JPH0465385A - 金属薄膜形成法 - 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、金属薄膜形成法に関し、特に、半導体集積回
路装置等の配線に好ましく適用できるＡ［薄膜形成法に
関するものである。

〔従来の技術〕 従来、半導体を用いた電子デバイスや集積回路（ＬＳＩ
）において、電極や配線にはおもにアルミニウム（Ａｌ
）もしくはＡｌ−５ｉ等が用いられてきた。ｌは、廉価
で電気伝導度が高（、また表面に緻密な酸化膜が形成さ
れるので、内部が化学的に保護されて安定化することや
、Ｓｉとの密着性が良好であることなど、多くの利点を
有している。

ところで、超ＬＳＩなどの集積度が増大し、配線の微細
化や多層配線化などが近年特に必要とされてきた。Ａｊ
２膜の堆積方法として、段差部で配線切れが生じないよ
うにステップカバレッジに優れた堆積方法が必要である
。また、微細なコンタクト穴やスルーホールなどのピア
ホールへもステップカバレッジ良く、あるいはピアホー
ルへ選択的に堆積できる方法が必要である。さらに、エ
レクトロマイグレーション、ストレスマイグレーション
耐性に優れた高信頼性配線であることが必要である。

従来のＬＳＩでは、段差部にテーバを設けて段差部での
ステップカバレッジの劣化を防いでいたが、微細化と共
に段差部にテーパを設けることができず、垂直な段差と
なってきた。スパッタ法は、真空中の粒子の直線運動を
基礎とするため、垂直な段差部での膜厚は、どうしても
段着部以外の場所よりも薄（なってしまい、良好なステ
ップカバレッジを維持することができない。また、ピア
ホール箇所においても、ピアホールを完全に埋めること
はできず、ピアホール内に巣などが生じてしまい良好な
コンタクトを形成することができない。

八ρを含んだガスを基体の置かれた空間に輸送し、原料
ガスの基体表面での吸着と反応を用いて所望の堆積膜を
形成する化学的気相成長法Ｃ以下ＣＶＤ法と略する）に
よってＡｌ２　、Ａｌ　−ＳＡｌを堆積することができ
る。ＣＶＤ法では、原料ガスの基体表面上での吸着と反
応を利用するために、段差部でのステップカバレッジに
優れる特徴がある。

また、基体表面の種類によって選択堆積も可能である。

Ａｌ　ＣＶＤには、一般に原料ガスとしてトリメチルア
ルミニウム（（ＣＨ３）！Ａｌ２以下ＴＭＡ　）、トリ
イソブチルアルミニウム（（ｉｃ、Ｈ９）ｍＡｌ、以下
ＴＩＢＡ）　　ジメチルアルミニウムハイドライド（（
ＣＨ３）２ＨＡｊ２、以下ＤＭＡＨ）などの有機金属原
料が用いられている。よく知られているようにＡｌＣＶ
Ｄ法で堆積されるＡｌ膜は、スパッタ法に比較してステ
ップカバレッジに優れている。

また、Ａｌ２　ＣＶＤでは、ＳｉＯ２の形成されたＳｉ
基体表面上においてＳｉの露出した部分のみに選択的に
堆積することも可能である。

ＤＭＡＩ（と水素を用いたＣＶＤ法（坪内他：　「日経
マイクロデバイスＪ　１９９０年６月ＩＥ１号、ｐ９６
〜ｐ１０２）によれば、Ｓｉや金属などの導電性基体上
のみへＡｌもしくはＡｌ２−Ｓｉの選択成長が可能であ
り、かつＳｉ基体上に選択的に堆積したｌは単結晶であ
る。

Ｓｉ上に選択成長したＡｌ領領域、単結晶であることか
ら、熱処理時にＳｉ界面でエロージョンやスパイクの発
生もな（、コンタクト抵抗の劣化がない。更に、Ａｌ１
．をピアホール中に選択的に堆積した後、基体表面全面
に堆積することができ、ピアホールを完全に平坦化して
Ａｆ２もしくはＡｌ−３Ａｌを堆積させることが可能で
ある。従って微細化の進んでいる超ＬＳＩにおいて段差
部やコンタクト部、ピアホール部での配線切れの生じな
い良好な配線を形成することができる。

エレクトロマイグレーション（以下ＥＭと略す）は、配
線に電流を流し続けた際に、配線切れを生ずる現象であ
る。配線切れは、Ａｆｆ配線の結晶粒界で生ずるといわ
れている。また、ストレスマイグレーション（以下ＳＭ
と略す）は、Ａｌ配線上に形成されたＳｉＯやＳｉＮな
との絶縁膜により　Ｉｆ配線に応力（ストレス）が生じ
、Ａｌ配線の断線を引き起す現象である。一般にＡｌ２
もしくは、Ａｌ−５ｉは結晶学的には多結晶である。多
結晶とは、微視的に見ると単結晶である粒が集った状態
であり、ひとつひとつの単結晶領域を結晶粒、結晶粒と
結晶粒の境を結晶粒界と言う。一般に超ＬＳＩにおいて
結晶粒の大きさは、μｍオーダである。ＥＭ、　ＳＭは
ＡｌもしくはＡｌ１．−３ｉ配線の信頼性を損う大きな
原因であり、ＥＭ及び３Ｍ耐性を向上させることが超Ｌ
ＳＩの配線金属の信頼性を向上させるための必須の課題
である。

ＥＭ、　３Ｍ耐性向上のために、Ａｌ２もしくはＡｌ−
ＳｉにＣｕやＴＡｌを微量添加するといった方法、更に
、Ａｊ２以外のＷ、　Ｍｏ、　Ｃｕ等の金属を用いる方
法が検討されているが、ＳｉＯ２との密着性、ボンディ
ング性や微細加工の容易さ等全ての条件を満すとなると
Ａｌもしくはへβ−３ｉ以外選択の余地がない。

米国電気電子学会（ＩＥＥＥ）の１９８９年１２月開催
のＩＥＤＭ（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ　Ｅｌｅｃｔ
ｒｏｎ　Ｄｅｖｉｃｅｓ　Ｍｅｅｔｉｎｇ）のダイジェ
ストｐ、　６７７〜ｐ、　６８１にはＡｌが単結晶であ
れば、ＥＭ、　３Ｍ耐性共に格段に向上することが報告
されている。

即ち、Ａｌ２もしくはＡｌ−３ｉであっても、従来の様
に多結晶ではな（、単結晶で配線を形成できるならば、
密着性、ポンディング性、微細加工の容易さ、を満し、
且つＥＭ、　ＳＭによる断線の生じない高信頼配線を実
現することができる。しかし、超ＬＳＩにおいて単結晶
Ａｌもしくは、Ａｌ−Ｓｉ配線は、以下に述べる様に、
実現されていなかった。

単結晶ｉ薄膜が実現されたとの報告があるが、これらは
全てＳｉ単結晶基板上において実現されたものである。

ＥＭ、　３Ｍ耐性が、単結晶Ａｌにすると向上するとい
う報告（１９８９年Ｉ　ＥＤＭダイジェスト、前出）も
Ｓｉ基板上にＣＶＤ法で形成したＡｌ膜を用いて測定し
た結果である。超ＬＳＩにおける、ｌもしくはＡｆ２−
３ｉ配線の大部分は、５ｉＯｚ等の絶縁体上に形成され
ている。ＳｉＯ□上などの絶縁体上ではスパッタ法、　
ＣＶＤ法、　ＩＣＢ（イオンクラスタービーム）法いず
れの方法においても粒径μｍオーダの結晶粒から成る多
結晶である。

坪内他（前掲）によれば、ピアホールのみへまず単結晶
ＡＩ（第１のｌ）を選択的に堆積した後、ウェハ全面に
、第２のＡｐを基体表面全面に堆積可能である。しかし
、第１のｉは、単結晶であるが、第２のｌはやはりμｍ
オーダの結晶粒からなる多結晶である。

本発明は、上記の状況に鑑みてなされたものであり、Ｓ
ｉＯ□等の絶縁体上のＡｐ膜であっても、下層部分に単
結晶へβが存在すると、絶縁体上のＡｐ２であっても熱
処理によって単結晶化し得るという事実の発見にもとづ
くものである。

［発明が解決しようとする課題］ 以上の様に、近年、より微細化による高集積化、高速化
が望まれている半導体の技術分野において、高集積化さ
れかつ高性能化された半導体装置の信頼性を向上させる
ためには、改善すべき余地が多（存在していた。

本発明は、上述した技術的課題に鑑みなされたものであ
り、非単結晶金属薄膜、特にＡｐまたはＡｆｆ−５ｊ配
線層を単結晶化し、それによって配線の耐マイグレーシ
ヨン特性を向上させる方法を提供することを目的とする
。

〔課題を解決するための手段１ このような目的を達成するために、本発明はＡｐまたは
、ｌを主成分とする／１合金からなる非単結晶金属膜を
少なくともその一部においてｉまたは八ρを主成分とす
るＡｌ金合金らなる単結晶金属に接して形成する工程と
、前記非単結晶金属膜を加熱して少なくともその一部分
を単結晶化する工程とを有することを特徴とする。

さらに本発明は半導体基体の主面上に絶縁膜を形成する
工程と、該絶縁膜に開口部を設けて前記半導体の表面を
露出させる工程と、前記開口部内にＡｐまたはＡｐを主
成分とするＡｌ金合金らなる第１の金属からなる単結晶
を堆積させる工程と、前記第１の金属からなる単結晶上
および前記絶縁膜上にＡｐまたはＡｐを主成分とする八
で合金からなる第２の金属の薄膜を形成する工程と、該
第１の金属からなる単結晶を種結晶とし前記第２の金属
の薄膜を加熱して少なくともその一部を単結晶化する工
程とを有することを特徴とする。

［作　用］ 本発明によれば、単結晶金属と接している非単結晶金属
薄膜を加熱することによって、単結晶金属を種結晶とし
て非単結晶金属薄膜を単結晶化できる。このような単結
晶薄膜を半導体装置の配線層とすることによってマイグ
レーション耐性を向上させることができる。

〔実施例］ 本発明の好適な実施態様例は、単結晶肛と非単結晶１と
の少なくとも一部が接して設けられたｌ膜に熱処理を施
すことにより非単結晶Ａ［を単結晶化するものである。

この時にシード（種結晶）となる単結晶Ａｌを形成する
方法としては、ジメチルアルミニウムノーイドライド（
Ａ　Ｑ　（ＣＨ３）　２Ｈ）、モノメチルアＪレミニウ
ムハイドライド（Ａｐ（ＣＨ３＞Ｈ２）、トリイソブチ
−レアルミニウム（Ａｐ２．（ｉＣ，Ｈ９）３）を原料
ガスとして用いたＣＶＤ法を用いて単結晶Ｓｉ上にｌを
堆積させて単結晶Ａｌを形成する方法が好ましい。

一方、非単結晶Ａｌを形成する方法としては、上記ガス
を用いたＣＶＤ法により単結晶１以外の材料からなる表
面上にＡｐを堆積させて多結晶Ａｌを形成する方法や、
スパッタリングにより多結晶１を形成する方法、トリメ
チルアルミニウム（八ρ（ＣＨ３）３）やジエチルアル
ミニウムクロライド（Ａｐ　（ｃ２Ｈｓ）２ｃｐ　）を
用イタＣｖＤ法ニヨリ多結晶Ａｊ２を形成する方法等が
ある。

単結晶Ａ［シードは単結晶化すべき非単結晶へ４と少な
くとも一部が接するように設けられればよい。例えばシ
ードと絶縁膜とが格子状に形成されていてもよいし、シ
ードが絶縁膜に形成されたピアホールパターン内に堆積
され、あるいはシードと絶縁膜とがラインアンドスペー
スパターンを構成していてもよい。

本発明のもう１つの好適な実施態様例は絶縁膜に形成さ
れた開孔部（ピアホール）内に形成された単結晶、ｌを
シード（種結晶）としてそれ以外の部分の非単結晶Ａｌ
を加熱して単結晶化するものである。とりわけ、ピアホ
ール内に選択的にｌを堆積させて単結晶へβを形成した
後、絶縁膜の上にも非選択的にＡｊ２を堆積させる。そ
して、熱処理を施して絶縁膜上のｌを単結晶化させるこ
とが好ましい。このような手法を用いればピアホール上
の、ｌに凹部が形成されることなく平坦なＡｌ膜を形成
することができる。

シードとなる単結晶Ａｌを形成する方法としては、アル
キルアルミニウムハイドライドと水素とを利用したＣＶ
Ｄ法（Ａｌ−　ＣＶＤ法）が好ましい。このＣＶＤ法を
利用すれば、単結晶Ｓｉのような電子供与性の表面上に
選択的にＡｌを堆積させることができる。

アルキルアルミニウムハイドライドとはジメチルアルミ
ニウムハイドライド（ｉ　（Ｃ１（３）２Ｈ）やモノメ
チルアルミニウムハイドライド（、ｌ　ＣＨ３Ｈ２）で
ある。単結晶化される前の非単結晶Ａｌを形成する方法
としては、通常のスパッタリング法やＣＶＤ法である。

ＣＶＤ法を用いる場合の原料ガスとしてはトリメチルア
ルミニウム（Ａｌ（ＣＨ，Ｍやトリイソブチルアルミニ
ウムＡｌ　（ｘｃ４Ｈｅ）３、ジエチルアルミニウムク
ロライドＡｌ（Ｃ２Ｈ５）２Ｃ℃がある。このような方
法を用いれば半導体装置に好適な配線を形成することが
できるのである。

以下図面を用いて本実施態様例について詳述する。

第１図は本発明による単結晶化法を配線の形成に利用し
た例を説明する為の模式的断面図である。

第１図（ａ）において１は単結晶Ｓｉ等からなる基体、
２は酸化シリコン等からなる絶縁膜、３はシードとなる
単結晶Ａｌ、４は後述する単結晶化法により単結晶化さ
れる。ｌ、である。

まず、基体１上に絶縁膜２を形成する。

そして、反応性イオンエツチング等によりピアホールを
形成し基体１の表面を一部露出させる。

ここで絶縁膜としてはＮＳＧ、　ＰＳＧ、　ＢＳＧ−、
ＢＰＳＧ等の酸化シリコン膜や窒化シリコン膜或いは酸
化窒化シリコン膜等である。これらの膜は周知の熱酸化
法、　ＣＶＤ法、スパッタリング法等により形成できる
。

次いで、ピアホール内に単結晶Ａｌ（第１のｉ）３を形
成する。この場合に上述したＡｊ２ＣＶＤ法を利用すれ
ばピアホール内に選択性よく単結晶Ａ［を形成すること
ができる。この時の基体表面温度としてはアルキルアル
ミニウムハイドライドの分解温度以上〜４５０℃以下、
より好ましくは２６０℃以上４４０℃以下、最適には２
７０℃以上３５０℃以下である。

