JPH0442918A - 半導体薄膜の形成方法 - Google Patents

Abstract

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

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は３次元集積回路の構成要素、あるいは大面積電
子装置に適用されうる半導体ｉ＃膜の形成方ン去に関す
るものである。

［従来の技術］ 非晶質基板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板上に予め形成された
非晶Ｘ薄膜を融点以下の低温における熱処理によって固
相成長させる方法が提案されている。

例えば非晶質５ｉ０２上に形成された膜厚１１００ｎ程
のＳｉイオン注入によって非晶賀化された５ｉｆｉＪ膜
をＮ２雰囲気中において６００℃数十時間熱処理するこ
とにより前記非晶質Ｓｉ薄膜を結晶化し、最大粒径が５
μｍにも達する樹枝状大粒径多結晶薄膜が形成されると
の報告がある。　　（Ｔ、Ｎｏｇｕｃｈｉ、）１．）Ｉ
ａｙａｓｈｉ　＆　Ｈ。

Ｏｈｓｈｉｍａ、１９８７．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｒｅ
５ｅａｒｃｈ　５ｏｃｉｅｔｙＳｙａ＋ｐｏｓｉｕｍ　
Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇ　ｖｏｌ、１０６．”Ｐｏ１ｙｓ
ｉｌｉｃｏｎａｎｄ　Ｉｎｔｅｒｆａｃｅｓ　、ｐ、ｐ
、２９３．ＥＩｓｅｖｉｅｒ　ＳｃｉｅｎｃｅＰｕｂｌ
ｉｓｈｉｎｇ、Ｎｅｗ　Ｙｏｒｋ、１９８８　）この方
法により得られる多結晶薄膜は、従来の堆積したまま多
結晶となる薄膜の粒径よりも数百倍も大きいため高性能
の電子素子の作製が可能であった。

例えば、電界効果トランジスターの電子移動度は堆積さ
れたまま多結晶となる化学気相法で作製された？［のそ
れに比較して十倍程高速に動作する。

しかしながら、この結晶成長方法によって得られた薄膜
には次の２点の問題点が存在する。

■この固相成長膜はその最大粒径こそμｍサイズに達し
大きいものの、その粒径分布と、結晶粒界の位置が制御
されていない。なぜなら、非晶質Ｓｉ薄膜の結晶化は熱
処理によって非晶頁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、結晶粒同士の衝突によって
形成される粒界の位置もまた無秩序となり、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。

粒界にはキャリアトラップが多数密集しており、そこに
はキャリア走行に対して障壁が形成されていることが知
られており、粒界の位置は、そこに作製された電子デバ
イスの諸特性に著しい影響を与える。例えばＳｉイオン
注入によって非晶賀化された薄膜をＮ２中で６００℃５
０時間熱処理して得られた最大粒径５μｍの薄膜を透過
電子顕微鏡によ）て詳細に粒径分布を観察すると１μｍ
以下の粒径をもつ結晶粒がその大半を占めその粒径は０
．１μｍから５μｍまで非常に広範に分布していること
が判明した。

この分布は、そこに作製した電界効果トランジスターの
諸特性、特に易動度、しきい値、サブスレッシュ特性の
ウェハー内バラツキに大きな影響を与えることが観測さ
れた。特にチャネル長が最大粒径以下となると、より明
確にその傾向が大きくなる。これは粒径および粒界の無
秩序性がチャネル内のｌｌｌｍＷの数、量の均一性を劣
化させるためである。これは集積回路を組む場合、極め
て深刻な問題である。

■第２の問題点は、結晶粒内の結晶欠陥である。前述し
たように、固相成長した結晶は樹枝状結晶であり、双晶
粒界を内部に多数導入して側杖を伸ばしながら成長する
もので側枝間に成長する結晶群を透過電子顕微鏡の高分
解能観察すると格子縞が寸断されていることがわかった
。

ここで、低倍率の電子顕微鏡の電子線回折によればμｍ
サイズの大粒径樹枝状結晶内は全体としては結晶方向の
そろった単結晶である。

この粒内の欠陥群はキャリア移動の阻害要因であること
は論を待たず、最大粒径以下のチャネル長をもつ短チヤ
ネル素子を作製したとしてもバルクＳｉの性能には到底
及ばない。

