WO2004040628A1 - レーザを用いた結晶膜の製造方法及び結晶膜 - Google Patents

レーザを用いた結晶膜の製造方法及び結晶膜 Download PDF

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Toshio Kudo
Kouji Seike
Kazunori Yamazaki
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Sumitomo Heavy Industries, Ltd.
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Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a crystal film and a crystal film, and more particularly to a method for manufacturing a crystal film in which a laser beam is incident on an amorphous film for crystallization.
  • the crystal film can be used for a low-temperature polycrystalline TFT liquid crystal display, a solar cell panel, a single-panel liquid crystal display, an organic EL display, and the like.
  • Excimer laser is applied to an amorphous silicon thin film to repeat melting and solidification, and to grow crystals in the lateral direction (in-plane direction of the thin film). It has been known. Hereinafter, the conventional SLS technology will be described.
  • magnification of this imaging optical system is, for example, 1 /
  • the width of the region irradiated with the laser beam on the surface of the amorphous silicon film is about 1 to 10 ⁇ m and the length is about 33.
  • the beam intensity distribution in the width direction of the irradiated area is close to a rectangle.
  • the amorphous silicon melts. Since the cooling rate near the edge of the melted region is faster than the internal cooling rate, solidification starts from the portion near the edge. The solidified part becomes a nucleus, and crystals grow from this nucleus toward the inside of the molten part. Since crystal growth starts from the longer two edges of the irradiated region, grain boundaries of crystal grains grown from both sides are formed almost at the center in the width direction of the irradiated region.
  • the irradiation area of the pulsed laser beam is shifted in the width direction by about 50% of the width.
  • One side of the grain boundary formed almost at the center of the irradiated area at the time of the first pulsed laser irradiation is re-melted.
  • the crystal grains in the region not remelted become seed crystals, and the crystal grows in the region remelted.
  • the crystal By repeating the laser irradiation while moving the irradiation area of the pulse laser beam, the crystal can be grown in the moving direction of the irradiation area.
  • Patent Literatures 1 to 3 below describe a technology that uses a second harmonic of an Nd: YAG laser to shape the beam cross section into a linear shape, irradiates the amorphous silicon layer, and grows crystals laterally. Is disclosed. Patent Documents 4 and 5 disclose a technique of irradiating an amorphous silicon layer through a patterned mask using an excimer laser to grow crystals in a lateral direction.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-260731
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-28086
  • Patent Document 3 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-2808611
  • Patent Document 4 Japanese Patent Application Publication No. 2000-500-241
  • Patent Document 5 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2001-27074
  • a step of preparing a workpiece on which a thin film made of an amorphous material is formed on a surface and (b) a pulse laser having a beam cross section long in one direction on the surface of the thin film.
  • One beam is incident on the thin film, the thin film is melted and then solidified, and from the edge and the central axis of the area between the edge extending in the long axis direction of the beam incident area and the center line.
  • a first band-shaped region defined by a virtual line separated by a distance of and a center line of the beam incident region crystal grains connected in the longitudinal direction are generated, and one of the center lines is formed.
  • FIG. 1 is a schematic plan view of a laser annealing device used in the embodiment.
  • FIG. 2A is a cross-sectional view of an object to be processed and a graph showing a pulse energy density distribution of a pulse laser beam used in the first embodiment on the surface of the object to be processed.
  • FIG. 2B is a schematic plan view of a polycrystallized processing object.
  • FIG. 3 is a sketch of an SEM photograph of a polycrystalline film produced by the method according to the first embodiment.
  • FIG. 4A is a graph showing the relationship between the temperature of molten silicon and the crystal growth rate
  • FIG. 4B is a graph showing the relationship between the temperature and the nucleation rate.
  • Figure 5A is a graph showing the relationship between beam cross-section width and crystal grain size.
  • 5B is a graph showing the relationship between the gradient of the pulse energy density distribution and the size of the crystal grains.
  • FIG. 6 is a graph showing the relationship between the pulse width and the crystal grain size.
  • FIG. 7 is a graph showing an example of a laser beam waveform when a two-shot pulse laser beam is incident on one location.
  • FIG. 8 is a diagram schematically illustrating a cross section of a thin film in the course of manufacture in the method for manufacturing a polycrystalline film according to the second embodiment.
  • FIG. 9 is a diagram in which an SEM photograph of a polycrystalline film manufactured by the method according to the second embodiment is sketched.
  • FIG. 10 is a graph showing the relationship between the length of crystal growth per irradiation and the overlap ratio necessary for polycrystallizing the entire surface.
  • FIG. 11 is a graph showing the wavelength dependence of the absorption coefficient of single crystal silicon and amorphous silicon.
  • FIG. 12A is a diagram showing the relationship between the pulse energy density distribution of the pulse laser beam used in the method for manufacturing a polycrystalline film according to the third embodiment and the polycrystalline region, and FIG. It is a schematic plan view of the manufactured polycrystalline film.
  • FIG. 13A is a diagram showing the relationship between the pulse energy density distribution of the pulse laser beam used in the method for manufacturing a polycrystalline film according to the fourth embodiment and the polycrystalline region
  • FIG. FIG. 4 is a schematic plan view of a polycrystalline film obtained.
  • FIG. 14 is a cross-sectional view of a substrate to be processed and a light shielding plate used in the method of manufacturing a polycrystalline film according to the fifth embodiment, and a graph showing a distribution of pulse energy density.
  • FIGS. 158 to 15C are schematic diagrams showing a state of polycrystallization by the method of manufacturing a polycrystalline film according to the fifth embodiment.
  • FIG. 16 is a cross-sectional view of a substrate to be processed and a light shielding plate used in the method for manufacturing a polycrystalline film according to the sixth embodiment, and a graph showing the distribution of pulse energy density.
  • FIGS. 178 to 17C are schematic diagrams showing the state of polycrystallization by the method of manufacturing a polycrystalline film according to the sixth embodiment.
  • FIG. 1 shows a schematic view of a laser annealing apparatus used in an embodiment of the present invention.
  • the laser annealing device includes a processing chamber 40, a transfer chamber 82, a loading / unloading chamber 83, 84, a laser light source 71, a homogenizer 72, a CCD camera 88, and a video monitor 89.
  • a linear motion mechanism 60 including a bellows 67, coupling members 63 and 65, a linear guide mechanism 64 and a linear motor 66 is attached to the processing chamber 40.
  • the linear motion mechanism 60 can translate the stage 44 disposed in the processing chamber 60.
  • the processing chamber 40 and the transfer chamber 82 are connected via a gate valve 85, and the transfer chamber 82 and the carry-in / out chamber 83, and the transfer chamber 82 and the carry-in / out chamber 84 are respectively connected to the gate valve 86. And 87 are linked. Vacuum pumps 91, 92 and 93 are attached to the processing chamber 40 and the loading / unloading chambers 83 and 84, respectively, so that the inside of each chamber can be evacuated.
  • a transfer port pot 94 is housed in the transfer chamber 82. The transfer robot 94 transfers the processing substrate between the processing chamber 40 and the loading / unloading chambers 83 and 84.
  • a quartz window 38 for transmitting a laser beam is provided on the upper surface of the processing chamber 40.
  • a visible optical glass such as BK7 may be used instead of quartz.
  • Laser The pulsed laser beam output from the light source 71 passes through Athens 76 and enters the homogenizer 72.
  • the homogenizer 72 makes the cross-sectional shape of the laser beam slender and makes the intensity in the major axis direction uniform.
  • the laser beam that has passed through the homogenizer 72 passes through an elongated quartz window 38 corresponding to the cross-sectional shape of the beam, and enters the processing substrate held on the stage 44 in the processing chamber 40.
  • the relative position between the homogenizer 72 and the processing substrate is adjusted so that the surface of the substrate coincides with the homogenized surface.
  • the direction in which the stage 44 is translated by the linear motion mechanism 60 is a direction orthogonal to the long direction of the quartz window 38. This makes it possible to irradiate a large area on the surface of the substrate with the laser beam and to polycrystallize the amorphous semiconductor film formed on the surface of the substrate.
  • the substrate surface is photographed by a CCD camera 88, and the substrate surface being processed can be observed on a video monitor 89.
  • FIGS. 2 and 3 a method of manufacturing a polycrystalline film according to the first embodiment will be described.
  • FIG. 2A shows a cross-sectional view of the object 1 and an example of the distribution of the pulse energy density in the short axis direction of the laser beam on the surface of the object 1.
  • the object to be processed 1 is a glass substrate 2 having a thickness of 0.7 mm, an oxide silicon film 3 having a thickness of 100 nm covering the surface thereof, and a silicon substrate 3 having a thickness of 50 nm formed on the surface thereof. It has a three-layer structure composed of an amorphous silicon film 4.
  • the silicon oxide film 3 is formed by, for example, chemical vapor deposition (CVD) or sputtering.
  • the amorphous silicon film 4 is formed by, for example, reduced-pressure C VD (LP-C VD) or plasma-excited C VD (PE-C VD).
  • the distribution 5 of the pulse energy density in the minor axis direction of the beam cross section can be approximated by a Gaussian distribution.
  • the amorphous silicon film 4 in the region 6 where the laser beam with the pulse energy density equal to or higher than the threshold value Eth for completely melting the amorphous silicon is completely melted.
  • "completely” means that the silicon film melts over the entire thickness.
  • the silicon film is partially melted.
  • “partially” means that a part of the silicon film is melted, but a part which is not melted in the amorphous state remains.
  • the amorphous silicon film 4 in the region 9 outside the position where the pulse energy density becomes Ec does not melt. When the molten silicon solidifies, silicon crystal grains are formed.
  • the inventor of the present application has found that relatively large crystal grains are formed in the band-shaped region 7 near the position where the pulse energy density becomes the threshold value Eth, and small fine crystal grains are formed in the region 8 inside the band-shaped region 7.
  • the region 12 it was found that crystal grains having a size intermediate between the size of the crystal grains in the region 8 and the size of the crystal grains in the band-shaped region 7 were randomly distributed.
  • the “size of crystal grains” means the average size of crystal grains distributed in the region.
  • FIG. 2B shows a schematic plan view of a region irradiated with the pulsed laser beam.
  • the vertical direction in Fig. 2B corresponds to the long axis direction of the beam incident area.
  • Long axis of beam incident area Between the edge 10 extending in the _ direction and the center line 11, a band-like region 7 extending in the long axis direction is arranged.
  • the band-shaped region 7 is arranged at a certain distance from the edge 10 of the beam incident region.
  • a large number of crystal grains 13 connected in the long axis direction are formed in the belt-shaped region 7.
  • the intensity distribution of the pulse laser beam in the short axis direction is approximated by a Gaussian distribution.
  • the half value width of the intensity distribution in the minor axis direction is called the beam width.
  • both sides of the area corresponding to the beam width on the surface of the object to be processed are irradiated with the beam component at the foot of the Gaussian distribution.
  • the edge 10 of the beam incident area can be defined as, for example, a portion where the maximum value of the pulse energy density is 10%.
  • Figure 3 shows a sketch of a scanning electron micrograph (SEM) of a polycrystalline silicon film.
  • the incident pulse laser beam is the second harmonic (wavelength 527 nm or 524 nm) of the Nd: YLF laser, and the pulse width is 100 ns.
  • the length of the beam cross section on the workpiece surface in the major axis direction is 5 mm, and the beam width is 0.2 mm.
  • the effective pulse energy density is 1 J / cm 2 .
  • the pulse energy density is calculated by dividing the pulse energy by the area of the beam cross-section on the surface of the object to be processed, and relatively large crystal grains are formed in the belt-shaped region 7 and are connected in the long axis direction. You can see that it is.
  • the length of these crystal grains in the short axis direction is about 1.5 to 2 tm, and the size in the long axis direction is about 0.7 to 1.5 xm.
  • Figure 4A shows the temperature dependence of the growth rate of silicon crystals
  • Figure 4B shows the temperature dependence of the nucleation rate of crystal growth.
  • the vertical axis of FIG. 4 A represents the growth rate in the unit of "mZ s”
  • the vertical axis in FIG. 4 B represents a nucleation rate in the unit of "l Z cm 3 's”
  • the horizontal axis represents the temperature of both
  • the unit is represented by “K”.
  • the graphs in Fig. 4 ⁇ and Fig. 4 ⁇ are from the data collection of the 2nd FEM Seminar of the 2nd Simulation Integrated System Subcommittee of the Japan Society for Technology of Plasticity held on July 14, 1999. This is obtained from the technique of "Micro-analysis of dynamic crystal growth process of polycrystals" by Ohji Ichijima (Sumitomo Heavy Industries, Ltd.) published on page 27, pages 27-32.
  • the growth rate is 0 at the melting point of single-crystal silicon (1683 K), and the growth rate increases as the temperature decreases. Near the temperature of 150 ° C., the growth rate shows the maximum value. Therefore, the lower the temperature of the molten silicon, the faster the growth rate.
  • the growth rate also depends on the temperature gradient at the interface between the solid phase and the liquid phase. If the temperature gradient is steep, the growth rate is high.
  • the nucleation rate increases as the temperature decreases from the melting point of silicon, and reaches a maximum value near the temperature of 600 ⁇ °.
  • the band-like region 7 shown in FIG. 3 is considered to be a region where the nucleation rate is low and the growth rate is high, and the temperature and the temperature gradient at the solid-liquid interface are suitable.
  • the region 12 between the band-shaped region 7 and the amorphous region 9 has a higher nucleation rate because the temperature is lower than that of the band-shaped region 7, and the growth rate is low because the temperature gradient at the solid-liquid interface is gentle. It is considered a late region. In this region, many nuclei were generated before growing into large crystals, so it is probable that the crystal grains could not be enlarged.
  • nuclei are generated explosively due to the temperature drop, and it is considered that the nucleation is more dominant than the growth rate.
  • crystal growth in the band-like region 7 is hindered by newly generated nuclei, and crystal growth stops. It is considered that the portion where the crystal growth has stopped corresponds to the boundary between the band-shaped region 7 and the microcrystalline region 8.
  • crystal growth from nuclei generated inside the molten layer is considered to be dominant. It is considered that large crystal grains are formed at the boundary between the region where heterogeneous growth is dominant and the region where homogenous growth is dominant.
  • the molten portion of silicon has a suitable temperature gradient and temperature with a high growth rate and a low nucleation rate. If the temperature gradient at the position of the band-like region 7 shown in FIG. 2A is steep, the region where a suitable temperature is maintained becomes narrow, and it is difficult to form large crystal grains. In order to form large crystal grains, it is preferable to make the gradient of the pulse energy density distribution in the vicinity of the band-like region 7 gentle.
