JPH02288328A - 結晶成長方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は、半導体薄膜の形成方法に係り、より詳細には
、たとえばＴＰＴ　（薄膜トランジスタ）等の半導体装
置を高性能に作り得る、大粒径かつ粒界位置の制御され
た半導体薄膜の形成方法に関する。

［従来の技術及び発明が解決しようとする課題］非晶質
基板等の基体上に結晶薄膜を成長させる結晶形成技術の
分野におけるひとつの方法として、基体上に予め形成さ
れた非晶質薄膜を融点以下の低温におけるアニールによ
って固相成長させる方法が提案されている。例えば、非
晶質のＳｉｎ、表面上に形成された膜厚約１１００ｎ程
の非晶質Ｓｉ薄膜を、Ｎ２７４囲気中において、８００
℃でアニールすることにより、前記非晶質Ｓｔ薄膜を結
晶化すると、大粒径が５μｍ程度の多結晶薄膜になると
いう結晶形成方法が報告された（Ｔ、　Ｎｏｇｕｃｈｉ
、　Ｈ，Ｈａｙａｓｈｉ　ａｎｄ　）１．Ｏｈｓｈｉｍ
ａ。

１９８７、Ｍａｔ、Ｒｅｓ、　　Ｓｏｃ、　　Ｓｙｍｐ
、　　Ｐｒｏｃ、、　　１０Ｂ。

Ｐｏ１ｙｓｉｌｉｃｏｎ　ａｎｄ　Ｉｎｔｅｒｆａｃｅ
ｓ、　２！１３．（ＥｌｓｅｖｉｅｒＳｃｉｅｎｃｅ　
Ｐｕｂｌｉｓｈｉｎｇ、　Ｎｅｗ　Ｙｏｒｋ　１９８８
））　ａ　この方法により得られる多結晶薄膜の表面は
平坦なままであるので、そのままＭＯＳ）−ランジスタ
やダイオードのような電子素子を形成することが可能で
ある。また、それらの素子は、多結晶の平均粒径がＬＰ
ＣＶＤ法によって堆積した通常の多結晶Ｓｔ等に比べて
ずっと大きいために、比較的高性能のものが得られる。

しかしながら、この結晶形成方法においては、結晶粒径
こそ大きいものの、その分布と結晶粒界の位置が制御さ
れていない。なぜなら、この場合、非晶質Ｓｉ薄膜の結
晶化は、アニールによって非晶質中にランダムに発生し
た結晶核の固相成長に基づいているため、粒界の位置も
またランダムに形成され、その結果、粒径が広い範囲に
わたって分布してしまうからである。したがって、単に
結晶粒の平均粒径が大きいだけでは以下のような問題点
が生じる。

例えば、ＭＯＳトランジスタにおいては、ゲートの大き
さが平均結晶粒径と同程度、あるいはそれ以下になるた
めに、ゲート部分には、粒界が含まれない部分のと数個
含まれる部分とが生ずる。

粒界が含まれない部分と数個含まれる部分とでは電気特
性が大きく変化する。そのために複数の素子間の特性に
大きなバラツキが生じ、集積回路等を形成する場合、結
晶粒径のバラツキは集積回路上著しい障害となっていた
。

上記の固相結晶化による大粒径多結晶薄膜における問題
点のうち、粒径のバラツキを抑制する方法については特
開昭５８−５６４０６号公報で提案されている。その方
法を第４図を用いて説明する。まず、第４図（ａ）に示
すように非晶質基板４１上に形成した非晶質Ｓｉ薄膜４
２の表面に、他の材料からなる薄膜小片４３を周期的に
設けて、この基板全体を通常の加熱炉でアニールする。

すると非晶質Ｓｔ薄膜４２中で薄膜小片４３の周辺と接
する箇所から優先的に結晶核４４の核形成が生ずる。そ
こでこの結晶核をさらに成長させると、非晶質Ｓｔ薄膜
４２は全域にわたって結晶化し、第４図（ｂ）に示すよ
うな大粒径の結晶粒群４５からなる多結晶薄膜が得られ
る。特開昭５８−５６４０６号公報によれば、この方法
では先に示した従来法と比較して粒径のバラツキを１／
３程度まで低減できるという。