こうして形成された単結晶Ａ［は下地のＳｉとの界面も
良好で且つ表面性にも優れている。

ピアホール内に単結晶Ａｎ３を形成した後、単結晶、１
３と絶縁膜２との上に非単結晶、ｌ（第２のＡｌ）４を
形成する。この場合には上記Ａｊ２−　ＣＶＤ法以外の
周知の堆積法を用いることができる。また、１−ＣＶＤ
法を用いる場合には非電子供与性の表−面である絶縁膜
２にプラズマによってイオンや電子を供給したり、プラ
ズマダメージやイオン注入等を用いた表面改質工程を付
与し実質的に電子供与性とすればよい。このように表面
改質工程を導入すれば非単結晶Ａｌを絶縁膜２上にも形
成することができるのである（第１図（ａ））。

その後、後述する熱処理を行い非単結晶Ａｆｆを単結晶
化することができる。この熱処理はこの時点で施しても
よいし、その後絶縁膜５を形成した後に施してもよい。

また、熱処理は単結晶化すべき非単結晶Ａｌを所望の配
線形状にバターニングしてから施してもよいし、単結晶
化後にバターニングしてもよい。

第１図（ｂ）に示すようにＡｌ４をバターニングした後
絶縁膜５を形成する。この絶縁膜５は絶縁膜２と同様に
してＣＶＤ法やスパッタリング法等により形成できる。

以上のようにして単結晶Ａ［配線を形成することができ
るのである。

多層配線を形成する為には再び同じ工程を繰り返すこと
により第１図（ｃ）に示すような単結晶ＡＩの２層配線
構造を得ることができる。更に同じ工程を繰り返せば３
層、４層といった多層配線構造も得られる。

第１図（Ｃ）において、符号５は眉間絶縁膜、６は選択
堆積した単結８八ρ、７は単結晶化された八β、８は保
護絶縁膜である。

以上は純Ａｌ．の場合について述べたが、これ以外にも
ＳＡｌを例えば１膜程度に微量含有したＡＩ（ＡＩ−Ｓ
ｉ）をも単結晶化することができる。この場合には上記
Ａｌ−ＣＶＤ法を適用する場合にアルキルアルミニウム
ハイドライドのガスと水素ガスと共にＳｉＨ＋、　５ｉ
Ｊ６等のＳＡｌを含む化合物のガスを導入して成膜な行
えば単結晶Ａｌ−Ｓｉシードを形成できる。

第２図に単結晶Ａｌシードの配置例を示す。第２図（ａ
）は半導体基体、例えばＳｉの表面に形成された絶縁体
１１に、１辺Ｌ１の開口部がチエッカ−パターンに設け
られ、単結晶Ａｌが開口部内に選択的に堆積された例で
ある。図示しない非単結晶、ｌ膜が絶縁体］１および開
口部１２内の単結晶Ａｌを覆って形成され、加熱される
ことによって単結８八ρをシードとして単結晶化する。

第２図（ｂ）は−片１．．２の開口部が間隔Ｌ３でピア
ホールパターンに形成された例を示し、第２図（ｃ）は
幅Ｌ−，の絶縁体１１と幅Ｌ４の開口部１２とがライン
＆スペースパターンに形成された例を示している。いず
れの場合も開口部内に単結晶Ａｌが選択的に堆積され、
図示しない非単結晶、ｌ膜が単結８八でと絶縁体とを覆
って形成されている。非単結晶１膜は加熱により、単結
晶Ａ［をシードとして単結晶化する。

次に、／ｌもしくはＡ［−３Ａｌを単結晶化するための
熱処理の手法について述べる。

基本的手順は以下の通りである。第１図（ａ）。

（ｂ）の様な断面を持つ試料を作製し、加熱を行う。加
熱処理の前後においてＸ線回折法、従来ＲＨＥＥＤ観察
、走査型μｍＲＨＥＥＤ顕微鏡観察を行った。

加熱により、堆積した状態では多結晶である第２のＡｊ
２が単結晶化するのは、Ａｌ原子が流動しやす（なり、
原子の再配列が生じたためと考えられる。従来、絶縁体
薄膜上のＳｉ、　ＧａＡｓなとの共有結合を有する半導
体が熱処理により単結晶化することは公知であった。絶
縁体薄膜上の上のＡＩ、もしくはＡｌ＝Ｓｉ薄膜が略４
５０℃の熱処理によって数μｍ程度の粒径の結晶粒に成
長することは知られていたが、本発明ではＡ［もしくは
Ａｆｆ−３ｉの下層部に単結晶Ａｌ領域が存在すると１
０μｍ以上の大きな範囲にわたって絶縁体上の、１もし
くはＡｌ−Ｓｉでも単結晶化することを見いだしたもの
である。

試料の加熱方法としては、通常のＨｚ、Ｎ２．Ａｒやこ
れらガスの混合雰囲気における電気炉による加熱処理、
真空中での加熱のほか、瞬間加熱炉（以下ＲＴＡと略す
）による加熱、レーザ加熱、カーボンヒーターなどの線
状ヒーターを用いた加熱、高周波加熱、ランプ加熱、電
子ビーム加熱等の方法が可能である。

一般に、ＬＳＩにおいて、Ｓｉ上に形成されたＡｆｆ、
もしくはＡｊ２−Ｓｉ薄膜は、加熱によりＳｉと反応し
て、例えばＳｉ基体の侵食や、ＡＩ、もしくはｉ〜Ｓｉ
下層に形成されたＳｉ　ｐ−ｎ接合のリークを生じてし
まう。従って、加熱処理はできるだけ低温で行われるこ
とが望ましい。しかしながら、ＡＩもしくはＡＩ−Ｓｉ
が加熱により単結晶化するためには、Ａｊ２原子が熱エ
ネルギーにより流動する程度にならなければならない。

加熱方法としては、できるだけＡ［もしくは１２−３ｉ
のみが加熱され、ＡｌもしくはＡＩ−Ｓｉ下層のＳｉ基
体が加熱されない方が望ましい。

真空中の加熱は、第３図の走査形μｍＲＨＥＥＤ顕微鏡
内で基体の裏面のヒーターによっておこなうことができ
る。

真空中での熱処理の場合、Ａｌ大表面酸化を抑えるため
高真空である方が望ましい。略１×１Ｏ−６Ｔｏｒｒ以
下の高真空であることが望ましい。第３図において、２
０は電子銃、２１は電子ビーム、２２は回折電子線、２
３は蛍光板、２４．２４′および２４″は光ファイバ、
２５．２５′および２５″は光電子増倍管、２６．２６
’および２６″１オ電気信号に変換された回折斑点強度
信号、２７は走査信号、２８はＣＲＴ、２９は二次電子
信号、３０は二次電子検出器、３１は試料、３４は真空
チャンバー、３５は排気装置である。

第１図（ａ）に示した様な試料を真空チャンバー３４へ
装填し、試料３］の裏面よりヒータ３２で加熱する。試
料３１の温度は試料裏面より熱電対３３で測定する。加
熱方法は、ヒータ加熱以外のランプ加熱、レーザ加熱で
も良い。真空チャンバ３４は排気装置３５により真空排
気されている。試料加熱前の真空チャンバー３４の真空
度は、略５　Ｘ　１Ｏ−１０Ｔｏｒｒ。

加熱中の真空度は、略５　Ｘ　１０−”〜５　Ｘ　１Ｏ
−８Ｔｏｒｒである。真空度は、高真空程好ましいが、
上記真空度より悪くても熱処理による単結晶化は可能で
ある。

熱電対３２で測定した温度が略５５０℃以上であるとき
Ａｌは単結晶化する。

本発明の適用可能であった瞬間加熱炉（以下ＲＴＡと略
す）について説明する。

ＲＴＡでは、ウェハ表面のみを短時間で加熱し、ｉもし
くはＡｎ−３ｉとＳｉ基板との反応をできるだけ軽減す
ることができる。

ＰＴＡ装置の構成例を第４図に示す。

２００は、基体であり、２０１は基体支持台である。基
体支持台は、石英製であり第４図に示されるツメ２０５
の上に基体２００が載せられている。

２０２は石英管である。石英管２０２の断面は、矩形で
あっても円形であっても良い。またステンレスの様な金
属に石英製の窓を取りつけたものであっても良い。２０
３はランプで線状をしている。ランプ２０３からの光は
反射板２０４で反射され基体２００に照射される。基体
２００のＡｆｆ堆積面がランプ側を向いている。ランプ
にはハロゲンランプ　タングステンランプ、　Ｘｅラン
プ、Ｘｅ−Ｈｇランプを用いることができる。ＲＴＡ装
置では加熱速度の早いハロゲンランプを用いた。

加熱時の石英反応管内圧力は減圧下、大気圧下いずれで
も良い。また、雰囲気ガスとしてＮ２．Ａｒ。

Ｎ２またはこれらの混合ガスを用いることができる。

水分、酸素不純物の最も少ない高純度ガスが人手できる
のでＮ２雰囲気が最も望ましい。

上記構成のＲＴＡ装置において、略５５０℃以」二の温
度で加熱するとＡｆｆの単結晶化が生じた。室温から熱
処理温度までの昇温は略５ないし３０秒である。熱処理
時間は略１０秒ないし１分である。上記昇温時間、熱処
理時間範囲内では単結晶化領域等に差はなかった。

加熱温度が略５５０℃以上であることが単結晶化に必要
であった。なお、基体温度はＰｂＳを検出器に用いた放
射温度計で基体表面から測定した。

次に、本発明の適用可能であったレーザ加熱について説
明する。

レーザ加熱においても基体表面のみを加熱することが可
能であり、また、単結晶化領域がＰＴＡ装置より広いと
いう特徴がある。

レーザとしては、出力　数Ｗ〜略２０Ｗのアルゴンイオ
ンレーザ（以下Ａｒレーザと略す）、クリブレンイオン
レーザ（以下Ｋｒレーザ）　＋　Ｈｅ−Ｎｅレーザ、Ｃ
０２レーザ、　ＹＡＧレーザ、　ＡｒＦもしくはにｒＦ
もしくはＸｅＦもしくはＸｅＣｊ２等のエシキマレーザ
を用いることができる。発振周波数としては連続発振、
略１０〜１００Ｈｚのパルス発振であっても良い。

レーザを用いた加熱の特徴は、レーザを試料上で走査し
単結晶化領域を拡大することができる点である。レーザ
走査による単結晶化領域の拡大について説明する。

第５図ｆａ）もしくは（ｂ）、第６図（ａ）もしくは（
ｂ）、もしくは第７図（ａ）もしくは（ｂ）の様に半導
体基体６１上に第１のＡ！６２が幅ＬＩＯで形成され、
かつ第２のＡｌ６３が基体十全面に形成されている試料
を用いる。第２の１！、６３上には第５図（ｂ）もしく
は第６図（ｂ）の様に絶縁膜６５が全面に形成されてい
ても良い。または、第７図（ａ）　、　（ｂ）の様に絶
縁膜６６が第１のｉ　６２のラインにほぼ直交する様に
ストライブ状に形成されていても良い。

上述試料にレーザビーム６７を第５図（ａ）　、　（ｂ
）もしくは第７図（ａ）に線６８で示される様に繰返し
走査し、もしくは、第６図（ａ）、（ｂ）もしくは第７
図（ｂ）に矢印６９で示される様に一方向走査する。第
５図（ａ）　、　（ｂ）もしくは第７図（ａ）のレーザ
ビームは連続発振Ａｒレーザもしくはパルス発振ＸｅＣ
Ａエキシマレーザを略２０〜１００μｍに集光する。

第６図（ａ）　、　（ｂ）もしくは第７図（ｂ）の場合
は、例えば、シリンドリカルレンズを用いた光学系７０
で円形に集光されているレーザビームを平行ビーム７１
にする。

レーザビームもしくは平行レーザビームの走査方向は第
５図（ａ）もしくは（ｂ）、もしくは第６図＜ａ）もし
くは（ｂ）、もしくは第７図（ａ）もしくは（ｂ）の様
に、第１のＡｒ２．６２のラインにほぼ直角方向に走査
する。

Ｓｉ基板上に約７０００人の熱酸化５ｉ（ｈを形成し第
１のＡｌ２６２用のライン幅り、。が略１０μｍ、第２
の１６３の厚さ略５０００人の第６図（ａ）の様な試料
においてＡｒレーザな平行ビーム７１にして試料上を一
方向（６９）に略１　ｃｍ／秒の速度で走査する。試料
裏面は、加熱しない。

Ａｒレーザの出力は略２０〜５０Ｗであり試料裏面上で
のレーザパワー密度は略５０〜２００　ＫＷ／ｃｍ２で
ある。レーザ加熱雰囲気はＨ２ガス雰囲気、１気圧であ
る。

なお基体温度は、レーザ照射部温度をｐｂｓ検出器に用
いた放射温度計で測定する。基体温度が略５００°Ｃ以
上の時第１絶縁膜上のＡｌを単結晶化することができる
。

次に本発明の適用可能であった線状ヒーターによる加熱
方法について説明する。

第８図は、線状ヒーターを用いた加熱方法を説明するた
めの図である。加熱基体８２は、加熱基体支持台８１上
に置かれる。加熱支持台８１は、カーボン製である。加
熱基体８２上に線状ヒーター８３が配置される。線状ヒ
ーター８３もカーボン製であり、電ａ、８４から通電さ
れる。加熱支持台８１も加熱支持台裏面に取り付けられ
たヒーター（図示せず）により加熱される。また、線状
ヒーター８３は矢印８５の方向へ移動する。

加熱雰囲気圧力は、大気圧から真空まで圧力によらない
。Ａｌ表面の酸化を防ぐためにＨ２，Ｎ２．　Ａｒもし
くはそれらの混合ガス雰囲気が望ましい。真空下でも単
結晶化するが、大気圧下の方が装置構成が容易である。

線状ヒーターの直下の部分で第２の八ρの単結晶化が生
じる。このような線状ヒーター加熱により、線状ヒータ
ー直下の基体温度が略５５０℃以上の基体温度で第２の
Ａｊ２が単結晶化する。なお、基体温度は、ＰｂＳを用
いた放射温度計で測定する。

線状ヒーターを用いた加熱方式の特徴はレーザを用いた
加熱と同様、加熱領域を走査して、単結晶化領域を拡大
できる点である。

次に本発明の適用可能であったランプによる加熱方法に
ついて説明する。

第９図は、ランプを用いた加熱方法を説明するための図
である。加熱基体９２は、加熱基体支持台９１上に置か
れる。加熱支持台９１は、カーボン製である。ランプ９
３は、水銀ランプ、Ｈｇ−Ｘｅランプ。

Ｘｅランプ、　Ｘｅフラッシュランプ等を用いることが
できる。ランプは線状の構造をしている方が好ましい。

ランプ９３からの光は、反射ミラー９４で基体表面上で
線状になる様に集光される。加熱支持台９１も加熱支持
台裏面に取り付けられたヒーター（図示せず）により加
熱される。また、加熱領域９５は、ランプの移動により
加熱基体上を矢印９６の方向に移動する。加熱雰囲気圧
力は、大気圧から真空まで圧力によらない。Ａｌ表面の
酸化を防ぐためにＨｚ、Ｎ２．Ａｒもしくはそれらの混
合ガス雰囲気が望ましい。真空下でも単結晶化するが、
大気圧下の方が装置構成が容易である。