  • the gradient of the pulse energy density distribution is too steep, the nucleation rate increases. On the other hand, if the gradient of the pulse energy density distribution is too gentle, the growth rate becomes slow. Therefore, in order to obtain a suitable temperature at which the growth rate is high and the nucleation rate is low and a temperature gradient at the solid-liquid interface, it is considered that the gradient of the pulse energy density distribution has a suitable range that is neither too steep nor too gentle. .
  • Figure 5A shows the relationship between crystal grain size and beam width on the surface of the workpiece.
  • the horizontal axis represents the beam width in the unit of “m”, and the vertical axis represents the size of the crystal grains in the unit of “zm”.
  • the size of the crystal grain was calculated using a crystal growth evaluation program disclosed in JP-A-2001-297983.
  • the object to be processed is a 100-nm-thick silicon oxide film and a 50-nm-thick amorphous silicon film formed thereon.
  • the wavelength of the pulse laser beam is 527 nm
  • the pulse width (half width) is 140 ns
  • the width of the beam incident area is 1 m outside and inside the position where the pulse energy density is half the peak value.
  • the simulation was performed on a region having a width of 6 nm and a width of 5 nm. This is because the gradient of the pulse energy density distribution shows a maximum at a position where the value is half of the peak value, and large crystal grains are formed in this region.
  • the intensity distribution in the minor axis direction of the beam incident area was a Gaussian distribution.
  • Four beam widths of 5.0 m, 8.3 nm, 16.7 zm, and 83. O ⁇ m For each of, a simulation was performed with various peak intensities, and the size of the crystal grain under the condition that the maximum crystal grain was obtained was taken as the size of the crystal grain at the beam width.
  • the maximum value of the pulse energy density is 1 l O OmJZcm 140 Om J / cm 2 .
  • the maximum crystal grains were obtained under the conditions of 150 Om J / cm 2 and 150 Om J / cm 2 .
  • FIG. 5B shows the relationship between the gradient of the pulse energy density distribution at the position showing half the peak intensity and the size of the crystal grains. For each evaluation point in Fig. 5A, the slope of the pulse energy density distribution was calculated, and the graph in Fig. 5B was created.
  • the crystal grains gradually increase. This is thought to be due to the higher crystal growth rate.
  • the gradient of the pulse energy density distribution is around 170 mJ / cm 2 / m, the crystal grain size shows the maximum value, and when the gradient is made larger than that, the crystal grain becomes smaller. This is thought to be because the gradient of the pulse energy density becomes steeper, the temperature gradient at the solid-liquid interface also becomes steeper, and the cooling rate increases due to the lateral heat diffusion. That is, it is considered that a sufficient crystal growth time is not secured, and a large number of nuclei are generated before the crystal grows large.
  • the gradient at the position where the pulse energy density was 50 OmJX cm 2 was 13 mJ / cm 2 Z m.
  • the size of the crystal grains in the short axis direction in the belt-shaped region 7 shown in FIG. 3 is about 1.5 to 2 ⁇ m, which is almost the same as the tendency of the simulation result shown in FIG. 5B. Even when the gradient was set to 18 mJ / cm 2 Zm, a tendency almost similar to the simulation result shown in FIG. 5B was obtained. If the gradient at a pulse energy density of 500 mJ / cm 2 is 1 Om JZcm 2 / m or more, a tendency similar to the simulation result shown in FIG. 5B will be obtained.
  • the position of the band-like region 7 shown in FIGS. 2A and 2B (more precisely, the position outside the band-like region 7)
  • the slope of the pulse energy density distribution at the edge) is 280mJZcm ..
  • the gradient is preferably set to 1 OmJZcmSZm or more. Similar simulations were performed with the thickness of the amorphous silicon film set to 100 nm, and almost the same tendency was obtained as when the thickness was 5 Onm.
  • a relatively high-intensity portion of the foot of the laser beam enters a region 12 where crystal grains are randomly distributed.
  • the region 12 is irradiated with a relatively high-intensity laser beam, the temperature of this region rises. For this reason, the temperature of the band-shaped region 7 and the temperature gradient at the solid-liquid interface satisfy the conditions suitable for forming large crystal grains. In order to obtain a sufficient effect of increasing the crystal grain, it is preferable that the width W of the region 12 be 15 or more.
  • FIG. 6 shows the relationship between the crystal grain size and the pulse width.
  • the horizontal axis represents the pulse width in units of “ns”
  • the vertical axis represents the size of crystal grains in units of “m”.
  • the crystal grain size was calculated using the above-described crystal growth evaluation program.
  • the object to be processed and the wavelength of the pulsed laser beam are the same as those described with reference to FIG.
  • the beam width on the surface of the object was set to 16.7 m.
  • the simulation method is the same as the method described in FIG.
  • the longer the pulse width the larger the crystal grains formed. This is presumably because as the pulse width becomes longer, the temperature drop becomes gentler, and as a result, the molten portion is maintained at a suitable temperature and the time becomes longer.
  • the pulse width is increased under certain conditions of the pulse energy, the peak intensity of the pulsed laser beam decreases, and a sufficient power density cannot be maintained. Therefore, the upper limit of the pulse width is limited by the output characteristics of the laser light source used.
  • the pulse width is generally 7 Ons or less.
  • all solid-state lasers such as an Nd: YLF laser have a pulse width of 20 to 30 ns or a pulse width of 100 ns or more.
  • FIG. 7 shows an example of the waveform of a laser beam incident on the object to be processed.
  • the horizontal axis represents the elapsed time, and the vertical axis represents the intensity of the laser beam.
  • the first pulse laser beam S1 is incident, and at time t2, the second pulse laser beam S2 is incident.
  • the pulse widths (half-width) of the first and second shots of the pulsed laser beam are PW1 and PW2, respectively.
  • FIG. 7 shows a case where the peak intensity of the second shot pulsed laser beam is smaller than the peak intensity of the first shot pulsed laser beam, but both may be the same.
  • the amorphous silicon film is melted by the injection of the first shot pulse laser beam S1 shown in FIG. Nuclei are generated as the temperature decreases, and crystals grow from the nuclei. Before cooling to a temperature that increases the nucleation rate, a second pulsed laser beam S 2 is injected and reheated. Thus, nucleation can be suppressed and crystal growth can be continued. Therefore, large crystal grains can be formed.
  • the pulsed laser beam S2 of the second shot may be incident before the portion melted by the incidence of the first shot is completely solidified.
  • the delay time from the first shot laser beam incidence to the second shot laser beam incidence may be set to about 300 to 150 ns.
  • the delay time can be controlled more easily than when an excimer laser is used.
  • the crystal grains once formed are less likely to melt than the amorphous state. For this reason, once formed crystal grains are unlikely to be re-melted by the irradiation of the second shot pulsed laser beam S2.
  • the crystal grain size is about 2 ⁇ m. It was lm.
  • the first shot of the peak value of the Parusueneru formic density 1 3 0 0 m JZ cm 2, 2 shot pulse energy density ..
  • the size of crystal grains was about 4.4 xm. In this way, by providing a two-shot pulsed laser beam with a delay time provided, the crystal grains can be enlarged.
  • the method of irradiating the pulsed laser beam of the second shot before the part melted by the incidence of the first shot is solidified is called a double pulse method. More generally, a method of irradiating a pulsed laser beam of two or more shots before molten silicon solidifies is referred to as a multi-pulse method.
  • a mask for making the intensity distribution of the laser beam top flat is not used. For this reason, the energy use efficiency of the laser beam can be improved.
  • the method of the first embodiment it is possible to form a crystal grain row in which the crystal grains are arranged in a row in the first direction.
  • the average size of crystal grains in a direction orthogonal to the first direction can be set to 1.5 or more.
  • FIGS. 8A to 8G shows a cross section of the silicon film, and the horizontal direction in the figure corresponds to the short axis direction of the incident area of the pulsed laser beam.
  • the two belt-like regions 7 are positioned in the major axis direction (perpendicular to the plane of FIG. 8). A large number of continuous crystal grains are formed. In a region 8 sandwiched between the two band-like regions 7, fine crystal grains are formed.
  • the width of each of the band-shaped regions 7 is, for example, 4 m.
  • FIGS. 5A and 5B it is sufficiently possible to form crystal grains having a size of about 4 m by optimizing the conditions of laser beam incidence.
  • FIG. 8B shows the crystallization state after the second irradiation has been performed by moving the incident position of the laser beam by 15 zm in the minor axis direction. For example, if the beam width is 100 m and the travel distance is 15 m, the overlap ratio will be 85%. ⁇
  • a shaped region 20 is formed.
  • the width of the band-shaped region 20 is 4 m.
  • the amorphous silicon film, the fine crystal grains, and the small crystal grains in the region sandwiched between the two band-shaped regions 20 are melted, but the large crystal grains in the band-shaped region 7 are hardly melted as described later.
  • the crystal grains in the band-shaped region 7 partially melt, but a part thereof remains as a crystal. As the temperature decreases, the crystal grains remaining in the band-like region 7 become seed crystals, and crystal growth occurs.
  • the length of the crystal growing on both sides of the band-shaped region 7 is about 4 m. Therefore, a polycrystalline region 7a having a width of about 12 / m is formed around the band-like region 7 located on the front side in the moving direction.
  • the width of the microcrystalline region 15 between the band-shaped region 7a and the band-shaped region 20 located on the front side in the movement direction is about 7. Since the amorphous silicon film, the fine crystal grains, and the small crystal grains around the band-shaped region 7 located on the rear side in the moving direction do not melt, no crystal growth occurs.
  • Figure 8C shows the crystallization state after the laser beam incident position is further moved by 15 m in the short axis direction and the third irradiation is performed.
  • a band-shaped region 21 in which crystal grains are connected is formed.
  • the width of the band-shaped area 21 is 4 m. Furthermore, crystal growth occurs in the band-shaped region 7a and the crystal grains in the band-shaped region 20 located on the front side in the moving direction as seed crystals.
  • a crystal of about 4 m grows from the belt-shaped region 7a toward the rear side in the moving direction. At the same time, a crystal of about 4 m grows from the belt-like region 20 toward the front side in the moving direction.
  • a region 15 sandwiched between the band-shaped region 7a and the band-shaped region 20 crystal growth occurs from both sides toward the center. Since the width of the region 15 is about 7 / m, at the time of growing 3.5 m from each side, the crystal grains collide with each other and the crystal growth stops.
  • a band-shaped region 7b having a width of 19.5 zm including the band-shaped region 7a is formed, and a band-shaped region 20a having a width of 11.5 / m including the band-shaped region 20 is formed.
  • a number of crystal grains connected in the long axis direction are formed in the belt-like regions 7b and 20a. Grain boundaries are arranged along the center line 16 of the region 15. Note that the crystal grains may collide with each other. Therefore, a mountain-shaped convex portion is formed at the position of the center line 16.
  • FIG. 8D shows the crystallization state after the laser beam incident position is further moved in the short axis direction by 15 and the fourth irradiation is performed.
  • a band-shaped region 22 is formed at a position where the band-shaped region 21 is moved forward by 15 / zm in the moving direction.
  • the crystal grains in the band-shaped region 20a as seed crystals, crystals grow on the front side in the moving direction, and the crystal grains in the band-shaped region 21 as seed crystals, and crystals grow on both sides thereof.
  • a band-shaped region 20b having a width of 15 im and a band-shaped region 21a having a width of 11.5 / zm are formed.
  • 8E to 8G show the crystallization state after the laser beam incident position is moved by 1 ⁇ ⁇ ⁇ in the short axis direction and the fifth to seventh irradiations are performed.
  • a new band-shaped region 23 is generated, and at the same time, the band-shaped regions 21a and 22 are expanded, and the band-shaped regions 21b and 22a are formed.
  • the band-shaped regions 22a and 23 are expanded, and the band-shaped regions 22b and 23a are formed.
  • the band-shaped region 23a is expanded, and the band-shaped region 23b is formed.
  • FIG. 9 shows a sketch of an SEM photograph of the polycrystalline film produced by the method shown in FIG. Multiple strips 25 are observed.
  • Each band-like region 25 has a width of about 15 im, and in the band-like region 25, a large number of crystal grains connected in the major axis direction are formed.
  • a mountain-shaped projection 26 is formed at the boundary between the belt-like regions 25 adjacent to each other.
  • FIG. 10 shows the relationship between the length of crystal growth per irradiation and the required overlap ratio.
  • the horizontal axis represents the length of crystal growth per irradiation in the unit of “m”, and the vertical axis represents the overlap ratio in the unit of “%”.
  • the overlap ratio may be set to 70% or more. It can be seen that the shorter the length of crystal growth per irradiation becomes, the higher the variation rate required for polycrystallizing the entire surface becomes.
  • the center line 16 of the microcrystalline region 15 is irradiated with the laser beam until the crystal grains growing from both sides of the microcrystalline region 15 shown in FIG.
  • the overlap ratio may be set so as to fall within the silicon melting region.
  • Figure 11 shows the wavelength dependence of the light absorption coefficient of amorphous silicon and single crystal silicon.
  • the horizontal axis represents the wavelength in the unit of "nm”, is the ordinate and open circles in.
  • View representing the absorption coefficient in the unit of "X 1 0 7 cm-, the absorption coefficient of the absorption coefficient and amorphous silicon, respectively monocrystalline silicon Is shown.
  • the absorption coefficient of amorphous silicon is larger than the absorption coefficient of single crystal silicon in the wavelength region of about 350 nm or more.
  • the absorption coefficient of amorphous silicon is at least one order of magnitude greater than that of single crystal silicon.
  • the wavelength 34 is used to preferentially melt the amorphous region 9, the random distribution region 12 and the microcrystalline region 8 without melting the large crystal grains in the band region 7 shown in FIG. It is preferable to use a pulse laser beam of 0 nm or more. If the wavelength is too long, the absorption coefficient will decrease. Preferably, the wavelength of the beam is 900 nm or less.
  • the absorption coefficient of amorphous silicon is higher than the absorption coefficient in the wavelength range of 340 to 900 nm. For this reason, absorption occurs only near the surface of the amorphous silicon film, and a temperature gradient occurs in the thickness direction.
  • the laser beam penetrates into a relatively deep region of the amorphous silicon film and is heated almost uniformly in the thickness direction. Therefore, higher quality crystals can be formed.
  • Figure 12A shows the relationship between the pulse energy density distribution in the minor axis direction of the irradiated laser beam and the region to be polycrystallized.
  • Microcrystals are formed in the region 35 where the portion having the highest pulse energy density is incident, and band-shaped regions 3OA and 30B in which large crystal grains are connected in the long axis direction are formed on both sides thereof.
  • the beam width is set such that the width of the region 35 where the microcrystal grains are formed is substantially equal to the width of each of the band-shaped regions 30A and 30B.
  • the second laser irradiation is performed by moving the incident position of the laser beam in the minor axis direction by a distance equal to the width of the band-shaped region 3OA.