本発明は、上記従来例の有する２つの課題を解決するも
のであり、本発明の目的は固相中における核形成位置を
制御し、粒界位置の決定され、しかも低欠陥単結晶領域
を形成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］ 本発明の半導体薄膜の形成方法は、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、非晶質薄膜の予め定められた位置に、優先的に
核発生点となる複数個の微小領域を形成し、次いで加熱
処理を行うことにより、該微小領域から優先的に隼−の
核より固相成長せしめて粒界の位置が指定された結晶半
導体薄膜を形成させ、次いで該結晶半導体薄膜を１１０
０℃以上の熱処理によって粒内欠陥を減少させることを
特徴とする。

［作用コ 以下に本発明の作用を詳細な構成とともに説明する。

本発明でｊよ■非晶質薄膜中ｊζ任意位置「固相におけ
る熱処理により、核を発生させ、樹枝状結晶を固相成長
さぜ粒界体管を決定する８ 核発生領域の設置（１す例えば次の方法により成１ッ得
る。

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ｔｚ微小領誠１が非晶質薄膜ど下地基板との
前面近傍（こ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１〕、次いで融点以下の比較的低温（例
えば７００℃以下）において熱処理を行うことにより、
該微小領域より優先的に核形成さ１（る。なお、この熱
処理は例えば電気炉等の通常の加熱手段で行スばよい。

杉は固相中で成長をつづけ、双晶を導入しつつμｍサイ
ズまで成長し、予め固相結晶成長の起点が設計された隣
接の大粒径樹枝状結晶と結晶端面を接触させ粒界を形成
し成長を停止する。

このように１）で欠陥を含有するμｍサイズの結晶粒が
予め定められた位置に形成され、非晶質領域は完全に結
晶化する。その結果、隣接する核発生領域のほぼ中間の
位置に粒訝位ｆｆ１７１１＜決定ざかた多結晶薄膜が形
成さｉする９ また、粒界を形成せずに単結晶領域のみを成長させるに
は、予め粒界形成領域をある１〕をもって′ｆｉｉ膜を
分断しておけばよい。例えば最大粒径より小さく数ミク
ロン角のＳｉ層を形成する。

■上記■の方法で粒着位置、あるいは結晶位置を規定さ
ｔ’＋た大量の欠陥（双晶、マイクロ双晶、転位、積層
欠陥、点欠陥）を粒界移動が無く結晶粒内部の欠陥が減
少する温度（１２００℃以上）で熱！Ａ埋する。

この場合、インコヒーレント光による融点以下の加熱が
遺している。その理由は通常の電気炉に比べて簡便に短
時間で高温での昇降温ができること、レーザー等のコヒ
ーレント光のビーム走査に比べて大面積、−括、しかも
波長域を選択することで薄膜のみを選択加熱できること
にある。

また、インコヒーレント光を用いるため膜厚のわずかな
分布がありても光の干渉による不均一な加熱を防ぎ、光
間射面全面を均一に加熱することができる。

なお、Ｅ−温速度としては１００〜５００ｔ：／ＳｅＣ
が好ましく加熱時間は１−３分が好ましり、） また、インコヒーレント光による加熱は、大気圧、減圧
、加圧のチッ素ガスや不活性ガス雰囲気中等の不活性雰
囲気中で行うことが好ましい。

（１）核形成位置制御（固相における）以下に本発明の
より一層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
を制御するかにある。

本発明者は、例えばＳ　ｉ　０２等の核形成密度の小さ
い材料からなる下地材料上に多結晶５ｉｆｉを堆積さぜ
、その後例えばＳｉイオン等を注入し多結晶ＳｉＮ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、結晶核発生温度が如何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ゼると、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、非晶貿物貿内では、表面エネルギー不利を克服し
形成された幼胚がざらに成長１ノ核が生成し、その後、
Ｓｉ原子の非晶質相から結晶相の相転移が生ずる。