線状に加熱された領域で第２のＡｌの単結晶化が生じ、
加熱領域９５における温度が略５５０℃以上の基体温度
で第２の八βが単結晶化する。なお、基体温度は、Ｐｂ
Ｓを用いた放射温度計で測定する。

次に本発明の適用可能であった高周波加熱による加熱方
法について説明する。

第１０図は、高周波加熱を用いた加熱方法を説明するた
めの図である。加熱基体１０３は、加熱基体支持台上に
置かれる。１０１は、カーボン製の支持台である。また
、１０２は間隔をあけて配設された石英製の板である。

第１Ｏ図の様に基体の置かれた加熱支持台を周囲に設け
られた高周波コイル（図示せず）により加熱する。石英
の板１０２は、高周波により加熱されないので基体上の
一部１０４の部分が最も高温に加熱される。

ウェハが、矢印１０５で示される方向に移動することに
より、高温に加熱される領域１０４もウェハ上を移動す
る。加熱雰囲気圧力は、大気圧からだ真空まで圧力によ
らなかった。Ａ４２表面の酸化を防ぐために８２．Ｎｚ
、Ａｒもしくはそれらの混合ガス雰囲気が望ましい。真
空下でも単結晶化するが、大気圧下の方が装置構成が容
易である。以下の実施例では、雰囲気圧力は大気圧であ
る。

線状に加熱された領域１０４で第２のＡｌ１の単結晶化
が生じ、加熱領域１０４の基体温度が略５５０℃以上の
基体温度で第２の１を単結晶化できる。

なお、基体温度は、ＰｂＳを用いた放射温度計で測定す
る。

本発明の適用可能であった電子ビームを用いた加熱方法
について説明する。

第１１図は、電子ビームを用いた加熱方法を説明するた
めの図である。フィラメント１１２からの電子ビーム１
１３は、集束コイル１１５、走査コイル、偏向板１１５
’により加熱基体１１１上で線状に集束する。基体上で
は、１１４０部分が線状に高温に加熱される。ウェハが
、矢印１１６で示される方向に移動することにより、高
温に加熱される領域１１４もウェハ上を移動する。

／１表面の酸化を抑えるために加熱雰囲気圧力は、高真
空であることが望ましい。略１０−’Ｔｏｒｒ以下の真
空度でＡｌ１は単結晶化する。基体の移動速度は、毎分
路０，５〜１０ｃｍである。加熱領域の基体表面温度は
、ｐｂｓを用いた放射温度計で測定し、略４５０℃以上
の時Ａｌを単結晶化することができる。

第３図に示した走査型μｍＲＨＥＥＤ顕微鏡による単結
晶領域の観察手法について説明する。

走査型μｍ　ＲＨＥＥＤ顕微鏡は、ＥｘｔｅｎｄｅｄＡ
ｂｓｔｒａｃｔｓ　ｏｆ　ｔｈｅ　２１ｔｈ　Ｃｏｎｆ
ｅｒｅｎｃｅ　ｏｎ　５ｏｌｉｄＳｔａｔｅ　Ｄｅｖｉ
ｃｅｓ　ａｎｄ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ（１９８９）　ｐ
、２１７およびＪａｐａｎｅｓｅ　Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏ
ｆ　Ａｐｐｌｉｅｄ　Ｐｈｙｓｉｃｓ　ｖｏｌ。

２８、Ｎｏ、１１（１９８９）　Ｌ２０７５．で開示さ
れた手法である。従来のＲＨＥＥＤ（Ｒｅｆｌｅｃｔｉ
ｏｎ　Ｈｉｇｈ　ＥｎｅｒｇｙＥｌｅｃｔｒｏｎ　Ｄｉ
ｆｆｒａｃｔｉｏｎ、反射高速電子線回折）法では、電
子ビームを試料表面に２〜３°の浅い角度で入射させ回
折電子線により生じる回折パターンから試料表面の結晶
性を評価するものであった。しかし、電子ビーム径が、
１００μｍ〜数百μｍもあるため、試料表面の平均的な
情報しか得ることができなかった。第３図に示した走査
型μｍＲＨＥＥＤ顕微鏡は、電子銃２０からの電子ビー
ム径を０．１　ｕｍまで絞って試料表面の特定微小領域
からの電子線回折パターンを蛍光板２３上で観測するこ
とができる。また、電子ビーム２１を試料表面上で二次
元的に走査し、回折電子線２２を蛍光板２３に導き、回
折パターン上の任意の回折斑点強度変化を画像信号２６
．２６′、　２６〜として用いて、回折斑点強度変化に
よる試料表面の二次元的映像（走査μｍＲＨＥＥＤ像）
をＣＲＴ２８上に得ることができる。この時、第１２図
のように回折パターン上の異なる回折斑点ＡおよびＣを
用いた走査μｍＲＨＥＥＤ像を観察すると、試料表面に
平行な格子面が、例えば、（１００）にそろっていても
面内では回転している結晶粒界を区別して映像化するこ
とができる。ここで、回折斑点Ａは、回折パターンの生
じる面と入射電子線の作るサジタル面とが直交する線上
（線Ｃ）の回折斑点であり、回折斑点Ｃは、線β上には
ない回折斑点である。第１３図のように、試料表面に平
行な格子面が、例えば（１００）ではあるが、結晶粒Ｘ
とｙでは互いに面内で回転している場合、回折斑点Ａを
用いた走査μｍＲＨＥＥＤ像では、結晶粒Ｘもｙも共に
強度の強い領域として表示される。一方、回折斑点Ｃを
用いた走査μｍＲＨＥＥＤ像では、結晶粒Ｘのみが、強
度の強い領域として表示される。従って、第１２図に示
されるような回線斑点ＡとＣを用いた走査μｍＲＨＥＥ
Ｄ像を観察すると観察領域の結晶が面内回転を含んだ多
結晶であるか、単結晶であるかを識別することができる
。

次に、熱処理によるＳｉＯ□上のＡｌの単結晶化の例に
ついて説明する。

試料について説明する。

単結晶シードパターンは前述した第２図のようなもので
ある。即ち第２図（ａ）のようなチエッカ−パターンの
場合にはり、の大きさを０．５μｍないし２０μｍとし
たもの、第２図（ｂ）のようなピアホールパターンの場
合にはＬ３を２０μｍ以下としたもの、第２図（Ｃ）の
ようなライン＆スペースパターンの場合にはＬ８が２０
μｍ以下としたものである。そして、このような単結晶
シードパターン上に非単結晶Ａｌを形成したものを試料
として用意した。

この試料を、Ｘ線回折法で評価したところ、ＡＩ！、（
ｉｌｌ）ピークのみが観測された。また電子ビーム径１
００μｍないし１ｍｍφの従来のＲＨＥＥＤ装置で電子
線回折パターンを観察したところ、第１４図（ａ）に示
すリング状パターンが観察された。

従って全面に堆積したＡ［は（１１１）配向の多結晶で
あることがわかった。

しかし、上記Ｘ線回折及び従来ＲＨＥＥＤ観察では、多
結晶であることが確認されるが、結晶粒の大きさは不明
である。走査形μｍＲＨＥＥＤ顕微鏡で０．１μｍφま
で絞った電子線を用いて電子線回折パターンを観察した
ところ、強度は弱いながら第１４図（ｂ）に示す様なス
ポットパターンが観察された。スポット状回折パターン
上の回折斑点強度を用いて走査μｍＲＨＥＥＤ像を観察
した結果が、第１５図（ａ）である。斜線部が回折斑点
強度の強い領域、白い部分は回折斑点強度の弱い領域で
ある。

斜線部類域の大きさから結晶粒の大きさが略々数〜１０
μｍオーダであることがわかる。

同一試料を走査型μ−ＲＨＥＥＤ顕微鏡中で５５０°Ｃ
，１５分加熱した後、電子線回折パターン及び走査μｍ
ＲＨＥＥＤ像を観測した。電子線回折パターンは、加熱
前よりも強度が強い第１４図（ｂ）の様なスポットパタ
ーンが観察された。第１４図（ｂ）の回折パターンは回
折斑点の出現する位置からＡｌ（１１１）面に［１０１
］方向から電子線を入射させた時に生ずる回折パターン
であることがわかった。

第１４図（ｂ）の回折パターン上の回折斑点Ａ　（１１
１回折斑点）及び回折斑点Ｃ（２０２回折斑点）の強度
を用いて走査μｍＲＨＥＥＤ像を観察した結果が、第１
５図（ｂ）及び（Ｃ）である。試料表面上のどの位置に
おいても回折斑点Ａ及びＣは共に強く、観察領域が全て
単結晶になっていることが確認された。すなわち、Ｓｉ
Ｏ□上のへβ薄膜であってもＡｌ下層に単結晶ＡΩが存
在すると熱処理によって単結晶化することが確認された
。熱処理後の試料をＸ線回折装置で評価したところｌ　
（１１１）ピークのみが観測され、また従来のＲＨＥＥ
Ｄ装置で電子線回折パターンを観察したところ第１４図
（ｂ）の様に単結晶を示すスポットパターンが観測され
た。

次に別の試料を用いて単結晶化を観測した。この試料は
第１６図（ａ）に示されるようにＳｉ基体上に熱酸化法
により１μｍ厚の酸化シリコン膜が形成されたものであ
り、この酸化シリコン膜にはドライエツチングによりＳ
ｉ表面が露出した開口（Ｓｉ開口部）が開けられている
。

第１６図（ａ）の領域（Ｉ）内には、第２図（ａ）。

（ｂ）、（ｃ）に示される様なチエッカ−パターン、も
しくはピアホールパターンもしくはライン＆スペースが
形成されている。領域（ＩＩ）では、上記チエッカ−パ
ターン、もしくはピアホールパターンもしくはライン＆
スペースの形成されていない領域、すなわち全面ＳｉＯ
□である領域である。第１６図（ａ）に示す様に５ｉＯ
ｚのパターニングされた基体上に、ＤＭＡＨとＨ，を用
いたＣＶＤ法でまずＳｉ開口部のみに選択的に第１の八
ρを堆積し、表面改質工程の後、第２のＡｆＡｌを基体
全面に堆積した。

Ａｊ２を堆積後、Ｘ線回折法で評価したところ１．１（
１１１）ピークのみが観測された。また、電子ビーム径
が１００μｍ〜１ｍｍφの従来Ｒ）（ＥＥＤ装置で電子
線回折パターンを観察したところ第１４図（ａ）に示す
ようなリング状パターンが観測された。

従って、全面に堆積したＡ［が（１１１）配向の多結晶
であることが確認された。ついで、走査型μＲＨＥＥＤ
顕微鏡で０．１μｍまで電子線を絞った電子線を用いて
電子線回折パターンを観察したところ、強度は弱いなが
ら第１４図（ｂ）に示すようなスポットパターンが観測
された。スポット状回折パターン上の回折斑点強度を用
いて走査μｍＲＨＥＥＤ像を観察したことろ第１５図（
ａ）の様に、数〜１０μｍの結晶粒からなる多結晶であ
った。

この試料を、走査μｍＲ）ＩＥＥＤ顕微鏡内で６４５℃
、１５分加熱した後、電子線回折パターン、及び走査μ
ｍＲＨＥＥＤ像を観察した。電子線回折パターンは加熱
前よりも強度の強い、第１４図（ｂ）に示すようなスポ
ットパターンが観察された。第１４図（ｂ）の回折パタ
ーンは、回折斑点の出現する位置からＡｌ（１１１）面
に［１０１］方向から電子線を入射させたときに生じる
回折パターンであることがオ）かった。第１４図（ｂ）
の回折パターン上の回折斑点Ａ　（１１１回折斑点）及
び回折斑点Ｃ（２０２回折斑点）の強度を用いて走査μ
ｍＲＨＥＥＤ像を観察した結果が第１６図（ｂ）及び（
ｃ）である。第１６図（ｂ）および（ｃ）において斜線
部が回折斑点強度の強い領域である。第１６図（ｂ）　
、　（ｃ）共に強度の強い領域は（１１１）単結晶であ
る。第１６図（ｂ）及び（ｃｌから単結晶化した領域が
Ｓｉ開口部の形成された領域（１）から略１１０４ｚで
あることがわかった。すなわち熱処理によって、Ａｌ下
層部にＳｉ露出部がな（ともパターンの形成された領域
（Ｉ）から略１０μｍの距離の部分まで単結晶化するこ
とが確認された。

領域（Ｉ）に形成したパターンは、第２図の（ａ）チエ
ッカ−パターン、（ｂ）　　ピアホールパターン、（Ｃ
）ライン＆スペースパターンのいずれの場合も、領域（
Ｉ）から略１０μｍの範囲にわたって単結晶化した。

ＳｉＯ□厚さが５００人〜１μｍの時、ＳｉＯ２厚さに
よらず、熱処理によって単結晶化する領域は、第１６図
（ｂ）及び（ｃ）　と同様であった。また、５ｉ０２上
（ご全面に堆積するＡｌ膜厚が５００人〜１μｍであっ
ても単結晶化する領域は第１６図（ｂ）及び（ｃ）と同
様であった。

レーザによる加熱、線状ヒーターによる加熱高周波加熱
、電子ビーム加熱の様に基体上の加熱領域が移動する様
な加熱方法の場合の単結晶化領域は、以下の様にして測
定した。

第１７図（ａ）の領域（ＩＩＴ）には、第１６図（ａ）
の領域（Ｉ）と同様チエッカ−パターン、ピアホールパ
ターン、ライン＆スペースパターンが形成されており、
第１７図（ａ）の領域（ＩＶ　）には第１絶縁膜が形成
されている。この様な基体に第１のＡｌおよび第２の／
ｌが形成されている。

第２のＡｌは堆積した状態では、粒径数ないし１０μｍ
の多結晶である。

第５図の様なレーザビームでは、第１７図（ａ）のχ方
向に走査する。また第６図の様な平形平行レーザを用い
た場合、ランプ加熱、　ＲＦ加熱、電子ビーム加熱にお
いてはχ方向に加熱領域を移動する。

加熱処理後の走査μ−ＲＨＥＥＤ顕微鏡による観察結果
を第１７図（ｂ）　、　（ｃ）に示す。走査型μｍＲＨ
ＥＥＤ顕微鏡による電子線回折パターンは、加熱前より
も強度の強い、第１４図（ｂ）に示すようなスポットパ
ターンが観察された。第１４図（ｂ）の回折パターン上
の回折斑点Ａ　（１１１回折斑点）および回折斑点Ｃ（
２０２回折斑点）の強度を用いて走査μｍＲＨＥＥＤ像
を観察したことろ、例えば第１７図（ｂ）、および（ｃ
）に示す走査μｍＲＨＥＥＤ像が観察された。斜線部が
回折斑点強度の強い領域を示している。回折斑点ＡとＣ
の両方が強い領域が（１１１）単結晶領域である。

