWHM) of the point where the intensity of the laser energy density becomes half of the maximum value. Since the lower limit of the preferable range of the shift amount is about 0.1 zm and the preferable minimum value of the number of irradiations is about 10, the preferable minimum irradiation width is about l / m. Conversely, since the maximum value of the shift amount is about 25 m and the maximum number of irradiation times is about 80 times, the preferable maximum irradiation width can be said to be about 2000 m.
  • a more preferable irradiation width is from about 5 ⁇ m when the shift amount is about 0.5 jm and the number of irradiation times is about 10 to 24 ⁇ m when the shift amount is about 3 Lm and the number of irradiation times is about 80 times. is between im degree.
  • the shift amount is about 20 m and the number of irradiations is about 20 times, or when the shift amount is about 0.5 m and the number of irradiations is about 40 times, it is about 20 m.
  • the ideal irradiation width is about 120 m for about 60 shots.
  • a desirable transmission frequency under such conditions is a value at which the scanning speed is about 2 mm / sec or more.
  • the relationship between the transmission frequency of one pulse laser beam: (Hz) and the scanning speed V (mm / sec) is calculated using the displacement x (j m).
  • the preferable range of the shift amount was about 0.1 l / m or more and about 25 ⁇ m or less
  • the preferable range of the transmission frequency is about 0.08 kHz according to Equation 11. It is more than degree and less than about 20 kHz. More preferably, it is about 0.67 kHz or more and about 20 kHz or less, and ideally it is about 1 kHz or more and about 20 kHz or less. From Equations 9 and 11, the transmission frequency f (Hz), the number of irradiations n (times), and the irradiation width W (jum)
  • Equation 12 A relationship with f> 2 10 3 n / x (Equation 12) is found. That is, if the semiconductor film is irradiated with pulsed laser light while setting the transmission frequency, the number of irradiation times, and the irradiation width so as to satisfy the condition of Equation 12, a high-quality thin film semiconductor device with high productivity can be manufactured. You.
  • the crystal growth rate u (X) during melt crystallization is proportional to the temperature gradient dT (X) / dx of the semiconductor film.
  • u (X) k ⁇ dT (x) / dx (Equation 13) where k is a rate constant and T (X) is the temperature of the semiconductor film at an arbitrary point X on the semiconductor film.
  • T (X) is the temperature of the semiconductor film at an arbitrary point X on the semiconductor film.
  • 20 J ⁇ cm- 2 ⁇ maximum energy one density gradient is from 1 OmJ ⁇ cm- 2 'm one about one
  • the crystal growth size in the irradiation width direction increased to about 2 nm or more at JLL m- 1 .
  • Further crystal growth size of the irradiation width direction when the maximum value of the energy density gradient is 3 OmJ ⁇ cm- 2 ⁇ ⁇ ⁇ 1 extent was approximately 3 / m. Therefore, in order to obtain a high quality crystalline semiconductor film and to manufacture an excellent thin film semiconductor device, it is preferable that the maximum value of the energy density gradient is about 3 mJ ⁇ cm— 2 ⁇ / nr 1 or more.
  • ⁇ cm- more preferably if 20 J ⁇ cm- 2 ⁇ ⁇ M one 1 about between from 2 ⁇ im-about 1 and ideally 3 OmJ ⁇ cm- 2 ⁇ m- 1 about more.
  • one-dimensional crystal growth in a desired direction can be realized by optimizing the wavelength and absorption coefficient of an irradiation laser beam, the thickness and purity of a semiconductor film, and the like.
  • the crystal growth of the crystal is suppressed, and the linear or substantially rectangular irradiation area is shaped to suppress the crystal growth in the length direction, and the energy density gradient in the width direction is optimized to reduce the width.
  • the crystal is grown selectively only in the direction. In such a situation, if the irradiation region is scanned by shifting the irradiation region by an appropriate amount in the width direction of the irradiation region for each irradiation, the crystals are connected in the scanning direction.
  • an excellent crystalline semiconductor thin film having an increased crystal grain length in the irradiation width direction, a small number of defects in the crystal, a smooth surface, and a high purity can be obtained. If the direction of the active layer of the thin-film semiconductor device is made parallel to the scanning direction of the irradiation area, the number of crystal boundaries traversing the active layer is significantly reduced, so that a poorly excellent thin-film semiconductor device can be easily manufactured. Leads to.
  • a conventional crystalline semiconductor film having a low quality and a large size can be uniformly and highly crystallized by devising a film forming method and a crystallization process in the present invention. It can be a semiconductor film.
  • FIG. 1 is a diagram for explaining the relationship between the wavelength of light and the absorption coefficient of a semiconductor.
  • Figure 2 FIG. 3 is a diagram for explaining a relationship between a semiconductor film thickness and light intensity in the film.
  • Figure 3 illustrates the principle of the present invention.
  • FIG. 4 is a diagram illustrating the relationship between wavelength and semiconductor film thickness for explaining the scope of the present invention.
  • FIG. 5 is a diagram showing the relationship between the energy density and the volume component of an example of the present invention.
  • Figure 6 illustrates the shape of the laser beam.
  • FIG. 7 is a diagram illustrating an irradiation shape of laser light according to the present invention.
  • FIG. 8 is a diagram illustrating the irradiation shape of the laser beam of the present invention.
  • 101 is a substrate, 102 is a base protective film, 103 is a semiconductor film island, 104 is a silicon oxide film, 105 is a gate electrode, 106 is an impurity ion, 107 is a source / drain region, 108 is a channel formation region, 109 Is an interlayer insulating film, and 110 is a wiring.
  • Example 9 (a) to 9 (d) are cross-sectional views showing the steps of manufacturing a thin film semiconductor device for forming a MOS field effect transistor.
  • the substrate 101 non-alert glass having a glass strain point of 650 ° C was used.
  • the type and size of any other substrate is of course not limited as long as it can withstand the maximum temperature during the thin film semiconductor device manufacturing process.
  • a silicon oxide film serving as a base protective film 102 is deposited on a substrate 101. If the substrate contains a semiconductor film or the like and contains undesirable impurities in the semiconductor film, a first underlayer protective film such as a tantalum oxide film or a silicon nitride film may be deposited before depositing the silicon oxide film.
  • a silicon oxide film was deposited on the substrate 101 by plasma enhanced chemical vapor deposition (PEC VD) to a thickness of about 20 Onm, thereby forming a base protective film 102.
  • the silicon oxide film was deposited by ECR-PE CVD under the following deposition conditions.
  • the etching rate of this oxide film in a hydrofluoric acid aqueous solution having a solution temperature of 25 ° C. and a concentration of 1.67% was 0.5 nm / s.
  • an intrinsic amorphous silicon film was deposited to a thickness of about 5 Onm using a high-vacuum type LP CVD apparatus on the undercoat protective film thus formed.
  • the high vacuum type LPCVD equipment is a hot wall type with a volume of 184.51 and the total area of the depositable area after the substrate is inserted is about 44000 cm 2 .
  • the maximum pumping speed in the deposition chamber is 120 sccm / mTorr.
  • the deposition temperature was 425 ° C, and the substrate was heated and dried for 1 hour and 15 minutes at this temperature before the semiconductor film was deposited.
  • disilane (Si 2 H 6 ) with a purity of 99.99% or more was supplied to the deposition chamber at a flow rate of 200 sccm, and the deposition pressure was kept at about 1.1 Torr. Under these conditions, the deposition rate of the silicon film is 0.77 nm / min.
  • the intrinsic amorphous silicon film obtained in the first step was irradiated with a second harmonic of Nd: YAG laser light that oscillated a pulse to perform melt crystallization.
  • the half width of the pulse laser beam was about 60 ns, and the transmission frequency was 200 Hz.
  • the laser beam was approximately Gaussian in the width direction, and was focused in a linear shape with an irradiation width of 270 mm and an irradiation length of 5 mm.
  • the maximum value of Eneru formic one density gradient in the width direction 3. 72mJ ⁇ cm- 2 ' ⁇ - 1.
  • the linear light was shifted in the width direction by 2.5% for each irradiation, and scanning was performed on the substrate.
  • the shift amount is 6.75 zm, and any one point on the semiconductor film has been subjected to about 40 laser irradiations.
  • the irradiation energy density of one laser beam is 750 mJ ⁇ cm- 2 .
  • the average value of the irradiation energy density on the surface of the semiconductor film The variation was about 4%.
  • the energy density at which only the outermost surface of the semiconductor film of 50 nm is melted by one light of the YAG 2 ⁇ laser used in Example 1 is
  • a silicon oxide film is formed so as to cover the island 103 of the semiconductor film that has been processed.
  • This silicon oxide film functions as the gate insulating film of the semiconductor device.
  • the deposition condition of the silicon oxide film to be the gate insulating film is 24 hours. Except that the time was reduced to seconds, the deposition conditions were the same as those for the silicon oxide film as the underlayer protection film, except that the substrate was exposed to oxygen plasma in an ECR-PE CVD apparatus immediately before the silicon oxide film was deposited.
  • a low-temperature plasma oxide film was formed on the surface of the semiconductor under the following plasma oxidation conditions.
  • a gate electrode 105 is formed by a sputtering method using a metal thin film.
  • the substrate temperature at the time of spattering was 150 ° C.
  • a gate electrode was formed of tantalum (Ta) having a 750-nm film thickness, and the sheet resistance of the gate electrode was 0.8 ⁇ / port.
  • an impurity ion 106 to be a donor or an impurity is implanted.
  • a source / drain region 107 and a channel forming region 108 are formed in a self-aligned manner with respect to the gate electrode.
  • a CMOS semiconductor device was manufactured.
  • the NM ⁇ S transistor When fabricating the NM ⁇ S transistor, cover the PM ⁇ S transistor with an aluminum (A1) thin film and select phosphine (PH 3 ) diluted with hydrogen at a concentration of 5% in hydrogen as an impurity element. At an accelerating voltage of 8 OkV, total ions containing hydrogen were implanted into the source / drain regions of the NMOS transistor at a concentration of 7 ⁇ 10 15 cm- 2 . Conversely, when fabricating a PMOS transistor, the NMOS transistor part is covered with an aluminum (A1) thin film, and diborane (B 2 H 6 ) diluted to 5% concentration in hydrogen is selected as an impurity element.
  • A1 aluminum
  • B 2 H 6 diborane
  • ions containing hydrogen were implanted into the source and drain regions of the PMOS transistor at a concentration of 5 ⁇ 10 15 cm– 2 .
  • the substrate temperature during ion implantation is 300 ° C.
  • an interlayer insulating film 109 was deposited at a substrate temperature of 300 ° C. using TEOS (Si- (OCH 2 CH 3 ) 4 ) and oxygen as source gases by PECVD.
  • the interlayer insulating film was composed of a silicon dioxide film, and its thickness was about 50 Onm.
  • the transfer characteristics of the thin-film semiconductor device thus prepared were measured.
  • the length and width of the channel formation region of the semiconductor device measured were 10 ⁇ m each, and the measurement was performed at room temperature.
  • the average threshold voltage is 3.41 V
  • the average sub-threshold swing was 0.260 V
  • the average density of the trapped trap level obtained from the threshold voltage and the flat band voltage was 2.05x10 16 cm- 3 .
  • the average Donna type trap level density obtained from the rat band voltage was 1.62x10 16 cm- 3 .
  • the characteristics of these semiconductor devices hardly fluctuated within the substrate, and high-performance semiconductor devices were manufactured uniformly.
  • the average mobility of the NMOS transistor is 33 cm 2 ⁇ V- 1 ⁇ s
  • the average threshold voltage is 3.
  • both a N-type and a P-type semiconductor device have a high mobility, a low threshold voltage, and a good thin-film semiconductor device exhibiting a steep sub-threshold hold characteristic. In a low temperature process where a substrate can be used, it can be simply, easily and stably prepared.
  • the sub-threshold hold swing value has a tremendous effect of significantly reducing the trap level density near the center of the forbidden zone and the donor level trap level density. It enables low-voltage driving of circuits using thin-film semiconductor devices.
  • the threshold voltage and the trap level density are increased when the mobility is large, but according to the present invention, it is possible to simultaneously realize a high mobility and a low threshold voltage or a low trap level density. The excellent effect is also recognized.
  • Example 2 Except for the step of irradiating the semiconductor film with the second harmonic of the pulsed Nd: YAG laser light in the second step, the other manufacturing steps were exactly the same as in Example 1 to produce a thin-film semiconductor device.
  • Example 2 the ratio of shifting the YAG 2 ⁇ pulse laser light condensed linearly having a width of 270 m and a length of 5 mm in the width direction for each irradiation, and the energy density of the laser light irradiation on the semiconductor film Only two points were changed from Example 1.
  • the ratio of shifting the linear laser beam in the width direction for each irradiation was selected from four levels: 5%, 2.5%, 1.2%, and 0.6%.
  • any one point on the semiconductor film is about 20 times, about 40 times, and about 8 times, respectively.
  • Irradiation energy density in Le one The first light on the semiconductor film was varied from 30 OmJ ⁇ 0111- 2 until 8 00111 ⁇ c m_ 2.
  • the maximum value of the laser energy density gradient also changes from 1.49 mJ ⁇ cm— 2 ⁇ m– 1 to 3.97 mJ ⁇ cm— 2 ⁇ / m— 1 .
  • E SM is an 10 OM j ⁇ cm one 2 about, E c 850mJ ⁇ cm—about 2 .