しかしながら、それでもまだ不充分である。例えば、薄
膜小片４３を１０μｍ間隔の格子点状に配した場合、粒
径のバラツキは３〜８μｍの範囲に収められるに過ぎな
い。更に結晶粒界位置の制御にいたっては、はとんど制
御されていないのが実情である。その理由は、非晶質Ｓ
ｉ薄膜４２と薄膜小片４３の周辺部が接する部分におけ
る弾性エネルギーの局在効果によって、薄膜小片４３の
周辺に優先的な核形成が生じる為に、周辺に沿って複数
個の核が発生し、かつその数を゛制御することが困難で
あるからである。

非晶質Ｓｉ薄膜の固相成長における核形成位置の制御方
法に関しては、他にも特開昭６３−２５３６１６号公報
等で提案されている。これらは、第５図に示すように、
非晶質Ｓｉ薄膜５２に局所的にＳｉ以外の物質５３をイ
オン注入した領域５４を設けて、そこに優先的に結晶核
を発生させようとする方法である。Ｓｉ以外の物質５３
としてはＮやＢなどが提案されているが、その場合、現
実にはイオン注入された領域５４とそれ以外の領域の間
で核形成に関する選択性が不足しており、実際にこれを
実現した報告はない。

本発明は、上記従来例の有する課題を解決するものであ
り、本発明の目的は、同相中における核形成位置を制御
し、粒界位置が決定された結晶を形成することができる
結晶の成長方法を提供することにある。

［課題を解決するための手段］ 本発明の結晶成長方法は、非晶質薄膜を固相成長によっ
て結晶化させて薄膜結晶とする結晶成長方法において、
非晶質薄膜内に、他の領域よりも注入損傷の程度が小さ
な微小領域が、非晶質薄膜と下地基体との界面近傍に形
成されるように、該非晶質薄膜の構成物質のイオンを注
入し、次いで、該非晶質薄膜の融点以下の温度において
熱処理を行うことにより、該微小領域から優先的に核形
成させることを第１の特徴とする。

また、本発明の結晶成長方法は、下地材料上に設けた薄
膜に該薄膜の構成物質のイオンを注入し前記下地材料と
前記薄膜との界面にイオンによる損傷の度合の異なる領
域を形成すること、次いで前記薄膜の融点以下の温度に
よりて熱処理を行なうことによって、前記損傷の程度が
小さな微小領域から優先的に単一の核より成長した結晶
を形成し、前記薄膜を固相成長によって結晶化させるこ
とを第２の特徴とする。

［作用］ °以下に本発明の作用・構成の詳細を本発明をなすに際
し得た知見とともに説明する。

本発明のポイントは如何に固相中で結晶体の成長する位
置を制御するかにある。すなわち、非晶質薄膜において
、核を特定位置に優先的に発生させ、他の領域の核発生
を抑制するかにある。

−本発明者は、例えば５ｉ０２からなる下地材料上に多
結晶Ｓｉ膜を堆積させ、その後Ｓｉイオンを注入し多結
晶Ｓｉ層を非晶質化した後、熱処理する際に、その結晶
核発生温度（結晶化温度）がそのイオン注入エネルギー
に強く依存するという現象を発見した。

そこで、結晶核発生温度が何故にイオン注入エネルギー
に依存するかの解明を行ったところ次の事項が判明した
。以下にその詳細を述べる。

注入エネルギーを変化させると、非晶質化した後のＳｉ
層（非晶質Ｓｉ層）中において、注入されたＳｉイオン
の分布は変化し、その結果、生成される空孔子の分布、
即ち注入損傷の存在する領域の分布が注入エネルギーに
よって膜厚方向に変化する。