第１７図（ｃ）において、Ｌ８の距離を測定すれば、加
熱により単結晶化した領域を知ることができる。

なお、第１７図（ａ）は、第１７図（ｂ）および（ｃ）
と同一個所に形成された絶縁膜のパターンで、上記試料
では領域（ＩＩＩ）には第１のＡｌが１本だけ存在して
いる。また加熱領域の移動方向は第１７図ｆａ）のχ方
向である。第１７図（ｃ）ではＬ８は略１０μｍの様に
示しであるがレーザアニール、線状ヒータ加熱、ランプ
加熱、　ＲＦ加熱、電子ビーム加熱をおこなった試料で
はＬ８は略１ｃｍに達した。

すなわち、熱処理によってＡｊ２下層部にＳｉ露出部が
な（ともパターンの形成された領域から略１ｃｍの距離
の部分まで単結晶化することが確認された。

単結晶化したＳｉＯ□上のＡｌについてエレクトロマイ
グレーション耐性を測定した。従来のスパッタ法による
Ａ［もしくはＡＡ−３ｉ配線では、２５０℃、ｌ　Ｘｌ
０６Ａ／ｃｍ２の通電試験下で、配線断面積が１μｍ２
の場合、１×１０２〜１０３時間程度の平均配線寿命が
得られていた。これに対し本発明に基づく単結晶１配糾
は、上記試験において断面積１μｍ２の配線で１０４〜
１０’時間の配線寿命が得られた。また、配線幅０．８
μｍ、配線厚さ０．３μｍの配線においても上記試験で
、１０３〜１０４時間の平均配線寿命が得られた。

また、単結晶化した八βを略１μｍの幅に加工しプラズ
マＣＶＤ法によるシリコン窒化膜を堆積し、雰囲気温度
１５０℃、１０００時間のストレスを加えて、断線の生
じる割合を測定した。長さ１＋ｎｍの配線において、従
来スパッタＡｊ２では、１０００本のラインの断線率１
０〜２０％であるのに対し、本発明による単結晶Ａｌで
は、１０００本のラインにおいて断線は生じなかった。

すなわち、単結晶１配糾により、ＥＭ、　ＳＭ耐悸を格
段に向上させることが可能であった。

（実施例１） まず、測定した試料の作製方法は以下の通りである。試
料の断面形状を第１図（ａ）に示す。

Ｓｉウェハ上を水素燃焼方式（Ｈ２：４℃／ｍｉｎ、０
２：　２℃／ｍ１ｎ）により１０００°Ｃの温度で熱酸
化を行った。Ｓｉウェハの面方位は（ｉｏｏ）及び（１
１１）を用いた。このＳｉウェハ全体にフォトレジスト
を塗布し、露光機により所望のパターンを焼き付けた。

フォトレジストを現像後、反応性イオンエツチング（Ｒ
ＩＥ）などでフォトレジストをマスクとして下地の５ｉ
Ｏ７をエツチングし、部分的にＳｉ表面を露出させた。

次に、上記Ｓｉウェハに減圧ＣＶＤ法により１１膜を堆
積した。原料ガスにはジメチルアルミニウムハイドライ
ドと水素を用いた。堆積温度は、略２７０℃、堆積時の
反応管内圧力は、略１．５Ｔｏｒｒである。まずＳｉ表
面の露出した表面のみにＡｎ　（第１のｉ）を選択的に
堆積し、ｌ膜厚が５ｉｎ２膜厚と同じになったところで
表面改質工程を行い、その後、　Ａｌ（第２のＡｌ）を
Ｓｉウェハ全面に堆積した。表面改質工程として、減圧
ＣＶＤ装置内にプラズマを発生させた。

測定した試料に形成された５１０２パターン形状、Ａｎ
膜厚は、以下の通りである。ＳｉＯ□膜厚は、１０００
人、　　２５００人、　　５０００人、　　７５００人
、　　１００００　　人の５種類である。Ｓｉウェハ上
に形成されたパターンは第２図（ａ）に示すチエッカ−
パターンである。

チエッカ−のサイズＬ１は、０．２５．０．５，１．　
２゜３、５．１０．２０μｍの８種類である。ウェハ全
面に堆積したＡｌ（第１図の第２のＡｌ、４）の厚さは
、１０００人、　　２５００人、　　５０００人、　　
７５００人、　　１００００人の５種類である。上記の
工程を経て作製した試料を第３図に示した走査型μｍＲ
ＨＥＥＤ顕微鏡に装填し、電子線回折パターン観察、走
査μ−ＲＨＥＥＤ像観察をおこなった。ついで、ヒータ
ーに通電して、試料を加熱し、再度電子線回折パターン
、走査μｍＲＨＥＥＤ像を観察した。走査型μｍＲ）Ｉ
ＥＥＤ顕微鏡で加熱した条件は、（１）５５０℃、６時
間、（２）６００℃、２時間、（３）　６４５℃、１５
分間、（４）６７０℃、５分間、（５）７００℃、５分
間の５水準である。

Ａｊ２を堆積後、走査μｍＲＨＥＥＤ顕微鏡へ装填する
前にＸ線回折法で評価したところ、ＳｉＯ□膜厚、チエ
ッカ−サイズ、第２のＡｌの膜厚によらずいずれの試料
も１（１１１）ピークのみが観測された。また、電子ビ
ーム径が１００μｍ〜１ｍｍφの従来ＲＨＥＥＤ装置で
電子線回折パターンを観察したところ、いずれの試料も
第１４図（ａ）に示すようなリング状パターンが観察さ
れた。従って、全面に堆積した。ｌが（１，１１）配向
の多結晶であることが確認された。

走査型μ−Ｒ）（ＥＥＤ顕微鏡に試料を装填し、０１μ
ｍまで電子線を絞った電子線を用いて電子線回折パター
ンを観察したところ、強度は弱いながら第１４図（ｂ）
に示すようなスポットパターンが観察された。スポット
状回折パターン上の回折斑点強度を用いて走査μｍＲ）
ＩＥＥＤ像を観察したところ第１５図（ａ）の様に、数
〜１０μｍの結晶粒からなる多結晶であった。

次いで、走査μ−ＲＨＥＥＤ顕微鏡内で、先に示した５
水準の熱処理を行った後、電子線回折パターン、及び走
査μｍＲＨＥＥＤ像を観察した。Ｓｉラウェの面方位、
５ｉ０２膜厚、チエッカ−サイズ、第２のＡｌ２の膜厚
によらず、いずれの試料も電子線回折パターンは加熱前
よりも強度の強い、第１４図（ｂ）に示すようなスポッ
トパターンが観察された。第１４図（ｂ）の回折パター
ンは、回折斑点の出現する位置からＡｌ（１１１）面に
［１０１）方向から電子線を入射させたときに生じる回
折パターンであった。第１４図（ｂ）の回折パターン上
の回折斑点Ａ（１１１回折斑点）及び回折斑点Ｃ（２０
２回折斑点）の強度を用いて走査μｍＲＨＥＥＤ像を観
察した結果は第１５図（ｂ）及び（ｃ）と同様であった
。第１５図（ｂ）および（ｃ）において斜線部が回折斑
点強度の強い領域である。観察したチエッカ−パターン
の形成された上に堆積したＡｆｆ膜では回折斑点ＡもＣ
も共に強く、熱処理によって単結晶化したことが確認さ
れた。熱処理後の試料を従来のＲＨＥＥＤ装置で電子線
回折パターンを観察したところ、いずれの試料において
も第１４図（ｂ）の様な単結晶を示すスポットパターン
が観察された。

６７０℃、５分間及び７００℃、５分間の２条件の熱処
理では、５ｉＯｚ上のＡ［膜は単結晶化したが、熱処理
後Ａ４膜の膜厚に不均一が生じていた。また、熱処理後
、光電子分光法（ＥＳＣＡ）、オージェ電子分光法（Ａ
ＥＳ）による深さ方向分布を測定したところ、ＳｉＯ□
と第２の、ｌの界面で、ｌとＳｉ、　Ｏの解は出しが観
察された。また、５００℃、６時間の熱処理では、単結
晶化を生じなかった。

（実施例２） 実施例１と同様の手順で第１図（ａ、）に示すような断
面を有する試料を作製し、走査型μｍＲＨＥＥＤ顕微鏡
に試料を装填し、熱処理をおこなった。

実施例１と異なるのは、Ｓｉウェハ上に形成したパター
ン形状である。Ｓｉウェハ上のパターンは、第２図（ｂ
）に示すピアホールパターンである。

ピアホールのサイズＬ２は、０．２５．０．５．１　、
２５μｍの５種類、Ａ３は、１，２，５，１０．２０ｇ
ｍの５種類である。Ａｌ．　Ａ３の組合せでできる２５
種類のピアホールパターンを形成した。５ｉＣｈ膜厚、
ウェハ全面に堆積したＡｌ２（第１図の第２のＡｌ、４
）の厚さは、実施例１と同様である。

上記の工程を経て作製した試料を実施例１と同様の手順
で試料の熱処理及び観察を行った。試料の熱処理条件も
実施例１と同様である。

実施例１と同様、試料熱処理前のＸ線回折、従来ＲＨＥ
ＥＤ装置による電子線回折パターン観察、走査μｍＲＨ
ＥＥＤ顕微鏡による電子線回折パターン及び走査μｍＲ
ＨＥＥＤ像観察から、全面に堆積したＡｆｆ　（第２の
Ａｌ２）は、いずれの試料においても、数〜ｌＯμｍ程
度の結晶粒からなる（１１１）配向多結晶であった。

次いで、走査μｍＲＨＥＥＤ顕微鏡内で、先に示した５
水準の熱処理を行った後、電子線回折パターン、及び走
査、、　−Ｒ１（ＥＥＤ像を観察したところ、実施例１
と同様、Ｓｉウェハの面方位、５１０２膜厚、ピアホー
ル寸法、第２のＡｌ２の膜厚によらず、いずれの試料も
電子線回折パターンは加熱前よりも強度の強い、第１４
図（ｂ）に示すようなスポットパターンが観察された。

第１４図（ｂ）の回折パターン上の回折斑点Ａ　（１１
１回折斑点）及び回折斑点Ｃ（２０２回折斑点）の強度
を用いて走査μｍＲＨＥＥＤ像を観察したところ、実施
例１と同様、第１５図（ｂ）及び（ｃ）と同様の走査μ
ｍＲＨＥＥＤ像が観察された。すなわち、ピアホールパ
ターンの形成された上に堆積したＡｌ膜では回折斑点Ａ
もＣも共に強（、熱処理によって単結晶化したことが確
認された。

実施例１と同様、６７０℃、５分間及び７００℃、５分
間の２の条件の熱処理では、５ｉ０２上のｌ膜は単結晶
化したが、熱処理後入ρ朦の膜厚に不均一が生じていた
。また、熱処理後、光電子分光法（ＥＳＣＡ）、オージ
ェ電子分光法（ＡＥＳ）による深さ方向分布を測定した
ところ、ＳｉＯ□と第２のＡ！の界面でＡｌとＳｉ、　
０の解は出しが観察された。また、５００℃、６時間の
熱処理では、単結晶化を生じなかった。

（実施例３） 実施例１と同様の手順で第１図（ａ）に示すような断面
を有する試料を作製し、走査型μｍＲ１（ＥＥＤ顕微鏡
に試料を装填し、熱処理をおこなった。

実施例１と異なるのは、Ｓｉウェハ上に形成したパター
ン形状である。Ｓｉウェハ上のパターンは、第２図（ｃ
）に示すライン＆スペースパターンである。ライン＆ス
ペースのサイズＬ４は、０．２５．０．５ｉ、２．５ｇ
ｍの５種類、Ｌ５は、１，２，５゜１０、２０μｍの５
種類である。Ｌ４．　Ｌ５の組合せでできる２５種類の
ライン＆スペースパターンを形成した。ＳｉＯ□膜厚、
ウェハ全面に堆積したＡｌ（第１図の第２の、ｌ、４）
の厚さは、実施例１と同様である。上記の工程を経て作
製した試料を実施例１と同様の手順で試料の熱処理及び
観察を行った。試料の熱処理条件も実施例１と同様であ
る。

実施例１と同様、試料熱処理前のＸ線回折、従来ＲＨＥ
ＥＩ）装置による電子線回折パターン観察、走査μｍＲ
ＨＥＥＤ顕微鏡による電子線回折パターン＆び走査μｍ
ＲＨＥＥＤ像観察から、全面に堆積したＡｌ（第２の八
ρ）は、いずれの試料においても、数〜１０μｍ程度の
結晶粒からなる（１１１）配向多結晶であった。

次いで、走査μｍＲ１（ＥＥＤ顕微鏡内で、先に示した
５水準の熱処理を行った後、電子線回折パターン、及び
走査μｍＲｌ（Ｅ　Ｅ　Ｄ像を観察したところ、実施例
１と同様、Ｓｉウェハの面方位、５１０２膜厚、ライン
＆スペース寸法、第２のｉの膜厚によらず、いずれの試
料も電子線回折パターンは加熱前よりも強度の強い、第
１４図（ｂ）に示すようなスポットパターンが観察され
た。第１４図（ｂ）の回折パターン上の回折斑点Ａ　（
１１１回折斑点）及び回折斑点Ｃ（２０２回折斑点）の
強度を用いて走査μ−ＲＨＥＥＤ像を観察したところ、
実施例２と同様、第１５図（ｂ）及び（ｃ）の様な走査
ｕ　−ＲＨＥＥＤ像が観察された。すなわち、ライン＆
スペースパターンの形成された上に堆積したｌ膜では回
折斑点ＡもＣも共に強く、熱処理によって単結晶化した
ことが確認された。

実施例１と同様、６７０℃、５分間及び７００°Ｃ１５
分間の２条件の熱処理では、５ｉ０２上のＡｌ膜は単結
晶化したが、熱処理後＋１膜の膜厚に不均一が生じてい
た。また、熱処理後、光電子分光法（ＥＳＣＡ）、オー
ジェ電子分光法（ＡＥＳ）による深さ方向分布を測定し
たところ、ＳｉＯ□と第２のＡｌの界面でＡｌとＳｉと
Ｏの解は出しが観察された。また、５００℃、６時間の
熱処理では、単結晶化を生じなかった。

（実施例４） 実施例１と同様の手順で第１図（ａ）に示すような断面
を有する試料を作製し、走査型μ−ＲＨＥＥＤ顕微鏡に
試料を装填し、熱処理をおこなった。

実施例１と異なるのは、Ｓｉウェハ上に形成したパター
ン形状である。Ｓｉウェハ上のパターンについて説明す
る。第１６図（ａ）に示されるように領域（１）では５
ｉＣｈに開口部が形成されているが、領域（ｎ）には、
Ｓｉ開口部がな（５ｉ０２が全面に形成されている。領
域（Ｉ）に形成されているパターンは第２図（ａ）　、
　（ｂ）　、　（ｃ）に示されるチエッカ−パターン、
ピアホールパターン、ライン＆スペースパターンである
。チエッカ−の寸法Ｌ１は、０．２５０．５，１，２，
３．５ｕｍの６種類である。ピアホールのサイズＬ２は
、０．２５．０．５，１．２．５ｇｍの５種類、Ｌ３は
、１，２．５μｍの３種類である。Ｌ２．　Ｌ、の組合
せでできる１５種類のピアホールパターンを形成した。