  • FIGS. 10 to 15 show the electrical characteristics of the thin film semiconductor device thus manufactured.
  • the horizontal axis (X-axis) represents the irradiation energy density of the YAG2 ⁇ light on the semiconductor film surface
  • the vertical axis (y-axis) represents the corresponding electrical characteristics.
  • the best results obtained with an excimer laser equivalent to the prior art are also shown by black circles (KrF Excimer 20 shots).
  • FIG. 10 and FIG. 11 show sub-threshold swings of NMOS and PMOS.
  • the irradiation energy density Ru exceed 55 OmJ ⁇ cm_ 2 degrees, i.e. melting at least about 60% of the in volume component in the thickness direction of the semiconductor film.
  • the temperature is about 60 OmJ ⁇ cm ⁇ 2 or more (when about 67% or more of the volume component in the thickness direction of the semiconductor film is melted)
  • the characteristics are remarkably improved as compared with the conventional one, and the good characteristics are also improved.
  • 80 energy density range is completely melted just before the show OmJ - cm_ 2 about until the spread there that can be confirmed.
  • Fig. 12 and Fig. 13 show the energy density dependence of the axepson-type trap level and the donor-type trap level.
  • the irradiation morphism energy density exceeds 65 OM j ⁇ cm one 2 degree, i.e. more than about 73% of in volume component in the thickness direction of the semiconductor film is melted, the donor A remarkable effect has been observed in that the type capture level can be reduced to about one-third or less of the conventional level.
  • FIG. 14 and FIG. 15 are graphs relating to the mobility of NMOS and PMOS.
  • irradiation energy density exceeding 65 OmJ ⁇ cm_ 2 degree, i.e. more than about 73% of in volume component in the thickness direction of the semiconductor film is melted, NM_ ⁇ S obtained even PMOS be both very high mobility
  • Example 2 when about 60% or more of the volume component in the thickness direction of the semiconductor film is melted, it becomes possible to easily manufacture a thin film semiconductor device superior to the conventional one, and about 67% or more. It can be understood that the melting significantly lowers the trap level density, and the melting of more than about 73% has an excellent effect of achieving both low threshold voltage and high mobility.
  • Example 3 the semiconductor film was irradiated with a YAG 2 ⁇ pulsed laser beam having an irradiation width of 60 m and an irradiation length of 10 mm, which was substantially Gaussian in the width direction and condensed linearly.
  • the number of irradiations is 40, and the displacement is 1.5 m.
  • a preferable transmission frequency in consideration of productivity is 1334 Hz or more.
  • the maximum value of the energy density gradient in the width direction was 16. lmJ ⁇ cm— 2 'm— 1 .
  • Example 4 Except for the step of irradiating the semiconductor film with the second harmonic of the pulsed Nd: YAG laser beam in the second step and the thickness of the gate insulating film, the other manufacturing steps are exactly the same as in Example 1.
  • a thin-film semiconductor device was created.
  • the thickness of the gate insulating film was 6 Onm.
  • irradiate the semiconductor film with Y AG 2 ⁇ light was condensed in a linear shape with an irradiation length of 10 mm and an irradiation width of 50 zm, which was almost Gaussian in the width direction.
  • the number of irradiations is 40, so the shift amount is 1.25 in.
  • the preferred transmission frequency in consideration of productivity is 1600 Hz or more.
  • Irradiating laser potential energy density was set between from 30 OmJ ⁇ cm_ 2 until 900 mJ ⁇ cm- 2 every 10 OmJ ⁇ cm- 2.
  • the maximum value of the in the energy density gradient in the width direction according to it is also 1: 1. changes from 25mJ ⁇ cm ⁇ 2 ⁇ ⁇ M one 1 to 33. 75mJ ⁇ cm "2 ⁇ / m one 1. Other All conditions were exactly the same as in Example 1.
  • FIG. 16 shows the average mobility obtained from the saturation region and the maximum value of the energy density gradient of the YAG 2 ⁇ light.
  • E CM 85 OmJ ⁇ cm one 2 exceeds 90 OM j ⁇ cm- 2 to record one
  • the potential energy density is completely melted, mobility 188 cm 2 ⁇ V- 1 ⁇ s - 1 with good It can be seen that the value is shown.
  • Even nuclei are generated randomly in the semiconductor film ⁇ more completely melted, multiple end maximum value of the energy density gradient is 3 OM j laser irradiation - cm- 2 ⁇ ⁇ M irradiation lines than one 1 This is because crystal growth occurs in the width direction of the irradiation region.
  • E CM 85 OmJ ⁇ cm one 2 exceeds 90 OM j ⁇ cm- 2 to record one
  • the potential energy density is completely melted, mobility 188 cm 2 ⁇ V- 1 ⁇ s - 1 with good It can be seen that the value is shown.
  • Even nuclei are generated randomly in the semiconductor film ⁇ more completely melted, multiple end maximum value of the energy density gradient is 3 OM j laser irradiation -
  • an excellent thin-film semiconductor device is produced even if the melting condition is slightly exceeded. In other words, it means that the range of conditions for manufacturing a superior semiconductor device is extremely narrow, which means that a superior semiconductor device can be produced stably.
  • High mobility thin film semiconductor device is created across 300 mJ ⁇ cnr 2 things broad Manufacturing conditions range to the laser energy density is 600 mJ.
  • Cm- 2 from 900 mJ ⁇ cm- 2 is actually from 16 .
  • m according to the weaving method of the present invention, it is possible to stabilize r ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ g can be. Therefore, when the present invention is viewed in terms of active matrix, it is possible to collect high quality equipment in a simple manner. Furthermore, high-quality electrodes can be easily and inexpensively formed even with other electrons of 0S ⁇ S3 ⁇ 4g.

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Description