  • a band-shaped region 31A in which large crystal grains are connected is formed between the band-shaped regions 3OA and 30B in which crystal grains have already been formed.
  • a band-shaped region 31B is formed in front of the band-shaped region 30B located on the front side in the moving direction.
  • the two irradiations form four strips 30A, 31A, 30B, and 3IB.
  • the crystal grains in the belt-like regions adjacent to each other are in contact with each other.
  • the entire surface can be polycrystallized. Note that, depending on the temperature conditions, crystal grains do not grow from nuclei generated in the region 35 shown in FIG. 12A, but rather crystal grains in the band-shaped regions 30 A and 30 B on both sides. As a seed crystal, crystal growth may occur.
  • Figure 13A shows the relationship between the pulse energy density distribution in the minor axis direction of the irradiated laser beam and the region to be polycrystallized.
  • band-shaped regions 36 A and 36 B in which large crystal grains are connected in the longitudinal direction are formed. Since the beam width is narrow, the crystal grains generated from the nuclei in the band-shaped region 36A and the crystal grains generated from the nuclei in the band-shaped region 36B come into contact with each other. Grain boundaries are arranged along the line 38 where they contact. .
  • the laser beam incident position is moved in the short axis direction by the total width of the band-shaped regions 36 A and 36 B, and the second irradiation is performed.
  • strip-shaped regions 37A and 37B that are in contact with each other are formed.
  • the band-shaped region 37A located on the rear side in the moving direction contacts the band-shaped region 36B formed on the front side in the moving direction formed by the first irradiation.
  • Crystal grains can be formed by setting the pulse energy density distribution of the pulsed laser beam irradiated in the third and fourth embodiments to the suitable shape described in the first embodiment.
  • crystal grains can be made larger.
  • FIG. 14 shows a cross-sectional view near the laser beam incident position of the object 1 and an example of the distribution of the pulse energy density in the minor axis direction of the beam cross section.
  • the pulse energy density is obtained by dividing the pulse energy by the area of the beam cross section. Strictly speaking, the pulse energy density obtained by this calculation is the average value in the beam cross section. Since the light intensity within the beam cross section is not constant, the pulse energy density is not constant either. When the light intensity distribution is approximated by a Gaussian distribution, the pulse energy density distribution is also approximated by a Gaussian distribution.
  • the object to be processed is a silicon oxide film 3 and an amorphous silicon film on a glass substrate 2, as in the case of the first embodiment described with reference to FIG. 2A.
  • This is a laminated substrate on which the condenser film 4 is laminated.
  • the incident position of the pulsed laser beam moves to the right in Fig. 14.
  • a part of the laser beam that has passed through the homogenizer 72 shown in FIG. 1 is shielded by the light shielding plate 18 and enters the amorphous silicon film 4 via the imaging optical device 19.
  • the light shielding plate 18 shields light at the foot of the pulse energy density distribution in the minor axis direction of the beam cross section.
  • the imaging optical device 19 forms a beam cross section at the position where the light shielding plate 18 is arranged on the surface of the amorphous silicon film 4.
  • the imaging magnification is, for example, 1 ⁇ .
  • the distribution of the pulse energy density in the minor axis direction of the pulse laser beam on the surface of the amorphous silicon film 4 is approximated by a Gaussian distribution.
  • the pulse energy density is strong at the center and weakens as it approaches the edge.
  • the distribution of the pulse energy density does not necessarily have to be a Gaussian distribution, but may be a distribution that is generally strong at the center and weakens toward the edge.
  • the light intensity did not immediately become 0 at the edge of the beam cross section shielded by the light shielding plate 18, and the beam cross section extended to about 6 m outside the shielded position.
  • the edge of the beam cross section was located at a position where the light intensity became 20% of the peak value.
  • a pulse laser beam having such a pulse energy density distribution is incident on the amorphous silicon film 4 for one shot.
  • the region irradiated with the laser beam having a pulse energy density higher than the threshold value at which the amorphous silicon film 4 is completely melted is melted. If the pulse energy density E L is the threshold or more, the entire area irradiated with the pulse laser beam is melted. As the melt cools, crystals grow from the edge of the melt to the inside.
  • a large number of crystal grains 100a arranged in the longitudinal direction of the beam cross section are formed on the rear edge of the pulse laser beam incident position in the moving direction, and Many crystal grains 101 a are formed on the side edge.
  • Microcrystalline grains are formed in a region between the region where the crystal grain 100 a is formed and the region where the crystal grain 101 a is formed, as in the region 8 shown in FIG. .
  • the length of the growing crystal depends on the temperature of the melt and the temperature gradient at the solid-liquid interface.
  • the temperature and temperature gradient at the rear edge are different from the temperature and temperature gradient at the front edge. Therefore, the lengths of the crystals grown from both edges of the melted region are different from each other.
  • the crystal grains 100 a formed at the rear edge are replaced with the crystal grains 101 a formed at the front edge. Larger than. For example, what is the lateral dimension of the crystal grain 100a formed on the rear edge? could be up to 8.
  • the incident position of the pulsed laser beam is moved in the short axis direction of the beam cross section, and one pulse of the pulsed laser beam is incident.
  • the moving distance of the incident position is such that the rear edge of the cross section of the newly irradiated pulse laser beam is in contact with or overlaps the crystal grain 100a.
  • the crystal grains formed at the front edge during the previous irradiation are melted by the current irradiation.
  • Fig. 15B As shown in Fig. 15B, at the rear edge of the region melted by this irradiation, crystals grow laterally using the crystal grain 100a as a seed crystal and include the crystal grain 100a. Very large crystal grains 100 b are formed. When the rear edge of the beam cross section of the pulsed laser beam irradiated this time touches the crystal grain 100a, the lateral dimension of the crystal grain 100b is about two times the dimension of the crystal grain 100a. Double to 14 to 16 xm.
  • the pulse laser beam irradiation is repeated while moving the incident position of the pulse laser beam so that the area irradiated in the previous shot and the area irradiated in the current shot partially overlap.
  • the moving distance is such that the rear edge of the beam section of the pulse laser beam to be newly irradiated touches or overlaps the rear crystal grain formed by the previous irradiation.
  • the crystal grains grow laterally, and large crystal grains 100 c are formed.
  • the small crystal grains 101 b formed on the front edge of the beam cross section are melted and extinguished by the subsequent irradiation of the pulsed laser beam.
  • a crystal grows from the rear edge of the beam section defined by the light shielding plate 18.
  • the band-shaped region 7 where large crystal grains occur is meandering.
  • the continuous band-like region of the crystal grain 100a does not meander, and is substantially straight. Along the shape. Therefore, at the time of the second irradiation, positioning can be easily performed such that the rear edge of the beam cross section is in contact with the continuous band-shaped region of the crystal grains 100a.
  • the direction of crystal growth is also aligned with the direction perpendicular to the major axis of the beam cross section.
  • the current direction of the active element to be formed and the direction of crystal growth are made parallel to suppress a decrease in carrier mobility due to crystal grain boundaries. it can.
  • the incident position is moved every time one pulse of the pulsed laser beam is incident.
  • two pulsed laser beams are incident on the same position.
  • a double pulse method or a multipulse method may be used. Thereby, the formed crystal grains can be enlarged.
  • the preferred area of the pulse energy density distribution shown in Fig. 14 that should be shielded is evaluated by changing the size (width) of the light shield area. It can be determined by conducting experiments. Hereinafter, the results of the evaluation experiments actually performed will be described.
  • the laser beam emitted from the laser light source was formed into a long beam having a beam cross section of 100 tm in width and 17 mm in length. Both sides of the beam cross section in the width direction were shielded by a light-shielding plate to form a cross section having a width of 22 m, and the beam cross section was imaged on the surface of the amorphous silicon film.
  • the width of the beam cross section is the half width of the light intensity distribution.
  • the first shot and the second shot of pulse rates one Zabimu, a pulse energy density in the amorphous silicon film surface, and each 5 5 O m JZ cm 2 and 5 OO m JZ cm 2, the delay time A double-pulse method with 100 ns was adopted.
  • the tail portion where the pulse energy density is equal to or less than E H is shielded by the light shielding plate 18,
  • the tail portion where the pulse energy density is equal to or less than EL is shielded by the light shielding plate 18.
  • crystal grains 110b and 111b are formed. Since relatively large crystal grains 110a are hard to melt, they hardly melt by the irradiation after the next irradiation.
  • the crystal grain 11 Ob grows from the front edge of the melted region toward the rear side (the crystal grain 110a side). The growth stops when the tip of the crystal growth reaches the crystal grain 110a.
  • the moving pitch of the incident position of the pulsed laser beam can be longer than the width of the crystal grain 110a.
  • relatively large crystal grains 110a to 110e are formed.
  • relatively small crystal grains 11 1 c are formed at the rear edge of the beam cross section.
  • the rear edge of the beam cross section is located inside the relatively large crystal grains 110a to 110e, so the molten portion is near the rear edge. Does not occur.
  • a clear boundary is formed between the continuous band-shaped region of the crystal grain 110a and the continuous band-shaped region of the crystal grain 11 Ob. .
  • the position of this boundary is determined artificially by the light shielding plate 18.
  • the light shielding plate 18 For example, when an active element is formed on a polycrystalline silicon thin film, it is possible to arrange the boundaries of crystal grains so that the active element does not cross the boundaries of crystal grains. As described above, it is also possible to cover the entire surface of the substrate with the band-shaped region as shown in FIG.
  • the laser beam emitted from the laser light source is shaped into a long beam with a beam cross section of 100 m wide and 17 mm long.
  • the edge of the beam cross section on the front side in the scanning direction was shielded from light by a light shielding plate to form a cross section of 55 m in width, and this beam cross section was imaged on the surface of the amorphous silicon film.
  • a pulse energy density in the amorphous silicon film surface, their respective and 710m JZcm 2 and 640MJZcm 2 double pulses of the delay time 200 ns The method was adopted.
  • the width of the crystal grain 110a formed on the beam cross section on the front side in the running direction became 5.4 zm.
  • a 12 xm wide band-like region in which crystal grains continued in the longitudinal direction of the beam cross section was formed.
  • the crystal grains in the band-like regions adjacent to each other were in contact with each other at the boundary of the band-like region, and the entire surface could be polycrystallized.
  • the width of crystal grains 110a formed in one irradiation is 5.4 zm '
  • the width of the finally formed band-shaped area is 12 This is because the crystal grains with a width of 5.4 / m are used as seed crystals and subsequent irradiation causes lateral crystal growth. This growth process is the same as the crystal growth process described in FIGS. 8A to 8G.
  • the double pulse method was adopted.
  • the delay time from the input of the first shot pulse laser beam to the input of the second shot pulse laser beam is 100 to 1000 ns.
  • This preferable delay time is slightly shorter than the case where the light shielding plate is not used. This is because the slope of the light intensity distribution is steep on both sides of the beam cross section, and the solidification rate is faster than when no light shielding plate is used.
  • a seventh embodiment will be described.
  • a part of the laser beam is shielded by the light shielding plate so that the light intensity distribution (or pulse energy density distribution) becomes asymmetrical in the width direction of the beam cross section.
  • the light may be shielded so that When the light intensity distribution is symmetric, crystal grains having substantially the same size are formed at the front edge and the rear edge in the scanning direction. Therefore, the second embodiment described with reference to FIGS. 8A to 8G, the third embodiment described with reference to FIGS. 12A and 12B, or FIGS. Polycrystallization of the amorphous silicon film can be performed by a method similar to the method according to the fourth embodiment described with reference to 13B.
  • the beam cross section at the position where the light shielding plate is arranged is imaged on the surface of the amorphous silicon film.
  • the light shielding plate may be arranged close to the amorphous silicon film.
  • the distance between the light shielding plate and the amorphous silicon film may be, for example, about 0.1 mm.
  • a part of the laser beam is shielded by the light shielding plate to form a laser beam having an asymmetric light intensity distribution in the width direction of the beam cross section.
  • the light intensity distribution may be asymmetric.
  • a Dara radiation filter having a dot pattern of chromium (Cr) or the like arranged on the surface of quartz glass may be arranged in the optical path.