ところで、核形成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形成ざｉまた幼胚が犬きくなれ
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Ｓｉ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、前述した界面における不均一
核形成に重大な影響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ＳｉＨ４の分解による減圧ＣＶＤに
て堆積した厚さ１１００ｎの多晶買Ｓｉ層であり、注入
イオンはＳＬ”である。注入量は臨界注入量（約１０　
”ｃ　ｍ−２）を越えて一定（この場合５　ｘ　１０１
Ｓｃ　ｍ−２）であった、注入エネルギーを、４０ｋｅ
Ｖから８０ｋｅＶまで変化させ、注入層は、イオン衝突
によりＳｔ原子は格子位置よりノックオン（ｋｎｏｃｋ
　ｏｎ）され臨界注入量以上の注入で損傷領域は層厚方
向に損傷の度合いが連続となり、非晶質化される。この
非晶質Ｓｉ層をＮ２雰囲気中で、各温度において２０時
間熱処理し、固相にお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、上記条件下における結晶化温度
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７０ｋｅｙの注入深さ（投
影飛程）は各々５５．２ｎｍ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による結晶成長が阻害された
ものと考えられる。さらに、加うるに、膜厚中央近傍に
投影飛程が来るように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６００℃）において、７０ｋｅＶで界面
近傍に注入深さが来るようにして非晶質化した層を熱処
理したところ、この層は１００時間以上経通しても結晶
化しないことが透過電子顕微鏡に確認された。即ち、イ
オン打込みの加速電圧を変化させることにより結晶化す
る領域と結晶化させない領域とを形成することができた
。熱処理から結晶化開始までの時間（潜伏時間）と注入
深さ（投影飛程）の関係を第２図に示す、第２図に示す
ように、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即ち界面近傍が最も損傷を受ける所で潜伏時間
は最大（１，、、）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。

非晶質半導体層の厚みは１．注入深さとそれに必要な注
入エネルギー、並びに半導体層自身のもつ容量を鑑みて
、５０ｎｍ〜２００ｎｍ程度が好ましく、より好ましく
は８０ｎｍ〜１５０ｎｍ、最適には８０ｎｍ〜１２０ｎ
ｍである。

以上の現象を利用して核形成位置の制御を行う。

第３図（Ａ）に示すように、非晶質Ｓｉ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ｆＩＩ域を
覆い、核発生させない領域にのみＳｉイオンを非晶質Ｓ
１層と下地界面近傍が損傷を受けるように注入エネルギ
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、その後の熱処理の再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あるいはＮ
２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Ｓｉ［に対しては５００℃〜７００℃で
１０時間〜２００時間、より好ましくは５５０℃〜６５
０℃で５０時間〜ｉｏｏ時間、最適には５８０℃Ｐ６２
０℃で７０時間〜１００時間程の熱処理が適当である。

非界面損傷領域は微少面ｆ［（５ｐｍ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少領域から早期
に核が発生し、しかも単一の結晶が成長するために好ま
しい（第３図（Ｂ））。この単一ドメインをもつ結晶相
は、第３図（Ｃ）に示すよう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。このようにして結晶の大量さは増大
しつづけるが、この非晶質化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。そのため前記相転移は、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
生じた隼−の結晶相へ界面損傷領域の構成原子の再配列
によりどり込まれてゆき、固相にて結晶成長し、最靴的
には隣接する結晶量」二が衝突して、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類＠（核発生領域）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。核発生領域の間
隔は、好ま１．＜は１１ｚｍ〜１０μｍ、より好ましく
は２μｍ〜８μｍ、最適には３μｍ〜５μｍである。

なお、未発明における非晶質薄膜は、多結晶薄膜にイオ
ン注入を行な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、堆積時にすでに非晶質構造を
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、非晶質化のために
、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。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。次いで
、微少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
が生じ界面近傍での不均一核形成を防止し得、一方マス
クが設けらｔ’＋注入損傷が生じない部分（非界面損傷
領域）では界面近傍での不均一核形成が起きやすく、こ
の部分が核形成領域となる。

以上の方法では２回のイオン注入を行うが、マスクの材
料、厚みを適宜選択すわば、微少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′Ｈ，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
ための注入損傷の程度が小さな微少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。

このようなマスクどしてはイオン注入するイオンを透過
する材料のマスクであることが望ましく、例えば酸化珪
素やヂッ化硅素等の無機材料があげられる。

（２）欠陥減少化のための熱処理 本発明者は、非晶質Ｓｉにランプによるインコヒーレン
ト光を照射する際にその照射前後の結晶構造を透過電子
顕微鏡でたんわんに大量の試料について観察を行った際
に次の重要な知見を得た。

■非晶質Ｓｉに直接タングステンハロゲンランプ光（波
長０．５＝３．５μｍ）を照射し、昇温時間１０秒〜６
０秒で１１００℃以上融点以下に１〜３分間加熱すると
、結晶化が起こり、ザブミイクロン（〈１μｍ）の粒径
をもつ多結晶薄膜となり、粒内には良好な結晶性を有す
る薄膜に歪ミカ加わった時のみ透過電子顕微鏡で観察さ
れる干渉縞【Ｂｅｎｄｃｏｎｔｏｕｒｓ）が観察される
程に欠陥が少ないことがわかった。