明細書 薄膜半導体装置の製造方法
本発明はァクティフ"マトリックス液晶 ¾^^に»される潮莫^^置の製 造^に関する。 J
多結晶硅素薄膜トランジスタ （p— S i TFT) に代表される薄膜半 導体装置を汎用ガラス基板を使用し得る 600°C程度以下、 或いは非晶質 硅素薄膜トランジスタ（a— S i TFT)の製造温度と同程度の 425°C 程度以下の低温にて製造する場合、 従来以下の如き製造方法が取られて居 た。 まず基板上に半導体膜と成る非晶質硅素膜を 50 nm程度の厚みに低 圧化学気相堆積法 （LPCVD法） で堆積する。 次に此の非晶質膜に Xe C 1エキシマレ一ザ一 （波長 308 nm) を照射して多結晶硅素膜 （P— S i膜） とする。 Xe C 1エキシマレ一ザ一光の非晶質硅素と多結晶硅素 中での吸収係数は其々 0. 139nm— 1と 0. 149 nm— 1と大きい為、 半導体膜に入射したレーザー光の 9割は表面から 15 nm以内で吸収され る。又、非晶質硅素での吸収係数の方が多結晶硅素での吸収係数よりも 7 % 程小さくなつて居る。 その後、 ゲート絶縁膜と成る酸化硅素膜を化学気相 堆積法 （CVD法） や物理気相堆積法 （PVD法） にて形成する。 次に夕 ン夕ル等でゲート電極を作成して、 金属 （ゲート電極） —酸化膜 （ゲート 絶縁膜） —半導体 （多結晶硅素膜） から成る電界効果トランジスタ （MO S-FET) を構成させる。 最後に層間絶縁膜を此等の膜上に堆積し、 コ ン夕ク卜ホールを開孔した後に金属薄膜にて配線を施して、 薄膜半導体装 置が完成する。
しかしながら此等従来の薄膜半導体装置の製造方法では、 エキシマレー ザ一光のエネルギー密度制御が困難で、 僅かなエネルギ一密度の変動に依 つても半導体膜質が同一基板内に於いてすら大きなばらつきを示して居た。 又、 膜厚や水素含有量に応じて定まる閾値よりも照射エネルギー密度が僅 かに大きく成った丈でも半導体膜には激しい損傷が入り、 半導体特性や製 品歩留まりの著しい低下を招いて居た。 斯うした事から基板内で均質な多 結晶半導体膜を得るには、 レーザー光のエネルギー密度を最適値よりも可 成り低く設定する必要が有り、 それ故に良好な多結晶薄膜を得るにはエネ ルギー密度の不足が否めなかった。 又、 最適なエネルギー密度でレーザ一 照射を施しても、 多結晶膜を構成する結晶粒を大きくする事が困難で、 膜 中に多くの欠陥を残留させているのが実状であった。 斯くした事実に則し、 従来の製造方法にて P— S i T F T等の薄膜半導体装置を安定的に製造 するには、 完成した薄膜半導体装置の電気特性を犠牲にせざるを得ないと の課題を有して居た。
そこで本発明は上述の諸事情を鑑み、 その目的とする所は 6 0 0 °C程度 以下、 理想的には 4 2 5 °C程度以下との低温工程にて優良な薄膜半導体装 置を安定的に製造する方法を提供する事に有る。 発明の開示
本発明の概要を説明した後、 本発明及び其の基礎原理と作用を詳細に説 明する。 本発明の概要
本発明は基板上に形成された硅素 （S i ) を主体とする結晶性半導体膜 を能動層として用いて居る薄膜半導体装置の製造方法に於いて、 基板上に 下地保護膜と成る酸化硅素膜を形成する下地保護膜形成工程と、 此の下地 保護膜上に硅素 （S i ) を主体とした半導体膜を形成する第一工程と、 半 導体膜にパルスレ一ザ一光を照射する第二工程とを含み、 此のパルスレー ザ一光が多結晶硅素に於ける吸収係数よりも非晶質硅素に於ける吸収係数 の方が大きい事を以て其の特徴と為す。 又、 本発明はパルスレーザー光の 多結晶硅素中での吸収係数// p S 1が 1 0— 3 n m— 1以上 1 0— 2 n m— 1以下 で有る事を以てしても其の特徴と為す。 その際に半導体膜を膜厚を d ( n m) とすると、 膜厚 dと先の吸収係数〃 p S iとは 0. 105 ·
Figure imgf000005_0001
0. 693 ' pS厂1 との関係式を満たして居るのが好ましい。 より理想的には、
0. 405 ·
Figure imgf000005_0002
0. 693 · p S i— 1
との関係式を満たして居る事である。 本発明を液晶表示装置等に適応する には、 基板が可視光に対して透明で有る事が望まれる。 又、 応用の如何に 関わらず、 基板がパルスレーザー光に対して略透明である事が望まれる。 略透明で有るとはパルスレーザ一光の基板に於ける吸収係数が多結晶硅素 に於ける吸収係数の十分の一程度以下で有る事を意味し、 具体的には基板 に於ける吸収係数〃 subが 10_4nm— 1程度以下で有る。 通常、 先の半導 体膜の形成は化学気相堆積法 （CVD法） に依る堆積工程を含んで居る。 化学気相堆積法の中でも取り分け低圧化学気相堆積法 （LPCVD法） が 適しており、 更には高真空型低圧化学気相堆積装置にて半導体膜が堆積さ れるのが理想的と言える。 高真空型低圧化学気相堆積装置とは典型的には 半導体膜堆積直前の背景真空度が 5 X 10_7To rr以下と成って居る物 をさす。 パルスレーザ一光は固体発光素子にて形成されるのが好ましく、 特にパルスレーザ一光がパルス発振を行う Nd ： Y AGレーザー光の第二 高調波 （YAG2Wと略称する） で有る場合が最も優れて居る。 YAG2 ωレ一ザ一光を硅素を主体とした半導体膜に照射する場合、 半導体膜の厚 みは 25 nm程度以上 165 nm程度以下が好ましく、 理想的には 25η m程度以上 95 nm程度以下で有る。
第二工程でレーザー光を照射する際のパルスレーザー光の半導体膜上で の照射領域は幅 W (〃m) で、 長さ L (mm) の線状乃至は略長方形状で 有る。 照射領域内ではパルスレーザー光の照射エネルギー密度は長さ方向 に略台形状に分布して居る。 一方、 幅方向の照射エネルギー密度は略台形 状乃至は略ガウス関数的に分布して居るのが好ましい。 照射領域の長さ L に対する幅 Wの比 （L/W) は 100以上で有る事が好ましく、 理想的に は 1000以上と云える。 パルスレ一ザ一光の幅方向に於ける照射エネル ギ一密度の最大勾配値は 3m J · cm— 2 · /m—1以上有るのが望ましい。 斯うした特徴を有する照射領域を各照射毎に幅方向にずらして行く事で基 板全面のレーザー照射を完了させる。 此の際に半導体膜上の任意の一点が 1 0回程度以上 8 0回程度以下のパルスレーザー光照射を被る様に第二ェ 程を行うのが好ましい。 本発明の詳細な説明
本発明はガラスの歪点温度が 5 5 0 °C程度から 6 5 0 °C程度と云った低 耐熱性ガラス基板、 或いは高耐熱性プラスティック基板等の各種透明基板 上に形成された結晶性の半導体膜を能動層として用いて居る薄膜半導体装 置の製造方法に関わり、 基板上に下地保護膜と成る酸化硅素膜を形成する 下地保護膜形成工程と、 此の下地保護膜上に硅素 （S i ) を主体とした半 導体膜を形成する第一工程と、 斯様に形成された半導体膜にパルスレーザ 一光を照射する第二工程とを含む。
本願発明を液晶表示装置に適応する際には基板は可視光に対して透明で 有る事が好ましく、 其れ以外に適応される際にも基板は少なくともパルス レーザ一光に対して略透明で有る事が望まれる。 具体的にはパルスレ一ザ 一光に対する基板の吸収係数が、 硅素に対する吸収係数の十分の一程度以 下で有る事が望ましい条件とされる。 此は本願発明がパルスレーザー光の 半導体膜中での透過率を厳格に調整する技術を採用している為、 基板に於 けるレーザー光の吸収係数が半導体膜に於ける吸収係数に対して十分に小 さくなければ、 基板にレ一ザ一光に依る損傷が入つて仕舞うからである。 後述する様に高品質な結晶性半導体膜を得るにはパルスレーザー光の強度 や波長、 半導体膜の厚み等を最適化せねばならず、 それには基板がパルス レーザー光に対して略透明であらねばならない。 実際、 基板に於けるパル スレーザー光の吸収係数が半導体膜に於ける吸収係数の十分の一程度以下 で有れば、 基板内でレーザー光を吸収する層の厚みは半導体 )1莫の厚みの十 倍程度以上となる。 斯うして基板で光が吸収される体積が増大するので、 其れに応じて熱容量も増し、 基板の温度上昇を比較的抑制する事が可能に なる訳である。 換言すれば基板や薄膜半導体装置に損傷を与える事無く優 良な薄膜半導体装置を作成するには、 上述した光学特性条件を基板が満た している事が不可欠と云える。 - 第二工程にて照射されるパルスレーザー光の波長えは 3 7 O n m以上 7 1 Onm以下で有り、 此の様な波長を有する光は多結晶硅素に於ける吸収 係数よりも非晶質硅素に於ける吸収係数の方が大きいとの特徴を示す。 更 に斯様なパルスレーザ一光の内でも、 レーザー光の多結晶硅素中での吸収 係数〃 pS iが 1。 ！！！！！ 以上丄 0— 2 nm—1以下の場合がより好ましい。 パルスレーザー光の半導体膜上に於ける照射エネルギー密度は少なくとも 半導体膜の一部を溶融させるのに十分な強度で有らねばならない。
第一工程では下地保護膜上に硅素 （S i) を主体とした半導体膜を形成 する。 半導体膜としては硅素膜 （S i) や硅素ゲルマニウム膜 （S ixGe !_x： 0<x< 1) に代表される半導体物質が使用され、 硅素をその主構成 元素 （硅素原子構成比が 80%程度以上） とする。 基板は液晶表示装置に 用いられる透明無アル力リガラス、 或いはプラスティックゃセラミック等 の絶縁性基板が用いられるのが通常だが、 基板の耐熱性 （ガラス基板の場 合は歪み点温度） が 550°C程度以上有れば、 其の種類に囚われない。 此 等の基板の表面には半導体膜に対する下地保護膜として、 酸化硅素膜が 1 0 Onm程度から 10 /m程度堆積されて居る。 下地保護膜としての酸化 硅素膜は単に半導体膜と基板との電気的絶縁性を取ったり、 或いは基板が 含有する不純物の半導体膜への拡散混入を防ぐにのみならず、 下地酸化膜 と結晶性半導体膜との界面を良質な物とする。 本願発明では、 薄膜半導体 装置の半導体膜は 10 nm程度から 200 nm程度の厚みを有し、 半導体 膜の膜厚方向全域に渡ってエネルギーバンドが曲がって居る場合 （ S 0 I の完全空乏化モデルに相当する） が主たる対象とされる。 斯様な状況下で はゲート絶縁膜と半導体膜との界面と共に、 下地保護膜と半導体膜との界 面も電気伝導に無視出来ぬ関与を及ぼす。 酸化硅素膜は半導体膜と界面を 成す際に界面捕獲準位を最も低減し得る物質で有るから、 下地保護膜とし て適している訳で有る。 半導体膜は此の下地保護膜上に形成される。 従つ て下地保護膜としては半導体膜との界面に 1012 cm一2程度以下の界面準 位を有する酸化硅素膜の使用が本願では望まれる。 更に本発明では、 従来 技術に比べて半導体膜の下部も高温に加熱される傾向が強い為に、 基板か らの不純物拡散が生じ易い。 此を防ぎ、 高純度の半導体膜を用いて優良な る薄膜半導体装置を本願発明にて作成するには、 密度の高い稠密な酸化硅 素膜を下地保護膜として使用するのが不可欠である。 この様な酸化硅素膜 は、 液温が 25±5°Cで濃度が 1. 6±0. 2%の沸化水素 （HF)酸水溶 液に於けるエッチング速度が 1. 5 nm/s以下となる物である。 通常、 下地保護膜はプラズマ化学気相堆積法 （PECVD法） や低圧化学気相堆 積法 （LPCVD法）、 スパッ夕一法と云った気相堆積法で形成される。 此等の内でも特に本願発明に適した下地保護膜を作成するには、 PECV D法の中でも電子サイクロトロン共鳴 PECVD法 （ECR— PECVD 法） やへリコン PECVD法、 リモート PE CVD法を利用する事が好ま しい。 又、 工業用周波数 （13. 56MHz) や其の整数倍の周波数を用 いた汎用の PE CVD法にて本願発明に適した酸化硅素膜を得るには、 原 料物質として TEOS (S i- (0-CH2CH3) 4) と酸素 （〇2) とを 使用し、 酸素流量を T E◦ S流量の 5倍以上に設定して酸化硅素膜を堆積 すれば良い。或いは原料物質としてモノシラン（ S i H4)と亜酸化窒素（N 2〇） とを用い、 希釈気体としてヘリウム （He) 乃至はアルゴン （Ar) と云った希ガスを用いて、 総気体流量中の希ガスの割合を 90%程度以上 (即ち総気体流量中の原料物質の割合を 10%程度未満） として酸化硅素 膜を堆積すれば良い。 その際に基板温度は 280°C以上で有る事が望まれ る。 基板が高純度の石英から成る時には下地保護膜と石英基板とが兼用さ れる事も可能で有るが、 表面状態を常に一定として半導体膜品質の変動を 最小とするには、 上述の方法にて下地保護膜を形成するのが好ましい。 下地保護膜上に非晶質状態又は多結晶状態に有る半導体膜が化学気相堆 積法 （CVD法） で、 好ましくは高次シラン （S inH2n + 2 : n=2, 3， 4) を原料気体の一種として用いて、 堆積形成される。 半導体膜堆積には プラズマ化学気相堆積法 （PECVD法） や低圧化学気相堆積法 （LPC VD法） 、 常圧化学気相堆積法 （APCVD法）、 スパッ夕一法と云った 各種気相堆積法が可能で有るが、 高純度の半導体膜が容易に堆積されると の立場からは、 其の内でも特に低圧化学気相堆積法 （LPCVD法） が適 して居る。 低圧化学気相堆積法は高真空型低圧化学気相堆積装置にて行わ れる。 此は半導体膜の純度を高める事と、 不純物に起因する結晶核の発生 を最小として、 本願発明で最終的に得られる結晶性半導体膜を高純度で且 つ大きな結晶粒から構成される様にする為で有る。 取り分け本願発明では、 第二工程にて半導体膜を厚み方向で比較的均一に加熱して横方向への結晶 成長を促進させるので、 不純物に起因する結晶核の発生を最小とするなら ば、 大きな結晶粒から成る多結晶半導体薄膜を容易に得る事が可能となる。 高真空型とは半導体膜堆積直前の成膜室に於ける背景真空度が 5 X 10一7 To r r程度以下とし得る装置で有る。 斯様な高真空型低圧化学気相堆積 装置は単に成膜室の気密性が優れて居るにのみならず、 成膜室に於ける排 気速度が 100 s c c m/mT o r r (不活性ガスを 100 s c c m成膜 室に流した時に得られる平衡圧力が lmT o r rと成る排気速度） 程度以 上の排気能力を有して居る事が更に望まれる。 斯うした高排気能力を有す る装置では 1時間程度との比較的短時間で、 基板等からの脱ガス流量を充 分に低減せしめ、 生産性を高く保って尚、 高純度半導体薄膜の堆積を可能 とするからで有る。