ライン＆スペースのサイズＬ４は、０．２５．０．５．
１　、２　ｇｍの４種類、Ｌ、は１２．５μｍの３種類
である。Ｌ、、　Ｌ、の組合せでできる１２種類のライ
ン＆スペースパターンを形成した。ＳｉＯ□膜厚、ウェ
ハ全面に堆積したＡｎ　（第１図（ａ）の第２の八ρ、
４）の厚さは、実施例〕と同様である。上記の工程を経
で作製した試料を実施例］と同様の手順で試料の熱処理
及び観察を行った。試料の熱処理条件も実施例１と同様
である。

実施例１と同様、試料熱処理前のＸ線回折、従来ＲＨＥ
ＥＤ装置による電子線回折パターン観察、走査μｍＲＨ
ＥＥＤ顕微鏡による電子線回折パターン及び走査μ−Ｒ
）（ＥＥＤ像観察から、全面に堆積したｉ　（第２の、
ｌ）は、いずれの試料においても、数〜１．　Ｏ（ｔ　
ｍ程度の結晶粒からなる（１１１１１配向多結晶であっ
た。

次いで、走査μｍＲＨＥＥＤ顕微鏡内で、先に示した５
水準の熱処理を行った後、電子線回折パターン、及び走
査μ−ＲＨＥＥＤ像を観察したところ、実施例１と同様
、Ｓｉウェハの面方位、５ｉ０２膜厚、領域（Ｉ）に形
成されたパターンの形状及び寸法、第２のＡｌの膜厚に
よらず、いずれの試料も電子線回折パターンは加熱前よ
りも強度の強い、第１４図（ｂ）に示すようなスポット
パターンが観察された。第１４図（ｂ）の回折パターン
上の回折斑点Ａ（１１１回折斑点）及び回折斑点Ｃ（２
０２回折斑点）の強度を用いて走査μｍＲ）（ＥＥＤ像
を観察したところ、第１６図（ｂ）、および（ｃ）と同
様の走査μＲ１（ＥＥＤ像が観察された。斜線部が回折
斑点強度の強い領域を示している。回折斑点ＡもＣも両
方強い領域が（１１１）単結晶領域である。第１６図（
ｂ）及び（Ｃ）と同様に単結晶化した領域がＳ】開口部
の形成された領域（Ｉ）から略１０μｍ（第１６図（Ｃ
）では、Ｌ６で示される領域）であることがわかった。

すなわち、熱処理によって１２下層部にＳｉ露出部がな
くともパターンの形成された領域（Ｉ）がら略１１０１
ｔの距離の部分まで単結晶化することが確認された。

実施例１と同様、６７０℃、５分間及び７００℃、５分
間の２条件の熱処理では、ＳｉＯ□上の／ｌ膜は単結晶
化したが、熱処理後ｉ膜の膜厚に不均一が生じていた。

また、熱処理後、光電子分光法（ＥＳＣＡ）、オージェ
電子分光法（ＡＥＳ）による深さ方向分布を測定したと
ころ、５１０２と第２の、１１の界面でｉとＳｉと０の
解は出しが観察された。また、５００°Ｃ１６時間の熱
処理では、単結晶化を生じなかった。

（実施例５） 実施例１，２．３および４においては絶縁膜として熱酸
化法による８１０２を用いた。本実施例では、絶縁膜と
して常圧ＣＶＤによって成膜した５ｉＯｚ（以下ＣＶＤ
　５１０２と略す）、常圧ＣＶＩＩＩ法によって成膜し
たポロンドープした酸化膜（以下ＢＳＧと略す）、常圧
ＣＶＤ法によって成膜したリンドープした酸化膜（以下
ＰＳＧと略す）、常圧ＣＶＤ法にょって成膜したボロン
およびリンドープした酸化膜（以下ＢＰＳＧと略す）、
プラズマＣＶＤ法によって成膜した窒化膜（以下Ｐ−３
ｉＮと略す）、熱窒化膜（以下Ｔ−５ｉＮと略す）、減
圧ＣＶＤ法によって成膜した熱窒化膜（以下ＬＰ−５ｉ
Ｎと略す）　、　ＥＣＲ装置によって成膜した窒化膜（
以下ＥＣＲ−３ｉＮと略す）を用いて、実施例１，２，
３．４と同様の試料を作製し、Ｘ線回折、従来ＲＨＥＥ
Ｄ装置による電子線回折パターン観察、走査型μ−ＲＨ
ＥＥＤ顕微鏡に装填して、熱処理を行い、電子線回折パ
ターンおよび走査μ−ＲＨＥＥＤ像観察を行った。絶縁
膜の厚さは、略５０００人とした。なお、熱窒化膜（Ｔ
−５ｉ、Ｎ）の厚さは略１００人とした。第２のＡｌの
膜厚は、略７５００人とした。形成したパターン形状は
、実施例１．２，３．４と同様である。

得られた結果は、実施例１，２，３．４と同様であった
。

（実施例６） 実施例１，２，３，４．５において、第１のＡｌおよび
第２のＡｌは共に減圧ＣＶＤ法によるＣＶＤＡ　ｆｆ膜
であった。本実施例では、第２のＡｌをスパッタ法で形
成した。第２のｉ以外の条件を実施例１，２，３，４．
５と同様にしてｉ膜を熱処理した。

得られた結果は、実施例１，２，３，４．５と同様であ
・った。

（実施例７） 実施例１，２，３，４，５．６において、第１のｌおよ
び第２のＡ！！、共に純ｉであった。本実施例では、純
Ａｌに替わって、Ａｊ２−ＳＡｌを用いた。膜中のＳｉ
含有量は、０．２．０．５８よび１，０％である。

得られた結果は、実施例１，２，３，４．．５６と同様
であった。

（実施例ＡＩ） 実施例１と同様の試料を用意した。

実施例１と同様、試料熱処理前のＸ線回折、従来ＲＨＥ
　Ｅ　Ｄ装置による電子線回折パターン観察、走査μ−
ＲＨＥＥＤ顕微鏡による電子線回折パターンおよび走査
μ−ＲＨＥ　Ｅ　Ｄ像観察から、全面に堆積したＡｌ（
第２のＡｌ１）は、いずれの試料においても、数〜１０
μｍ程度の結晶粒からなる（１１１）配向多結晶であっ
た。

上述の試料を第４図に示したＲＴＡ装置に装填し、熱処
理をおこなった。基体温度は、ＰｂＳを用いた放射温度
計で測定して４５０℃、５００℃、５５０℃。

６００℃、６５０℃の５水準である。熱処理温度までの
昇温時間は１０秒、熱処理時間は、１０秒、２０秒。

４０秒、６０秒とした。

次いで、第３図の走査μ−ＲＨＥＥＤ顕微鏡内で、熱処
理を行った試料の電子線回折パターンおよび走査μ−Ｒ
ＨＥＥＤ像を観察した。Ｓｉウェハの面方位、５ｉＯ７
膜厚、チエッカ−サイズ、第２のＡｌ１の膜厚によらず
、いずれの試料も電子線回折パターンは加熱前よりも強
度の強い、第１４図（ｂ）に示すようなスポットパター
ンが観察された。第１４図（ｂ）の回折パターンは、回
折斑点の出現する位置からＡ！（１，１１）面に［１０
１］方向から電子線を入射させたときに生じる回折パタ
ーンであった。第１４図（ｂ）の回折パターン上の回折
斑点Ａ　（１１１回折斑点）：！３よび回折斑点Ｃ（２
０２回折斑点）の強度を用いて走査μｍＲ１−ＩＥＥＤ
像を観察した結果は第１５図（ｂ）及び（ｃ）と同様で
あった。第１５図（ｂ）および（ｃ）において斜線部が
回折斑点強度の強い領域である。観察したチエッカ−パ
ターンの形成された上に堆積した八で膜では回折斑点Ａ
もＣも共に強く、熱処理によって単結晶化したことが確
認された。熱処理後の試料を従来のＲＨＥＥＤ装置で電
子線回折パターンを観察したところ、いずれの試料にお
いても第１４図（ｂ）の様な単結晶を示すスポットパタ
ーンが観察された。

６５０℃の熱処理では、ＳｉＯ□上のＡｌ膜は単結晶化
したが、熱処理後Ａｆｆ膜の膜厚に不均一が生じていた
。また、６５０℃の熱処理後の試料において光電子分光
法（ＥＳＣＡ）、オージェ電子分光法（ＡＥＳ）による
深さ方向分布を測定したところ、５１０２と第２のｉの
界面でＡｌ１とＳｉとＯの解は出しが１察された。また
、５００℃以下の熱処理では、単結晶化を生じなかった
。

（実施例Ａｌ） 実施例２と同様に第２図（ｂ）のピアホールパターンを
有する試料を作製し、ＲＴＡ装置による熱処理をおこな
った。ピアホールサイズは実施例２と同じである。

上記の工程を経て作製した試料を実施例Ａ１と同様の手
順で試料の熱処理及び観察を行った。試料の熱処理条件
も実施例Ａｌと同様である。

実施例Ａ１と同様、試料熱処理前のＸ線回折、従来ＲＨ
ＥＥＤ装置による電子線回折パターン観察、走査μｍＲ
ＨＥＥＤ顕微鏡による電子線回折パターン及び走査μｍ
ＲＨＥＥＤ像観察から、全面に堆積した１　（第２のｉ
）は、いずれの試料においても、数〜１０ＬＬｍ程度の
結晶粒からなる（１１１）配向多結晶であった。

次いで、ＲＴＡ装置で熱処理を行なった後、電子線回折
パターン、および走査μｍＲＨＥＥＤ像を観察したとこ
ろ、実施例１と同様、Ｓ１ウエハの面方位、５１０２膜
厚、ピアホール寸法、第２のｌの膜厚によらず、いずれ
の試料も電子線回折パターンは加熱前よりも強度の強い
、第１４図（ｂ）に示すようなスポットパターンが観察
された。第１４図（ｂ）の回折パターン上の回折斑点Ａ
　（１１１回折斑点）および回折斑点Ｃ（２０２回折斑
点）の強度を用いて走査μ−ＲＨＥＥＤ像を観察したと
ころ、実施例Ａ１と同様、第１５図（ｂ）及び（ｃ）と
同様の走査μｍＲＬＩＥＥＤ像が観察された。すなわち
、ピアホールパターンの形成された上に堆積したｉ膜で
は回折斑点ＡもＣも共に強（、熱処理によって単結晶化
したことが確認された。

実施例ＡＩと同様、６５０°Ｃの熱処理では、５１０２
上の、ＩＩ膜は単結晶化したが、熱処理後ｉ膜の膜厚に
不均一が生じていた。また、６５０℃の熱処理後の試料
では、光電子分光法（ＥＳＣＡ）、オージェ電子分光法
（ＡＥＳ）による深さ方向分布を測定したところ、５１
０２と第２のＡｌの界面で、ｌと８１とＯの解は出しが
観察された。また、５００°Ｃの熱処理では、単結晶化
を生じなかった。

（実施例Ａ３） 実施例３と同様のライン＆スペースパターンを有する試
料を準備し、ＰＴＡ装置で熱処理をおこなった。

実施例ＡＩと同様の手順で試料の熱処理及び観察を行っ
た。試料の熱処理条件も実施例Ａ１と同様である。

実施例ＡＩと同様、試料熱処理前のＸ線回折、従来ＲＨ
ＥＥＤ像置による電子線回折パターン観察、走査μｍＲ
１（ＥＥＤ顕微鏡による電子線回折パターンおよび走査
μｍＲＨＥＥＤ像観察から、全面に堆積した八β（第２
のＡｊ２）は、いずれの試料においても、数〜１０μｍ
程度の結晶粒からなる（１１１．）配向多結晶であった
。

次いで、走査μ−ＲＨＥＥＤ顕微鏡内で、先に示した５
水準の熱処理を行った後、電子線回折パターン、および
走査μｍＲ）ＩＥＥＤ像を観察したところ、実施例Ａ１
と同様、Ｓｉウェハの面方位、５ｉＯｚ膜厚、ライン＆
スペース寸法、第２のＡｌの膜厚によらず、いずれの試
料も電子線回折パターンは加熱前よりも強度の強い、第
１４図（ｂ）に示すようなスポットパターンが観察され
た。第１４図（ｂ）の回折パターン上の回折斑点Ａ　（
１１１回折斑点）及び回折斑点Ｃ（２０２回折斑点）の
強度を用いて走査μ−ＲＨＥＥＤ像を観察し２だところ
、実施例Ａ１と同様、第１５図（ｂ）および（ｃ）と同
様の走査、　−ＲＨＥＥＤ像が観察された。すなわち、
ライン＆スペースパターンの形成された上に堆積したＡ
ｌ膜では回折斑点ＡもＣも共に強（、熱処理によって単
結晶化したことが確認された。

実施例Ａ１と同様、６５０℃熱処理では、５ｉ０２上の
へ４膜は単結晶化したが、熱処理後、ｌ膜の膜厚に不均
一が生じていた。また、６５０℃の熱処理後の試料では
光電子分光法（ＥＳＣＡ）、オージェ電子分光法（ＡＥ
Ｓ）による深さ方向分布を測定したところ、Ｓｉｇｈと
第２のＡｊ２の界面でｉとＳｉとＯの解は出しが観察さ
れた。また、５００℃、熱処理では単結晶化を生じなか
った。

（実施例Ａ４） 実施例１または実施例Ａ１と同様の手順で第１図（ａ）
に示すような断面を有する試料を作製し、走査型μ−Ｒ
ＨＥＥＤ顕微鏡に試料を装填し、熱処理をおこなった。

実施例Ａ１と異なるのは、Ｓｉウェハ上に形成したパタ
ーン形状である。Ｓｉウェハ上のパターンについて説明
する。第１６図（ａ）に示されるように領域（、Ｉ）で
は５ｉＯｚに開口部が形成されているが、領域（Ｉｔ）
には、Ｓｉ開口部がな（ＳｉＯ２が全面に形成されてい
る。領域（Ｉ）に形成されているパターンは第２図（ａ
）　、　（ｂ）　、（ｃ）に示されるチエッカ−パター
ン、ピアホールパターン、ライン＆スペースパターンで
ある。チエッカ−の寸法り、は、０．２５゜０．５，１
，２，３．５μｍの６種類である。ピアホールのサイズ
Ｌ２は、０．２５．０．５，１．２．　５ｕｍの５種類
、Ｌ３は、ｌ、２．５μｍの３種類である。Ｌ、、　Ｌ
、の組合せでできる１５種類のピアホールパターンを形
成した。ライン＆スペースのサイズし４は、０．２５．
０．５．１　、２　ｕｍの４種類、Ｌ、は１゜２．５μ
ｍの３種類である。Ｌ４．　Ｌｓの組合せでできる１２
種類のライン＆スペースパターンを形成した。ＳｉＯ□
膜厚、ウニ八全面に堆積した八β（第１図（ａ）の第２
の＋ｌ、４）の厚さは、実施例Ａ１と同様である。上記
の工程を経て作製した試料を実施例Ａ１と同様の手順で
試料の熱処理及び観察を行った。試料の熱処理条件も実
施例Ａ１と同様である。