■非晶質Ｓｉを電気炉により６００’ｅで１０時間以上
１００時間熱処理することにより固相成長させミクロン
サイズ（〉１μｍ）の大粒径樹枝状結晶を成長させた後
に１１００℃以上融点以下の温度でランプによるインコ
ヒーレント光の照射を行うと粒内の結晶欠陥（積層欠陥
、マイクロ双晶、転位）が■と同様に激減することが確
かめられた。

さらに、この場合には粒界の移動が観察されていないこ
とが特徴であった。

■、■共に１３００℃、１４００℃（いずれも加熱時間
３ｍ１ｎ）と温度を上昇させるに従い、その欠陥の量が
減少することもわかった。

これらの現象は次のように理解される。

■の場合には非晶買りｔ層が１０秒で一気に１１００℃
以上に加熱された結果、固相内の核形成温度が■の場合
より高く、成長径粒同士の衝突によって形成される粒界
によって決定される粒径は微少な１μｍ以下のものとな
り、さらに欠陥の自由ｅｎｅｒｇｙの減少を駆動力とし
た欠陥の移動消滅がおきたものと判断される。なお、こ
の時粒界エネルギー減少を駆動力とした粒成長も合わせ
て起きている。

■の場合、前述したように固相内での核形成速度が低温
アニールのために低く制限され（例えば７００℃以下１
０時間以上の熱処理で１ミクロン以上の粒径となる）大
粒径の樹枝状多結晶が成長し、その後にランプ光照射し
て１１００℃以上融点以下の温度の加熱により欠陥エネ
ルギー減少を駆動力として欠陥群が移動、消滅する。

ただし、粒径が１μｍ以上と大きいため、粒界エネルギ
ーの状態は■の場合より低く、粒界の移動を伴った粒成
長は起こらない。

本発明に使用されるインコヒーレント光の照射強度とし
ては、前述した範囲の昇温速度で半導体薄膜を昇温し得
る強度であり、好ましくは０．　１Ｗ／ｃｍ２以上が望
ましい。

このようにして作製した大面積均一な結晶構造に変化せ
しめたＳｉ薄膜にトランジスタ（Ｐチャンネル電界効果
トランジスタ）を作製した。正孔キャリア易動度とサブ
スレッシュホールド特性のランプ加熱温度に対する関係
を第４図に示す。

まず、■の試料、即ち非晶質Ｓｉに直接ランプ加熱によ
り高温処理したものにＭＯＳ　Ｔｒａｎｓｉｓｔｏｒヲ
作製した結果を、黒丸（・）のプロットで示す。

正孔キャリア易動度は、１１００℃の熱処理まではほと
んど変化なく１０ｃｍ”／Ｖ−ｓｅｃ以下であるが１２
００℃以上の熱処理したものでは、急に易動度が向上に
１０ｃｍ２７Ｖ−ｓｅｅを越える。サブスレッシュホー
ルド係数は、１０００　ｍ　Ｖ　／ｄｅｃａｄｅ以上で
あり、このグラフにものらない程劣悪である。

■の試料、即ち非晶ｉｓｉを一担低温で固相成長させ、
１μｍ以上の大粒径化を行った後にランプを照射したも
のに電界効果トランジスタ（ＩＩＩＯ５ＦＥＴ）を作製
したもの結果の正孔キャリア易動度の変化を白丸（Ｏ）
、サブスレッシュホールド係数の変化を三角（Δ）で示
す。

低温固相成長したままのランプ照射を施す前のトランジ
スタでさえ、既にキャリア易動度が４０ｃｍ２／Ｖ−ｓ
ｅｃを越えており、１１００℃まではゆるやかな向上が
あり５８ｃｍ２／■・ｓｅｃとなった。

さらに１１００℃以上の光照射加熱により急激にその特
性は向上し、１３００℃では１４０ｃｍ２／Ｖ−ｓｅｃ
となり、その特性は飛躍的に改善される。この向上は１
２００℃以上で特に著しいことも判明した。同時にサブ
スレッシュホールド特性は１１００℃までは７００　ｍ
　Ｖ　／　ｄｅｃａｄｅ以上であり１１００℃以上の熱
処理により減少がはじまり１２００℃以上で特に著しい
向上が観測される。

以上まとめるとランプ光照射の前に固相で熱処理を低温
度で行い、粒径拡大した後に１１００℃以上さらにのぞ
ましくは１２００℃以上のランプによる熱処理がＤｅｖ
ｉｃｅ特性向上のために有効であることが判明した。