非晶質硅素膜に代表される硅素を主体とする半導体膜は高次シラン （S inH2n + 2 ： nは 2以上の整数） を原料気体の一種として堆積されるのが 好ましい。 価格や安全性を考慮すると高次シランとしてはジシラン （S i2 H6) が最も適している。 ジシランを低圧化学気相堆積法に適応すると、 4 25 °C程度以下の低温にて高純度の非晶質硅素膜を 0. 5 nm/m i n程 度以上との比較的速い堆積速度にて得ることが出来る。 本願発明に適した 良質な非晶質半導体膜を得るには、 堆積温度と堆積速度の制御が重要とな る。 堆積温度は 430°C程度以下で、 且つ堆積速度が 0. 6nm/min 程度以上と成る様にジシラン流量や成膜時の圧力を定める必要がある。 基板面積が 2000 cm2程度以上有る大型基板を用いる場合には、 LP CVD法の使用が困難と化す。 其の様な状況下では、 プラズマボックス型 の PE CVD装置にて半導体膜を堆積する。 プラズマボックス型の PE C VD装置は、 プラズマ処理を行う成膜室が其れよりも大きな別の真空の部 屋内に設置されて居るので、成膜室内の背景真空度を 1 X 10— 6 T o r r程 度以下とし得る。 背景真空度は高真空型 LP CVD装置に劣るものの、 半 導体膜の堆積速度を 3 nm/m i n程度以上と大きく出来るので、 結果と して不純物に起因する結晶核の発生を最少とする高純度の半導体膜が得ら れる。 P E C VD法を本願発明に適応するには、 成膜室内の背景真空度を 1 X 1 0— 6 T o r r程度以下として、且つ半導体膜の堆積速度を 3 nm/m i n程度以上となる条件にて半導体膜を堆積する。 非晶質膜堆積時の基板 温度は 2 5 0 °C程度から 4 5 0 °C程度の間である。 2 5 0 °C程度よりも温 度が高ければ非晶質膜中に含有される水素量を 8 %程度以下と低減出来、 第二工程の結晶化を安定的に行うことが可能と成る。 4 5 0同程度よりも 低ければ非晶質膜を構成する非晶質粒が大きく成り、 此の非晶質膜を結晶 ィ匕した際に得られる多結晶膜を構成する結晶粒も大きく出来る。 理想的に は 3 0 0 °C程度から 4 0 0 C程度の間である。 第二工程に於けるレーザ一 結晶化を安定的に進めるには非晶質半導体膜内の水素量を好ましくは硅素 に対して 5 %程度未満とする。 此の様に水素含有量の少ない硅素膜は堆積 速度を 2 5 nm/m i n以下とすれば成膜され得る。 P E C VD法を適応 する場合には原料気体としてジシランの他にモノシランを使用しても良い。 此の様にして非晶質半導体膜又は多結晶半導体膜が得られた後に、 第二 工程として此等半導体膜にパルスレーザ一光を照射して非晶質半導体膜の 結晶化、 乃至は多結晶半導体膜の再結晶化を進める。 レーザ一光としては 連続発振の物も使用可能で有るが、 パルス発振のレーザー光の使用がより 好ましい。 其れは後述する様に、 本願発明は結晶の横成長を促進し、 其の 場合には連続発振よりは、 一回の照射毎に適当な距離を移動し得るパルス 発振の方が大きな結晶粒から成る多結晶半導体薄膜が確実に得易いからで 有る。 半導体膜にレーザ一光を照射する際には波長人が 3 7 O nm以上 7 1 0 nm以下のパルスレーザー光を使用する。 此等の光の非晶質硅素中及 び多結晶硅素中での吸収係数を図 1に示す。 図 1の横軸は光の波長で、 縦 軸が吸収係数である。 破線 (Amorphous Silicon)が非晶質硅素を表し、 実線 (Polysilkon)は多結晶硅素を表して居る。 図 1から分かる様に、 3 7 0 nm から 7 1 0 nmの波長領域では光の吸収係数は多結晶硅素中よりも非晶質 硅素中での方が大きくなる。 換言すれば光の多結晶硅素に於ける吸収係数 よりも非晶質硅素に於ける吸収係数の方が大きく成る様なパルスレーザー 光を半導体膜に照射する。 例えば波長が約 5 3 2 nmで有る N d ドープ Y A Gレーザ一光の第二高調波 （ Y A G 2 ω光と略記する） の非晶質硅素で の吸収係数/ a s iと多結晶硅素での吸収係数 p s iは其々、
j aS i (ΥΑΰ2ω) =0. 0 1 723 nm"1
ip S i (YAG 2ω) =0. 00426 nm"1
と、 非晶質硅素での吸収係数の方が多結晶硅素での吸収係数よりも 4倍余 りも大きく成って居る。 多結晶膜は微視的には結晶成分と非晶質成分とか ら構成されて居る。 結晶成分とは結晶粒内で積層欠陥等の欠陥が非常に少 ない部位で、 略単結晶状態に有る箇所と言える。 一方、 非晶質成分とは結 晶粒界や結晶粒内の欠陥部等の構造秩序に乱れが見られる部位で、 所謂非 晶質状態に有る箇所と言える。 レーザー光を照射して結晶化を進めるとの 溶融結晶化では、 非溶融部が冷却固化過程時に於ける結晶成長の核と成る。 高い構造秩序を有する結晶成分が結晶成長核と成れば、 其処から成長する 結晶は矢張り高い構造秩序を有する良質な結晶化膜と成る。 此に反して、 構造秩序の乱れた部位が結晶成長核と成れば、 積層欠陥等が冷却固化過程 時に其処から成長するので、 最終的に得られる結晶化膜は欠陥等を含んだ 低品質な物と化す。 従って優良な結晶化膜を得るには、 多結晶膜中の結晶 成分を溶融させずに此を結晶成長の核とし、 非晶質成分を優先的に溶融さ せれば良い事に成る。 本願発明では、 照射レーザー光の非晶質硅素に於け る吸収係数が多結晶硅素に於ける吸収係数よりも大きいので、 非晶質成分 が結晶成分に比べて優先的に加熱される。 具体的には結晶粒界や欠陥部が 容易に溶融し、 略単結晶状態に有る良質な結晶成分が結晶成長核と成るの で、 欠陥部ゃ不対結合対等が大幅に低減し、 粒界も構造秩序の高い対応粒 界が支配的と成る。 此の事は半導体膜の電気特性からすると、 エネルギー バンド図に於ける禁制帯中央部付近の捕獲準位密度を大きく減少させると の効果をもたらす。 又、 斯様な半導体膜を薄膜半導体装置の能動層 （ソー ス領域やドレイン領域、 チャンネル形成領域） に用いると、 オフ電流値が 小さく、 急峻な閾値下特性を示し （サブスレ一シュホールドスィング値が 小さく） 、 閾値電圧の低いトランジスタを得る事に成る。 従来技術で此の 様な優れた薄膜半導体装置がなかなか製造出来なかったのは、 溶融結晶化 に適した波長を有するレーザー光を使用しておらず、 結晶成分も非晶質成 分をも一緒に溶融させて居た事が原因の一つと云えよう。 此処に述べた本 願発明の原理が最も効果的に働くのは、 多結晶硅素での吸収係数の非晶質 硅素での吸収係数に対する比 （〃pSi/〃aSi) が大きい時で有る。 図 1を 見ると、 光の波長が 450 nm程度から 650 nm程度の時に此の比が大 きく成る事が分かる。 従って本願発明の第二工程にて照射するパルスレ一 ザ一光の最も好ましい波長は 45 Onm程度以上 65 Onm程度以下と云 える。波長が 45 Onmの光の多結晶硅素中での吸収係数// pS iは 1. 12 7x10— 2nm— 1で、波長が 650 nmの光の多結晶硅素中での吸収係数〃 pS iは 8. 9x10— 4nm— 1で有る。従って波長が 450 nm程度以上 65 0 nm程度以下のパルスレーザ一光を照射するとの第二工程は、 パルスレ 一ザ一光として多結晶硅素中での吸収係数〃 pS iが大凡 10 _3 nm— 1以上 10一2 ηπτ1以下となる物を用いて居る事になる。
良質な多結晶半導体膜を得るにはレーザ一光の発振安定性が最も重要な ので、 パルスレーザー光は固体発光素子にて形成されるのが望ましい。 （本 願では此を固体レーザーと略称する。 ） 従来のエキシマガスレーザ一では、 レーザ一発振室内でのキセノン （Xe) や塩素 （C 1) などのガスの不均 一性や、 ガス自体の劣化或いはハロゲンに依る発振室内の腐食等に起因し て、 発振強度のばらつきが 5%程有り、 更に発振角のばらつきも 5%程度 認められた。 発振角のばらつきは照射領域面積のばらっきをもたらすので、 結果として半導体膜表面でのエネルギー密度 （単位面積あたりのエネルギ 一値） は総計で 10%以上も変動して居り、 此が優良なる薄膜半導体装置 を製造する上での一つの阻害要因となっていた。 又、 レーザー発振の長期 安定性にも欠け、 薄膜半導体装置のロット間変動をもたらしていた。 此に 対して固体レ一ザ一には斯様な問題が存在し得ぬが故、 レ一ザ一発振は窮 めて安定で、 半導体膜表面でのエネルギー密度の変動 （平均値に対する標 準偏差の比） を 5%程度未満とし得るので有る。 本願発明をより効果的に 実用するには、 この様に半導体膜表面でのレ一ザ一エネルギー密度の変動 が 5%程度未満となる固体レーザ一の使用が求められる。 更に、 固体レー ザ一の使用は薄膜半導体装置製造時に於けるロット間変動を最小化すると の効果や、 従来頻繁に行われて居た煩雑なガス交換作業から薄膜半導体装 置の製造を解放し、 以て薄膜半導体装置を製造する際の生産性の向上や低 価格化を導くとの効果を有する。 先の波長や吸収係数の要請と固体レーザ
—の要請とを同時に満たし得るのがネオジゥム （Nd) を酸化イットリウ ム （Y203) と酸化アルミニウム （Α 1203) との複酸化物に添加したネ ォジゥム添加のイットリウムアルミニウムガーネット （Nd : YAG) レ 一ザ一光の第二高調波 （YAG2W光、 波長 532 nm) である。 従って、 本願発明の第二工程では半導体膜表面に於けるエネルギー密度の変動が 5%程度未満の YAG 2 ω光を半導体膜に照射するのが最も適している。 さて、 半導体膜中では光は吸収され、 入射光は指数関数的に其の強度を 減衰させる。 今、 入射光強度を I ( とし、 硅素を主体とした多結晶半導体 膜中での表面からの距離を X (nm)、 場所 Xでの強度を I ）とすると、 此等の間には吸収係数〃 p s iを用いて次の関係が成り立つ。
I (Χ)/Ι (0) =e (-uP s i - x) (式 1リ 吸収係数〃 p s iが 10— 3 n m— 1の場合と 10— 2 n m— 1の場合、 及び本願発 明のパルスレーザ一光として最も優れている Nd ： Y AGレーザー光の第 二高調波 （YAG2w光） の場合と、 従来技術の Xe C 1エキシマレーザ 一光の場合とで式 1の関係を図 2に示す。 硅素膜が効率的に加熱される為 には入射光の少なくとも 10%程度は半導体膜により吸収される必要があ るので、 図 2中には其の条件となる 0. 9の位置に横点線を引いてある。 又、 光の強度は其の儘硅素に加えられる熱量を意味し、 故に図 2はレーザ —光照射時に於ける硅素膜中での温度分布をも表している事になる。 出願 人等の研究に依ると、 従来のエキシマレ一ザ一照射で半導体膜の表面が激 しく損傷を被る一方、 其の下部では低品質な半導体層が残り、 其れが為優 良なる多結晶半導体膜が得られぬ理由は、 表面と下部との間に存在する大 きな温度差に由来する。 表面での損傷が生ぜず、 且つ半導体膜の厚み方向 で略全体が比較的均一に溶融するのは、 半導体膜下部に於ける光の強度が 入射光強度の半分程度以上の時である。 此の条件を満たす時には表面と下 部との温度差は小さくなる。 そこで図 2には光の強度が表面の半分となる 0. 5の位置にも横点線を引いてある。 従って硅素を主体とした半導体膜 が効果的に加熱され、 且つ半導体膜に損傷が入らずに膜厚全体で良好な結 晶化が進む条件は、 図 2で 0. 9の横点線と 0. 5の横点線とに挟まれた 領域となる。 従来技術の X e C 1エキシマレ一ザ一光は入射光の殆どが半 導体膜表面にて吸収されるので、 レーザー結晶化に適した半導体膜厚は 1 n mから 4 n mと限られて居る事が分かる。 此に対して本願発明の条件で は広い膜厚範囲にて良好な結晶化が行われる事になる。