実施例Ａ１と同様、試料熱処理前のＸ線回折、従来ＲＨ
ＥＥＤ装置による電子線回折パターン観察、走査ｕ　−
ＲＨＥＥＤ顕微鏡による電子線回折パターンおよび走査
μ−ＲＨＥＥＤ像観察から、全面に堆積したＡ［（第２
のＡ［）は、いずれの試料においても、数〜１０μｍ程
度の結晶粒からなる（１１１）配向多結晶であった。

次いで、ＲＴＡ装置で熱処理を行なった後、電子線回折
パターン、及び走査μ−ＲＨＥＥＤ像を観察したところ
、実施例Ａ１と同様、Ｓ１ウエハの面方位、Ｓ　ｉ、０
２膜厚、領域（Ｉ）に形成されたパターンの形状及び寸
法、第２のｉの膜厚によらず、いずれの試料も電子線回
折パターンは加熱前よりも強度の強い、第】４図（ｂ）
に示すようなスポットパターンが観察された。第１４図
（ｂ）の回折パターン上の回折斑点Ａ　（１１１回折斑
点）および回折斑点Ｃ（２０２回折斑点）の強度を用い
て走査μｍＲＨＥＥＤ像を観察したところ、第１６図（
ｂ）、および（ｃ）と同様の走査μｍＲ）ＩＥＥＤ像が
観察された。斜線部が回折斑点強度の強い領域を示して
いる。回折斑点ＡもＣも両方強い領域が（１１１）単結
晶領域である。第１６図（ｂ）及び（ｃ）と同様に単結
晶化した領域がＳｉ開口部の形成された領域（丁）から
略１０μｍ（第１６図（ｃ）では、Ｌ６で示される領域
）であることがわかった。すなわち、熱処理によって、
１下層部にＳｉ露出部がな（ともパターンの形成された
領域（Ｉ）から略１０μｍの距離の部分まで単結晶化す
ることが確認された。

実施例１と同様、６５０°Ｃの熱処理では、ＳｉＯ２上
のＡｌ膜は単結晶化したが、熱処理後Ａ、ｆ２膜の膜厚
に不均一が生じていた。また、６５０℃の熱処理後の試
料では、光電子分光法（ＥＳＣＡ）、オージェ電子分光
法（ＡＥＳ）による深さ方向分布を測定したところ、Ｓ
ｉｎ、と第２のＡｊ２の界面でｉとＳｉとＯの解は出し
が観察された。また、５００°Ｃの熱処理では、単結晶
化を生じなかった。

（実施例Ａ５） 実施例Ａｌ、Ａｌ．Ａ３．Ａ４．において第１絶縁膜と
して熱酸化法によるＳｉＯ□を用いた。本実施例では、
第１絶縁膜として常圧ＣＶＤによって成膜したＳｉＯ□
（以下ＣＶＤ　５ｉｎ２と略す）、常圧ＣＶＤ法によっ
て成膜したボロンドープした酸化膜（以下ＢＳＧと略す
）、常圧ＣＶＤ法によって成膜したリンドープした酸化
膜（以下ＰＳＧと略す）、常圧ＣＶＤ法によって成膜し
たボロンおよびリンドープした酸化膜（以下ＢＰＳＧと
略す）、プラズマＣＶＤ法によって成膜した窒化膜（以
下Ｐ−３ｉＮと略す）、熱窒化膜（以下Ｔ−３ｉＮと略
す）、減圧ＣＶＤ法によって成膜した熱窒化膜（以下Ｌ
Ｐ−３ｉＮと略す）　、　ＥＣＲ装置によって成膜した
窒化膜（以下ＥＣＲ−３ｉＮと略す）を用いて、実施例
ＡＩ、Ａｌ．Ａ３．Ａ４．と同様の試料を作製し、Ｘ線
回折、従来ＲＨＥＥＤによる電子線回折パターン観察、
走査型μｍＲＨＥＥＤ顕微鏡に装填して、熱処理を行い
、電子線回折パターン及び走査μｍＲＨＥ　Ｅ　Ｄ像観
察を行った。第１絶縁膜の厚さは、略５０００人とした
。なお、熱窒化膜（Ｔ−５ｉＮ）の厚さは略１００人と
した。第２のＡｊ２の膜厚は、略７５００人とした。形
成したパターン形状は、実施例ＡＩ、　Ａｌ．　Ａ３．
　Ａ４．と同様である。

得られた結果は、実施例ＡＩ、Ａｌ．Ａ３．Ａ４．と同
様であった。

（実施例Ａ６） 実施例Ａｌ、Ａｌ．Ａ３．Ａ４．Ａ５において、第１の
Ａｌおよび第２のｌは共に減圧ＣＶＤ法によるへβ膜で
あった。本実施例では、第２のＡ［をスバ・フタ法で形
成した。第２のＡｌ以外の条件を実施例ＡＩ。

Ａｌ　Ａ３　Ａ４．Ａ５　、　　と同様にしてＡｊ２膜
を熱処理した。

得られた結果は、実施例Ａｌ、Ａｌ．Ａ３．Ａ４．Ａ５
．と同様であった。

（実施例Ａ７） 実施例ＡＩ、Ａｌ．Ａ３．Ａ４．Ａ５．Ａ６において、
第１のｉおよび第２の、ｌは共に純Ａ［であった。本実
施例では、純Ａｌに替わって、Ａｆｆ−３Ａｌを用いた
。膜中のＳｉ含荷量は、０．２．０．５．１．０％であ
る。

得られた結果は、実施例ＡＩ、Ａｌ．Ａ３．Ａ４．Ａ５
．Ａ６と同様であった。

（実施例Ａ８） 実施例Ａ１〜Ａ７において試料の断面構造は、第１図（
ａ）の様であった。実施例Ａ１−八８において第１の八
ρおよび第２のＡｒ１．堆積後、第１図（ｂ）に示す様
に第２絶縁膜５を形成した後、ＲＴＡ装置で熱処理をお
こなった。断面構造以外の条件は、実施例Ａ１〜Ａ７と
同じである。熱処理後の第２のＡｌの結晶性は第２の絶
縁膜５を取り除いて従来Ｒ）ｌＥＥ［］装置、走査μｍ
ＲＨＥＥＤ顕微鏡による確察をおこなった。

第１図（ｂ）の絶縁膜５としては、常圧ＣＶＤによる５
ｉＯ７，ＰＳＧ、　ＢＳＧ、　ＢＰＳＧ、プラズマＣＶ
Ｄ法によるシリコン窒化ＵＬｈｃＲ装置によるシリコン
窒化膜の６種類を用いた。膜厚は、いずれの膜について
も１０００人　３０００人、　　５０００人、Ｉｇｍ　
とした。

得られた結果は、実施例Ａ１〜Ａ７と同様であった。

（実施例Ｂｌ） 実施例１と同様の試料を準備した。

実施例１と同様、試料熱処理前のＸ線回折、従来ＲＨＥ
ＥＤ装置による電子線回折パターン観察、走査μ−ＲＨ
ＥＥＤ顕微鏡による電子線回折ノくターンおよび走査μ
ｍＲＨＥＥＤ像観察から、全面に堆積したＡｊ２　（第
２のＡｆｉ）は、いずれの試料においても、数〜１０ｔ
Ｌｍ程度の結晶粒からなる（１１１）配向多結晶であっ
た。

上述の試料を以下の方法でレーザ加熱をおこなった。レ
ーザには、連続発振Ａｒレーザ（発振波長路４８８ｒ＋
ｍおよび５１４．５ｎｍ、発振出力最大２０Ｗ）を用い
た。試料上でのビーム径は、略２０μｍ、３０μｍ、７
０ｔＬｍ、　ｌｏｏｇｍ、である。走査方向は、第５図
（ａ）に示す様に、一方向に繰り返しを行って走査した
。

ビーム走査の繰り返し幅は、ビーム系とｃｉ　ｃｒ同じ
、大きさとした。レーザビームの走査速度は、毎分路０
．５．１　、　２　＋　　５　＋　１０ｃｍである。基
体表面温度は、ＰｂＳを用いた放射温度計で測定し、略
４５０’Ｃ，５５０℃、６００℃、６５０℃、７００°
Ｃである。

基体表面での温度は、レーザビーム径、レーザ出力、レ
ーザビーム走査速度によって変化した。

以下の結果は、レーザビーム径、レーザビーム走査速度
、走査間隔を与えた時に、表面温度が上記路４５０℃、
５５０℃、６００°Ｃ、６５０℃、７００℃になるよう
にレーザ出力を変化させた。

レーザ加熱は、水素ガス雰囲気、大気圧で行った。

上述の各試料を、上記レーザ加熱条件で熱処理を行った
後、走査μｍＲＨＥ　Ｅ　Ｄ顕微鏡内で、電子線回折パ
ターンおよび走査μｍＲＦ（ＥＥＤ像を観察した。Ｓｉ
ウェハの面方位、ＳｉＯ□膜厚、チエッカ−サイズ、第
２のｉの膜厚によらずいずれの試料も、レーザビーム径
、走査速度、ビーム繰り返し幅によらず、試料表面温度
が５５０℃以上の場合、電子線回折パターンは加熱前よ
りも強度の強い、第１４図（ｂ）に示すようなスポット
パターンが観察された。第１４図（ｂ）の回折パターン
は回折斑点の出現する位置からＡｒ（１１１）面に［１
０１］方向から電子線を入射させたときに生じる回折パ
ターンであった。第１４図（ｂ）の回折パターン上の回
折斑点Ａ　（１１１回折斑点）及び回折斑点Ｃ（２０２
回折斑点）の強度を用いて走査μｍＲＨＥＥＤ像を観察
した結果は第１５図（ｂ）及び（Ｃ）と同様であった。

第１５図（ｂ）および（ｃ）において斜線部が回折斑点
強度の強い領域である。観察チエッカ−パターンの形成
された上に堆積したＡｒ膜では回折斑点ＡもＣも共に強
く、熱処理によって単結晶化したことが確認された。熱
処理後の試料を従来のＲＨＥＥＤ装置で電子線回折パタ
ーンを観察したところ、いずれの試料においても第１４
図（ｂ）の様な単結晶を示すスポットパターンが観察さ
れた。

すなわち、レーザ加熱により、堆積した状態では多結晶
であったＡｊ２が、単結晶化した。なお、基体表面温度
が６５０℃以上の時、オージェ電子分光法、もしくは二
次イオン質量分析法による深さ方向分布を測定すると、
基体表面上の絶縁膜と第２のＡｒの界面においてＳｉお
よびＡｒの溶は出しが観察された。

（実施例Ｂ２） 実施例２と同様の手順でチエッカ−パターンを有する試
料を準備して、Ｓｉｇｈ膜厚、ウェハ全面に堆積した八
ρ（第１図の第２の第２．４）の厚さは、実施例】と同
様である。上記の工程を経て作製した試料を実施例Ｂ１
と同様の手順で試料の熱処理及び観察を行った。試料の
熱処理条件も実施例Ｂ１と同様である。

実施例Ｂ１と同様、試料熱処理前のＸ線回折、従来ＲＨ
ＥＥＤ装置による電子線回折パターン観察、走査μｍＲ
ＨＥＥＤ顕微鏡による電子線回折パターンおよび走査μ
−ＲＨＥ　Ｅ　Ｄ像観察から、全面に堆積したＡｊ２　
（第２の７１）は、いずれの試料においても、数〜１０
μｍ程度の結晶粒からなる（１１１）配向多結晶であっ
た。

次いで、実施例旧と同様の条件でレーザビーム照射熱処
理を行い、走査型μｍＲＨＥＥＤ顕微鏡で電子線回折パ
ターンおよび走査μｍＲＨＥＥＤ像を観察したところ、
実施例Ｂ１と同様、Ｓ１ウエハの面方位、５ｉｎ２膜厚
、チエッカ−サイズ、第２の１２の膜厚によらずいずれ
の試料も、レーザビーム径、走査速度、ビーム繰り返し
幅によらず、試料表面温度が、５５０℃以上の場合、走
査μｍＲＨＥＥＤ像観察から単結晶化したことが確認さ
れた。また、実施例１と同様、基体表面温度が６５０℃
以上の時、オージェ電子分光、もしくは二次イオン質量
分析法による深さ方向分布を測定すると、基体表面上の
絶縁膜と第２のＡｊ２の界面においてＳｉ及びＡｒの溶
は出しが観察された。

（実施例Ｂ３） 実施例Ｂ１と同様の手順で第１図（ａ）に示すような断
面を有する試料を作製し、レーザ加熱による熱処理を行
った。

実施例Ｂ１と異なるのは、Ｓｉウェハ上に形成したパタ
ーン形状である。Ｓｉウェハ上のパターンは、第２図（
Ｃ）に示すライン＆スペースパターンである。ライン＆
スペースのサイズＬ４，１５は、実施例３と同じである
。

上記の工程を経て作製した試料を実施例Ｂ１と同様の手
順で試料の熱処理及び観察を行った。試料の熱処理条件
も実施例Ｂ１と同様である。

実施例Ｂｌと同様、試料熱処理前のＸ線回折、従来ＲＨ
ＥＥＤ装置による電子線回折パターン観察、走査μｍＲ
ＨＥＥＤ顕微鏡による電子線回折パターンおよび走査μ
ｍＲＨＥＥＤ像観察から、全面に堆積したＡ［（第２の
Ａ、ｆｆ）は、いずれの試料においても、数〜１０μｍ
程度の結晶粒からなる（１１１）配向多結晶であった。

次いで、実施例Ｂ１と同様の条件でレーザビーム照射熱
処理を行い、走査型μｍＲＨＥＥＤ顕微鏡で電子線回折
パターン、および走査μｍＲＨＥＥＤ像を観察したとこ
ろ、実施例Ｂ１と同様、Ｓｉウェハの面方位、５ｉ０２
膜厚、ライン＆スペースサイズ、第２のＡｒの膜厚によ
らずいずれの試料も、レーザビーム径、走査速度、ビー
ム繰り返し幅によらず、試料表面温度が５５０℃以上の
場合、走査μ−ＲＨＥＥＤ像観察から単結晶化したこと
が確認された。また、実施例１と同様、基体表面温度が
６５０℃以上の時、オージェ電子分光、もしくは二次イ
オン質量分析法による深さ方向分布を測定すると、基体
表面上の絶縁膜と第２のＡｒの界面においてＳＬおよび
、ｌの溶は出しが観察された。