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Abstract

　表面上にアモルファス材料からなる薄膜が形成された加工対象物を準備する。薄膜の表面において一方向に長いビーム断面を有するパルスレーザビームを該薄膜に入射させ、該薄膜を溶融させた後固化させ、ビーム入射領域の長軸方向に延在する縁と中心線との間の領域のうち、該縁及び該中心軸からある距離だけ隔てられ、該長軸方向に延在する第１の帯状領域内に、該長軸方向に連なった結晶粒を発生させる。

Description

明 細 書
レーザを用いた結晶膜の製造方法及び結晶膜
1 . 技術分野
本発明は、 結晶膜の製造方法及び結晶膜に関し、 特にアモルファス膜にレ一ザ ビームを入射させて結晶化させる結晶膜の製造方法及び製造された結晶膜に関す る。
結晶膜は、 低温型多結晶 T F T液晶ディスプレイ、 太陽電池パネル、 ぺ一パ型 液晶ディスプレイ、 有機 E Lディスプレイ等に使用することができる。
2 . 背景技術
エキシマレーザをアモルファスシリコン薄膜に入射させて溶融及び固化を繰り 返し、 横方向 （薄膜の面内方向） に結晶を成長させる逐次的横方向成長 （S L S ： Sequent i al Lateral Sol idi f icat ion) 技術が知られている。 以下、 従来の S L S技術について説明する。
パルスレ一ザビームの断面を長尺化した後、 例えば幅 3〜 3 0 m、 長さ 1 0
0 m程度のスリットを通過させる。 スリットを通過したパルスレーザビームを
、 スリットをアモルファスシリコン薄膜の表面に結像させる結像光学系を通して
、 アモルファスシリコン膜に入射させる。 この結像光学系の倍率は、 例えば 1 /
3である。 このとき、 アモルファスシリコン膜の表面におけるレーザビームの被 照射領域の幅が約 1〜1 0 ^ m、 長さが約 3 3 になる。 被照射領域の幅方向 のビーム強度分布は、 矩形に近くなる。
レーザビームがアモルファスシリコン膜に入射すると、 アモルファスシリコン が溶融する。 溶融した領域の縁近傍部分の冷却速度が内部の冷却速度よりも速い ため、 縁近傍部分から固化が始まる。 固化した部分が核となり、 この核から溶融 部分の内側に向かって結晶が成長する。 被照射領域の長い方の 2つの縁から結晶 成長が始まるため、 被照射領域の幅方向のほぼ中央に、 両側から成長してきた結 晶粒の粒界が形成される。
パルスレーザビームの被照射領域を、 その幅方向に、 その幅の約 5 0 %だけ移 動させて、 2回目のパルスレーザビームを入射させる。 1回目のパルスレ一ザビ ーム照射時の被照射領域のほぼ中央に形成された粒界の片側の領域が再溶融する 。 再溶融しなかった領域の結晶粒が種結晶となり、 再溶融した領域で結晶が成長 する。
パルスレーザビームの被照射領域を移動させながら、 レーザ照射を繰り返すこ とにより、 結晶を、 被照射領域の移動方向に成長させることができる。
下記の特許文献 1〜3に、 N d ： YA Gレーザの第 2高調波を用い、 ビーム断 面を線状に整形して、 アモルファスシリコン層に照射し、 横方向に結晶を成長さ せる技術が開示されている。 また、 特許文献 4及び 5に、 エキシマレーザを用い 、 パターン化されたマスクを通してアモルファスシリコン層に照射し、 横方向に 結晶を成長させる技術が開示されている。
(特許文献 1 ) 特開 2 0 0 0 - 2 6 0 7 3 1号公報
(特許文献 2 ) 特開 2 0 0 0— 2 8 6 1 9 5号公報
(特許文献 3 ) 特開 2 0 0 0 - 2 8 6 2 1 1号公報
(特許文献 4 ) 特表 2 0 0 0 - 5 0 5 2 4 1号公報
(特許文献 5 ) 特開 2 0 0 1 - 2 7 4 0 8 8号公報
より大きな結晶粒を形成する技術が望まれている。 本発明の目的は、 横方向に 結晶を成長させる新たな技術を提供することである。
3 . 発明の開示
本発明の一観点によると、 （a ) 表面上にアモルファス材料からなる薄膜が形 成された加工対象物を準備する工程と、 （b ) 前記薄膜の表面において一方向に 長いビーム断面を有するパルスレ一ザビームを該薄膜に入射させ、 該薄膜を溶融 させた後固化させ、 ビーム入射領域の長軸方向に延在する縁と中心線との間の領 域のうち、 該縁及び該中心軸からある距離だけ隔てられ、 該長軸方向に延在する 第 1の帯状領域内に、 該長軸方向に連なった結晶粒を発生させる工程とを有する 多結晶膜の製造方法が提供される。
本発明の他の観点によると、 （i ) 表面上にアモルファス材料からなる薄膜が 形成された加工対象物を準備する工程と、 （j ) 前記薄膜の表面において一方向 に長いビーム断面を有するパルスレーザビームを該薄膜に入射させ、 該薄膜を溶 融させた後固化させて多結晶化させる工程であって、 ビーム入射領域の長軸方向 に延在する縁から内側にある距離だけ隔てられた仮想線と、 該ビーム入射領域の 中心線とで画定される第 1の帯状領域内に、 該長軸方向に連なった結晶粒が発生 し、 前記中心線の一方の側の前記第 1の帯状領域内に発生した結晶粒と、 他方の 第 1の帯状領域内に発生した結晶粒とが相互に接触する条件でパルスレ一ザビー ムを入射させる工程とを有し、 パルスレーザビームのパルスエネルギ密度の短軸 方向の勾配が、 前記第 1の帯状領域の長軸方向に延在する外側の縁において、 2 8 O m J / c m2 / m以下である多結晶膜の製造方法が提供される。
本発明の他の観点によると、 （p ) 表面上にアモルファス材料からなる薄膜が 形成された加工対象物を準備する工程と、 （q ) 前記薄膜の表面において一方向 に長いビーム断面を有するパルスレーザビームを該薄膜に入射させ、 該薄膜を溶 融させた後固化させて多結晶化させる工程であつて、 パルスレーザビームのパル スエネルギ密度の短軸方向の勾配が、 溶融した領域の縁において 2 8 O m J / c m2/ m以下であるビームプロファイルのパルスレ一ザビームを入射させるェ 程とを有する多結晶膜の製造方法が提供される。
上述の条件でパルスレーザビームを照射することにより、 大きな結晶粒を形成 することができる。
4. 図面の簡単な説明
図 1は、 実施例で使用されるレーザァニーリング装置の概略平面図である。 図 2 Aは、 加工対象物の断面図、 及び第 1の実施例で使用されるパルスレ一ザ ビームの、 加工対象物表面におけるパルスエネルギ密度分布を示すグラフであり
、 図 2 Bは、 多結晶化された加工対象物の模式的な平面図である。
図 3は、 第 1の実施例による方法で作製した多結晶膜の S E M写真をスケッチ した図である。
図 4 Aは、 溶融したシリコンの温度と結晶成長速度との関係を示すグラフであ り、 図 4 Bは、 温度と核生成率との関係を示すグラフである。
図 5 Aは、 ビーム断面の幅と結晶粒の大きさとの関係を示すグラフであり、 図 5 Bは、 パルスエネルギ密度分布の勾配と結晶粒の大きさとの関係を示すグラフ である。
図 6は、 パルス幅と結晶粒の大きさとの関係を示すグラフである。
図 7は、 1箇所に 2ショットのパルスレーザビームを入射させる場合の、 レー ザビーム波形の一例を示すグラフである。
図 8は、 第 2の実施例による多結晶膜の製造方法における製造途中の薄膜断面 を模式化した図である。
図 9は、 第 2の実施例による方法で製造した多結晶膜の S E M写真をスケッチ した図である。
図 1 0は、 1照射あたりの結晶成長の長さと、 全面を多結晶化させるために必 要なオーバラップ率との関係を示すグラフである。
図 1 1は、 単結晶シリコンとアモルファスシリコンの吸収係数の波長依存性を 示すグラフである。
図 1 2 Aは、 第 3の実施例による多結晶膜の製造方法で使用されるパルスレ一 ザビームのパルスエネルギ密度分布と多結晶化領域との関係を示す図であり、 図 1 2 Bは、 製造された多結晶膜の模式的な平面図である。
図 1 3 Aは、 第 4の実施例による多結晶膜の製造方法で使用されるパルスレー ザビームのパルスエネルギ密度分布と多結晶化領域との関係を示す図であり、 図 1 3 Bは、 製造された多結晶膜の模式的な平面図である。
図 1 4は、 第 5の実施例による多結晶膜の製造方法で用いられる処理対象基板 と遮光板の断面図、 及びパルスエネルギ密度の分布を示すグラフである。
図 1 5八〜図1 5 Cは、 第 5の実施例による多結晶膜の製造方法で多結晶化す る様子を示すための概略図である。
図 1 6は、 第 6の実施例による多結晶膜の製造方法で用いられる処理対象基板 と遮光板の断面図、 及びパルスエネルギ密度の分布を示すグラフである。
図 1 7八〜図1 7 Cは、 第 6の実施例による多結晶膜の製造方法で多結晶化す る様子を示すための概略図である。
5 . 発明を実施するための最良の形態 図 1に、 本発明の実施例で使用されるレーザァニ一リング装置の概略図を示す 。 レーザアニーリング装置は、 処理チャンバ 4 0、 搬送チャンバ 8 2、 搬出入チ ヤンバ 8 3、 8 4、 レーザ光源 7 1、 ホモジナイザ 7 2、 C C Dカメラ 8 8、 及 びビデオモニタ 8 9を含んで構成される。 処理チャンバ 4 0には、 ベローズ 6 7 、 結合部材 6 3、 6 5、 リニアガイド機構 6 4及びリニアモータ 6 6等を含む直 動機構 6 0が取り付けられている。 直動機構 6 0は、 処理チャンバ 6 0内に配置 されたステージ 4 4を並進移動させることができる。
処理チャンバ 4 0と搬送チャンバ 8 2がゲートバルブ 8 5を介して結合され、 搬送チヤンバ 8 2と搬出入チヤンバ 8 3、 及び搬送チヤンバ 8 2と搬出入チヤン バ 8 4が、 それぞれゲートバルブ 8 6及び 8 7を介して結合されている。 処理チ ヤンバ 4 0、 搬出入チャンバ 8 3及び 8 4には、 それぞれ真空ポンプ 9 1、 9 2 及び 9 3が取り付けられ、 各チャンバの内部を真空排気することができる。 搬送チャンバ 8 2内には、 搬送用口ポット 9 4が収容されている。 搬送用ロボ ット 9 4は、 処理チヤンバ 4 0、 搬出入チヤンバ 8 3及び 8 4の各チヤンバ相互 間で処理基板を移送する。
処理チャンバ 4 0の上面に、 レーザビーム透過用の石英窓 3 8が設けられてい る。 なお、 石英の代わりに、 B K 7等の可視光学ガラスを用いてもよい。 レ一ザ 光源 7 1から出力されたパルスレーザビームがアツテネ一夕 7 6を通ってホモジ ナイザ 7 2に入射する。 ホモジナイザ 7 2は、 レーザビームの断面形状を細長い 形状にするとともに、 その長軸方向に関する強度を均一にする。 ホモジナイザ 7 2を通過したレ一ザビームは、 ビームの断面形状に対応した細長い石英窓 3 8を 透過し、 処理チャンバ 4 0内のステージ 4 4上に保持された処理基板に入射する 。 基板の表面がホモジナイズ面に一致するように、 ホモジナイザ 7 2と処理基板 との相対位置が調節されている。
直動機構 6 0によりステージ 4 4が並進移動する方向は、 石英窓 3 8の長尺方 向に直交する向きである。 これにより、 基板表面の広い領域にレーザビームを照 射し、 基板の表面上に形成されたアモルファス半導体膜を多結晶化することがで きる。 基板表面は C C Dカメラ 8 8により撮影され、 処理中の基板表面をビデオ モニタ 8 9で観察することができる。 図 2及び図 3を参照して、 第 1の実施例による多結晶膜の製造方法について説 明する。
図 2 Aに、 加工対象物 1の断面図、 及び加工対象物 1の表面におけるレーザビ ームの短軸方向に関するパルスエネルギ密度の分布の一例を示す。 加工対象物 1 は、 厚さ 0 . 7 mmのガラス基板 2、 その表面を覆う厚さ 1 0 0 n mの酸ィ匕シリ コン膜 3、 及びその表面上に形成された厚さ 5 0 nmのアモルファスシリコン膜 4からなる 3層構造を有する。 酸ィ匕シリコン膜 3は、 例えば化学気相成長 （C V D) またはスパッタリングで形成される。 アモルファスシリコン膜 4は、 例えば 減圧 C VD (L P - C VD) またはプラズマ励起型 C VD (P E - C VD) で形 成される。
ビーム断面の短軸方向に関するパルスエネルギ密度の分布 5はガウス分布で近 似することができる。 アモルファスシリコンを完全に溶融させる閾値 E t h以上 のパルスエネルギ密度のレーザビームが入射した領域 6内のアモルファスシリコ ン膜 4が完全に溶融する。 ここで 「完全に」 とは、 シリコン膜が全厚さにわたつ て溶融することを意味する。
それよりも外側の、 パルスエネルギ密度が閾値 E t h力ら E cの間の領域 1 2 においては、 シリコン膜が部分的に溶融する。 ここで 「部分的に」 とは、 シリコ ン膜の一部は溶融するが、 アモルファス状態のままで溶融しない部分も残存する ことを意味する。 パルスエネルギ密度が E cになる位置よりも外側の領域 9のァ モルファスシリコン膜 4は溶融しない。 溶融したシリコンが固化するとき、 シリ コンの結晶粒が形成される。
本願発明者は、 パルスエネルギ密度が閾値 E t hになる位置の近傍の帯状領域 7内に、 比較的大きな結晶粒が形成され、 それよりも内側の領域 8内に、 小さな 微結晶粒が形成され、 領域 1 2内においては、 領域 8内の結晶粒の大きさと帯状 領域 7内の結晶粒の大きさとの中間の大きさの結晶粒がランダムに分布すること を発見した。 ここで、 「結晶粒の大きさ」 は、 当該領域内に分布する結晶粒の平 均の大きさを意味する。
図 2 Bに、 パルスレーザビームが照射された領域の模式的な平面図を示す。 図 2 Bの縦方向が、 ビーム入射領域の長軸方向に対応する。 ビーム入射領域の長軸 . _ 方向に延在する縁 10と中心線 11との間に、 長軸方向に延在する帯状領域 7が 配置される。 帯状領域 7は、 ビーム入射領域の縁 10からある間隔を隔てて配置 されている。 帯状領域 7内に、 長軸方向に連なった多数の結晶粒 13が形成され る。
パルスレーザビームの短軸方向に関する強度分布はガウス分布で近似される。 短軸方向の強度分布の半値幅を、 ビーム幅と呼ぶこととする。 実際には、 加工対 象物表面におけるビーム幅に相当する領域の両側にも、 ガウス分布の裾野の部分 のビーム成分が照射される。 ビーム入射領域の縁 10は、 例えば、 パルスェネル ギ密度の最大値の 10 %となる部分と定義することができる。
図 3に、 多結晶化されたシリコン膜の走査型電子顕微鏡写真 （SEM写真） を スケッチした図を示す。 入射したパルスレーザビームは、 Nd ： YLFレ一ザの 2倍高調波 （波長 527 nmまたは 524 nm) であり、 パルス幅は 100n s である。 加工対象物表面におけるビーム断面の長軸方向の長さは 5 mm、 ビーム 幅は 0. 2 mmである。
加工対象物の表面におけるパルスエネルギ密度が 500mJ/cm2の 2つの パルスレーザビームを、 同一箇所に同時に照射した。 このため、 実効的なパルス エネルギ密度は、 1 J /cm2になる。 なお、 パルスエネルギ密度は、 パルスェ ネルギを、 加工対象物表面におけるビーム断面の面積で除すことにより計算した 帯状領域 7内に、 比較的大きな結晶粒が形成され、 それらが長軸方向に連なつ ていることがわかる。 これらの結晶粒の、 短軸方向の長さは 1. 5〜2 tm程度 であり、 長軸方向の大きさは 0. 7〜1. 5 xm程度である。 2本の帯状領域 7 の間の領域 8に、 多数の微結晶粒が形成されている。
また、 帯状領域 7よりも外側の領域 12内には、 領域 8内の微結晶粒よりも大 きく、 帯状領域 7内の結晶粒よりも小さな結晶粒がランダムに配置されているこ とがわかる。 ランダム分布領域 12よりも外側の領域 9はアモルファス状態のま まである。 顕微鏡で観察することにより、 これらの領域の境界を、 色の差として 検出することができる。
次に、 図 3に示したような種々の大きさの結晶粒が発生する機構について考察 .