レーザ一光を用いた溶融結晶化では、 何れのレーザー光を用いようとも、 温度勾配に沿って結晶は成長する。 一方、 薄膜半導体装置で利用される半 導体膜の厚みは、 通常 3 O n m程度から 1 0 O nm程度である。 先にも述 ベた様に、 従来の X e C 1エキシマレ一ザ一光に依る結晶化では半導体膜 表面の 4 nm程度以内で殆どの光が吸収され、 表面近傍のみが加熱される 事に起因して、 半導体膜内では上下方向に急峻な温度勾配が生ずる （図 3、 a - 1 ) 。 此の為に結晶は半導体膜の下部から表面に向かって成長し、 レ —ザ一照射後に得られる多結晶膜は小さな結晶粒から構成される傾向が強 かった （図 3、 a - 2 ) 。 （この様に従来技術では下から上に向かって小 さな結晶粒が沢山成長して居たので、 半導体膜中の不純物に起因する結晶 核の存在は然程重要な問題ではなかった。 ） 此に対して本願発明では、 溶 融結晶化に最も適した吸収係数を有するレーザ一光を照射するので、 半導 体膜が膜厚方向で均一に加熱される。 其の結果、 レーザー照射領域の端部 に於いては、 温度勾配が横方向に生じ （図 3、 b— 1 ) 、 結晶は上下方向 よりも寧ろ横方向に成長し易くなる。 即ち、 照射領域の端部には大きな結 晶粒が成長する事になる （図 3、 b— 2 ) 。 照射領域内の端部以外の場所 でも上下方向の温度差が小さい為に、 半導体膜下部での結晶核発生確率が 従来よりも著しく低減して、 平均的には多結晶半導体膜を構成する結晶粒 は従来よりも大きくなる。 横方向への結晶成長が促進されるのは表面と下 部との光強度が其れ程変わらない時で、 実験に依ると半導体膜下部に於け る光強度が入射光強度の三分の一程度以上となる場合である。 そこで図 2 には横成長が生じ易くなる条件の 0 . 6 6 7の位置にも横点線を描いてあ る。 従って硅素を主体とした半導体膜が効果的に加熱され、 且つ横成長が 生じて大きな結晶粒から成る多結晶半導体膜が形成される条件は、 図 2で 0 . 9の横点線と 0 . 6 6 7の横点線とに挟まれた領域となる。 無論、 結 晶粒を大きくするには此処に述べた温度勾配の他に不純物に基付く結晶核 を抑制せねばならないので、 下地保護膜や第一工程での半導体膜形成等に も前述の配慮が求められる。
図 2を見ると、吸収係数が 10一3 nm— 1以上で 10一2 ηπΓ1以下で有つ ても総ての半導体膜厚で優良なる多結晶膜が得られるのではな 、事が分か る。 例えば Y AG 2 ω光 （吸収係数〃 pSi = 4. 26x10_3nm一 1) では 硅素膜が効果的に加熱されるのは半導体膜の厚みが 25 nm程度以上の時 であり、 表面での損傷が無く膜厚全体が略溶融するのは半導体膜の厚みが 165 nm程度以下の時で有る。 又、 横成長が生じて結晶粒が大きく成る のは半導体膜厚が 95 nm程度以下の時で有る。 従って、 YAG2wレー ザ一光を硅素を主体とした半導体膜に照射する時に好ましい半導体膜の厚 みは 25 nm程度以上 165 nm程度以下で、 理想的には 25 nm程度以 上 95 nm程度以下となる。 此の様に使用するレーザ一光の多結晶硅素中 での波長や吸収係数に応じて最適半導体膜厚は異なって来る。 具体的には 硅素膜が効果的に加熱され、 且つ表面損傷無しに膜厚全体が略溶融するの は、 式 1で Xを半導体膜の厚み dとして、 I (d)/I (0)が 0. 5と 0. 9 との間に有る条件に相当する。
0. 5く I (d)/I (0) <0. 9 (式 2) 此の式 2を式 1を用いて dに関して解くと、
0. 105 ·〃pSi -1 <d< 0 · 693 '〃pS i- 1 (式 3) との関係式が得られる。 同様に、 硅素膜が効果的に加熱され、 且つ横成長 が生じて結晶粒が大きく成るのは I (d)/I (0)が 0. 667と0. 9との 間に有る時だから、
0. 405 · pSi~1<d< 0. 693 '〃pS i- 1 (式 4) との関係式が得られる。 半導体膜の厚み dと、 此の半導体膜に照射するパ ルスレーザ一光の多結晶硅素中での吸収係数〃 pS iとが、上述の式 3乃至式 4を満たして居る時には必ず優良なる多結晶半導体薄膜が得られ、 以て優 れた薄膜半導体装置が製造される訳である。
上述の式 3及び式 4の関係を、 図 1に示した光の波長と吸収係数との関 係を考慮して、 波長と硅素を主体とした半導体薄膜の厚みとの関係に描き 直した物が図 4で有る。 図 4の三角印より上の領域で半導体薄膜は加熱さ れ、 丸印より下の領域には表面損傷が生ぜず半導体膜の厚み方向で全体が 比較的均一に溶融する照射エネルギー密度が存在し得る。 又、 四角印より 下の領域では上下の温度差が小さく成るので、 結晶の横方向への成長が促 進される。 図 4では更に丸印や四角印、 三角印を其々直線で近似してある。 此等の近似直線を用いると、 照射レーザ一光の波長えが 44 Onm以上 7 10nm以下の場合、 波長 λと膜厚 dとが
9. 8x10aL2 "― 44。） <d<53x10αΗ2 "一 440) (式 5) 但し、 2 = 4. 9xl 0—3 nm— 1
ひ H 2 = 5. 4xl 0—3 nm- 1
との関係式を満たして居れば、 硅素を主体とした半導体薄膜は効率的に加 熱され、 且つ表面に損傷が生ぜずに半導体膜の厚み方向で薄膜の略全体を 溶融させ得る事になる。 例えばレーザー光として Y AG 2 ω光を用いる場 合、 波長が 532 nmなので、 此の条件を満たす半導体膜厚は 28 nmか ら 166 nmとなる。 更に、 膜厚 dと波長人とが
9. 8x10aL2 (え—440) <d<32x10"M2 (え一4 4 0) (式 6) 但し、 ひ L 2 = 4. 9x10_3 nm"1
ひ M2 = 5. 2xl 0-3 nm -1
との関係式を満たして居れば、 硅素を主体とした半導体薄膜は効率的に加 熱され、 且つ結晶の横方向への成長も促進されるのでより好ましい。 YA G2 J光をレーザー光として用いるのならば、 半導体膜厚が 28nmから 96 nmの時に此の条件は満たされる。
同様に照射レーザ一光の波長人が 370 nm以上 440 nm以下の場合 には、 波長人と膜厚 dとが
2. 4x1 OaL1 (λ— 370)く d< 1 1. 2x1 ΟαΗ1 (人— 3 7 。） （式
7)
但し、 ひ L 1 =8. 7xl 0—3 nm— 1
ひ H 1 =9. 6x10-3 nm一 1
との関係式を満たして居れば、 硅素を主体とした半導体薄膜は効率的に加 熱され、 且つ表面に損傷が生ぜずに半導体膜の厚み方向で薄膜の略全体を 溶融させ得る事になる。 波長人と膜厚 dとが 2, 4x10aL 1 370) <d<6. 0x10aM1 370) (式 8) 但し、 ひ L 1二 8. 7xl 0—3 nm— 1
ひ M 1 = 1. 04χ 10- 2 nm 1
との関係式を満たして居れば、 硅素を主体とした半導体薄膜は効率的に加 熱され、 且つ結晶の横方向への成長も促進されるのでより好ましい。
優良なる結晶性半導体薄膜を得るにはパルスレーザ一光の半導体膜上に 於ける照射エネルギー密度の制御も重要となる。 換言すると優れた薄膜半 導体装置を製造するには照射エネルギー密度を適切な範囲内に制御せねば ならない。 まず溶融結晶化を進める為には、 被照射半導体膜の少なくとも 一部が溶融するのに十分な強度をパルスレーザー光は有しておらねばなら ない。 此が半導体膜上に於けるパルスレーザー光照射エネルギー密度の適 切な範囲の最下限値である。 （通常は最表面が溶融する照射エネルギー密 度が此の値に相当するので、 本願明細書では此を表面溶融エネルギー密度 (ESM) と略称する。 ） 更に実験に依ると、 パルスレーザ一光のエネルギ —密度が被照射半導体膜の厚み方向に於ける体積成分の 3分の 2程度以上 を溶融させる時に窮めて良質な結晶性半導体膜が得られ、 其れ故に斯様な 結晶性半導体膜を能動層として用いて居る薄膜半導体装置は優れた電気特 性を示す様になる。 此は本願発明のパルスレーザー光が非晶質成分等の構 造秩序の乱れた部位から優先的に溶融させ、 同時に高品質な結晶成分を選 択的に残し、 更には薄膜の厚み方向で略均一に溶融を進める為、 3分の 2 程度以上を溶融させれる工程を何回か繰り返す事で少ない照射回数でも容 易に良質な結晶化膜が得られるからで有る。 従ってより好ましい下限値は 半導体膜の厚み方向に於ける体積成分の 3分の 2程度以上を溶融させる照 射エネルギー密度で有る。 （此の照射エネルギー密度を本願明細書では 2 /3溶融エネルギー密度 （E2/3) と略称する。 ）
適切な照射エネルギー密度には上限値も存在する。 半導体膜表面でのレ 一ザ一光のエネルギー密度が余りにも高いと、 半導体薄膜は消失して仕舞 うので、 エネルギー密度は消失 (Abrasion)を引き起こす値よりも当然小さく なければならない。 （消失が生ずる照射エネルギー密度を本願明細書では 消失エネルギー密度 （EAb) と略称する。 ） 此の値が最上限値となる。 又、 全面的な消失が生ぜずとも、 半導体膜の厚み方向の全体が完全に溶融して 仕舞うと （此の照射エネルギー密度を本願明細書では完全溶融エネルギー 密度 （ECM) と略称する） 、 部分的な消失が発生し易く成る。 此は薄膜半 導体装置を作成した際の欠陥を誘起して歩留まりを下げる要因と成り得る ので、 当然好ましくない。 更には半導体膜の厚み方向全体が完全溶融する と、 膜中で結晶核が爆発的に発生し、 其れが故レーザー照射後に得られる 結晶化膜は微細な結晶粒から構成される事となる。 斯う成ると薄膜半導体 装置の電気特性も優れぬ物と化す。 従って、 高歩留まりを以て優良な薄膜 半導体装置を製造するには、 半導体膜表面でのパルスレーザ一光のエネル ギ一密度は半導体膜の厚み方向の全体が完全に溶融する値 （ECM) よりも 低い事が望まれる。 此が適切な照射エネルギー密度に対する好ましい上限 値となる。
結局、 波長人が 37 Onm以上 710 nm以下のパルス発振する固体レ —ザ一光を式 5から式 8の関係を満たす厚みを有する硅素を主体とした半 導体膜に照射して薄膜半導体装置を作成する場合、 固体レーザー光の半導 体膜上に於ける望ましい照射エネルギー密度は表面溶融エネルギー密度
(ESM) 以上消失エネルギー密度 （EAb)以下と成る。 より好ましくは表 面溶融エネルギー密度 （ESM)以上完全溶融エネルギー密度 （ECM)以下、 或いは 2/3溶融エネルギー密度 （E2/3) 以上消失エネルギー密度 （EA b) 以下、 理想的には 2/3溶融エネルギー密度 （E2/3) 以上完全溶融ェ ネルギー密度 （ECM) 以下と云える。 具体的に固体パルスレーザ一光が N d： YAGレーザ一光の第二高調波で、 透明基板上に形成された硅素を主 体とする半導体膜の厚みが 28 nm程度から 96 nm程度で有る場合の、 半導体膜表面に於ける Y AG 2 ωパルスレーザ一光の照射エネルギー密度 (X軸） と被照射半導体膜の溶融する体積成分 （y軸） との関係を図 5に 示す。 図 5から分かる様に、 斯様な条件下では
ESM= 10 Om J cm- 2
E CM= 850 m J cm一2
EAb= 150 OmJ cm— 2
で有るので、 被照射半導体膜の厚み方向に於ける体積成分の 3分の 2が溶 融する照射エネルギー密度は
E2/3= 60 OmJ cm- 2
となる。 従って、 Y AG 2 ω光の半導体膜上に於ける望ましい照射エネル ギー密度は 10 OmJ〇111_2程度以上1 50 OmJ cm— 2程度以下で、 よ り好ましくは 10 OmJ cm_2程度以上 85 OmJ cm_2程度以下、 或い は 60 OmJ cm— 2程度以上 150 OmJ cm— 2程度以下、 理想的には 6 0 OmJ cm一2程度以上 85 OmJ cm一2程度以下と云える。
前述の横方向への結晶成長を促進し、 更に其れを半導体装置にて有効に 利用するには、 此処まで述べてきた条件の他にパルスレーザー光の半導体 膜表面に於ける照射領域の形状の制御も重要となる。 例えば照射領域が図 6— aに示すように円形で、 円の中心から外側に向かってレーザー光強度 が減少して居る場合 （図 6— b) を考える。 この時結晶は温度の低い外周 から高温の中心に向かって成長するので、 各結晶粒は成長するに従い互い にぶつかり合い、 決して大きな結晶粒は形成され得ない。 加えて半導体装 置のアクティブ領域の方向 （FE Tならばソース .チャンネル . ドレイン の方向、 バイポーラトランジスタならばエミッ夕ー ·ペース ·コレクター の方向） をいずれに取ろうとも、 アクティブ領域内には必ず多くの結晶粒 界が出現する事になり、 斯うした照射領域形状にてレーザー照射を行って 薄膜半導体装置を作成しても、 決して優れた半導体装置には成り得ない。 此に対して本願発明では照射領域を幅 W (j ) で、 長さ （mm) の線 状乃至は略長方形とする （図 7— a) 。 照射領域内の長さ方向に於ける断 面 （図 7— a、 A— A'断面） でのレーザー光照射エネルギー密度は照射領 域の端部 （図 7— b、 ±L/2付近） を除いて略一様に分布している （図 7 — b)。具体的には長さ方向の左右其々の端部 5%を除いた、 中央部 90% 以内でのエネルギー密度の変動 （平均値に対する標準偏差の比） は 5%程 度未満とされている。 一方、 照射領域内の幅方向に於ける断面 （図 7— a、 B— B'断面） でのレーザー光照射エネルギー密度は略台形状を成すか （図 8-a) 、 或いは略ガウス関数形を成す （図 8 _b) 。 幅方向断面が略ガ ウス関数形とは幅方向のレーザ一光強度 （図 8— b) が実際にガウス関数 で近似され得る分布形状にのみ成らず、 其の強度が中心 （図 8— bに於け る 0点）から微分可能な関数にて端部領域（図 8— bに於ける ±W/ 2付近） へと滑らかに減少している分布形状をも含む。 幅方向断面が略台形状 （図 8— a ) の場合、 エネルギー密度分布の変動が 5 %程度未満となる中央平 坦領域の割合は 3 0 %程度から 9 0 %程度が好ましく、 それ故に上下其々 の端部領域 （図 8— a、 ±W/ 2付近） は 5 %程度から 3 5 %程度となる。 例えば幅 W二 1 0 0〃mの場合、 中央平坦領域は 3 0 m程度から 9 0 μ. m程度で有り、 上下其々の端部領域は 5 m程度から 3 5〃m程度が望ま れる。