（実施例Ｂ４） 実施例Ｂｌ、Ｂ２．Ｂ３と同様の試料を作製した。実施
例Ｂｌ、Ｂ２．Ｂ３と異なるのは、レーザビームの形状
および走査方法である。

上述の試料を以下の方法でレーザ加熱をおこなった。レ
ーザには、連続発振Ａｒレーザ（発振波長路４８８ｎｍ
および５１４．５ｎｍ　）を用いた。試料上でのビーム
形状は、第６図（ａ）に示す様な平形平行ビームである
。シリンドリカルレンズを用いた光学系７０により円形
ビーム６７を平行ビーム７１に形成した。平行ビームの
形状は、略２０μｍ　Ｘ　１ｃｍ、　５０４ｍ　Ｘ　１
ｃｍ、　１０［）　μｍ　Ｘ　１ｃｍである。走査方向
は、第６図（ａ）に示す様に、一方向に走査した。

レーザビームの走査速度は、毎分路０．５，１，２゜５
．１０ｃｍである。基体表面温度は、ＰｂＳを用いた放
射温度計で測定し、略４５０℃、５５０″Ｃ，６００℃
６５０℃、７００℃である。

基体表面での温度は、レーザビーム形状、レーザ出力、
レーザビーム走査速度によって変化した。以下の結果は
、レーザビーム径、レーザビーム走査速度を与えた時に
、表面温度が上記路４５０’Ｃ，５５０℃、６００℃、
６５０℃、７００℃になるようにレーザ出力を変化させ
た。レーザ加熱は、水素ガス雰囲気、大気圧で行った。

レーザビームによる加熱処理後、走査型μ−Ｒ１（ＥＥ
Ｄ顕微鏡、Ｘ線回折法、従来ＲＨＥＥＤ観察によって得
られた結果は、実施例Ｂｌ、Ｂ２．Ｂ３と同じ（、基体
表面温度が、略５５０℃以上の時、第２のＡｒは単結晶
化した。

また、実施例Ｂｌ、Ｂ２．Ｂ３と同様、基体表面温度が
６５０℃以上の時、オージェ電子分光、もしくは二次イ
オン質量分析法による深さ方向分布を測定すると、基体
表面上の絶縁膜と第２のＡｒの界面においてＳｉおよび
Ａｒ２の溶は出しが観察された。

（実施例Ｂ５） 実施例Ｂｌ、Ｂ２．Ｂ３では、試料断面構造は第１図（
ａ）に示す様に試料表面は、第２のｌが全面に形成され
ていた。本実施例では、実施例Ｂｌ、Ｂ２．Ｂ３におい
て、第２のＡｌの上に第１図（ｂ）に示すように絶縁膜
５を形成して、実施例Ｂｌ、Ｂ２．Ｂ３と同様の手順で
レーザによる加熱熱処理を行った。第２のＡｆｆの上の
絶縁膜として常圧ＣＶＤによって成膜したＳｉＯ□（以
下ＣＶＤ　ＳｉＯ□と略す）、常圧ＣＶＤ法によって成
膜したボロンドープした酸化膜（以下ＢＳＧと略す）、
常圧ＣＶＤ法によって成膜したリンドープした酸化膜Ｃ
以下ＰＳＧと略す）、常圧ＣＶＤ法によって成膜したボ
ロン及びリンドープした酸化膜（以下ＢＰＳＧと略す）
、プラズマＣＶＤ法によって成膜した窒化膜（以下Ｐ−
３ｉＮと略す）　、ＥＣＲ装置によって成膜した窒化膜
（以下ＥＣＲ−５ｉＮと略す）を用いた。以下第２の、
ｌ上の絶縁膜を第２絶縁膜とする。第２絶縁膜の厚さと
しては、１０００人、　２０００人、　５０００人、１
μｍとした。レーザ加熱条件は、実施例１，２．３と同
様である。レーザ加熱後第２絶縁膜をエツチングにより
取り除いて、実施例Ｂｌ、Ｂ２．Ｂ３と同様、走査μ−
ＲＨＥＥＤ顕微鏡で電子線回折パターン、走査μｍＲＨ
ＥＥＤ像を観測した。得られた結果は、実施例Ｂｌ、Ｂ
２．Ｂ３と同様、基体温度が５５０℃以上の時、第２の
Ａｌは単結晶化した。また、実施例Ｂｌ、Ｂ２．Ｂ３と
同様、基体表面温度が６５０℃以上の時、オージェ電子
分光、もしくは二次イオン質量分析法による深さ方向分
布を測定すると、基体表面上の絶縁膜と第２の、ｌの界
面においてＳｉおよびＡＩの溶は出しが観察された。

（実施例Ｂ６） 実施例Ｂ４では、試料断面構造は第１図（ａ）に示す様
に試料表面は第２　Ａｌが全面に形成されていた。本実
施例では、実施例Ｂ４において、第２のＡＩの上に第１
図（ｂ）に示すように絶縁膜を形成して、実施例Ｂ４と
同様の手順でレーザによる加熱熱処理を行った。第２の
ｉの上の絶縁膜としてＣＶＤ　ＳｉＯ□、　ＢＳＧ、　
ＰＳＧ、　ＢＰＳＧ、　Ｐ−ＳｉＮ、　ＥＣＲＳｉＮを
用いた。以下第２のＡｌ上の絶縁膜を第２絶縁膜とする
。第２絶縁膜の厚さとしては、１０００人。

２０００人、　５０００人、１μｍとした。レーザ加熱
条件は、実施例Ｂ４と同様である。レーザ加熱後第２絶
縁膜をエツチングにより取り除いて、実施例Ｂ４と同様
、走査μｍＲＨＥＥＤ顕微鏡で電子線回折パターン、走
査μｍＲＨＥＥＤ像を観測した。得られた結果は、実施
例４と同様、基体温度が５５０　’Ｃ以上の時、第２の
ＡＩは単結晶化した。また、実施例４と同様、基体表面
温度が６５０℃以上の時、オージェ電子分光、もしくは
二次イオン質量分析法による深さ方向分布を測定すると
、基体表面上の絶縁膜と第２のＡＩの界面においてＳｉ
およびＡｌの溶は呂しが観察された。

（実施例Ｂ７） 実施例Ｂｌ、Ｂ２．Ｂ３．Ｂ４では、第１図（ａ）のＳ
ｉ基体上に形成された絶縁膜は、熱酸化法によるＳｉＯ
２であった。本実施例では、３１基体上の絶縁膜として
ＣＶＤ　Ｓｉｎ□膜、　ＢＳＧ、　ＰＳＧ、　ＢＰＳＧ
、　Ｐ−３ｉＮ、　Ｔ−ＳｉＮ、　ＬＰ−３ｉＮ。

ＥＣＲ−３ｉＮを用いた。これら絶縁膜の厚さは、１０
００人、　２５００人、　５０００人、　７５００人、
　１００００人の５種類である。

第１のＡｌ膜、第２のＡｌ膜の厚さ、レーザ加熱条件は
、実施例Ｂｌ、Ｂ２．Ｂ３．Ｂ４と同様であった。

実施例Ｂｌ、　Ｂ２．　Ｂ３．　Ｂ４と同様、基体温度
が５５０℃以上の時、第２のＡＩは単結晶化した。また
、実施例Ｂｌ、　Ｂ２．　Ｂ３．　Ｂ４と同様、基体表
面温度が６５［］　’Ｃ以上の時、オージェ電子分光、
もしくは二次イオン質量分析法による深さ方向分布を測
定すると、基体表面上の絶縁膜と第２のＡＩの界面にお
いてＳｉおよびｉの溶は出しが観察された。

（実施例Ｂ８） 実施例Ｂ７では、試料断面構造は第１図（ａ）に示す様
に試料表面は、第２のＡｌが全面に形成されていた。本
実施例では、実施例Ｂ７において第２のＡＩの上に第１
図（ｂ）に示すように絶縁膜を形成して、実施例Ｂ７同
様の手順でレーザによる加熱熱処理を行った。第２のＡ
［の上の絶縁膜としてＣＶＤ　５１０２膜、　ＢＳＧ、
　ＰＳＧ、　ＢＰＳＧ、　Ｐ−５ｉＮ、　Ｔ−ＳｉＮ、
　ＬＰ−３ｉＮＥＣＲ−５ｉＮを用いた。これら絶縁１
莫の厚さは、１．　ＯＯ０人、　２５００人、　５００
０人、　７５００人、　１００００人の５種類である。

第１のＡＩ膜、第２のＩＩ膜の厚さ、レーザ加熱条件は
、実施例Ｂｌ、Ｂ２．Ｂ３．Ｂ４と同様であった。実施
例Ｂ７と同様、基体温度が５５０℃以上の時、第２のＡ
ｎは単結晶化した。また、実施例Ｂ７と同様、基体表面
温度が６５０℃以上の時、オージェ電子分光、もしくは
二次イオン質量分析法による深さ方向分布を測定すると
、基体表面上の絶縁膜と第２のＡｒ２の界面においてＳ
ｊおよびＡｌ１の溶は出しが観察された。

（実施例Ｂ９） レーザ加熱による第２のｉの単結晶化領域を測定した。

試料形状の模式図を第５図（ａ）に示す。断面構造は、
第１図（ａ）と同様である。Ｓｉ基体上の絶縁膜には幅
ＬＩＯのラインが形成されている。ラインの幅ＬＩＯは
、０．５　μｍ、　１　ｇｍ、２　μｍ。

５　ｕｍ、１０μｍ、２０ｕｍ、の６種類である。Ｓｉ
ウェハの面方位は（１００）および（１１１）を用いた
。絶縁膜として熱酸化法によるＳｉＯ□を用いた。５ｉ
Ｏｚ膜厚は、１０００人　２５００人、　　５０００人
、　　７５００人、　　１００００　　人の５種類であ
る。ウニへ全面に堆積したｉ　（第１図（ａ）の第２の
Ａｌ１．４、もしくは第５図（ａ）の第２のＡｆｆ　６
３）の厚さは、１０００人、　２５００人。

５０００人、　７５００人、　１００００人の５種類で
ある。Ｓｉ基体の面方位、５ｉＯ７厚さ、第１のｉの幅
Ｌｌｌｌ、第２の、Ｉｆの厚さの４条件の組合せででき
る２×５Ｘ８Ｘ６＝４８０種の試料を用意した。

第２のＡｒの結晶性は、Ｘ線回折法、従来ＲＨＥＥＤ装
置による電子線回折パターン観察、走査μｍＲＨＥＥＤ
顕微鏡による電子線回折パターンおよび走査μｍＲＨＥ
ＥＤ像観察から、実施例１と同様、数〜１０４＋、ｍの
結晶粒からなる多結晶であった。

加熱用のレーザには、連続発振Ａｒレーザ（発振波長路
４８８ｎｍ及び５１４．５ｎｍ発振出力最大２０Ｗ）を
用いた。試料上でのビーム径は、略２０μｍ、３０μｍ
７０μｍ、　１００μｍである。走査方向は、第５図（
ａ）に示す様に、一方向に繰り返しを行って走査した。

ビーム走査の繰り返し幅は、ビーム系とほぼ同じ、大き
さとした。レーザビームの走査速度は、毎分路０．５，
１．２．５．　ｌｏｃｍである。基体表面温度は、Ｐｂ
Ｓを用いた放射温度計で測定し、略４５０℃、５５０°
Ｃ、５００℃、６５０℃、７００℃である。基体表面で
の温度は、レーザビーム径、レーザ出力、レーザビーム
走査速度によって変化した。以下の結果は、レーザビー
ム径、レーザビーム走査速度、走査間隔を与えた時に、
表面温度が上記路４５０℃５５０℃、５００℃、６５０
℃、７００°Ｃになるようにレーザ出力を変化させた。

レーザ加熱は、水素ガス雰囲気、大気圧で行った。

レーザによる加熱処理後、走査型μ−ＲＨＥＥＤ顕微鏡
において、電子線回折パターン及び走査ｕＲＨＥＥＤ像
を観察したところ、電子線回折パターンは、実施例Ｂｌ
と同様、加熱処理前よりも強度の強いスポットパターン
が観察された（第１４図（ｂ））。１１１回折斑点、２
０２回折斑点を用いて測定した走査μｍＲＨＥＥＤ像は
第１７図（ｂ）および（ｃ）と同様であった。ここで第
１のＡｒの方向（ライン方向）は、第１７図（ａ）のＸ
方向に平行である。またレーザの走査方向はＸ方向に平
行である。第１７図（Ｃ）のＬ８を測定することにより
単結晶化した領域の長さを知ることができる。第１７図
（ｃ）では、１．８があたかも１０〜２０μｍ程度のよ
うに示しであるが、基体温度５５０℃以上の時、Ｌ８は
、略１ｃｍであった。すなわち、単結晶である第１のＡ
ｌ１を核としてＳｉＯ２上の第２のＡｒが長さ１ｃｍに
わたって単結晶化した。また、実施例Ｂｌ、Ｂ２．Ｂ３
．Ｂ４と同様、基体表面温度が６５０℃以上の時オージ
ェ電子分光、もしくは二次イオン質量分析法による深さ
方向分布を測定すると、基体表面上の絶縁膜と第２のＡ
［の界面においてＳｉおよびＡ［の溶は出しが観察され
た。

（実施例Ｂ１０） 実施例Ｂ９と同様の手順で試料を製作し、レーザにより
加熱処理を行った。

実施例Ｂ９と異なるのは、試料断面構造である。

実施例Ｂ９では、試料断面構造は第１図（ａ）、または
第５図（ａ）に示す様に試料表面は、第２のＡｒが全面
に形成されていた。本実施例では、第２のｌの上に第１
図（ｂ）、または第５図（ｂ）に示すように絶縁膜を形
成して、実施例Ｂ９と同様の手順でレーザによる加熱熱
処理を行った。第２のＡｎの上の絶縁膜として、ＣＶＤ
　５ｉ０２．ＰＳＧ、ＢＳＧ、ＢＰＳＧ、Ｐ−ＳｉＮ、
　ＥＣＲ−ＳｉＮを用いた。以下筒２のＡｒ上の絶縁膜
を第２絶縁膜とする。第２絶縁膜の厚さとしては、１０
００人、　２０００人、　　５［）００人、１μｍとし
た。

レーザ加熱条件は、実施例Ｂｌ、　Ｂ２．　Ｂ３と同様
である。レーザ加熱後第２絶縁膜をエツチングにより取
り除いて、実施例Ｂ９と同様、走査μｍＲ１（ＥＥＤ顕
微鏡で電子線回折パターン、走査μｍＲＨＥＥＤ像を観
測した。得られた結果は、実施例Ｂ９と同様、基体温度
が５５０℃以上の時、第２の八ρは単結晶化した。実施
例Ｂ９と同様単結晶化した領域を走査μ−ＲＨＥＥＤ像
によって観察したところ、第１７図（ｂ）および（ｃ）
と同様であった。Ｌ８は略１　ｃｍであった。実施例９
と同様、基体表面温度が６５０℃以上の時、オージェ電
子分光、もしくは二次イオン質量分析法による深さ方向
分布を測定すると、基体表面上の絶縁膜と第２の、ｌの
界面において３１およびＡ！！、の溶は圧しが観察され
た。