また、非晶質物質内では、表面エネルギー不利を克服し
た核が生成し、その後、Ｓｔ原子の非晶質相から結晶層
への相転移が生ずる。

ところで、核形成には均一核形成と不均一核形成とがあ
り、前者は、均一物質中（例えば非晶質Ｓｉ膜内部）の
核形成であり、かかる核形成が生じるか否かは主に表面
エネルギー不利を克服して大きくなれるか否かにかかっ
ている。一方、後者の不均一核形成では、異物との接触
によって核発生がうながされるものであり、その活性化
エネルギーは、後者の方が前者より低い。即ち、不均一
核形成が均一核形成より起こりやすい。実際、非晶質Ｓ
ｉ薄膜における核形成は主に下地界面近傍の不均一核形
成に律速されている。

イオン注入の注入量が最大となる深さ（投影飛程）は、
注入量一定の条件下でも、前述した界面に於ける不均一
核形成に重大な影否を与えることを本発明者は発見した
。

第１図に、注入エネルギーと結晶化温度の相関を示す。

この時の条件は以下の通りである。注入層は、５ｉ０２
基板上に６２０℃でＳ　ｉ　Ｈ４の分解による減圧ＣＶ
Ｄにて堆積した厚さ１１００ｎの多晶質Ｓｔ層であり、
注入イオンはＳｔ＋である。注入量は臨界注入量（約１
０　”ｃ　ｍ−”）を越えて一定（この場合５　Ｘ　１
０　”ｃ　ｍ−’）であった。注入エネルギーを、４０
ｋｅＶから８０ｋｅＶまで変化させ、注入層は、イオン
衝突によりＳｉ原子は格子位置よりノックオン（ｋｎｏ
ｃｋ　ｏｎ）され臨Ｆ［入量以上の注入で損傷領域は連
続となり、非晶質化される。この非晶質Ｓｔ層をＮ２雰
囲気中で、各温度に於いて２０時間熱処理し、固相に於
ける再結晶化過程を主に透過電子顕微鏡を用いて観察し
、上記条件下に於ける結晶化温度を調べた。

例えば４０ｋｅＶの注入エネルギーと、７０ｋｅＶのも
のに注目する。４０ｋｅＶと７０ｋｅＶの注入深さ（投
影飛程）は各々弓５．２ｎｍと９９．７ｎｍであり、こ
れらは、１１００ｎの層内で、膜厚中央近傍と、下地材
料との界面近傍に相応する。そして、それらの結晶化温
度には５０℃以上の差異があり、下地界面近傍に注入し
たものの方が結晶化温度が高く結晶化しにくいことを示
しており、これは、損傷領域が界面にまでより大きくお
よびその結果不均一核形成が阻害されたものと考えられ
る。更に、加つるに、膜厚中央近傍に投影飛程が来る様
に４０ｋｅＶで注入して非晶質化した層や、ＣＶＤで堆
積した非晶層が１時間以内で結晶化する温度（即ち６０
０℃）において、７０ｋｅＶで界面近傍に注入深さが来
る様にして非晶質化した層を熱処理したところ、この層
は１００時間以上経過しても結晶化しないことが透過電
子顕微鏡に確認された。その様子、即ち、熱処理開始か
ら結晶化開始までの時間（潜伏時間）と注入深さの関係
を第２図に示す。第２図に示す様に、注入深さが界面に
向って深くなればなるほど潜伏時間は伸長し、結晶化し
にくい。（投影飛程）／（膜厚）＝：１即ち鼻面近傍が
最も損傷を受ける所で潜伏時間は最大となり極大点をも
つ。

以上のことより注入エネルギーを変化させることによっ
て結晶化温度と、潜伏時間に差異が出ることが明らかに
され、その原因は、界面近傍の不均一核形成の阻害によ
るものと判断される。

以上の現象を利用して核形成位置の制御を行う。

第３図に示す様に非晶質Ｓｔ堆積層の表面にレジスト等
のマスクを用いて、核発生させる領域を覆い、核発生さ
せない領域にのみＳｉイオンを非晶質Ｓｉ層と下地界面
近傍が損傷を受ける様に注入エネルギーを選び注入する
。