本願発明の要点は結晶核やレーザー光の制御を通じて半導体膜の溶融結 晶化時に横成長を促進させる事に認められる。 横成長を促進させるには、 レーザ一光源の選択やそれに適する半導体 S莫厚の決定と言った膜厚方向の 結晶成長抑制の他に、 膜の水平方向への成長制御をも重要となる。 具体的 には線上乃至は長方形状のレーザ一光照射領域の長さ （照射長と略称する） Lに対する幅 （照射幅と略称する） Wの比 （L/W) と照射領域の走査方 法とを最適化させる事で、 所望の方向への結晶成長が可能と化す。 まず照 射長 Lに対する照射幅 Wの比 （L/W) を 1 0 0程度以上とする。 この比 ( L/W) が 1 0 0程度以上有れば、 各照射の際に温度勾配は照射領域の 長さ方向には殆ど生ぜず、 主として幅方向 （図 7— a、 B— B '方向） に生 ずる事になる。 その結果、 結晶は照射領域の幅方向へと一次元的な横成長 を示すからで有る。 照射幅 Wは 5 / m程度から 5 0 0〃m程度が望まれる から、 生産性を考慮すると理想的には比 （L /W) は 1 0 0 0程度以上が 望まれる。 次いで斯様な形状の照射領域を各照射毎に幅方向にずらして行 き、 基板全面の走査を行う。 各照射毎に結晶は照射幅方向に成長して行く ので、 照射領域を幅方向にずらして行くと幾つかの結晶粒が幅方向に繋が る事も可能となる。 斯うした照射方法を採用する事で多結晶半導体膜を構 成する結晶粒は平均的に照射領域の幅方向 （図 7— a、 B— B '方向） に大 きく成る。 従って薄膜半導体装置のアクティブ領域の方向 （M O S F E T ならばソース ' ドレイン方向、バイポーラトランジスタならばエミヅ夕ー · コレクタ一方向） を照射幅方向に取る事で、 アクティブ領域内 （M O S F E Tのチャンネル形成領域内、 又はバイポーラトランジスタのエミヅ夕 ^—ス接合領域とベース領域、 及びベース ·コレクタ一接合領域） に 結晶粒界が存在しない、 或いは仮令結晶粒界が存在しても其の数が僅かと 云った優れた薄膜半導体装置が実現されるので有る。
レーザー照射領域を基板上で走査する際に各照射毎に照射領域をずらす 量（此をずらし量と略称する） は、 一回の照射で成長する結晶の大きさ （此 を結晶成長サイズと略称する） 以下とするのが望ましい。 理想的なずらし 量は結晶成長サイズの半分程度以下で有る。 斯うする事で各照射毎に結晶 が繋がる確率が著しく増大し、 照射領域の幅方向への結晶粒径が大きく成 るからである。 レーザー光源として Y A G 2 ω光を利用した場合、 結晶成 長サィズは通常 1 m程度から 3 m程度である。 従ってずらし量が 3〃 m程度以下ならば結晶が繋がる可能性が生じ、 2 m程度以下ならばその 確率はより増大する。 結晶成長サィズは常に 3 u m程度と決まっている訳 ではなく、 其れは或る確率関数に従って分布する。 結晶成長サイズは大き い値を取る事も有れば、 同様に小さい値をも取り得る。 結晶成長サイズが 1 m程度と小さい値であっても結晶粒を確実に繋げるには、 換言すれば 殆ど総ての結晶成長サイズの値に対しても結晶粒を確実に繋げるには、 ず らし量を l / m程度以下とする。 理想的には 0 . 5〃m程度以下で有る。 ずらし量が 0 . 1〃m程度以下となると、 Y A G 2 w光を 2 0 k H zとの 高周波でパルス発振しても走査速度は 2 mm/ s e c程度以下と遅くなつ て仕舞う。 5 0 0 mmと云った様な大型基板を処理するには、 生産性を考 慮すると走査速度を 2 mm/ s e c程度以下と遅くする事は現実的ではな レ、。 従ってずらし量の下限値は 0 . l〃m程度と云える。 結晶を繋げる事 よりも生産性を優先させれば、 ずらし量の上限値は凡そ 2 5〃mで有る。 優れた薄膜半導体装置を作成するには半導体膜上の任意の一点を照射す るパルスレーザー光の照射回数 （照射回数と略称する） をも最適化する必 要が有る。 照射回数が 1 0回程度未満だと多結晶半導体膜中の欠陥を効率 的に低減出来ない。 反対に 8 0回程度以上だと気相から半導体膜への不純 物混入や半導体膜表面の粗さの増大などをもたらして仕舞う。 取り分け照 射回数が 2 0 0回程度以上となると表面が酷く荒れ、 斯うした膜を利用し て薄膜半導体装置を作成してもゲートリーク等に依り半導体装置は丸で機 能しない。 結晶性半導体膜中の欠陥を効率的に低減し、 且つ半導体膜の表 面を平滑に保って優良なる薄膜半導体装置を製造するには、 照射回数が 1 0回程度以上 80回程度以下となる様にレーザー照射領域を基板上にて走 査する。 優れた半導体装置を確実に製造するには、 照射回数が 20回程度 以上 60回程度以下となる様にパルスレーザー光を走査する。
ずらし量と照射回数に最適値が存在するので、 此等の値より最適な照射 幅 Wが定まる。 照射幅 Wはずらし量と照射回数との積で有る。 ずらし量を X (um) で、 照射回数を n回で表した時、 照射幅 W (jum) は、
W ( ni) =x (urn) x n (式 9) である。 幅方向のレーザーエネルギー密度分布の如何に関わらず照射幅 W はレ一ザ一エネルギー密度の強度が最大値の半分になる点の幅（Full Width Half Maximum: FWHM) に相当する。 ずらし量の好ましい範囲の最下限が 0. 1 zm程度であり、 照射回数の好ましい最小値が 10回程度であるから、 好ましい最小照射幅は l /m程度となる。 反対にずらし量の最大値が 25 m程度で照射回数の最大値が 80回程度だから、 好ましい最大照射幅は 2000〃m程度と云える。 より好ましい照射幅としては、 ずらし量が 0. 5 j m程度で照射回数が 10回程度の時の 5 μ. m程度からずらし量が 3 L m程度で照射回数が 80回程度の時の 24 Ο im程度の間で有る。 ずらし 量が 程度で照射回数が 20回程度の時の、 或いはずらし量が 0. 5 m程度で照射回数が 40回程度の時の 20 m程度から、 ずらし量が 2 〃m程度で照射回数が 60回程度の時の 120 m程度の間が理想的な照 射幅と云える。
斯うした条件下に於ける望ましい発信周波数は走査速度が 2 mm/s e c程度以上となる値である。 パルスレーザ一光の発信周波数: (Hz) と 走査速度 V (mm/s e c) との関係は先のずらし量 x (j m) を用いて、
V (mm/s e c) =x (jum) x 10"3x f (Hz) (式 10) と表現されるから、 望ましい発信周波数 f (Hz) は
f >2 X 103/x (式 1 1) で有る。 ずらし量の好ましい範囲が 0. l /m程度以上 25〃m程度以下 で有ったから、 式 1 1より発信周波数の好ましい範囲は 0. 08 kHz程 度以上 20 kHz程度以下となる。 より好ましくは 0. 67kHz程度以 上 20 kHz程度以下、 理想的には 1 kHz程度以上 20 kHz程度以下 と云える。 式 9と式 1 1より発信周波数 f (Hz) と照射回数 n (回） 、 及び照射幅 W (jum) との間には
f >2 103 n/x (式 12) との関係が見いだされる。 即ち、 発信周波数と照射回数、 及び照射幅とを 式 12の条件を満たす様に設定してパルスレーザー光を半導体膜に照射す ると、 高い生産性を以て優れた品質の薄膜半導体装置が製造される。
半導体膜の溶融結晶化時に結晶粒の幅方向への一次元的な横成長を促進 させるもう一つの重要な要素は、 照射領域の幅方向に於けるレーザ一エネ ルギ一密度の勾配 （エネルギー密度勾配と略称する） である。 溶融結晶化 時の結晶成長速度 u (X) は半導体膜の温度勾配 dT (X) /dxに比例 する。
u (X) =k · dT (x) /dx (式 13) 但し此処で kは速度定数で、 T (X) は半導体膜上の任意の点 Xに於ける 半導体膜の温度である。 半導体膜の溶融時間を tmで表らわすと、 結晶成長 サイズ L cは結晶成長速度と溶融時間 t mとの積にて表される。
Lc = uxLc = k · dT/dx · tm (式 14) 速度定数 kは一定で溶融時間も略一定であるから、 結晶成長サイズは半導 体膜の温度勾配に比例する事になる。 一方、 半導体膜の温度は照射パルス レーザー光のエネルギー密度に比例するから、 結局、 結晶成長サイズ Lcは ェネルギー密度勾配 d E Z d Xに比例する。
L。∞dE/dx (式 1 5) 結晶成長サイズを大きくするにはエネルギー密度勾配を大きくすれば良い 訳である。 出願人等が行った実験結果に依ると、 Y AG 2 ω光をパルスレ —ザ一光として用いてガラス基板上の半導体膜を溶融結晶化させた場合、 エネルギー密度勾配の最大値が 3 m J ' cm—2 ·〃m— 1程度以上である 3. OmJ · cm— 2 ·〃m一1程度から 4. OmJ · cm— 2 · m—1程度の時に 照射幅方向への結晶成長サイズは 1 m程度以上となった。 又、 エネルギ 一密度勾配の最大値が 1 OmJ · cm— 2 ' m一1程度から 20 J · cm— 2 · JLL m— 1程度の時には照射幅方向への結晶成長サイズは 2 n m程度以上と増 大した。 更にエネルギー密度勾配の最大値が 3 OmJ · cm— 2 · ^πΤ1程 度の時には照射幅方向への結晶成長サイズは 3 /m程度となった。 従って 良質な結晶性半導体膜を得て優良なる薄膜半導体装置を製造するにはエネ ルギー密度勾配の最大値を 3m J · cm—2 · /nr1程度以上とするのが好 ましく、 1 OmJ · cm— 2 · im—1程度から 20 J · cm— 2 ·〃m一1程度 の間ならばより好ましく、 理想的には 3 OmJ · cm— 2 · m—1程度以上 である。
本願発明に依ると所望の方向への一次元的な結晶成長を実現するには、 照射レ一ザ一光の波長や吸収係数、 更には半導体膜の厚みや純度等を最適 化して厚み方向への結晶成長を抑制し、 その上で線状乃至は略長方形状を した照射領域の形状を整えて長さ方向への結晶成長を抑制し、 且つ幅方向 へのエネルギー密度勾配を最適化して幅方向へのみ選択的に結晶を成長さ せる。 斯様な状況としてから照射領域を各照射毎に照射領域の幅方向に適 当量ずらして走査すれば、 走査方向に結晶は繋がって行く。 斯くして照射 幅方向に対する結晶粒長が増大し、 且つ結晶内欠陥も少なく、 表面も平滑 で、 而も純度も高いとの優れた結晶性半導体薄膜が得られる。 薄膜半導体 装置の能動層の方向を照射領域の走査方向と平行とすれば、 能動層内を横 断する結晶粒界数が著しく低減され、 以て窮めて優良な薄膜半導体装置が 容易に製造されるに至る。 以上詳述してきた様に、 従来低品質でばらっきも大きかつた結晶性半導 体膜を、 本願発明では成膜方法や結晶化工程を工夫する事に依り、 均一で 高品質な結晶性半導体膜とする事が出来る。 これに依り薄膜トランジスタ に代表される薄膜半導体装置の電気特性を著しく向上させ、 同時に薄膜半 導体装置を低電圧にて動作させ、 更には斯様な薄膜半導体装置を安定的に 製造し得るとの顕著な効果が認められる。 図面の簡単な説明
図 1は光の波長と半導体に於ける吸収係数との関係を説明した図。 図 2 は半導体膜厚と膜中での光強度との関係を説明した図。 図 3は本願発明の 原理を説明した図。 図 4は本願発明の範囲を説明する波長と半導体膜厚と の関係図。 図 5は本願発明の一例のエネルギー密度と体積成分との関係図。 図 6はレーザー光の照射形状を説明した図。 図 7は本願発明のレーザー光 の照射形状を説明した図。 図 8は本願発明のレーザー光の照射形状を説明 した図。 図 9は本願発明の製造工程を説明した図。 図 10から図 16は本 願発明の効果を説明した図。
101は基板で、 102は下地保護膜、 103は半導体膜の島、 104 は酸化硅素膜、 105はゲート電極、 106は不純物イオン、 107はソ —ス · ドレイン領域、 108はチャネル形成領域、 109は層間絶縁膜、 110は配線。 発明を実施するための最良の形態
添付の図面を参照しながら、 本発明の実施形態を説明する。
(実施例 1 )
図 9 (a) 〜 （d) は MOS型電界効果トランジスタを形成する薄膜半 導体装置の製造工程を断面で示した図で有る。 本実施例 1では基板 101 としてガラスの歪点温度が 650°Cの無アル力リガラスを用いた。 然るに 此以外の基板で有っても、 薄膜半導体装置製造工程中の最高温度に耐えら れるのならば、 その種類や大きさは無論問われない。 まず基板 101上に 下地保護膜 102と成る酸化硅素膜を堆積する。 基板がセラミックス基板 等で半導体膜に取って望ましからざる不純物を含んでいる場合、 酸化硅素 膜堆積前に酸化タンタル膜ゃ窒化硅素膜等の第一の下地保護膜を堆積して も良い。 本実施例 1では基板 101上にプラズマ化学気相堆積法 （PEC VD法） で酸化硅素膜を 20 Onm程度堆積し、 下地保護膜 102とした。 酸化硅素膜は E CR— PE CVDにて以下の堆積条件で堆積された。
モノシラン （S i H4) 流量 ' · · 60 s c cm
酸素 （02)流量 · · · 100 s c cm
圧力 · · · 2. 4 OmT o r r
マイクロ波 （2. 45GHz) 出力 ' · ' 2250W 印可磁場• · - 875Gaus s
• · · 100 °C
成膜時間 · · · 40秒
此の酸化膜の、 液温が 25°Cで濃度が 1. 67%の沸化水素酸水溶液に於 けるエッチング速度は 0. 5nm/sで有った。