また、ランプ加熱では、昇温速度が速いため非常に短時
間（数秒）で１１００℃以上の温度に達し、下降も極め
て迅速に行われる。さらに波長を選択することム二より
、Ｓｉ層のみの選択的加熱も可能である。Ｓｌの吸収波
長を３００ｎｍから１１ｔ　ｍまで変化さゼ゛るどその
吸収深さは１０ｎｍか６１００７、＋　ｍまで変化する
。表面層のみを加熱するためには８００ｎｍ〜９００ｎ
ｍの間に発光波長スペクトルビークをもつＸｅ（キセノ
ン）ランプを用いることがで咎る。この２つの点におい
て般に用いうわている電気炉に対して有利である。どり
わけ、通常の電気炉では数秒で１１００℃以上の昇温速
度の加熱は困難である。また、本発明によれば所望の位
置で核発生し、粒径、粒界の位置を制御した半導体薄膜
を形成し得るためデバイス特性を低下させる原因である
粒界を避けて、デバイスの能動領域を形成することがで
きるため、単結晶半導体基体上に作成したデバイスと同
等の特性を有するデバイスを得ることができる。

以下に、μｍサイズに固相成長させた後１３５０℃のハ
ロゲンランプ加熱を加えた後に作製したＰチャンネル電
界効果トランジスタ（サンプルＡ）の４インチウェハー
内に作製した５０個の素子のしきい値（ｖｔｈ）の分散
を第１表に示す、まりこ下ＩＲにトランジスタの動作性
能の指標であるキャリア移動度（μ）を示す。

第１表 サンプルＢは、粒界位置制御した後、１３５０℃のラン
プ加熱を施し、トランジスタを作製したもの、サンプル
Ｃは、バルクＳｉウェハーに作製したものを示す。チャ
ンネル長（Ｌ）は１０μｍと３μｍであフな。粒界間隔
は５μｍに設計した（サンプルＢ）。

粒界位置制御されていないサンプルＢでは、分散σは短
チャンネルの方が大きく、粒界位置制御ざわ丁いるサン
プルＢでは、短チャンネルの方が小さく、しかもキャリ
ア移動度は増加している。

以上のように粒界位置制御されている大粒径樹枝状多結
晶に高温熱！Ａ埋を施し欠陥低減を行うと均一性が向上
し、高性能化が達成される。この効果は集積回路を組む
際極めて重要である。

［実施例］ （実施例１） ４インチＳｉウェハー上に熱酸化ｓ　ｉ　０２　ｍを０
．１μｍ形成し５その上に、通常の減圧ＣＶＤ法で非晶
質Ｓ１膜を１１００ｎの厚みに堆積したい この時ソースガスはＳｉＨ４を使用し、５５０℃圧力０
．３Ｔｏｒｒで形成した。

その後、レジストを塗布ｌノ、通常のリソグラフィー技
術で１μｍ径のレジストを５μｍ間隔に格子点状に残し
た。

このレジストをマスクにしてＳｉ”イオンを７０ｋｅＶ
で全面に注入した。注入量は３Ｘ１０１５ｃ　ｍ””と
１ノだ。７０ｋｅＶの注入エネルギーにおいてその投影
飛程はｉｏｏｎｍのＳｉど下地材料の３１０２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（Ｓｉ／５ｉＯ２）に損傷が与えられた。

１ノジストを！！Ｊ離した後、Ｎ２雰囲気中テロ　３０
ｔ：、８０時間の電気炉を用いた熱処理を行い、固相で
結晶成長させた。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５μ
ｍ間隔に整列し、粒径の分布は各々平均５μｍに対して
±１μｍ以内であった。

また、雰囲気はＮ２とした。また、照射中の表面荒れを
防止するためＳｉ薄膜表面に５０ｎｍの５ｉＯ２層をス
パッターによりキャップ屡として形成した。

さらに、タングステンハロゲンランプを両面より１１０
０℃、１３５０℃、１４００℃で３分照射した６つのサ
ンプルを形成した。なお、昇温速度ば２００℃／　ｓ　
ｅ　ｃとした。その後ＩＣプロセスを用いてポリシリコ
ンゲートのＰチャンネル電界効果トランジスタを４イン
チウェハーに作製した。チャンネル長は１０μｍと３μ
ｍであった。