レジストでマスクしていない部分の主に界面近傍に損傷
が与えられ、その後の熱処理の際核発生が阻害される。

注入損傷の程度が高い領域（以下界面損傷領域という）
が結晶化せず、注入損傷の程度が低いか注入損傷を受け
ていない領域（以下非界面損傷領域という）が結晶化す
る温度および時間を第１図、第２図から求めて、界面に
Ｓｉイオンを注入した非晶質Ｓｉ層を、Ｎ２或いはＮ２
中で熱処理する。かかる熱処理により局所的に核が発生
する。非晶質Ｓｔ層に対しては典型的には、６３０℃近
辺で１００時間程の熱処理が適当である。非界面損傷領
域は微小面積（５μｍ径以下、望ましくは２μｍ（径）
以下、最適には１μｍ（径）以下の面積）にしておくと
、熱処理を開始すると微小領域から早期に核が発生し、
単一の結晶が成長する（第３図（Ｂ））。この単一ドメ
インをもつ結晶相は、第３図（Ｃ）に示す様に熱処理を
続けると、周囲に結晶相と非晶質相界面が外側に向って
移動する。即ち非晶質中のＳｉ原子は、界面をジャンプ
して、結晶相へとり込まれてゆく。この様にして結晶の
大きさは増大しつづけるが、この非晶質相から結晶相へ
の相転移は、表面エネルギー不利の核形成のためのエネ
ルギーより低エネルギーで起こるため、界面損傷領域に
は核形成が行なわれぬうちに非界面損傷領域から生じた
単一の結晶相へとり込まれてゆき、最終的には隣接する
結晶同士が衝突して、そこに結晶粒界が形成される。

この時、結晶粒径は非界面損傷領域の間隔にほぼ等しく
なり、所望の結晶粒径に決めることができると共にその
粒界位置も決定される。

なお、本発明における非晶質薄膜は、多結晶薄膜にイオ
ン注入を行うことにより多結晶薄膜を非晶質化して形成
したものだけに限らず、堆積時に非晶質構造を有するも
のでも良い。

出発材料が多結晶層である場合には、まず、マスクを設
けずに、投影飛程が、多結晶薄膜の中央近傍にくるよう
に１回目のイオン注入を行う。かかるイオン注入により
、多結晶薄膜と下地材料との界面近傍には注入損傷を与
えることなく多結晶薄膜を非晶質化できる。次いで、微
小領域に対応する部分に例えばレジスト等によるマスク
を設けた状態で、投影飛程が非晶質薄膜と下地基体との
界面近傍にくるように２回目のイオン注入を行う。かか
るイオン注入によりマスクが設けられた部分以外におけ
る非晶質薄膜と下地基体との界面近傍には注入損傷が生
じ、一方マスクが設けられた部分には注入損傷が生じな
いのでこの部分が核形成領域となる。

堆積時に非晶質構造の薄膜を形成する場合には、前述し
た１回目のイオン注入は省略してよい。

以上の方法では２回のイオン注入を行ったが、マスクの
材質、厚みを適宜選択すれば、微小領域に対応する部分
における投影飛程を薄膜中央近傍にくるようにでき、一
方、他の部分における投影飛程は非晶質薄膜あるいは多
結晶薄膜と下地基体との界面近傍にくるようにできるた
め注入損傷の粉度が小さな微小領域の形成と多結晶薄膜
の非晶質化とを１回のイオン注入で行うことができる。

このようなマスクとしてはイオン注入するイオンを′Ｊ
ｙ！ＬＡする材質のマスクであることが望ましく、例え
ば酸化珪素等の無機材料が挙げられる。

［実施例］ （実施例１） Ｓｉｎ２を主成分とするガラス基板上に、減圧ＣＶＤ法
で非晶質Ｓｉを１１００ｎの厚みに堆積した。

ソースガスはＳ　ｉ　Ｈ４を使用し、５５０℃圧力０．
３Ｔｏｒｒで形成した。

その後、レジストを塗布し、通常のリソグラフィー技術
で１μｍ径のレジストを５μｍと１０μｍ間隔に２種類
の格子点状に残した。

このレジストをマスクにしてＳｉ０イオンを７０ｋｅＶ
で全面に注入した。注入量は３×１０　”ｃ　ｍ−’と
した。７０ｋｅＶの注入エネルギーによってその投影飛
程は１１００ｎのＳｔと下地材料のＳ　ｉ　Ｏ，ガラス
界面近傍に来る。これで１μｍ径のレジスト以外の領域
は全てその界面（Ｓ　ｉ／Ｓ　ｉ　Ｏ２）に損傷が与え
られた。レジストを剥離した後、Ｎ、雰囲気中で６３０
℃、８０時間の熱処理を行った。その後、透過電子顕微
鏡で観察した結果、結晶粒界がほぼ初めのパターン間隔
に相当する５μｍ、１０μｍ間隔に整列し、粒径の分布
は各々平均５μｍ、１０μｍに対して±１μｍ以内であ
った。