斯様に形成された下地保護膜上に、 第一工程として真性非晶質硅素膜を 高真空型 LP CVD装置にて 5 Onm程度の膜厚に堆積した。 高真空型 L PCVD装置はホット ·ウォール型で容積が 184. 51有り、 基板挿入 後の堆積可能領域の総面積は約 44000 cm2で有る。成膜室に於ける最 大排気速度は 120 s c cm/mT o r rで有る。 堆積温度は 425°Cで、 半導体膜堆積前には此の温度にて 1時間 15分間に渡る基板の加熱乾燥処 理が施された。 乾燥熱処理の最中、 基板が設置された成膜室には純度が 9 9. 9999 %以上のヘリウム （He) を 200 (s c cm) と純度が 9 9. 9999 %以上の水素 （ H 2 ) を 100 (s c cm) 導入し、 成膜室の 圧力は約 2. 5mTo r rに保たれた。 乾燥処理が終了し、 半導体膜堆積 直前の成膜室背景真空度は、 425°Cに於ける温度平衡条件にて 2. 5x1 0一7 T 0 r rで有った。非晶質硅素膜堆積時には成膜室に純度 99.99 % 以上のジシラン （S i2H6) を 200 s c cmの流量で供給し、 堆積圧力 は凡そ 1. 1 T o r rに保たれた。 此の条件下で硅素膜の堆積速度は 0. 77 nm/mi nで有る。
次に第二工程として第一工程にて得られた真性非晶質硅素膜にパルス発 振する Nd ： YAGレーザー光の第二高調波を照射して溶融結晶化を行つ た。 パルスレーザー光の時間半値幅は約 60 nsで、 発信周波数は 200 Hzで有った。 レーザ一光は幅方向に対して略ガウス形であり、 照射幅が 270〃mで照射長が 5 mmの線状に集光された。 幅方向に対するェネル ギ一密度勾配の最大値は 3. 72mJ ■ cm— 2 ' 〃 —1であった。 此の線 状の光を各照射毎に 2. 5%づっ幅方向にずらして、 基板上を走査した。 ずらし量は 6. 75 zmとなり、 半導体膜上の任意の一点は約 40回のレ —ザ一照射を被って居る。 レーザ一光の照射エネルギー密度は 750m J · cm— 2で有る。 半導体膜表面に於ける照射エネルギー密度の平均値に 対する変動は約 4%で有った。 本実施例 1にて使用した Y AG 2 ωレーザ 一光では 50 nmの半導体膜の最表面のみを溶融させるエネルギー密度は
10 OmJ · cm— 2程度で有り、 完全溶融させるエネルギー密度は 850 mJ · cm_2程度で有ったから、 半導体膜の約 87%が溶融した事に成る。 斯様にして得られた結晶性硅素膜をパ夕一ニング加工して半導体膜の島 1
03を形成した。 トランジスタのソースドレイン方向と YAG2wレーザ 一光の走査方向は略平行であった。 （図 9— a)
次にパ夕一ニング加工された半導体膜の島 103を被う様に酸化硅素膜
104を∑〇1— ?£( ¥0法にて形成した。 此の酸化硅素膜は半導体装 置のゲート絶縁膜として機能する。 ゲート絶縁膜と成る酸化硅素膜堆積条 件は堆積時間が 24秒と短縮された事を除いて、 下地保護膜の酸化硅素膜 の堆積条件と同一で有る。 但し、 酸化硅素膜堆積の直前には ECR— PE C V D装置内で基板に酸素プラズマを照射して、 半導体の表面に低温プラ ズマ酸化膜を形成した。 プラズマ酸化条件は次の通りで有る。
酸素 （ 02 ) 流量 · · · 100 s c c m
圧力 · · · 1. 85mT o r r
マイクロ波 （2. 45GHz) 出力 ' · ' 2000W
印可磁場 · · ' 875Gauss
基板温度 · · · 100 °C
処理時間 · · · 24秒
プラズマ酸化に依り凡そ 3. 5 nmの酸化膜が半導体表面に形成されて 居る。 酸素プラズマ照射が終了した後、 真空を維持した烬連続で酸化膜を 堆積した。 従ってゲ一ト絶縁膜と成る酸化硅素膜はプラズマ酸化膜と気相 堆積膜の二者から成り、 その膜厚は 122 nmで有った。 斯様にしてゲー ト絶縁膜堆積が完了した。 （図 9— b)
弓 Iき続いて金属薄膜に依りゲート電極 105をスパッ夕一法にて形成す る。 スパッ夕一時の基板温度は 150°Cで有った。 本実施例 1では 750 nmの膜厚を有するひ構造のタンタル （Ta) にてゲート電極を作成し、 このゲート電極のシート抵抗は 0. 8 Ω /口で有った。 次にゲート電極を マスクとして、 ドナ一又はァクセプ夕一となる不純物イオン 106を打ち 込み、 ソース · ドレイン領域 107とチヤンネル形成領域 108をゲート 電極に対して自己整合的に作成する。 本実施例 1では CMO S半導体装置 を作製した。 NM〇 Sトランジスタを作製する際には PM〇 Sトランジス 夕部をアルミニウム （A1) 薄膜で覆った上で、 不純物元素として水素中 に 5%の濃度で希釈されたフォスヒイン （PH3) を選び、 加速電圧 8 Ok Vにて水素を含んだ総イオンを 7x1015 cm— 2の濃度で NMOSトラン ジス夕のソース · ドレイン領域に打ち込んだ。 反対に PMOSトランジス 夕を作製する際には NMOSトランジスタ部をアルミニウム （A1) 薄膜 で覆った上で、 不純物元素として水素中に 5%の濃度で希釈されたジボラ ン （B2H6) を選び、 加速電圧 80 kVにて水素を含んだ総イオンを 5χ 1015 cm— 2の濃度で PMO Sトランジスタのソース · ドレイン領域に打 ち込んだ。 （図 9— c) イオン打ち込み時の基板温度は 300°Cで有る。 次に PECVD法で TEOS (S i- (OCH2CH3) 4) と酸素を原料 気体として、 基板温度 300°Cで層間絶縁膜 109を堆積した。 層間絶縁 膜は二酸化硅素膜から成り、 その膜厚は凡そ 50 Onmで有った。 層間絶 縁膜堆積後、 層間絶縁膜の焼き締めとソース · ドレイン領域に添加された 不純物元素の活性化を兼ねて、 窒素雰囲気下 350°Cにて 2時間の熱処理 を施した。 最後にコンタクト ·ホールを開穴し、 スパッ夕一法で基板温度 を 180°Cとしてアルミニウムを堆積し、 配線 1 10を作成して薄膜半導 体装置が完成した。 （図 9一 d)
この様にして作成した薄膜半導体装置の伝達特性を測定した。 測定した 半導体装置のチャンネル形成領域の長さ及び幅は其々 10〃mで、 測定は 室温にて行われた。 4個の NMOSトランジスタの Vd s = 8 Vに於ける 飽和領域より求めた平均の移動度は 1 17 cm2 · V—1 · s— 1で有り、 平 均の閾値電圧は 3. 41 V、 平均のサブスレ一シュホ一ルド ·スィングは 0. 260V、 閾値電圧とフラッ トバンド電圧とから求めた平均のァクセ プ夕ー型捕獲準位密度は 2. 05x1016 cm— 3で有った。又、 4個の PM OSトランジスタの Vd s=—8 Vに於ける飽和領域より求めた平均の移 動度は 62 cm2 · V—1 · s— 1で有り、 平均の閾値電圧は一 0. 8 IV、 平均のサブスレ一シュホールド ·スイングは 0. 368V、 閾値電圧とフ ラットバンド電圧とから求めた平均のドナ一型捕獲準位密度は 1. 62x1 016 cm—3で有った。 此等の半導体装置は其の特性が基板内で殆ど変動が 無く、 高性能半導体装置が均一に製造されて居た。 此に対して従来技術で 非晶質硅素膜を堆積してエキシマ · レーザ一で結晶化した比較例では NM OSトランジスタの平均の移動度が 33 cm2 · V— 1 · s 平均の閾値 電圧が 3. 70V、 平均のサブスレ一シュホ一ルド 'スイングが 0. 64 6 V、 平均のァクセプ夕一型捕獲準位密度が 2. 65x1016 cm— 3で、 P MO Sトランジスタの平均の移動度が 16 cm2. V— 1 · s 平均の閾 値電圧が— 7. 06V、 平均のサブスレ一シュホールド 'スイングが 0. 617V、平均のドナ一型捕獲準位密度は 6. 55x1016cm— 3で有った。 この例が示す様に本発明に依ると N型と P型の両半導体装置共に高移動度 で低閾値電圧を有し、 且つ急峻なサブスレーシュホールド特性を示す良好 な薄膜半導体装置が汎用ガラス基板を使用し得る低温工程にて、 簡便且つ 容易に、 又安定的に作成し得る。 取り分け、 サブスレーシュホールド 'ス ィング値から分かる様に禁制帯中央部付近の捕獲準位密度や、 ドナー型捕 獲準位密度と云つた獲準位密度を著しく低減するとの絶大なる効果を有し、 薄膜半導体装置を用いた回路の低電圧駆動を可能ならしめている。 又、 従 来技術では移動度が大きければ閾値電圧や捕獲準位密度も大きく成ってい たが、 本願発明に依ると、 高移動度と低閾値電圧や低捕獲準位密度を同時 に実現出来るとの優れた効果をも認められる。
(実施例 2)
第二工程に於けるパルス発振する Nd ： Y AGレーザー光の第二高調波 を半導体膜に照射する工程を除いて、 その他の製造工程は実施例 1と全く 同様として薄膜半導体装置を作成した。 本実施例 2では幅 270 mで長 さ 5 mmの線状に集光された Y A G 2 ωパルスレーザー光を各照射毎に幅 方向にずらす割合と、 半導体膜上に於けるレーザー光照射エネルギー密度 との二点のみを実施例 1から変更した。 線状のレーザ一光を照射毎に幅方 向にずらす割合は 5%と 2. 5%、 1. 2%、 0. 6%との四水準を選ん だ。 此に応じて半導体膜上の任意の一点は其々約 20回、 約 40回、 約 8 3回、 約 250回のレーザ一照射を被る事になる。 半導体膜上に於けるレ 一ザ一光の照射エネルギー密度は 30 OmJ · 0111-2から 8 00111 · c m_2迄変化させた。 其れに比例してレーザ一エネルギー密度勾配の最大値 も 1. 49mJ · cm— 2 · ^m— 1から 3. 97 m J · c m— 2 · /m— 1へと 変化する。 実施例 1と同様、 半導体膜表面に於ける Y AG 2 ω光照射エネ ルギ一密度の平均値に対する変動は約 4%で、 ESMは 10 OmJ · cm一2 程度で有り、 Ec 850mJ · cm— 2程度で有った。
斯うして作成された薄膜半導体装置の電気特性を図 10から図 15に示 す。 これらの図の横軸 （X軸） は何れも Y AG 2 ω光の半導体膜表面に於 ける照射エネルギー密度を表し、 縦軸 （y軸） は対応する電気特性を表す。 又、 参考の為に従来技術に相当するエキシマレ一ザ一で得られた最も良い 結果をも黒丸 （KrF Excimer 20 shots) にて示して有る。
図 10及び図 1 1は NMOS及び PMOSのサブスレシュホールドスィ ングを示している。 照射エネルギー密度が 55 OmJ · cm_2程度を越え ると、 即ち半導体膜の厚み方向に於ける体積成分の 60%程度以上が溶融 すると、従来よりも閾値下特性を改善出来る事が分かる。更に 60 OmJ · cm— 2程度以上の時 （半導体膜の厚み方向に於ける体積成分の 67%程度 以上が溶融した時） には、 従来よりも著しく特性が改善され、 而も良好な 特性を示すエネルギー密度範囲が完全溶融直前の 80 OmJ - cm_2程度 迄と広がって居る事が確認出来る。
図 12及び図 13はァクセプ夕ー型捕獲準位とドナー型捕獲準位のエネ ルギ一密度依存性を示して居る。 図 10や図 1 1と同じ傾向に加えて、 照 射エネルギー密度が 65 OmJ · cm一2程度を越えると、 即ち半導体膜の 厚み方向に於ける体積成分の 73 %程度以上が溶融すると、 ドナー型捕獲 準位を従来の 3分の 1程度以下に迄低減し得るとの顕著な効果が認められ て居る。
図 14及び図 15は NMO S及び PMO Sの移動度に関するグラフで有 る。 照射エネルギー密度が 65 OmJ · cm_2程度を越えると、 即ち半導 体膜の厚み方向に於ける体積成分の 73%程度以上が溶融すると、 NM〇 Sも PMOSも共に非常に大きな移動度が得られる。 本実施例 2が示す様に、 半導体膜の厚み方向に於ける体積成分の 60% 程度以上が溶融すると従来よりも優れた薄膜半導体装置を容易に製造する 事が可能となり、 67%程度以上が溶融すると捕獲準位密度を著しく低減 し、 更に 73%程度以上が溶融すると、 低閾値電圧と高移動度とが両立す るとの優れた効果が生ずる事が理解されよう。
(実施例 3)
第二工程に於けるパルス発振する Nd： Y AGレーザー光の第二高調波 を半導体膜に照射する工程を除いて、 その他の製造工程は実施例 1と全く 同様として薄膜半導体装置を作成した。 本実施例 3では幅方向に対して略 ガウス型を為す照射幅 60 mで照射長 10 mmの線状に集光された Y A G 2 ωパルスレーザー光を半導体膜に照射した。 照射回数は 40回で、 従 つてずらし量は 1. 5 mとなる。 生産性を考慮した好ましい発信周波数 は 1334 H z以上である。 幅方向に於けるエネルギー密度勾配の最大値 は 16. lmJ · cm— 2 ' m— 1であった。 照射レ一ザ一エネルギー密度 は 600mJ · cm一2とした。 これ以外の条件は総て実施例 1と全く同一 として薄膜半導体装置を作成した。 得られた N型薄膜半導体装置の Vd s =8 Vに於ける飽和領域より求めた平均の移動度は 159 cm2 · V— 1 · s — 1で有り、 又 P型薄膜半導体装置の V d s =— 8 Vに於ける飽和領域より 求めた平均の移動度は 70 cm2 · V—1 · s— 1で有った。 実施例 1及び実 施例 2の図 14と図 15の結果と比較すると、 同じ照射レーザーエネルギ —密度であっても、 ずらし量が小さくなり、 エネルギー密度勾配の最大値 が大きくなつた事実を反映して、 より優れたトランジスタが作成されて居 る事が理解される。
(実施例 4)