する。
図 4 Aに、 シリコン結晶の成長速度の温度依存性を示し、 図 4 Bに、 結晶成長 の核生成率の温度依存性を示す。 図 4 Aの縦軸は、 成長速度を単位 「mZ s」 で 表し、 図 4 Bの縦軸は、 核生成率を単位 「l Z c m3 ' s」 で表し、 両者の横軸 は温度を単位 「K」 で表す。 なお、 図 4 Α及び図 4 Βのグラフは、 1 9 9 9年 7 月 1 4日に行われた日本塑性加工学会シミュレ一ション統合システム分科会第 2 1回 F EMセミナ一の資料集第 2 2号第 2 7〜3 2頁に掲載された市嶋大路 （住 友重機械工業株式会社） による 「多結晶体の動的結晶成長過程のミクロ解析」 の 手法から得たものである。
図 4 Αに示すように、 単結晶シリコンの融点 （1 6 8 3 K) において成長速度 が 0であり、 温度が低下するに従って成長速度が速くなる。 温度 1 5 0 0 Κ近傍 において、 成長速度が最大値を示す。 従って、 溶融しているシリコンの温度が低 いほど、 成長速度が速くなる。 なお、 成長速度は、 固相部分と液相部分との界面 における温度勾配にも依存し、 温度勾配が急峻であれば、 成長速度が速い。 図 4 Βに示すように、 核生成率は、 シリコンの融点から温度が低下するに従つ て大きくなり、 温度 6 0 0 Κ近傍で最大値を示す。
図 3に示した帯状領域 7は、 核生成率が低くかつ成長速度が速い好適な温度及 び固液界面における好適な温度勾配であった領域と考えられる。 帯状領域 7とァ モルファス領域 9との間の領域 1 2は、 帯状領域 7よりも温度が低いために核生 成率が高く、 かつ固液界面における温度勾配が緩やかであるために成長速度が遅 かった領域と考えられる。 この領域では、 大きな結晶に成長する前に多くの核が 発生したため、 結晶粒が大きくなれなかったと考えられる。
微結晶領域 8においては、 温度の低下によって核が爆発的に発生し、 成長速度 よりも核生成が支配的であった領域と考えられる。 核生成率が急激に高くなる温 度まで冷却されると、 帯状領域 7内の結晶成長が、 新たに発生した核によって妨 げられ、 結晶成長が停止する。 結晶成長が停止した箇所が、 帯状領域 7と微結晶 領域 8との境界に相当すると考えられる。
より詳細には、 領域 1 2においては、 溶融した層とその下地層との界面に発生 した核からの結晶成長 (ヘテロジニアス成長) が支配的になり、 微結晶領域 8に -
おいては、 溶融した層の内部に発生した核からの結晶成長 （ホモジニァス成長） が支配的になると考えられる。 ヘテロジニアス成長が支配的な領域とホモジニァ ス成長が支配的な領域との境界に、 大きな結晶粒が形成されると考えられる。 大きな結晶粒を形成するためには、 シリコンの溶融部分を、 成長速度が速くか つ核生成率の低い好適な温度勾配及び温度とすることが必要である。 図 2 Aに示 した帯状領域 7の位置における温度勾配が急峻であると、 好適な温度に維持され る領域が狭くなり、 大きな結晶粒が形成されにくい。 大きな結晶粒を形成するた めに、 帯状領域 7の近傍におけるパルスエネルギ密度分布の勾配を緩やかにする ことが好ましい。
パルスエネルギ密度分布の勾配を急峻にしすぎると、 核発生率が高まる。 一方 、 パルスエネルギ密度分布の勾配を緩やかにしすぎると、 成長速度が遅くなる。 従って、 成長速度が速くかつ核発生率の低い好適な温度及び固液界面の温度勾配 とするには、 パルスエネルギ密度分布の勾配に、 急峻すぎず緩やかすぎない好適 な範囲があるものと考えられる。
次に、 図 5を参照して、 パルスエネルギ密度分布の好ましい形状について説明 する。
図 5 Aは、 結晶粒の大きさと、 加工対象物表面におけるビーム幅との関係を示 す。 横軸はビーム幅を単位 「 m」 で表し、 縦軸は結晶粒の大きさを単位 「 zm 」 で表す。 結晶粒の大きさは、 特開 2001— 297983号公報に開示された 結晶成長評価プログラムを用いて計算した。
加工対象物は、 厚さ 100 nmの酸化シリコン膜、 及びその上に形成された厚 さ 50 nmのアモルファスシリコン膜である。 パルスレ一ザビ一ムの波長は 52 7nm、 パルス幅 （半値幅） は 140n sとし、 ビーム入射領域のうち、 パルス エネルギ密度がピーク値の半分となる位置よりも外側に 1 mの幅、 内側に 5 n mの幅を持つ合計 6 mの幅の領域についてシミュレ一ションを行った。 これは 、 ピーク値の半分の値となる位置においてパルスエネルギ密度分布の勾配がほぼ 最大を示し、 この領域で大きな結晶粒が形成されるためである。
ビーム入射領域の短軸方向に関する強度分布はガウス分布とした。 ビーム断面 の幅が 5. 0 m、 8. 3 nm, 16. 7 zm、 及び 83. O^mの 4つの場合 . の各々について、 種々のピーク強度でシミュレーションを行い、 最大の結晶粒が 得られた条件下での結晶粒の大きさを、 そのビーム幅の時の結晶粒の大きさとし た。 ビ一ム断面の幅が 5. 0 nm, 8. 3 urn, 16. 7 m、 及び 83. 0 n mの場合において、 それぞれパルスエネルギ密度の最大値が 1 l O OmJZcm 140 Om J/cm2. 150 Om J/cm2、 及び 150 Om J/cm2の 条件の時に最大の結晶粒が得られた。
図 5 Bは、 ピーク強度の半分の値を示す位置におけるパルスエネルギ密度分布 の勾配と、 結晶粒の大きさとの関係を示す。 図 5 Aの各評価点について、 パルス エネルギ密度分布の勾配を計算し、 図 5 Bのグラフを作成した。
図 5 Bに示すように、 パルスエネルギ密度分布の勾配が 2 Om J/cm2/ mから増加するに従って、 結晶粒が徐々に大きくなる。 これは、 結晶成長速度が 速くなるためと考えられる。 ところが、 パルスエネルギ密度分布の勾配が 170 mJ/cm2/ m付近で結晶粒の大きさが最大値を示し、 それよりも勾配を大 きくすると、 結晶粒は小さくなる。 これは、 パルスエネルギ密度の勾配が急峻に なるために、 固液界面における温度勾配も急峻になり、 横方向への熱拡散によつ て冷却速度が速くなるためと考えられる。 すなわち、 十分な結晶成長時間が確保 されず、 結晶が大きく成長する前に、 多数の核が発生してしまうためと考えられ る。
図 3に示した多結晶膜を作製したときの、 パルスエネルギ密度が 50 OmJX cm2の位置における勾配は、 13m J/cm2Z mであった。 図 3に示した 帯状領域 7内の結晶粒の短軸方向に関する大きさは 1. 5〜 2 xm程度であり、 これは、 図 5 Bに示したシミュレーション結果の傾向とほぼ同じである。 なお、 勾配を 18m J/cm2Z mとした場合にも、 図 5 Bに示したシミュレ一ショ ン結果とほぼ同様の傾向が得られた。 パルスエネルギ密度が 500mJ/cm2 の位置における勾配が 1 Om JZcm2/ m以上であれば、 図 5 Bに示したシ ミュレーション結果とほぼ同様の傾向が得られるであろう。
図 5 Bに示したシミュレーション結果から判断すると、 大きな結晶粒を形成す るためには、 図 2 A及び図 2 Bに示した帯状領域 7の位置 （より厳密には、 帯状 領域 7の外側の縁） におけるパルスエネルギ密度分布の勾配を 280mJZcm ..
2//xm以下にすることが好ましい。 また、 勾配を 1 OmJZcmSZ m以上 とすることが好ましい。 なお、 アモルファスシリコン膜の厚さを 100 nmにし て同様のシミュレーションを行ったところ、 厚さが 5 Onmの場合とほぼ同様の 傾向が得られた。
また、 第 1の実施例では、 図 2Bに示したように、 結晶粒がランダムに分布す る領域 12に、 レーザビームの裾野の比較的強度の高い部分が入射する。 領域 1 2に比較的強度の高いレーザビームが照射されることにより、 この領域の温度が 上昇する。 このため、 帯状領域 7の温度及び固液界面における温度勾配が、 大き な結晶粒を形成するために好適な条件を満たすようになる。 結晶粒増大の十分な 効果を得るために、 領域 12の幅 Wを 15 以上にすることが好ましい。 次に、 図 6を参照して、 パルス幅と結晶粒の大きさとの関係について説明する 図 6は、 結晶粒の大きさとパルス幅との関係を示す。 横軸はパルス幅を単位 「 n s」 で表し、 縦軸は結晶粒の大きさを単位 「 m」 で表す。 結晶粒の大きさは 、 上述の結晶成長評価プログラムを用いて計算した。
加工対象物、 パルスレーザビームの波長は、 図 5で説明した条件と同じである 。 また、 加工対象物表面におけるビーム幅は、 16. 7 mとした。 シミュレ一 シヨン方法は、 図 5で説明した方法と同様である。
パルス幅を長くすると、 形成される結晶粒が大きくなることがわかる。 これは 、 パルス幅が長くなるに従って温度低下が緩やかになり、 その結果、 溶融部分が 好適な温度に維持される,時間が長くなるためと考えられる。 ところが、 パルスェ ネルギが一定の条件下でパルス幅を長くすると、 パルスレ一ザビームのピ一ク強 度が低下し、 十分なパワー密度を維持できなくなる。 従って、 パルス幅の上限は 、 使用するレーザ光源の出力特性によって制限される。
レーザ光源としてエキシマレ一ザを使用する場合には、 一般的にパルス幅が 7 On s以下である。 一般的に、 Nd ： YLFレーザ等の全固体レーザには、 パル ス幅が 20〜30 n sのものや、 100 n s以上のものがある。 より大きな結晶 粒を形成するためには、 パルス幅が 10 Oms以上のもの 使用することが好ま しい。 . 以上、 シリコン溶融部分の温度状態を好適化するために、 パルスエネルギ密度 分布の形状及びパルス幅に着目して考察を行つたが、 パルスレ一ザビームの入射 後、 溶融部分が完全に固化する前に、 同じ位置に再度パルスレーザビームを入射 させることによつても、 温度状態を制御することが可能である。
図 7に、 加工対象物に入射させるレーザビームの波形の一例を示す。 横軸は経 過時間を表し、 縦軸はレーザビームの強度を表す。 時刻 1^に 1ショット目のパ ルスレーザビーム S 1が入射し、 時刻 t 2に 2ショット目のパルスレーザビーム S 2が入射する。 1ショット目及び 2ショット目のパルスレーザビームのパルス 幅 （半値幅） は、 それぞれ PW 1及び PW 2である。 図 7では、 2ショット目の パルスレーザビームのピーク強度が、 1ショット目のパルスレーザビームのピ一 ク強度よりも小さい場合を示しているが、 両者を同一にしてもよい。
図 7に示した 1ショット目のパルスレーザビーム S 1の入射により、 ァモルフ ァスシリコン膜が溶融する。 温度の低下とともに核が発生し、 核から結晶が成長 する。 核生成率が大きくなる温度まで冷却される前に、 2ショット目のパルスレ —ザビーム S 2を入射させ、 再加熱する。 これにより、 核生成を抑制し、 結晶成 長を継続させることができる。 このため、 大きな結晶粒を形成することが可能に なる。
例えば、 1ショット目の入射によって溶融した部分が完全に固化する前に、 2 ショット目のパルスレーザビーム S 2を入射させればよい。 例えば 1ショット目 のレーザビーム入射から 2ショット目のレーザビーム入射までの遅延時間を、 3 0 0〜 1 5 0 0 n s程度にすればよい。 レーザ光源として全固体レーザを使用す る場合には、 エキシマレーザを使用する場合に比べて、 遅延時間を容易に制御す ることができる。 なお、 後述するように、 一旦形成された結晶粒は、 ァモルファ ス状態の部分よりも溶融しにくい。 このため、 一旦形成された結晶粒は、 2ショ ット目のパルスレーザビーム S 2の照射によって再溶融しにくい。
例えば、 パルスエネルギ密度のピーク値が 1 3 0 0 m J Z c m2、 パルス幅 1 4 0 n s , ビーム幅 1 6 . 7 mのパルスレーザビームを入射させたときの結晶 粒の大きさは約 2 . l mであった。 これに対し、 1ショット目のパルスェネル ギ密度のピーク値 1 3 0 0 m J Z c m2、 2ショット目のパルスエネルギ密度の .. ピーク値 7 0 0 m J / c m2、 遅延時間 9 0 0 n sの条件で多結晶化を行つたと ころ、 結晶粒の大きさは約 4. 4 x mであった。 このように、 遅延時間を設けて 2ショットのパルスレーザビームを入射させることにより、 結晶粒を大きくする ことができる。