Ｈ２雰囲気中の熱処理をＨ３τ囲気中の熱処理にしても
同様の効果が得られた。

（実施例２） 板状のガラスからなる下地材料上に、減圧化学気相法に
よってＳ　ｉ　Ｈ４を熱分解し、多結晶Ｓｉ薄膜を１１
００ｎ堆積した。形成温度は６２０℃、圧力０．３Ｔｏ
ｒｒであり、その粒径は微細であり５０ｎｍ程度であっ
た。Ｓｉ注入は２回行った。まず、最初にレジストマス
クなしに全面に４０ｋｅＶの注入エネルギーで３Ｘ１０
Ｉ５ｃｍ−”の注入量でＳｔイオンを該多結晶Ｓｉ層へ
注入し、前述したように、損傷は連続となり、非晶質化
された。ただし、４０ｋｅＶの投影飛程は１１００ｎの
膜厚中央近傍に位置し、その結果、Ｓｔ／５ｉ０２下地
界面近傍の損傷はほとんどない。

その後、実施例１と同様にレジストマスクを１μｍ径で
５μｍ、１０μｍ間隔で格子点状に２種類設け、２回目
のＳｔ”イオン注入を今度は７０ｋｅＶで行い、界面近
傍に損傷を導入した。注入量は１回目の注入と同一とし
た。レジスト剥離後Ｎ、中で６２０℃、１００時間熱処
理した。その結果、実施例１と同様に粒径が５μｍ±１
μｍ、１０μｍ±１μｍとなり、しかも、粒界が格子状
に整列していた。

実施例１および実施例２で得た膜厚１１００ｎのＳｉ層
に通常のＩＣプロセスを用いて多数個のチャネル長３μ
ｍの電界効果トランジスタを試作したところ、電子穆動
度は２００±５ｃｍ／Ｖ−ｓｅｃ、Ｌｚきい値のバラツ
キは±０，２ｖであった。トランジスタのチャネル部分
には粒界が存在しないように配置することが可能なため
素子特性の高性能化、素子特性の分布の狭小化が可能と
なった。

（実施例３） 非晶質Ｇｅ薄膜を５０ｎｍの厚さで、５ｉｎ２からなる
下地材料上に電子ビームによって真空蒸着する。真空度
は１ｘｌＯ−’Ｔｏｒｒ、室温で堆積した。レジストに
よって１．５μｍ径、間隔１０μｍの領域をマスクし、
全域をＧｅ＋イオンを１３０ｋｅＶで注入する。注入量
は２Ｘ１０１５ｃｍ−２であった。Ｇｅ”イオンの注入
深さは表面より約５０ｎｍであり、主に下地基板界面近
傍に集中的に注入され、界面部分に損傷が与えられる。

マスクを除去した後、Ｎ２中、或いはＨ４囲気中で３８
０℃５０時間熱処理したところ、マスクで覆われてＧｅ
”イオンが注入されず界面に損傷が無い微小領域のみか
ら単一の結晶が成長し、Ｇｅ”イオンにより界面に損傷
が導入された非晶’ＪｊＧｅ領域へ結晶が伸長し、隣接
する結晶核発生地点の中間で両結晶か衝突し、そこに結
晶粒界が形成された。透過電子顕微鏡で結晶構造を調べ
た結果、各単一ドメインの結晶の径は１０μｍ±１μｍ
となっていた。