その結果、キャリア移動度が大きく、しきい値の分散の
少ない優れたトランジスタが得られた。

また、Ｎ２雰囲気中の熱処理をＮ２雰囲気中の熱処理に
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
よフてＳｉＨ４を熱分解し、多結晶Ｓｉ薄膜を１１００
ｎ堆積した。形成温度は６２０℃、圧力０．３Ｔｏｒｒ
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”ｃ
ｍ−’の注入量でＳｉイオンを該多結晶Ｓｉ層へ注入し
、イオン注入によるノックオン原子に起因する空格子点
が連続となり、非晶質化した。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
、Ｓｉ／５ｉｎ２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間隔で格子点状に設け、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±１μｍとなり、しか
も、粒界が格子状に整列していた。

さらに、上記粒界位置制御されたＳｉ薄膜を５０ｎｍの
スパッター５ｉｆｔ膜を被覆した後、その上部にＳｉウ
ェハーを光吸収物として接触させタングステンハロゲン
ランプ光を照射して１１００℃、１２００℃、１３００
℃、１３５０℃、１４００℃で３分間行った５つのサン
プルを形成した。なお、昇温速度は２００℃／　ｓ　ｅ
　ｃ　トした。また、雰囲気はＮ、とした。

キャップＳｉｎ、を除去して後、実施例１と同様に電界
効果トランジスタを作製したところ良好な特性を有する
トランジスタが得られた。

（実施例３） 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以下に示す条件の下に、非晶質
Ｓｉ［を１１００ｎの膜厚で堆積した。

到達真空度　　　ｌＸｌ０−”Ｔｏｒｒ蒸着中真空度　
　５Ｘ１０−”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５μｍ間隔の格子
点状に残るようにバターニングした。

さらに、この基板全体に、７０ｋｅＶのエネルギーに加
速されたＳｉ＋イオンを１×１０１１０１ｓ”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（の損傷が
導入される。

レジストを除去した後、Ｎ２雰囲気中で基板温度を５９
０℃に保って熱処理した。熱処理開始後１５時間はどで
、１μｍ角の２回目のＳｆ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、さらにアニールを続けると、１μ
ｍ角の領域で既に形成されていた結晶核はその領域を越
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、５μｍ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Ｓ１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５μｍ
間隔の格子状に配しながら、平均粒径５μｍの結晶粒群
からなる薄膜状の結晶が得られた。

実施例１，２と同様にハロゲンランプにより光加熱し、
次いで電界効果トランジスタを作製した。

全ての実施例において、固相成長により粒界位置制御さ
れたＳｉ薄膜を光により高温熱処理した後に透Ａ電子顕
微鏡によりその粒界位胃を再確認した結果、粒界移動は
無かった。

実施例１．２．３により粒界位置制御されたＳｉ薄膜に
光照射を施し、結晶性を向上させた後、トランジスタを
作製したところ、第４図に示すように光加熱温度により
トランジスタの諸物件は向上し、さらに第１表に示すよ
うに［第１表（Ｂ）］、そのバラツキが減少し集積回路
を組む上で非常に有利となフだ。

［発明の効果］ 本発明によれば、粒界位置制御された固相成長大粒径樹
枝状結晶Ｓｉ薄膜にインコーヒーレント光照射により粒
界移動を伴わずに結晶粒内の結晶欠陥を低減せしめ、そ
こに作製された素子の高性能化と高均一化を同時に達成
される。

【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、第２図は、投影飛程と潜伏時間との関係を示す
グラフ、第３図は非晶質層から結晶質層へ成長工程を示
す工程図、第４図は、熱処理温度と結晶欠陥どの関係を
示すグラフである。 第　１ 図 第３図 Ｓｉ″′　イオン注入 結晶Ｓ１ 第２図

Claims (4)

【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、非晶質薄膜の予め定
   められた位置に、優先的に核発生点となる複数個の微小
   領域を形成し、次いで加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固相成長せしめて粒界
   の位置が指定された結晶半導体薄膜を形成させ、次いで
   該結晶半導体薄膜を１１００℃以上の熱処理によって粒
   内欠陥を減少させることを特徴とする半導体薄膜の形成
   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、堆積非晶質層あるいは多結晶薄膜をイオン
   注入を行うことにより非晶質構造となる薄膜である請求
   項１記載の半導体薄膜の形成方法。
3. （３）前記微小領域の形成は、該領域以外の部分の下地
   界面近傍が注入損傷を受けるような注入エネルギーでの
   イオン注入により行うことを特徴とする請求項１又は２
   記載の半導体薄膜の形成方法。
4. （４）前記１１００℃以上の熱処理はインコヒーレント
   光の照射を用いる請求項１乃至３記載の半導体薄膜の形
   成方法。