1ショット目の入射によって溶融した部分が固化する前に 2ショット目のパル スレーザビームを照射する方式を、 ダブルパルス方式と呼ぶこととする。 より一 般的に、 溶融したシリコンが固化する前に 2ショット以上のパルスレーザビーム を照射する方式をマルチパルス方式と呼ぶこととする。
上記第 1の実施例による方法では、 レーザビームの強度分布をトップフラット にするためのマスクを使用しない。 このため、 レーザビームのエネルギ利用効率 を高めることができる。
また、 上記第 1の実施例の方法により、 結晶粒が第 1の方向に一列に連なった 結晶粒列を形成することができる。 第 1の方向と直交する方向に関する結晶粒の 平均の大きさを 1 . 5 以上にすることができる。
次に、 上記第 1の実施例による方法で形成された結晶粒を、 基板面内方向にさ らに拡大する第 2の実施例について説明する。
図 8に、 結晶成長の様子を模式化した図を示す。 図 8 A〜図 8 Gの各図は、 シ リコン膜の断面を表し、 図の横方向が、 パルスレーザビームの入射領域の短軸方 向に相当する。
図 8 Aに示すように、 上記第 1の実施例による方法でパルスレ一ザビームを入 射させると、 2本の帯状領域 7の位置に、 長軸方向 （図 8の紙面に垂直な方向） に連なる多数の結晶粒が形成される。 2つの帯状領域 7に挟まれた領域 8には、 微結晶粒が形成される。 帯状領域 7の各々の幅は例えば 4 mである。 図 5 A及 び図 5 Bに示すように、 レーザビームの入射条件を好適化することにより、 大き さ 4 m程度の結晶粒を形成することは十分可能である。
図 8 Bに、 レーザビームの入射位置を短軸方向に 1 5 z m移動させ、 2回目の 照射を行った後の結晶化状態を示す。 例えば、 ビーム幅が 1 0 0 mであり、 移 動距離が 1 5 mであるとき、 オーバラップ率は 8 5 %になる。 ·
帯状領域 7を移動方向に 1 5 μ πιだけ移動させた位置に、 結晶粒が連なった帯 状領域 2 0が形成される。 帯状領域 2 0の幅は 4 mである。 2つの帯状領域 2 0に挟まれた領域のアモルファスシリコン膜、 微結晶粒、 及び小さな結晶粒は溶 融するが、 後述するように、 帯状領域 7内の大きな結晶粒は溶融しにくい。 実際 には、 帯状領域 7内の結晶粒は部分的に溶融するが、 一部分は結晶のまま残存す る。 温度が低下するに従って、 帯状領域 7内に残存する結晶粒が種結晶となり、 結晶成長が生じる。
1回目の照射で発生する結晶粒の大きさと同程度の結晶成長が生じると仮定す ると、 帯状領域 7の両側に成長する結晶の長さは、 4 m程度になる。 このため 、 移動方向の前方側に位置する帯状領域 7を中心として、 幅 1 2 / m程度の多結 晶領域 7 aが形成される。 帯状領域 7 aと、 移動方向の前方側に位置する帯状領 域 2 0との間の微結晶領域 1 5の幅は約 7 になる。 移動方向の後方側に位置 する帯状領域 7の周辺のアモルファスシリコン膜、 微結晶粒、 及び小さな結晶粒 は溶融しないため、 結晶成長は生じない。
図 8 Cに、 レーザビームの入射位置を短軸方向にさらに 1 5 m移動させ、 3 回目の照射を行つた後の結晶化状態を示す。
帯状領域 2 0を移動方向に 1 5 だけ移動させた位置に、 結晶粒が連なった 帯状領域 2 1が形成される。 帯状領域 2 1の幅は 4 mである。 さらに、 帯状領 域 7 a及び移動方向の前方側に位置する帯状領域 2 0内の結晶粒を種結晶として 、 結晶成長が生じる。
帯状領域 7 aから、 移動方向の後方側に向かって、 約 4 mの結晶が成長する 。 同時に、 帯状領域 2 0から、 移動方向の前方側に向かって、 約 4 mの結晶が 成長する。 帯状領域 7 aと帯状領域 2 0とに挟まれた領域 1 5おいては、 両側か ら中心に向かって結晶成長が生じる。 領域 1 5の幅は、 約 7 / mであるため、 両 側からそれぞれ 3 . 5 mずつ成長した時点で、 結晶粒同士が衝突し、 結晶成長 が止まる。
これにより、 帯状領域 7 aを含む幅 1 9 . 5 z mの帯状領域 7 bが形成され、 帯状領域 2 0を含む幅 1 1 . 5 / mの帯状領域 2 0 aが形成される。 帯状領域 7 b及び 2 0 a内には、 長軸方向に連なった多数の結晶粒が形成されている。 領域 1 5の中心線 1 6に沿って結晶粒界が配列する。 なお、 結晶粒同士が衝突するた め、 中心線 1 6の位置に、 山脈状の凸部が形成される。
図 8 Dに、 レーザビームの入射位置を短軸方向にさらに 1 5 移動させ、 4 回目の照射を行つた後の結晶化状態を示す。
帯状領域 2 1を移動方向の前方に 1 5 /z mだけ移動させた位置に、 帯状領域 2 2が形成される。 帯状領域 2 0 a内の結晶粒を種結晶として、 移動方向の前方側 に結晶が成長し、 帯状領域 2 1内の結晶粒を種結晶として、 その両側に結晶が成 長する。 これにより、 幅 1 5 i mの帯状領域 2 0 b、 及び幅 1 1 . 5 /z mの帯状 領域 2 1 aが形成される。
図 8 E〜図 8 Gに、 それぞれレーザビームの入射位置を短軸方向に 1 δ ^ ηιず つ移動させ、 5〜 7回目の照射を行った後の結晶化状態を示す。
第 5回目の照射により、 新たに帯状領域 2 3が発生すると同時に、 帯状領域 2 1 a及び 2 2が広がり、 帯状領域 2 1 b及び 2 2 aが形成される。 第 6回目の照 射により、 帯状領域 2 2 a及び 2 3が広がり、 帯状領域 2 2 b及び 2 3 aが形成 される。 第 7回目の照射により、 帯状領域 2 3 aが広がり、 帯状領域 2 3 bが形 成される。
このように、 レーザビームの入射位置を短軸方向に移動させながら照射を繰り 返すことにより、 アモルファスシリコン膜のほぼ全面を多結晶化させることがで きる。
図 9に、 図 8に示した方法で作製した多結晶膜の S E M写真をスケッチした図 を示す。 複数の帯状領域 2 5が観察される。 各帯状領域 2 5の幅は約 1 5 i mで あり、 帯状領域 2 5内に、 長軸方向に連なった多数の結晶粒が形成されている。 相互に隣り合う帯状領域 2 5の境界には、 山脈状の突起 2 6が形成されている。 次に、 図 1 0を参照して、 全面を多結晶化するための条件について説明する。 パルスレ一ザビームの入射位置を移動させる時のオーバラップ率を小さくすると 、 図 8 Cに示した微結晶領域 1 5の幅が拡がり、 領域 1 5の両側から成長する結 晶粒同士が衝突する前に、 レーザビームの入射領域が領域 1 5から外れてしまう 。 また、 オーバラップ率を一定に保っても、 1照射あたりの結晶成長の長さが短 くなると同様の現象が生じる。 このため、 1照射あたりの結晶成長の長さが短い 場合には、 オーバラップ率を高くしなければならない。 -
図 1 0に、 1照射あたりの結晶成長の長さと、 必要なオーバラップ率との関係 を示す。 横軸は、 1照射あたりの結晶成長の長さを単位 「 m」 で表し、 縦軸は 、 オーバラップ率を単位 「％」 で表す。 例えば、 1照射あたりの結晶成長の長さ が 1 0 x mであるとき、 オーバラップ率を 7 0 %以上にすればよい。 1照射あた りの結晶成長の長さが短くなると、 全面を多結晶化するために必要なォ一バラッ プ率が高くなることがわかる。
全面を多結晶化するためには、 図 8 Bに示した微結晶領域 1 5の両側から成長 する結晶粒同士が衝突するまで、 微結晶領域 1 5の中心線 1 6が、 レーザビーム 照射によるシリコンの溶融領域内に収まるように、 オーバラップ率を設定すれば よい。
次に、 図 1 1を参照して、 アモルファスシリコン膜を多結晶化する場合のレ一 ザビームの好ましい波長について説明する。
図 1 1に、 アモルファスシリコンと単結晶シリコンとの光吸収係数の波長依存 性を示す。 横軸は波長を単位 「n m」 で表し、 縦軸は吸収係数を単位 「X 1 0 7 c m— で表す。 図中の黒丸及び白丸は、 それぞれ単結晶シリコンの吸収係数 及びアモルファスシリコンの吸収係数を示す。
波長が約 3 4 0 n m以上の領域で、 アモルファスシリコンの吸収係数が単結晶 シリコンの吸収係数よりも大きいことがわかる。 特に、 波長4 0 0 11 111〜6 0 0 n mの範囲においては、 アモルファスシリコンの吸収係数が単結晶シリコンの吸 収係数よりも一桁以上大きい。 一旦形成された結晶粒を種結晶として結晶成長を 行う場合には、 結晶粒を溶融させることなくアモルファスの領域を溶融させるこ とが好ましい。 実際に形成された結晶粒の分布する領域は単結晶ではなく多結晶 である。 多結晶シリコンの吸収係数は、 結晶粒の大きさに依存し、 単結晶とァモ ルファスとの中間の吸収係数になる。 結晶粒が大きくなると、 単結晶の吸収係数 に近づき、 結晶粒が小さくなると、 アモルファスの吸収係数に近づく。
従つて、 図 2 Bに示した帯状領域 7内の大きな結晶粒を溶融させることなく、 アモルファス領域 9、 ランダム分布領域 1 2、 及び微結晶領域 8を優先的に溶融 させるために、 波長 3 4 0 n m以上のパルスレーザビームを使用することが好ま しい。 波長が長くなりすぎると吸収係数が低下するため、 使用するパルスレーザ ビームの波長を 9 0 0 nm以下とすることが好ましい。
エキシマレーザの波長域 （約 3 0 8 nm) においては、 アモルファスシリコン の吸収係数が、 波長 3 4 0〜 9 0 0 nmにおける吸収係数よりも高い。 このため 、 アモルファスシリコン膜の表面近傍でのみ吸収が生じ、 厚さ方向に関して温度 勾配が生じてしまう。 これに対し、 波長 3 4 0〜9 0 0 n mのレーザビームを使 用すると、 アモルファスシリコン膜の比較的深い領域までレーザビームが侵入し 、 厚さ方向に関してほぼ均等に加熱される。 このため、 より高品質な結晶を形成 することができる。
次に、 図 1 2を参照して、 第 3の実施例による多結晶膜の製造方法について説 明する。
図 1 2 Aに、 照射するレーザビームの短軸方向に関するパルスエネルギ密度分 布と多結晶化される領域との関係を示す。 パルスエネルギ密度の最も高い部分が 入射する領域 3 5内に微結晶が形成され、 その両側に、 大きな結晶粒が長軸方向 に連なった帯状領域 3 O A及び 3 0 Bが形成される。 微結晶粒が形成された領域 3 5の幅が、 帯状領域 3 0 A及び 3 0 Bの各々の幅とほぼ等しくなるように、 ビ ーム幅が設定されている。
レーザビームの入射位置を、 短軸方向に、 帯状領域 3 O Aの幅と等しい距離だ け移動させて第 2回目のレーザ照射を行う。
図 1 2 Bに示すように、 既に結晶粒が形成されている帯状領域 3 O Aと 3 0 B との間に、 大きな結晶粒が連なった帯状領域 3 1 Aが形成される。 同時に、 移動 方向の前方側に位置する帯状領域 3 0 Bの前方側に、 帯状領域 3 1 Bが形成され る。
このように、 2回の照射によって、 4つの帯状領域 3 0 A、 3 1 A、 3 0 B、 及び 3 I Bが形成される。 相互に隣り合う帯状領域内の結晶粒同士は、 相互に接 触する。 同様の工程を繰り返すことにより、 全面を多結晶化することができる。 なお、 温度条件によっては、 図 1 2 Aに示した領域 3 5内に発生した核から新 たに結晶粒が成長するのではなく、 両側の帯状領域 3 0 A及び 3 0 B内の結晶粒 を種結晶として、 結晶成長が生じる場合もあるであろう。
次に、 図 1 3を参照して、 第 4の実施例による多結晶膜の製造方法について説 明する。
図 1 3 Aに、 照射するレーザビームの短軸方向に関するパルスエネルギ密度分 布と多結晶化される領域との関係を示す。 パルスエネルギ密度の最高値に対応す る位置の両側に、 大きな結晶粒が長軸方向に連なった帯状領域 3 6 A及び 3 6 B が形成される。 ビーム幅が狭いため、 帯状領域 3 6 A内の核から発生した結晶粒 と、 帯状領域 3 6 B内の核から発生した結晶粒とが相互に接触する。 両者の接触 した線 3 8に沿って、 結晶粒界が配列する。 .