（実施例４） １多結晶Ｇｅ薄膜を減゛圧ＣＶＤ法でＧｅＨ４熱分解に
より堆積温度４００℃で５０ｎｍの厚さに５ｉ０２から
なる下地材料上に形成した。この堆積したままの多結晶
Ｇｅは約１１００ｎの粒径をもつことが透過電子顕微鏡
によって確認した０次にＧｅ”イオンを６０ｋｅＶの注
入エネルギーで２Ｘ１０”ａｍ−’の注入量で注入し、
膜全体を非晶質化する。６０ｋｅＶの注入エネルギーに
よる注入深さは表面より約２５ｎｍであり、この時には
、Ｇｅ膜／　Ｓ　ｉＯ２下地材料界面にはほとんど損傷
は導入されない。

更に、レジストによって、１．２μｍ径の部分を１５μ
ｍ間隔にマスクし、Ｇｅ＋イオンを１３０ｋｅＶで注入
量２Ｘ１０”ａｍ−’注入した。この時、注入領域の主
に界面（Ｇｅ／５ｉｏ２）に損傷が導入される。レジス
トマスクを除去した後、Ｎ２雰囲気中で３９０℃で６０
時間熱処理を施した。

Ｇｅ１ｉｉの界面に損傷を受けていない微小領域のみ結
晶化し、単一のドメインをもつ結晶が生長す乞。更に、
結晶はその結晶構造を維持して、界面に損傷が導入され
た領域にまで結晶が伸長してゆき、最終的には隣接する
結晶と衝突し、隣接する微小界面非損傷領域の中間に粒
界が形成される。

透過電子顕微鏡で調べた結果、粒径は１５μｍ±２μｍ
であり、粒径のそろった多結晶膜を形成できた。

（実施例５） 下地材料としての溶融石英基盤上に低圧ＣＶＤ法によっ
て下記の条件の下に、今度は多結晶Ｓｉ薄膜を１１００
ｎの膜厚で堆積した。

使用ガス　　ＳｉＨ４ ガス流量比　５０ｓｅｃｍ 圧力　　　　　０．３Ｔｏｒｒ 基板温度　　６２０℃ 次に、この非晶ｙｓｉ薄膜上に常圧ＣＶＤ法によって非
晶質のＳｉＯ２膜を３０ｎｍはど堆積し、これを通常の
フォトリソフラフィー工程によって、１μｍ角のＳｉｎ
、領域１０μｍ間隔の格子点状に残るようにパターニン
グした。

そしてこの基板全面に、７０ｋｅＶのエネルギーに加速
されたＳｔ”イオンを５Ｘ１０”ｃｍ−２のドーズで注
入した。このイオン注入によってＳｉｎ、薄膜で表面が
覆われている領域も含めて、多結晶Ｓｉ薄膜は全域に渡
って非晶質化された。そしてこの場合、Ｓｉ中でのＳｉ
イオンの投影飛程は９９．７ｎｍであるから、Ｓｉ薄膜
の表面に５ｉ０２薄膜示残されていない領域では、溶融
石英基板との界面近傍に最も多くの注入したＳｉイオン
が分布していることになり、非核形成領域が形成される
。その一方で、表面に５ｉ０２薄膜が残されている１μ
ｍ角の領域では、注入されたＳｉイオンの分布の極大（
投影飛程）がＳｉ薄膜の膜中に留っているばかりでなく
、その絶対量も少ないので、核形成領域となる。

そこで、表面に点在する５ｉｎ２薄膜を、水で希釈され
たＨＦによるエツチングで除去した後に、Ｎ２＄囲気中
で基板温度を６００℃に保ってこれをアニールした。す
ると、アニールを開始してから１０時間はどで、Ｓｉｎ
、薄膜で覆われたままＳｉイオンを注入された１μｍ角
の領域で、結晶核が発生し始めた。この時点で、Ｓｉｎ
、薄膜で覆われずにＳｉイオンを注入された領域では何
ら核形成は生じていないので、更にアニールを続けると
、１μｍ角の領域で既に形成されていた結晶核はその領
域を超えて横方向に成長し、大粒径薄膜結晶となった。

そして１００時間はどアニールすると、１０μｍ程離れ
た隣接する領域から成長してきた結晶粒と成長端面を接
して粒界をなすに至り、非晶質Ｓｉ薄膜はほぼ全域に亘
って結晶化した。結果として、結晶粒界をほぼ１０μｍ
間隔の格子状に配しながら、平均粒径１０μｍの結晶粒
群からなる薄膜結晶が得られた。