第二工程に於けるパルス発振する Nd： YAGレーザー光の第二高調波 を半導体膜に照射する工程とゲート絶縁膜の厚みとを除いて、 その他の製 造工程は実施例 1と全く同様として薄膜半導体装置を作成した。 本実施例 4ではゲート絶縁膜の厚みを 6 Onmとした。 又、 半導体膜を照射する Y A G 2 ω光は幅方向に対して略ガウス型を為す照射幅 50 zmで照射長 1 0mmの線状に集光された。 照射回数は 40回で、 従ってずらし量は 1. 25 inとなる。 生産性を考慮した好ましい発信周波数は 1600Hz以 上である。 照射レーザ一エネルギー密度は 30 OmJ · cm_2から 900 mJ · cm— 2迄の間で 10 OmJ · cm— 2毎に設定された。 其れに応じて 幅方向に於けるエネルギー密度勾配の最大値も 1 1. 25mJ · cm~ 2 · 〃m一1から 33. 75mJ · cm"2 · /m一1へと変化する。 これ以外の条 件は総て実施例 1と全く同一として薄膜半導体装置を作成した。 得られた N型薄膜半導体装置 （チャンネル長 5〃m、 チャンネル幅 10〃m) の V d s = 5 Vに於ける飽和領域より求めた平均の移動度、 及び Y AG 2 ω光 のエネルギー密度勾配の最大値を図 16に掲げる。
図 16ではレーザーエネルギー密度が 60 OmJ · cm一2を越えるとェ ネルギ一密度勾配の最大値も 2 OmJ · cm"2 ·〃m— 1を越え、 移動度も 171 cm2 ' V—1 · s一1と急増している事が示されている。 照射エネル ギ一密度が、 半導体膜の体積成分の 3分の 2が溶解する E 2/3 = 600 m J · cm— 2以上となり、 同時にエネルギー密度勾配の最大値が 2 OmJ · cm"2 · m— 1を越えると、 急激に半導体特性が良くなる事が理解されよ う。更にレ一ザ一エネルギー密度が完全溶融する ECM= 85 OmJ · cm一 2を越える 90 OmJ · cm— 2であっても、 移動度は 188 cm2 · V—1 ■ s - 1と良好な値を示している事が分かる。 此は完全溶融に依り半導体膜中 に核がランダムに発生しても、 複数回のレーザー照射の最後にエネルギー 密度勾配の最大値が 3 OmJ - cm-2 ·〃m一1を越える照射が行われる為、 照射領域の幅方向への結晶成長が生じるからである。 従来のエキシマレー ザ一照射では完全溶融条件 E CMを越えると、 トランジスタ特性は激しく劣 化する。 此とは対照的に本願発明では多少完全溶融条件を越えても、 優良 な薄膜半導体装置が作成されている。 換言すれば優れた半導体装置を製造 する条件範囲が窮めて広い事を意味し、 優良なる半導体装置を安定的に製 造し得るのである。 実際に図 16からはレーザーエネルギー密度が 600 mJ . cm— 2から 900 mJ · cm— 2へと 300mJ · cnr2もの広い製 造条件範囲に渡って高移動度の薄膜半導体装置が作成されている。 m:のように、 本発明の織 置の 法に依ると、 細なガラス ¾ί反の 删が可倉^ある倾显プロセスを用いて r^±^な潮 條置を額に且つ安定的 に^ gすることが きる。従って本発明をァクティブ 'マトリヅクス ^置の 觀こ細した には、 で高品質な 置を灘こかつ安 こ纏す ることができる。更に他の電子 0S§®S¾gに した にも高品質な電« ^を容 易にかつ安^に ISiすることができる。

Claims

請求の範囲
1 . 基板上に形成された硅素 （S i ) を主体とする結晶性半導体膜を能動 層として用いて居る薄膜半導体装置の製造方法に於いて、
基板上に下地保護膜と成る酸化硅素膜を形成する下地保護膜形成工程と、 該下地保護膜上に硅素 （S i ) を主体とした半導体膜を形成する第一ェ 程と、
該半導体膜にパルスレーザ一光を照射する第二工程とを含み、
該パルスレーザー光は多結晶硅素に於ける吸収係数よりも非晶質硅素に 於ける吸収係数の方が大きい事を特徴とする薄膜半導体装置の製造方法。
2 . 前記パルスレーザ一光の前記半導体膜上での照射領域が幅 W ( j m) で、 長さ L ( mm) の略長方形状で有る事を特徴とする請求項 1記載の薄 膜半導体装置の製造方法。
3 . 前記照射領域にて前記長さ方向に於ける前記パルスレーザ一光の照 射エネルギー密度が略台形状に分布して居る事を特徴とする請求項 2記載 の薄膜半導体装置の製造方法。
4 . 前記照射領域にて前記幅方向に於ける前記パルスレーザー光の照射 エネルギー密度が略台形状に分布して居る事を特徴とする請求項 2記載の 薄膜半導体装置の製造方法。
5 . 前記照射領域にて前記幅方向に於ける前記パルスレーザ一光の照射 エネルギー密度が略ガウス関数的に分布して居る事を特徴とする請求項 2 記載の薄膜半導体装置の製造方法。
6 . 前記長さ Lに対する前記幅 Wの比 （L /W) が 1 0 0以上で有る事を 特徴とする請求項 2記載の薄膜半導体装置の製造方法。
7. 前記長さ Lに対する前記幅 Wの比 （L/W) が 1000以上で有る事 を特徴とする請求項 2記載の薄膜半導体装置の製造方法。
8. 前記パルスレーザー光の前記幅方向に於ける照射エネルギー密度の 最大勾配値が 3mJ · cm-2 · / m—1以上で有る事を特徴とする請求項 2 記載の薄膜半導体装置の製造方法。
9. 前記照射領域を各照射毎に幅方向にずらして行く事を特徴とする請 求項 2記載の薄膜半導体装置の製造方法。
10. 前記半導体膜上の任意の一点が 10回程度以上 80回程度以下の パルスレーザー光照射を被る事を特徴とする請求項 1記載の薄膜半導体装 置の製造方法。
11. 基板上に形成された硅素 （Si) を主体とする結晶性半導体膜を能 動層として用いて居る薄膜半導体装置の製造方法に於いて、
基板上に下地保護膜と成る酸化硅素膜を形成する下地保護膜形成工程と、 該下地保護膜上に硅素 （Si) を主体とした半導体膜を形成する第一ェ 程と、
該半導体膜にパルス発振を行う Nd： Y AGレーザー光の第二高調波を 照射する第二工程とを含む事を特徴とする薄膜半導体装置の製造方法。
12. 前記パルス発振を行う Nd： YAGレーザー光の第二高調波の前記 半導体膜上での照射領域が幅 W (〃m) で、 長さ L (mm) の略長方形状 で有る事を特徴とする請求項 11記載の薄膜半導体装置の製造方法。
13. 前記照射領域にて前記長さ方向に於ける前記パルス発振を行う N d： YAGレーザー光の第二高調波の照射エネルギー密度が略台形状に分 布して居る事を特徴とする請求項 11記載の薄膜半導体装置の製造方法。
1 4. 前記照射領域にて前記幅方向に於ける前記パルス発振を行う N d ： YAGレーザー光の第二高調波の照射エネルギー密度が略台形状に分 布して居る事を特徴とする請求項 1 2記載の薄膜半導体装置の製造方法。
1 5. 前記照射領域にて前記幅方向に於ける前記パルス発振を行う N d ： Y AGレーザ一光の第二高調波の照射エネルギー密度が略ガウス関数 的に分布して居る事を特徴とする請求項 1 2記載の薄膜半導体装置の製造 方法。
1 6. 前記長さ Lに対する前記幅 Wの比 （L/W) が 1 00以上で有る事 を特徴とする請求項 1 2記載の薄膜半導体装置の製造方法。
1 7. 前記長さ Lに対する前記幅 Wの比 （L/W) が 1 00 0以上で有る 事を特徴とする請求項 1 2記載の薄膜半導体装置の製造方法。
1 8. 前記パルス発振を行う Nd ： YAGレーザー光の第二高調波の前記 幅方向に於ける照射エネルギー密度の最大勾配値が 3m J · cm— 2 - jbtm- 1以上で有る事を特徴とする請求項 1 2記載の薄膜半導体装置の製造方法。
1 9. 前記照射領域を各照射毎に幅方向にずらして行く事を特徴とする 請求項 1 2記載の薄膜半導体装置の製造方法。
2 0. 前記半導体膜上の任意の一点がパルス発振を行う Nd ： YAGレー ザ一光の第二高調波照射を 1 0回程度以上 8 0回程度以下被る事を特徴と する請求項 1 1記載の薄膜半導体装置の製造方法。
2 1. 基板上に形成された硅素 （S i) を主体とする結晶性半導体膜を能 動層として用いて居る薄膜半導体装置の製造方法に於いて、
基板上に下地保護膜と成る酸化硅素膜を形成する下地保護膜形成工程と、 該下地保護膜上に硅素 （S i) を主体とした半導体膜を形成する第一ェ 程と、
該半導体膜にパルスレーザ一光を照射する第二工程とを含み、
該パルスレーザ一光の多結晶硅素中での吸収係数// pSiが 10— 3nm一 1 以上 10一2 n m_ 1以下で有る事を特徴とする薄膜半導体装置の製造方法。
22. 前記基板が透明で有る事を特徴とする請求項 21記載の薄膜半導 体装置の製造方法。
23. 前記半導体膜の形成は化学気相堆積法 （CVD法） に依る堆積を含 む事を特徴とする請求項 21記載の薄膜半導体装置の製造方法。
24. 前記半導体膜の形成は低圧化学気相堆積法 （LPCVD法） に依る 堆積を含む事を特徴とする請求項 21記載の薄膜半導体装置の製造方法。
25. 前記半導体膜の形成は高真空型低圧化学気相堆積装置にて堆積さ れる工程を含む事を特徴とする請求項 21記載の薄膜半導体装置の製造方 法。
26. 前記高真空型低圧化学気相堆積装置は半導体膜堆積直前の背景真 空度が 5x10— 7To r r以下と成って居る事を特徴とする請求項 25記 載の薄膜半導体装置の製造方法。
27. 前記パルスレーザ一光が固体発光素子にて形成される事を特徴と する請求項 21記載の薄膜半導体装置の製造方法。
28. 前記パルスレーザー光が Nd ： Y AGレーザー光の第二高調波で有 る事を特徴とする請求項 21記載の薄膜半導体装置の製造方法。
29. 基板上に形成された硅素 （S i) を主体とする半導体膜を能動層と して用いて居る薄膜半導体装置の製造方法に於いて、 基板上に下地保護膜と成る酸化硅素膜を形成する下地保護膜形成工程と、 該下地保護膜上に硅素 （S i) を主体とした半導体膜を膜厚 d (nm) と成る様に形成する第一工程と、
該半導体膜に多結晶硅素中での吸収係数// pSiが 10— 3nm— 1以上 10 一2 n m一1以下のパルスレ一ザ一光を照射する第二工程とを含み、
該膜厚 dと該吸収係数/ / p s とは
0. 105 · Aip s i~1<d< 0. 693 · ζρ δ ί _ 1
との関係式を満たして居る事を特徴とする薄膜半導体装置の製造方法。
30. 基板上に形成された硅素 （S i) を主体とする半導体膜を能動層と して用いて居る薄膜半導体装置の製造方法に於いて、
基板上に下地保護膜と成る酸化硅素膜を形成する下地保護膜形成工程と、 該下地保護膜上に硅素 （S i) を主体とした半導体膜を膜厚 d (nm) と成る様に形成する第一工程と、
該半導体膜に多結晶硅素中での吸収係数 pSiが 1 O— SnnT1以上 10 一2 nm_ 1以下のパルスレーザー光を照射する第二工程とを含み、
該膜厚 dと該吸収係数 p s iとは
0. 405 · j p S i~1< < 0. 693 ' zpSi- 1
との関係式を満たして居る事を特徴とする薄膜半導体装置の製造方法。
3 1. 前記基板が透明で有る事を特徴とする請求項 29記載の薄膜半導 体装置の製造方法。
32. 前記半導体膜の形成は化学気相堆積法 （CVD法） に依る堆積を含 む事を特徴とする請求項 29記載の薄膜半導体装置の製造方法。
33. 前記半導体膜の形成は低圧化学気相堆積法 （LPCVD法） に依る 堆積を含む事を特徴とする請求項 29記載の薄膜半導体装置の製造方法。
34. 前記半導体膜の形成は高真空型低圧化学気相堆積装置にて堆積さ れる工程を含む事を特徴とする請求項 29記載の薄膜半導体装置の製造方 法。
35. 前記高真空型低圧化学気相堆積装置は半導体膜堆積直前の背景真 空度が 5x10— 7T 0 r r以下と成って居る事を特徴とする請求項 34記 載の薄膜半導体装置の製造方法。
36. 前記パルスレーザ一光が固体発光素子にて形成される事を特徴と する請求項 29記載の薄膜半導体装置の製造方法。
37. 前記パルスレーザ一光が Nd： YAGレーザー光の第二高調波で有 る事を特徴とする請求項 29記載の薄膜半導体装置の製造方法。
38. 基板上に形成された硅素 （Si) を主体とする半導体膜を能動層と して用いて居る薄膜半導体装置の製造方法に於いて、
基板上に下地保護膜と成る酸化硅素膜を形成する下地保護膜形成工程と、 該下地保護膜上に硅素 （Si) を主体とした半導体膜を 25 nm程度以 上 165 nm程度以下の厚みと成る様に形成する第一工程と、
該半導体膜に Nd： Y AGレーザ一光の第二高調波を照射する第二工程 とを含む事を特徴とする薄膜半導体装置の製造方法。
39. 前記半導体膜の厚みが 25 nm程度以上 95 nm程度以下で有る 事を特徴とする請求項 38記載の薄膜半導体装置の製造方法。
40. 前記基板が透明で有る事を特徴とする請求項 38記載の薄膜半導 体装置の製造方法。
41. 前記半導体膜の形成は化学気相堆積法 （CVD法） に依る堆積を含 む事を特徴とする請求項 38記載の薄膜半導体装置の製造方法。
42. 前記半導体膜の形成は低圧化学気相堆積法 （LPCVD法） に依る 堆積を含む事を特徴とする請求項 38記載の薄膜半導体装置の製造方法。
43. 前記半導体膜の形成は高真空型低圧化学気相堆積装置にて堆積さ れる工程を含む事を特徴とする請求項 38記載の薄膜半導体装置の製造方 法。
44. 前記高真空型低圧化学気相堆積装置は半導体膜堆積直前の背景真 空度が 5χ 10 7 T o r r以下と成って居る事を特徴とする請求項 43記 載の薄膜半導体装置の製造方法。
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