帯状領域 3 6 Aと 3 6 Bとの合計の幅だけ、 レーザビームの入射位置を短軸方 向に移動させ、 2回目の照射を行う。
図 1 3 Bに示すように、 相互に接する帯状領域 3 7 Aと 3 7 Bとが形成される 。 移動方向の後方側に位置する帯状領域 3 7 Aが、 1回目の照射で形成された移 動方向の前方側に位置する帯状領域 3 6 Bに接する。 同様の工程を繰り返すこと により、 全面を多結晶化することができる。
第 3及び第 4の実施例において照射するパルスレーザビームのパルスエネルギ 密度分布 、 第 1の実施例で説明した好適な形状にすることにより、 大きな結晶 粒を形成することができる。 また、 図 7に示したように、 同じ位置に、 2ショッ トのパルスレーザビームを入射させることにより、 結晶粒をより大きくすること ができる。
次に、 図 1 4〜図 1 5 Cを参照して、 第 5の実施例による多結晶膜の製造方法 について説明する。
図 1 4に、 加工対象物 1のレーザビーム入射位置近傍の断面図、 及びビーム断 面の短軸方向に関するパルスエネルギ密度の分布の一例を示す。 一般的にパルス エネルギ密度は、 パルスエネルギをビーム断面の面積で除することにより求めら れる。 この計算で求められるパルスエネルギ密度は、 厳密には、 ビーム断面内に おける平均値である。 ビーム断面内の光強度が一定ではないため、 パルスェネル ギ密度も一定ではない。 光強度分布がガウス分布で近似される場合、 パルスエネ ルギ密度分布もガウス分布で近似される。
図 1 4に示すように、 加工対象物は、 図 2 Aを参照して説明した第 1の実施例 の場合と同様に、 ガラス基板 2の上に酸化シリコン膜 3、 及びアモルファスシリ コン膜 4が積層された積層基板である。 パルスレーザビームの入射位置が図 1 4 の右方に移動する。
図 1に示したホモジナイザ 7 2を通過したレーザビームの一部が遮光板 1 8で 遮光され、 結像光学装置 1 9を介してアモルファスシリコン膜 4に入射する。 遮 光板 1 8は、 ビーム断面の短軸方向に関するパルスエネルギ密度分布の裾野の部 分の光を遮光する。 結像光学装置 1 9は、 遮光板 1 8の配置された位置における ビーム断面を、 アモルファスシリコン膜 4の表面に結像させる。 結像倍率は例え ば 1倍である。
遮光板 1 8が配置されていない場合には、 アモルファスシリコン膜 4の表面に おけるパルスレーザビームの短軸方向に関するパルスエネルギ密度の分布はガウ ス分布で近似される。 すなわち、 パルスエネルギ密度は、 中央部で強く、 縁に近 づくに従って弱くなる。 なお、 パルスエネルギ密度の分布は必ずしもガウス分布 である必要はなく、 一般的に中央部で強く、 縁に近づくに従って弱くなる分布で もよい。
パルスレーザビームの入射位置の進行方向の後方側の裾野のうち、 パルスエネ ルギ密度が E H以下の部分が遮光板 1 8で遮光されており、 前方側においては、 パルスエネルギ密度が E L以下の部分が遮光されている。 パルスエネルギ密度 E ま、 EHよりも低い。
実際には、 遮光板 1 8で遮光されたビーム断面の縁において光強度が直ちに 0 にはならず、 ビーム断面は遮光された位置よりも 6 m程度外側まで広がってい た。 なお、 ビーム断面の縁は、 光強度が、 ピーク値の 2 0 %になる位置とした。 このようなパルスエネルギ密度分布を有するパルスレーザビームを、 ァモルフ ァスシリコン膜 4に 1ショット入射させる。 アモルファスシリコン膜 4が完全に 溶融する閾値以上のパルスエネルギ密度のレーザビームが照射された領域が溶融 する。 パルスエネルギ密度 E Lがこの閾値以上である場合、 パルスレーザビーム に照射された全領域が溶融する。 溶融した部分が冷却される時に、 溶融部分の縁 から内部に向かって結晶が成長する。
図 1 5 Aに示すように、 パルスレーザビームの入射位置の移動方向の後方側の 縁に、 ビーム断面の長軸方向に配列した多数の結晶粒 1 0 0 aが形成され、 前方 側の縁に多数の結晶粒 1 0 1 aが形成される。 結晶粒 1 0 0 aが形成された領域 と結晶粒 1 0 1 aが形成された領域とに挟まれた領域には、 図 3に示した領域 8 と同様に、 微結晶粒が形成される。 成長する結晶の長さは、 溶融部分の温度と固 液界面における温度勾配に依存する。 後方側の縁における温度及び温度勾配と、 前方側の縁における温度及び温度勾配とは、 相互に異なる。 このため、 溶融した 領域の両側の縁から成長した結晶の長さは、 相互に異なる。
後方側の縁における温度及び温度勾配が、 結晶成長に好ましい条件である場合 、 後方側の縁に形成された結晶粒 1 0 0 aが、 前方側の縁に形成された結晶粒 1 0 1 aよりも大きくなる。 例えば、 後方側の縁に形成された結晶粒 1 0 0 aの横 方向の寸法を？〜 8 にすることができた。
次に、 パルスレーザビームの入射位置をビーム断面の短軸方向に移動させ、 パ ルスレーザビームを 1ショット入射させる。 入射位置の移動距離は、 新たに照射 するパルスレ一ザビームのビーム断面の後方側の縁が、 結晶粒 1 0 0 aに接する かまたは重なる距離とする。 前回の照射時に前方側の縁に形成された結晶粒 1 0 l aは、 今回の照射により溶融する。
図 1 5 Bに示すように、 今回の照射で溶融した領域の後方側の縁においては、 結晶粒 1 0 0 aを種結晶として横方向に結晶が成長し、 結晶粒 1 0 0 aを内包す る大きな結晶粒 1 0 0 bが形成される。 今回照射したパルスレーザビームのビー ム断面の後方側の縁が結晶粒 1 0 0 aに接する場合、 結晶粒 1 0 0 bの横方向の 寸法は、 結晶粒 1 0 0 aの寸法の約 2倍の 1 4〜 1 6 x mになる。
パルスレ一ザビームの入射位置を、 前回のショットで照射された領域と、 今回 のショッ卜で照射される領域とが部分的に重なるように移動させながら、 パルス レーザビームの照射を繰り返す。 移動距離は、 新たに照射するパルスレーザビー ムのビ一ム断面の後方側の縁が、 前回の照射で形成された後方側の結晶粒に接す るかまたは重なる距離とする。
図 1 5 Cに示すように、 結晶粒が横方向に成長し、 大きな結晶粒 1 0 0 cが形 成される。 図 1 5 Bの時点で、 ビーム断面の前方側の縁に形成されていた小さな 結晶粒 1 0 1 bは、 その後のパルスレーザビームの照射によって溶融し、 消滅す る。 第 5の実施例では、 遮光板 1 8で画定されたビーム断面の後方側の縁から結晶 が成長する。 第 1の実施例の場合には、 図 3に示したように大きな結晶粒の発生 する帯状領域 7が蛇行している。 第 5の実施例では、 結晶粒 1 0 0 aの形成され る位置が遮光板 1 8により人為的に決まるため、 結晶粒 1 0 0 aの連なった帯状 領域が蛇行することなく、 ほぼ直線に沿った形状になる。 このため、 2回目の照 射時に、 ビーム断面の後方側の縁が、 結晶粒 1 0 0 aの連なった帯状領域に接す るように、 容易に位置決めすることができる。
また、 結晶成長の方向も、 ビーム断面の長軸に直交する方向に揃う。 多結晶膜 に能動素子を形成する場合、 形成すべき能動素子の電流方向と、 結晶成長の方向 とを平行にすることにより、 結晶粒界に起因するキャリア移動度の低下を抑制す ることができる。
上記実施例では、 1ショットのパルスレーザビームを入射させる度に、 入射位 置を移動させたが、 図 7を参照して説明したように、 同じ位置に 2ショットのパ ルスレーザビームを入射させるダブルパルス方式を採用してもよいし、 マルチパ ルス方式を採用してもよい。 これにより、 形成される結晶粒を大きくすることが できる。
図 1 4に示したパルスエネルギ密度分布の裾野のうち遮光すべき好ましい領域 、 すなわちパルスエネルギ密度 EH及び E Lの好ましい大きさは、 遮光領域の大 きさ （幅） を変えて複数の評価実験を行うことにより求めることができる。 以下、 実際に行った評価実験の結果について説明する。 レーザ光源から出射さ れたレーザビームを、 幅 1 0 0 t m、 長さ 1 7 mmのビーム断面を有する長尺ビ ームに成形した。 このビーム断面の幅方向の両側を遮光板で遮光し、 幅 2 2 m の断面形状とし、 このビーム断面をアモルファスシリコン膜の表面に結像させた 。 なお、 ビーム断面の幅は、 光強度分布の半値幅である。
レーザ光源を 2台用い、 1ショット目及び 2ショット目のパルスレ一ザビーム の、 アモルファスシリコン膜表面におけるパルスエネルギ密度を、 それぞれ 5 5 O m J Z c m2及び 5 O O m J Z c m2とし、 遅延時間を 1 0 0 n sとしたダブ ルパルス方式を採用した。
この条件で、 2ショットのパルスレーザビームを照射することにより、 ビーム 断面の走査方向後方側に形成される結晶粒 1 0 0 aの幅が 3 . 1 になった。 3 mのピッチでパルスレーザビームが入射するように、 アモルファスシリコン 膜の表面を走査することにより、 図 1 5 Cに示したように、 走査方向に連続的に 結晶を成長させることができた。 各結晶粒の配向性を測定したところ、 結晶の成 長方向 （走査方向） と平行な方向に各結晶粒のく 1 1 0 >方向が揃っていた。 次に、 図 1 6〜図 1 7 Cを参照して、 第 6の実施例による多結晶膜の製造方法 について説明する。
図 1 6に示すように、 第 6の実施例では、 パルスレーザビームの入射位置の移 動方向の前方側において、 パルスエネルギ密度が E H以下の裾野の部分が遮光板 1 8で遮光され、 後方側において、 パルスエネルギ密度が E L以下の裾野の部分 が遮光板 1 8で遮光されている。
図 1 7 Aに示すように、 1ショットの照射を行うと、 ビーム断面の前方側の縁 に比較的大きな結晶粒 1 1 0 aが形成され、 後方側の縁に比較的小さな結晶粒 1 1 1 aが形成される。
図 1 7 Bに示すように、 パルスレーザビームの入射位置を移動させて次の 1シ ョットの照射を行うと、 結晶粒 1 1 0 b及び 1 1 1 bが形成される。 比較的大き な結晶粒 1 1 0 aは溶融しにくいため、 次の照射以降の照射によってほとんど溶 融しない。 結晶粒 1 1 O bは、 溶融した領域の前方側の縁から後方側 （結晶粒 1 1 0 a側） に向かって成長したものである。 結晶成長の先端が結晶粒 1 1 0 aに 達した時点で成長が停止する。
このとき、 既に形成されている結晶粒 1 1 0 aを種結晶とした横方向の結晶成 長も生ずる。 このため、 パルスレーザビームの入射位置の移動ピッチは、 結晶粒 1 1 0 aの幅よりも長くすることができる。
図 1 7 Cに示すように、 パルスレーザビームの入射位置を移動させながら照射 を繰り返すと、 比較的大きな結晶粒 1 1 0 a〜l 1 0 eが形成される。 また、 図 1 7 Cにおいては、 3回目の照射時に、 ビーム断面の後方側の縁に比較的小さな 結晶粒 1 1 1 cが形成されている。 4回目以降の照射においては、 ビーム断面の 後方側の縁が、 比較的大きな結晶粒 1 1 0 a〜l 1 0 eの内部に位置することに なるため、 後方側の縁近傍には溶融部分が生じない。 第 6の実施例では、 図 17 Cに示したように、 例えば結晶粒 110 aの連なつ た帯状領域と、 結晶粒 11 Obの連なった帯状領域との間に、 明確な境界が形成 される。 この境界の位置は、 遮光板 18で人為的に決定される。 例えば、 多結晶 化されたシリコン薄膜に能動素子を形成する場合、 能動素子が結晶粒の境界を跨 がないように、 結晶粒の境界を配置させることが可能である。 以上のようにして 、 図 9のように帯状領域で基板全面を覆うことも可能である。
以下、 実際に行った評価実験の結果について説明する。 レーザ光源から出射さ れたレーザビーム成形し、 幅 100 m、 長さ 17 mmのビーム断面を有する長 尺ビームにする。 ビーム断面の、 走査方向前方側の縁を遮光板で遮光して、 幅 5 5 mの断面形状とし、 このビーム断面をアモルファスシリコン膜の表面に結像 させた。 レーザ光源を 2台用い、 1ショット目及び 2ショット目のパルスレーザ ビームの、 アモルファスシリコン膜表面におけるパルスエネルギ密度を、 それぞ れ 710m JZcm2及び 640mJZcm2とし、 遅延時間を 200 n sとし たダブルパルス方式を採用した。
この条件で、 2ショットのパルスレーザビームを照射することにより、 ビ一ム 断面の、 走查方向前方側に形成される結晶粒 110 aの幅が 5. 4 zmになった 。 12 mのピッチでパルスレーザビームが入射するようにアモルファスシリコ ン膜の表面を走査することにより、 ビーム断面の長手方向に結晶粒が連なった幅 12 xmの帯状領域が形成された。 相互に隣り合う帯状領域の結晶粒は、 帯状領 域の境界において相互に接触し、 全面を多結晶化することができた。
1回の照射で形成される結晶粒 110 aの幅が 5. 4 zm'であるにもかかわら ず、 最終的に形成される帯状領域の幅が 12 になるのは、 1回の照射で形成 された幅 5. 4 /mの結晶粒を種結晶として、 その後の照射によって横方向の結 晶成長が生じるためである。 この成長過程は、 図 8 A〜図 8 Gで説明した結晶成 長過程と同様である。
上記第 5及び第 6の実施例の評価実験では、 ダブルパルス方式を採用した。 こ のとき、 1ショット目のパルスレーザビームが入射してから 2ショット目のパル スレーザビームが入射するまでの遅延時間を 100〜 1000n sとすることが 好ましい。 この好適な遅延時間は、 遮光板を用いない場合に比べてやや短い。 こ れは、 ビーム断面の両側において光強度分布の傾斜が急峻であり、 遮光板を用い ない場合に比べて固化速度が速いためである。
次に、 第 7の実施例について説明する。 第 5及び第 6の実施例では、 ビーム断 面の幅方向に関して光強度分布 （またはパルスエネルギ密度分布） が非対称にな るように、 遮光板でレ一ザビームの一部を遮光したが、 対称になるように遮光し てもよい。 光強度分布が対称になると、 走査方向の前方側の縁と後方側の縁とに 、 ほぼ同じ大きさの結晶粒が形成される。 このため、 図 8 A〜図 8 Gを参照して 説明した第 2の実施例、 図 1 2 A及び図 1 2 Bを参照して説明した第 3の実施例 、 または図 1 3 A及び図 1 3 Bを参照して説明した第 4の実施例による方法と同 様の方法により、 アモルファスシリコン膜の多結晶化を行うことができる。 上記第 5〜第 7の実施例では、 遮光板の配置された位置におけるビーム断面を アモルファスシリコン膜の表面に結像させたが、 アモルファスシリコン膜に近接 させて遮光板を配置してもよい。 遮光板とアモルファスシリコン膜との間隔は、 例えば 0 . 1 mm程度とすればよいであろう。
上記第 1及び第 6の実施例では、 レーザビームの一部を遮光板で遮光すること により、 ビーム断面の幅方向に関して非対称な光強度分布を有するレーザビーム を形成したが、 その他の光学装置により光強度分布を非対称にしてもよい。 例え ば、 石英ガラスの表面にクロム （C r ) 等のドットパターンを配置したダラディ エイションフィルタを光路内に配置してもよい。
以上実施例に沿って本発明を説明したが、 本発明はこれらに制限されるもので はない。 例えば、 種々の変更、 改良、 組み合わせ等が可能なことは当業者に自明 であろう。

Claims

請 求 の 範 囲
1 . ( a ) 表面上にアモルファス材料からなる薄膜が形成された加工対象物を準 備する工程と、