（実施例６） 下地材料としての石英基板上に、超高真空中における電
子ビーム蒸着法によって下記の条件の下に、非晶質Ｓｔ
を１１００ｎの膜厚で堆積した。

到達真空度　　ｌＸ１０−”Ｔｏｒｒ 蒸着中真空度　５ｘｌＯ−”ＴＯｒｒ 基板温度　　　１５０℃ 堆積速度　　〜１００　ｎ　ｍ　／　ｈ　ｒこの非晶質
Ｓｉ薄膜上に、レジストを通常のフォトリソフラフィー
工程によって、１μｍ角の領域を１０μｍ間隔の格子点
状に残るようにバターニングした。

更に、この基板全体に、７０ｋｅＶのエネルギーに加速
されたＳｔ”イオンをｌＸｌ０”ｃｍ−’の注入量でイ
オン注入した。この場合、Ｓｉ中でのＳｉイオンの投影
飛程は９９．７ｎｍであるから、レジストで覆われてい
ない領域の非晶質Ｓｉ薄膜と石英基板との界面近傍に最
も多くのＳｉイオンが分布し、界面に多くの損傷が導入
される。

レジストを除去した後に、Ｎ２霊囲気中で基板温度を５
９０℃に保って熱処理した。熱処理開始後１５時間はど
で、１μｍ角のＳｉイオンの注入されていない領域で、
結晶核が発生し始めた。この時点で、レジストで覆われ
ずにＳｉイオンを注入された領域では何ら核形成は生じ
ていないので、更にアニールを続けると、１μｍ角の領
域で既に形成されていた結晶核はその領域を超えて横方
向に成長し、樹枝状の大粒径薄膜結晶となった。そして
１２０時間はどアニールすると、１０μｍ程離れた隣接
する領域から成長してきた結晶粒と成長端面を接して粒
界をなすに至り、非晶質Ｓｉ薄膜はほぼ全域にわたって
結晶化した。結果として、結晶粒界をほぼ１０μｍ間隔
の格子状に配しながら、平均粒径１０μｍの結晶粒群か
らなる薄膜結晶が得られた。

（実施例７） 下地材料としてガラス基板を用い、その表面にＤＣマグ
ネトロンスパッタ法によって下記の条件の下に、非晶質
Ｓｔを１１００ｎの膜厚で堆積した。

到達真空度　　５ｘｌＯ−’Ｔｏｒｒ 蒸着中真空度　２ｘｌＯ−３ＴＯｒｒ 基板温度　　　２０℃ 堆積速度　　〜２００　ｎ　ｍ　／　ｈ　ｒ次に、この
非晶質Ｓｔ薄膜上にレジストを塗布し、これを通常のフ
ォトリソフラフィー工程によって、２μｍ角に１０μｍ
間隔に格子点状に残るようにパターニングした。

そして、この基板全面に、６０ｋｅＶのエネルギーに加
速されたＳｉ０イオンを５Ｘ１０”ｃｍ−２のドーズで
注入した。この場合、Ｓｉ中でのＳｉイオンの投影飛程
は８４．５ｎｍであるから、非晶質Ｓｉ薄膜の表面にレ
ジストが残されていない領域では、溶融石英基板との界
面近傍に最も多くのＳｉイオンが分布していることにな
り、非核形成領域が形成される。その一方で、表面にレ
ジストが残されている１μｍ角の領域では、注入された
Ｓｉイオンは非晶質Ｓｉ薄膜にとどかず、核形成領域と
なる。