( b ) 前記薄膜の表面において一方向に長いビーム断面を有するパルスレーザ ビームを該薄膜に入射させ、 該薄膜を溶融させた後固化させ、 ビーム入射領域の 長軸方向に延在する縁と中心線との間の領域のうち、 該縁及び該中心線からある 距離だけ隔てられ、 該長軸方向に延在する第 1の帯状領域内に、 該長軸方向に連 なった結晶粒を発生させる工程と
を有する多結晶膜の製造方法。
2 . 前記工程 （b ) の後、 さらに、
( c ) パルスレーザビームの入射位置がビーム入射領域の短軸方向に移動し、 前記第 1の帯状領域内に発生した結晶粒は完全には溶融せず、 該結晶粒に接する 領域の前記薄膜は溶融する条件でパルスレーザビームを入射させ、 該結晶粒を種 結晶として、 前記帯状領域の両側に結晶を成長させる工程を有する請求項 1に記 載の多結晶膜の製造方法。
3 . 前記工程 （c ) において、 パルスレーザビームの入射領域の移動方向前方側 の縁と中心線との間の領域のうち、 該縁からある距離だけ隔てられ、 かつ前記第 1の帯状領域からもある距離だけ隔てられ、 長軸方向に延在する第 2の帯状領域 内に、 該長軸方向に連なった結晶粒を発生させ、
前記工程 （c ) の後、 さらに、
( d ) パルスレーザビームの入射位置を短軸方向に移動させながら、 前記薄膜 にパルスレーザビームを入射させ、 前記第 1の帯状領域から前記第 2の帯状領域 に向かって成長した結晶粒と、 前記第 2の帯状領域から前記第 1の帯状領域に向 かって成長した結晶粒とを接触させる工程を有する請求項 2に記載の多結晶膜の 製造方法。
4 . 前記工程 （b ) の後、 さらに、 ( e ) パルスレ一ザビームの入射位置がビーム入射領域の短軸方向に移動し、 前記第 1の帯状領域内に発生した結晶粒は溶融せず、 前記第 1の帯状領域に挟ま れた領域、 及びビーム入射領域の移動方向の前方側に位置する第 1の帯状領域の 前方側の縁に接する領域の前記薄膜が溶融する条件でパルスレーザビームを入射 させ、 溶融した領域に結晶粒を発生させる工程を有し、
該工程 （e ) において、 前記第 1の帯状領域に挟まれた領域内に発生した結晶 粒が、 その両側の第 1の帯状領域内に発生している結晶粒に接触し、 ビーム入射 領域の移動方向の前方側に位置する第 1の帯状領域の前方側に発生した結晶粒が 、 該第 1の帯状領域内に発生している結晶粒に接触する条件でパルスレーザビー ムを入射させる請求項 1に記載の多結晶膜の製造方法。
5 . 前記工程 （b ) の後、 さらに、
( e ) パルスレーザビームの入射位置がビーム入射領域の短軸方向に移動し、 前記第 1の帯状領域内に発生した結晶粒は溶融せず、 前記第 1の帯状領域に挟ま れた領域、 及びビーム入射領域の移動方向の前方側に位置する第 1の帯状領域の 前方側の縁に接する領域の前記薄膜が溶融する条件でパルスレーザビームを入射 させ、 前記第 1の帯状領域に挟まれた溶融領域内においては、 両側の前記第 1の 帯状領域内の結晶粒を種結晶として結晶を成長させ、 両側から成長した結晶粒同 士を接触させ、 ビーム入射領域の移動方向の前方側に位置する第 1の帯状領域の 前方側の溶融領域においては、 該第 1の帯状領域内の結晶粒を種結晶として結晶 を成長させる請求項 1に記載の多結晶膜の製造方法。
6 . 前記薄膜がシリコンで形成されており、 該薄膜に入射させるパルスレーザビ ームの波長が 3 4 0〜9 0 0 n mである請求項 1に記載の多結晶膜の製造方法。
7 . 前記工程 （b ) において、 パルスレーザビームを 1ショット入射させた後、 溶融した部分が完全に固化する前に、 同じ位置に 2ショット目を入射させる請求 項 1に記載の多結晶膜の製造方法。
8. 前記工程 （b) で照射されるパルスレーザビームのパルスエネルギ密度の短 軸方向の勾配が、 前記第 1の帯状領域の長軸方向に延在する外側の縁において、 28 OmJZcn^/ m以下である請求項 1に記載の多結晶膜の製造方法。
9. 前記工程 （b) で照射されるパルスレーザビームのパルスエネルギ密度の短 軸方向の勾配が、 前記第 1の帯状領域の長軸方向に延在する外側の縁において、
1 OmJ/c m2Z m以上である請求項 8に記載の多結晶膜の製造方法。
10. 前記工程 （b) において、 前記第 1の帯状領域に接し、 該第 1の帯状領域 よりも外側の一部の領域に、 該第 1の帯状領域内に形成される結晶粒よりも小さ な結晶粒がランダムに分布するランダム分布領域が形成され、 該ランダム分布領 域とアモルファス領域との境界から、 前記第 1の帯状領域までの間隔が 15 ^ m 以上になるようなパルスエネルギ密度分布を有するパルスレーザビームを照射す る請求項 1に記載の多結晶膜の製造方法。
11. ( i ) 表面上にアモルファス材料からなる薄膜が形成された加工対象物を 準備する工程と、
( j ) 前記薄膜の表面において一方向に長いビーム断面を有するパルスレーザ ビームを該薄膜に入射させ、 該薄膜を溶融させた後固化させて多結晶化させるェ 程であって、 ビーム入射領域の長軸方向に延在する縁から内側にある距離だけ隔 てられた仮想線と、 該ビーム入射領域の中心線とで画定される第 1の帯状領域内 に、 該長軸方向に連なった結晶粒が発生し、 前記中心線の一方の側の前記第 1の 帯状領域内に発生した結晶粒と、 他方の第 1の帯状領域内に発生した結晶粒とが 相互に接触する条件でパルスレーザビームを入射させる工程と
を有し、
パルスレーザビームのパルスエネルギ密度の短軸方向の勾配が、 前記第 1の帯 状領域の長軸方向に延在する外側の縁において、 28 Om J/cm2Z//m以下 である多結晶膜の製造方法。
1 2 . 前記パルスレーザビームのパルスエネルギ密度の短軸方向の勾配が、 前記 第 1の帯状領域の長軸方向に延在する外側の縁において、 1 O m J / c m2 / m以上である請求項 1 1に記載の多結晶膜の製造方法。
1 3 . 前記工程 （j ) において、 パルスレーザビームを 1ショット入射させた後 、 溶融した部分が完全に固化する前に、 2ショット目を入射させる請求項 1 1に 記載の多結晶膜の製造方法。
1 4. 前記工程 （ j ) の後、 さらに、
( k) パルスレーザビームの入射位置をビーム入射領域の短軸方向に移動させ ながら、 次々にパルスレーザビームを該薄膜に入射させ、 該薄膜を溶融させた後 固化させて多結晶化させる工程を有し、
1回の溶融と固化のためのパルスレ一ザビームの入射は、 ビーム入射領域の長 軸方向に延在する縁から内側にある距離だけ隔てられた仮想線と、 該ビーム入射 領域の中心線とで画定される第 2の帯状領域内に、 該長軸方向に連なった結晶粒 が発生し、 前記中心線の一方の側の前記第 2の帯状領域内に発生した結晶粒と、 他方の第 2の帯状領域内に発生した結晶粒とが相互に接触し、 かつ移動方向の後 方側の第 2の帯状領域内に発生した結晶粒が、 移動方向の後方側に既に形成され ている結晶粒に接触する条件で行われる請求項 1 1に記載の多結晶膜の製造方法
1 5 . 前記薄膜がシリコンで形成されており、 .該薄膜に入射させるパルスレーザ ビームの波長が 3 4 0〜 9 0 0 n mである請求項 1 1に記載の多結晶膜の製造方 法。
1 6 . 前記工程 （j ) において、 前記第 1の帯状領域に接し、 該第 1の帯状領域 よりも外側の一部の領域に、 該第 1の帯状領域内に形成される結晶粒よりも小さ な結晶粒がランダムに分布するランダム分布領域が形成され、 該ランダム分布領 域とアモルファス領域との境界から、 前記第 1の帯状領域までの間隔が 1 5 m 以上になるようなパルスエネルギ密度分布を有するパルスレーザビームを照射す る請求項 1 1に記載の多結晶膜の製造方法。
17. (P) 表面上にアモルファス材料からなる薄膜が形成された加工対象物を 準備する工程と、
(q) 前記薄膜の表面において一方向に長いビーム断面を有するパルスレ一ザ ビームを該薄膜に入射させ、 該薄膜を溶融させた後固化させて多結晶化させるェ 程であって、 パルスレ一ザビームのパルスエネルギ密度の短軸方向の勾配が、 溶 融した領域の縁において 28 OmJZcmS/zzm以下であるビームプロフアイ ルのパルスレーザビームを入射させる工程と
を有する多結晶膜の製造方法。
18. 前記工程 （q) において入射されるパルスレーザビームのパルスエネルギ 密度の短軸方向の勾配が、 溶融した領域の縁において 1 0111 7 1112 111以 上である請求項 17に記載の多結晶膜の製造方法。
19. 前記薄膜がシリコンで形成されており、 該薄膜に入射させるパルスレーザ ビームの波長が 340〜900 nmである請求項 17に記載の多結晶膜の製造方 法。
20. 前記工程 （Q) において、 パルスレーザビームを 1ショット入射させた後 、 溶融した部分が完全に固化する前に、 同じ位置に 2ショット目を入射させる請 求項 17に記載の多結晶膜の製造方法。
21. 前記工程 （q) において、 前記第 1の帯状領域に接し、 該第 1の帯状領域 よりも外側の一部の領域に、 該第 1の帯状領域内に形成される結晶粒よりも小さ な結晶粒がランダムに分布するランダム分布領域が形成され、 該ランダム分布領 域とアモルファス領域との境界から、 前記第 1の帯状領域までの間隔が 15 m 以上になるようなパルスエネルギ密度分布を有するパルスレ一ザビームを照射す る請求項 1 7に記載の多結晶膜の製造方法。
2 2 . 下地基板の表面上に形成された多結晶材料からなる多結晶膜であって、 各 々が基板面内の第 1の方向に連なった複数の結晶粒からなる複数の結晶粒列を含 む多結晶膜。
2 3 . 前記結晶粒列は、 前記第 1の方向と直交する第 2の方向に配列し、 該結晶 粒列内の結晶粒は、 隣接する結晶粒列内の結晶粒に接触している請求項 2 2に記 載の多結晶膜。
2 4 . 前記結晶粒列の幅が一定である請求項 2 2に記載の多結晶膜。
2 5 . 前記結晶粒列は、 前記第 1の方向と直交する第 2の方向に複数個配置され 、 各結晶粒列内の結晶粒の前記第 2の方向の平均の大きさが 1 . 5 // m以上であ る請求項 2 2に記載の多結晶膜。
2 6 . 前記結晶粒列内の結晶粒の前記第 1の方向の平均の大きさが 0 . 7 m以 上である請求項 2 2に記載の多結晶膜。
2 7 . 前記結晶粒列の一方の縁に接する領域に、 該結晶粒列内の結晶粒よりも小 さな結晶粒がランダムに分布するランダム分布領域が形成され、 該ランダム分布 領域の幅が 1 5 m以上である請求項 2 2に記載の多結晶膜。
2 8 . ( a ) 表面上にアモルファス材料からなる薄膜が形成された加工対象物を 準備する工程と、
( b ) 前記薄膜の表面において一方向に長いビーム断面を有し、 該ビーム断面 の短軸方向に関する光強度分布が、 中央部が大きく、 縁に近づくに従って小さく なり、 非対称な第 1の形状であるパルスレーザビームを、 少なくとも 1ショット 前記薄膜に入射させる工程と、 ( c ) パルスレ一ザビームの入射位置が、 前記薄膜の表面上において、 該パル スレ一ザビームのビーム断面の長軸方向と交差する方向に移動し、 かつ前回のシ ョットで照射された領域と部分的に重なるように、 パルスレーザビームの入射位 置と前記加工対象物との少なくとも一方を移動させる工程と、
( d ) 光強度分布が前記第 1の形状を有するパルスレーザビームを、 前記薄膜 に、 少なくとも 1ショット入射させる工程と、
( e ) 前記工程 （c ) と工程 （d ) とを交互に繰り返す工程と
を有する多結晶膜の製造方法。
2 9 . 前記工程 （b ) において、 ビーム断面の短軸方向に関する光強度分布が、 中央部が大きく、 縁に近づくに従って小さくなる形状を有する分布のうち、 一方 の第 1の裾野の、 第 1の光強度以下の部分がマスクで遮光され、 他方の第 2の裾 野の部分は遮光されていないか、 または該第 2の裾野の、 該第 1の光強度よりも 低い第 2の光強度以下の部分が遮光されることにより、 前記パルスレーザビーム が得られる請求項 2 8に記載の多結晶膜の製造方法。
3 0 . 前記工程 （b ) において、 ビーム断面の前記第 1の裾野側の縁から内側に 向かって、 ある長さだけ結晶が成長して、 ビーム断面の長手方向に連なる複数の 結晶粒が形成され、 '
前記工程 （c ) において、 ビーム断面の前記第 2の裾野側が移動方向の前方に なるように、 パルスレーザビームの入射位置が前記薄膜上を相対的に移動し、 そ の移動距離は、 前回の照射でビーム断面の前記第 1の裾野側の縁から成長した結 晶粒に、 ビーム断面の第 1の裾野側の縁が接するかまたは重なる距離であり、 前記工程 （d ) において、 前回の照射で成長した結晶粒を種結晶として、 該種 結晶からビーム断面の内側に向かって結晶を成長させる請求項 2 9に記載の多結 晶膜の製造方法。
3 1 . 前記工程 （b ) において、 ビ一ム断面の前記第 1の裾野側の縁から内側に 向かって、 ある長さだけ結晶が成長して、 ビーム断面の長手方向に連なる複数の 結晶粒が形成され、
前記工程 （c ) において、 ビーム断面の前記第 1の裾野側が移動方向の前方に なるように、 パルスレーザビームの入射位置が前記薄膜上を相対的に移動し、 前記工程 （d ) で照射されるパルスレーザビームの、 前記薄膜表面におけるパ ルスエネルギ密度は、 前回までの照射で前記第 1の裾野側に形成された結晶粒が 再溶融しない大きさであり、 ビーム断面の前記第 1の裾野側の縁から内側に向か つて、 ある長さだけ結晶が成長して、 ビーム断面の長手方向に連なる複数の結晶 粒が形成される請求項 2 9に記載の多結晶膜の製造方法。
3 2 . 前記工程 （c ) において、 パルスレーザビームの入射位置の移動距離は、 前記工程 （d ) で成長する結晶粒が、 前回の照射で形成された結晶粒に接する距 離である請求項 3 1に記載の多結晶膜の製造方法。
3 3 . 前記薄膜がシリコンで形成されており、 該薄膜に入射させるパルスレーザ ビームの波長が 3 4 0〜 9 0 0 n mである請求項 2 8に記載の多結晶膜の製造方 法。
3 4. ( a ) 表面上にアモルファス材料からなる薄膜が形成された加工対象物を 準備する工程と、
( b ) 前記薄膜の表面において一方向に長いビーム断面を有し、 該ビーム断面 の短軸方向に関する光強度分布が、 中央部が大きく、 縁に近づくに従って小さく なる形状を有する分布のうち、 少なくとも一方の第 1の裾野の部分がマスクで遮 光された第 1の形状であるパルスレ一ザビームを、 少なくとも 1ショット前記薄 膜に入射させる工程と、
( c ) パルスレ一ザビームの入射位置が、 前記薄膜の表面上において、 該パル スレーザビームのビーム断面の長軸方向と交差する方向に移動し、 かつ前回のシ ョットで照射された領域と部分的に重なるように、 パルスレーザビームの入射位 置と前記加工対象物との少なくとも一方を移動させる工程と、
( d ) 光強度分布が前記第 1の形状を有するパルスレーザビームを、 前記薄月莫 に、 少なくとも 1ショット入射させる工程と、
( e ) 前記工程 （c ) と工程 （d ) とを交互に繰り返す工程と
を有する多結晶膜の製造方法。
3 5 . ( a ) 表面上にアモルファス材料からなる薄膜が形成された加工対象物を 準備する工程と、
( b) 前記薄膜の表面において一方向に長いビーム断面を有するパルスレ一ザ ビームを該薄膜に入射させ、 該薄膜を溶融させた後固化させ、 ビーム入射領域の 長軸方向に延在する縁と中心線との間の領域のうち、 該縁及び該中心線からある 距離だけ隔てられ、 該長軸方向に延在する第 1の帯状領域内に結晶粒を発生させ 、 該第 1の帯状領域に接し、 該第 1の帯状領域よりも外側の一部の領域に、 該第 1の帯状領域内に形成される結晶粒よりも小さな結晶粒がランダムに分布するラ ンダム分布領域を形成する工程と
を有する結晶膜の製造方法。
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