そこで、表面に点在するレジストを除去した後に、Ｎ２
雰囲気中で基板温度を６２０℃に保ってこれをアニール
した。すると、アニールを開始してから１５時間はどで
、レジストで覆われてＳｉイオンを注入されなかった２
μｍ角の領域で、結晶核が発生し始めた。この時点で、
レジストで覆われずにＳｉイオンを注入された領域では
何ら核形成は生じていないので、更にアニールを続ける
と、２μｍ角の領域で既に形成されていた結晶核はその
領域を超えて横方向に成長し、樹枝状の大粒径薄膜結晶
となった。そして１２０時間はどアニールすると、１０
μｍ程煎れた隣接する領域から成長してきた結晶粒と成
長端面を接して粒界をなすに至り、非晶質Ｓｔ薄膜はほ
ぼ全域にわたって結晶化した。結果として、結晶粒界を
ほぼ１０μｍ間隔の格子状に配しながら、平均粒径１０
μｍの結晶粒群からなる薄膜結晶が得られた。

［発明の効果］ 本発明によれば、研磨等の工程を要せずに平坦でかつ大
粒径の薄膜を形成することができる。

また、本発明によれば、隣接する結晶粒同士が形成する
結晶粒界の位置を、また、粒径を任意に制御することが
できる。

ノ従って、バラツキの少ない各種素子を大面積にわたっ
て形成することができる。

【図面の簡単な説明】 第１図は注入エネルギーと結晶化温度との関係を示すグ
ラフである。第２図は投影飛程と潜伏時間との関係を示
すグラフである。第３図は本発明の１実施例を説明する
ための側断面図、第４図および第５図は従来技術を示す
側断面図である。 第１図 第２図 部Ｗμ町 第 図 第４図 第５図

Claims (9)

【特許請求の範囲】
1. （１）非晶質薄膜を固相成長によって結晶化させて薄膜
   結晶とする結晶成長方法において、下地材料上に設けた
   前記非晶質薄膜内に、他の領域よりもイオン注入による
   損傷の程度が小さな微小領域が、前記非晶質薄膜と前記
   下地材料との界面近傍に形成されるように、該非晶質薄
   膜の構成物質のイオンを注入し、次いで、該非晶質薄膜
   の融点以下の温度において熱処理を行うことにより、該
   微小領域から優先的に単一の核より成長した結晶を形成
   させることを特徴とする結晶成長方法。
2. （２）前記非晶質薄膜は、堆積されたままで非晶質構造
   となるものあるいは、多結晶薄膜にイオン注入を行うこ
   とにより多結晶薄膜を非晶質化して形成した薄膜である
   請求項１記載の結晶成長方法。
3. （３）前記非晶質薄膜は、イオン注入による投影飛程が
   、多結晶薄膜の中央部近傍にくるようにイオン注入を行
   い多結晶薄膜を非晶質化した薄膜である請求項１記載の
   結晶成長方法。
4. （４）前記微小領域は、前記非晶質薄膜に設ける前記微
   小領域に対応する部分にレジストによるマスクを設けた
   状態で、イオン注入による投影飛程が非晶質薄膜と下地
   基体との界面近傍にくるようにイオン注入を行い他の領
   域よりも注入損傷の程度が小さな微小領域を形成する請
   求項２記載の結晶成長方法。
5. （５）前記微小領域の形成は、投影飛程を短縮させ得る
   マスクを、微小領域に対応する部分に設けた状態で、該
   マスクを設けた部分以外における投影飛程が多結晶薄膜
   と下地基体との界面近傍にくるようにイオン注入を行い
   多結晶薄膜の非晶質化と、他の領域よりも注入損傷の程
   度が小さな微小領域の形成とを１回のイオン注入で行う
   請求項１記載の結晶成長方法。
6. （６）前記微小領域は所望の間隔で複数形成されている
   請求項１乃至請求項５のいずれか１項に記載の結晶成長
   方法。
7. （７）下地材料上に設けた薄膜に該薄膜の構成物質のイ
   オンを注入し前記下地材料と前記薄膜との界面にイオン
   による損傷の度合の異なる領域を形成すること、次いで
   前記薄膜の融点以下の温度によって熱処理を行なうこと
   によって、前記損傷の程度が小さな微小領域から優先的
   に単一の核より成長した結晶を形成し、前記薄膜を固相
   成長によって結晶化させることを特徴とする結晶成長方
   法。
8. （８）前記薄膜は非晶質薄膜である請求項７記載の結晶
   成長方法。
9. （９）前記薄膜は多結晶薄膜である請求項７記載の結晶
   成長方法。