（実施例Ｂｌｌ　） レーザ加熱による第２のＡｆｆの単結晶化領域を測定し
た。試料形状の模式図を第６図（ａ）に示す。断面構造
は、第１図（ａ）と同様である。Ｓｉ基体上の絶縁膜に
は幅り、。のラインが形成されている。試料形状は実施
例Ｂ９と同様である。第２の、ｌの結晶性は、Ｘ線回折
法、従来ＲＨＥＥＤ装置による電子線回折パターン観察
、走査μｍＲＨＥＥＤ顕微鏡による電子線回折パターン
および走査μＲＨＥＥＤ像観察から、実施例９と同様、
数〜ｌＯμｍの結晶粒からなる多結晶であった。

上述の試料を以下の方法でレーザ加熱をおこなった。レ
ーザには、連続発振Ａｒレーザ（発振波長路４８８ｎｍ
及び５１４．５ｎｍ）を用いた。試料上でのビーム形状
は、第６図（ａ）に示す様な平形平行ビームである。シ
リンドリカルレンズを用いた光学系７０により円形ビー
ムを平行ビームに形成した。平行ビームの形状は、略２
０μｍＸ１ｃｍ５０ｕｍ　Ｘ　１　ｃｍ、１００μｍ　
Ｘ１ｃｍ、である。走査方向は、第６図（ａ）に示す様
に、一方向に走査した。

レーザビーム走査速度は、毎分路０．５，１，２゜５．
１０ｃｍである。基体表面温度は、ＰｂＳを用いた放射
温度計で測定し、略４５０℃、５５０℃、６００°Ｃ，
６５０’Ｃ，７００℃である。

基体表面での温度は、レーザビーム形状、レーザ出力、
レーザビーム走査速度によって変化した。以下の結果は
、レーザビーム径、レーザビーム走査速度を与えた時に
、表面温度が上記路４５０℃、５５０℃、６００℃、６
５０℃、７００’Ｃになるようにレーザ出力を変化させ
た。レーザ加熱は、水素ガス雰囲気、大気圧で行った。

レーザによる加熱処理後、走査型μ−ＲＨＥＥＤ顕微鏡
において、電子線回折パターン及び走査μ−ＲＨＥＥＤ
像を観察したところ、電子線回折パターンは、実施例Ｂ
９と同様、加熱処理前よりも強度の強いスポットパター
ンが観察された（第１４図（ｂ））。

１１１回折斑点、２０２回折斑点を用いて測定した走査
！　−ＲＨＥＥＤ像は第１７図（ｂ）および（Ｃ）と同
様であった。ここで第１のＡｒの方向（ライン方向）は
、第１７図（ａ）のＸ方向に平行である。またレーザの
走査方向はＸ方向に平行である。第１７図（ｃ）のＬ６
を測定することにより単結晶化した領域の長さを知るこ
とができる。第１７図（ｃ）では、Ｌ８があたかも１０
〜２０μｍ程度のように示しであるが、基体温度５５０
°Ｃ以上の時、Ｌ８は、略１ｃｍであった。

すなわち、単結晶である第１のＡｊ２を核どして５１０
２上の第２のＡｒが長さ１ｃｍにわたって単結晶化した
。また、実施例Ｂｌ、　Ｂ２．Ｂ３．　Ｂ４と同様、基
体表面温度が６５０℃以上の時、オージェ電子分光、も
しくは二次イオン質量分析法による深さ方向分布を測定
すると、基体表面上の絶縁膜と第２のＡｒの界面におい
てＳｉおよびｉの溶は出しが観察された。

（実施例Ｂ１２） 実施例Ｂｌｌと同様の手順で試料を製作し、レーザによ
り加熱処理を行った。実施例Ｂｌｌと異なるのは、試料
断面構造である。実施例Ｂｌｌでは、試料断面構造は第
１図（ａ）、または第５図（ａ）に示す様に試料表面は
、第２の、ｌが全面に形成されていた。本実施例では、
第２のＡ［の上に第１図（ｂ）、または第５図（ｂ）に
示すように絶縁膜を形成して、実施例Ｂｌｌと同様の手
順で平行レーザビームによる加熱熱処理を行った。第２
のＡｊ２の上の絶縁膜として、ＣＶＤ　ＳｉＯ，ＰＳＧ
、ＢＳＧ、ＢＰＳＧ、Ｐ−３ｉＮ。

ＥＣＲ−３ｉＮを用いた。以下筒２のＡｌ上の絶縁膜を
第２絶縁膜とする。第２絶縁膜の厚さとしては、１００
０人、　２０００人、　５０００人、１μｍとした。レ
ーザ加熱後第２絶縁膜をエツチングにより取り除いて、
実施例Ｂｌｌと同様、走査μｍＲＨＥＥＤ顕微鏡で電子
線回折パターン、走査μ−ＲＨＥＥＤ像を観測した。得
られた結果は、実施例Ｂｌｌと同様、基体温度が５５０
°Ｃ以上の時、第２の、ｌは単結晶化した。実施例Ｂｌ
ｌと同様単結晶化した領域を走査μｍ　ＲＨＥＥＤ像に
よって観察したところ、第１７図（ｂ）及び（ｃ）と同
様であった。Ｌ８は略１ｃｍであった。

実施例Ｂｌｌと同様、基体表面温度が６５０℃以上の時
、オージェ電子分光、もしくは二次イオン質量分析法に
よる深さ方向分布を測定する と、基体表面上の絶縁膜と第２のＡｊ２の界面において
Ｓｉ及びＡｆｆの溶は出しが観察された。

（実施例Ｂ１３） 実施例Ｂ９．ＢＩＯと同様の方法、手順でレーザ加熱処
理を行った。実施例Ｂ９．Ｂ１０と異なるのは、試料形
状である。試料形状を第７図（ａ）に示す。実施例ＢＩ
Ｏでは、第２のＡｆ２上の絶縁膜（第２絶縁膜）は、試
料表面に均一に形成されていたが、本実施例では、第７
図（ａ）に示す様に第１のｌの方向くライン方向）とほ
ぼ直行した方向にストライブ上に形成した。第２絶縁膜
として、ＣＶＤ５ｉｎ、、　ＰＳＧ、　ＢＳＧ、　ＢＰ
ＳＧ、　Ｐ−ＳｉＮ、　ＥＣＲ−５ｉＮを用いた。

第２絶縁膜の厚さとしては、１０００人、　２０００人
。

５０００人、１μｍとした。第２絶縁膜のストライブ寸
法は、Ｌ１２として、１．２．５．１０ｔｉｍ、　Ｌ’
ｓとして１，２，５．１０μｍの各４種類の組合せから
なる１６種類のストライブを形成した。レーザ加熱条件
は、実施例Ｂｌ、Ｂ２．Ｂ３と同様である。レーザ加熱
後第２絶縁膜をエツチングにより取り除いて、実施例Ｂ
９と同様、走査μ−ＲＨＥＥＤ顕微鏡で電子線回折パタ
ーン、走査μｍＲＨＥＥＤ像を観測した。

得られた結果は、実施例Ｂ９と同様、基体温度が５５０
°Ｃ以上の時、第２のＡｊ２は単結晶化した。実施例Ｂ
９と同様単結晶化した領域を走査μ−ＲＨＥＥＤ像によ
って観察したところ、第１７図（ｂ）及び（ｃ）と同様
であった。Ｌ８は略１ｃｍであった。実施例９と同様、
基体表面温度が６５０℃以上の時、オージェ電子分光、
もしくは二次イオン質量分析法による深さ方向分布を測
定すると、基体表面上の絶縁膜と第２のＡｌの界面にお
いてＳｉおよびＡｌの溶は出しが観察された。

（実施例Ｂ１４） 実施例Ｂ１３と同様の試料を作製し、レーザーによる加
熱処理を行った。実施例Ｂ１４と異なるのは、レーザの
走査方法である。レーザの走査方法は、第１０図（ｂ）
に示すような平行ビームを用いた。レーザには、連続発
振Ａｒレーザ（発振波長路４８８、５ｎｍ及び５１４．
５ｎｍ）を用いた。試料上でのビーム形状は、第７図（
ｂ）に示す様な平形平行ビームである。シリンドリカル
レンズを用いた光学系７０により円形ビームを平行ビー
ムに形成した。平行ビームの形状は、略２０ｇｍ　Ｘ　
１　ａｍ、　５０μｍ　Ｘｌ　ａｍ、　１００　ｇｍ　
Ｘ　１ｃｍである。走査方向は、第７図（ｂ）に示す様
に、一方向に走査した。

レーザビーム走査速度は、毎分路０．５，１，２゜５．
１０ｃｍである。基体表面温度は、ＰｂＳを用いた放射
温度計で測定し、略４５０°Ｃ，５５０℃、６００℃６
５０°Ｃ、７００℃である。基体表面での温度は、レー
ザビーム形状、レーザ出力、レーザビーム走査速度によ
って変化した。以下の結果は、レーザビーム径、レーザ
ビーム走査速度を与えた時に、表面温度が上記路４５０
℃、５５０℃、６００℃、６５０℃、７００℃になるよ
うにレーザ出力を変化させた。レーザ加熱は、水素ガス
雰囲気、大気圧で行った。

得られた結果は、実施例Ｂ１３と同様、基体温度が５５
０°Ｃ以上の時、第２のＡｌは単結晶化した。

実施例Ｂ１３と同様単結晶化した領域を走査μ−ＲＨＥ
ＥＤ像によって観察したところ、第１７図（ｂ）及び（
ｃ）と同様であった。Ｌ８は略１ｃｍであった。実施例
１３と同様、基体表面温度が６５０℃以上の時オージェ
電子分光、もしくは二次イオン質量分析法による深さ方
向分布を測定すると、基体表面上の絶縁膜と第２のＡ［
の界面においてＳｉおよびＡｌの溶は出しが観察された
。

（実施例Ｂ１５） 実施例Ｂ９．Ｂ１０．Ｂ１１．Ｂ１２．Ｂ１３．Ｂ１４
では、例えば第５図（ａ）及び（ｂ）、第６図（ａ）及
び（ｂ）、第７図（ａ）及び（ｂ）についてＳｉ基体上
に形成された絶縁膜は、熱酸化法による５ｉＯｚであっ
た。本実施例では、Ｓｉ基体上の絶縁膜として、ＣＶＤ
　５ｉｎ２膜、　ＢＳＧ。

ＰＳＧ、　ＢＰＳＧ、　Ｐ−５ｉＮ、　Ｔ−３ｉＮ、　
ＬＰ−５ｉＮ、　ＥＣＲ−３ｉＮを用いた。これら絶縁
膜の厚さは、１０００人、　２５００人５０００人、　
７５００人、　１００００人の５種類である。第１のＡ
Ｅ膜および第２のＡＥ２膜の厚さは、実施例Ｂｌ、　Ｂ
２．　Ｂ３．　Ｂ４と同様であった。

実施例Ｂ９．Ｂ１０．Ｂ１１．Ｂ１２．Ｂ１３．Ｂ１４
と同様、基体温度が５５０℃以上の時第２のｌは単結晶
化した。

また、実施例Ｂ９．Ｂ１０．Ｂ１１．Ｂ１２．Ｂ１３．
Ｂ１４と同様、基体表面温度が６５０℃以上の時、オー
ジェ電子分光、もしくは二次イオン質量分析法による深
さ方向分布を測定すると、基体表面上の絶縁膜と第２の
ｌの界面においてＳｉおよび八βの溶は出しが観察され
た。

（実施例Ｂ１６） 実施例Ｂ１−８１５では、第１の、＋１および第２のＡ
ｌ２はともにＤＭＡ）ｌ　（ジメチルアルミニウムハイ
ドライド）と水素とを用いたＬＰ−ＣＶＤ法により純Ａ
ｌを用いた。本実施例では、純ｉに替わって、１−３Ａ
ｌを用いた。ＤＭＡＨと水素を用いたＬＰ−ＣＶＤにお
いて、５ｉ２Ｈａを添加してＡＥ１−３Ａｌを堆積した
。

第１のＡＥ−３ｉ及び第２のＡｌ２−Ｓｉ膜中のＳｉ含
有量は、０．２．０．５．１．０％である。

実施例Ｂ１〜Ｂ１５において１１をＡＥ−３ｉに替えて
、実施例Ｂ１〜Ｂ１５と同様の熱処理を行った。

得られた結果は、実施例８１〜Ｂ１５と同様であった。

（実施例Ｂ１７） 実施例Ｂ１〜Ｂ１５において、第１のＡｌ２および第２
のＡＥ２はともにＤＭＡＨと水素とを用いたＬＰ−ＣＶ
Ｄを用いて形成した。熱処理によって第２の、ｌが単結
晶化するためには、第１のＡＥが単結晶である必要があ
る。ＬＰ−ＣＶＤ法では、第１のＡＥおよび第２　Ａｌ
を同一装置内で連続的に堆積できる利点があるが、第２
のＡｌ２は、多結晶もしくは非晶質であればＣＶＤ法に
よるｉ膜である必要はない。

本実施例では、実施例Ｂ１〜Ｂ１５において第２の八で
のみスパッタ法で形成した。第２のＡＥをＸ線回折法、
従来ＲＨＥＥＤ装置による電子線回折パターン測定、走
査型μｍＲＨＥＥＤ顕微鏡による電子線回折パターンお
よび走査μｍＲＨＥＥＤ像観察を行ったところ、堆積し
た状態では、粒径略１μｍ以下の多結晶であった。

実施例Ｂ１−Ｂ１５と同様の条件で加熱処理したところ
、得られた結果は、実施例Ｂｌ〜Ｂ１５と同様、基体温
度が５５０℃以上の時、第２の八ρは単結晶化した。但
し、実施例Ｂ９〜Ｂ１４と同様の手順で測定したＬ８の
単結晶化領域は、第２八ρにＣＶＤ　　Ａｌを用いた１
ｃｍより、短く略０．８ｃｍであった。

また、実施例Ｂ１−８１５と同様、基体表面温度が６５
０℃以上の時、オージェ電子分光、もしくは二次イオン
質量分析法による深さ方向分布を測定すると、基体表面
上の絶縁膜と第２のＡＥの界面においてＳｉおよびＡＥ
の溶は出しが観察された。

（実施例８１８） 実施例Ｂ１−８１５と同様の試料形状、加熱条件で、第
１のＡＥには、ＤＭＡＨと水素と５ｉＪ６を用いたＬＰ
−ＣＶＤ法によるＡｌ２−Ｓｉ、第２の、ｌには、ＤＭ
Ａ）ｌと水素を用いたＬＰ−ＣＶＤ法による練入ρを用
いた。

第１のＡＥ−５ｉ中のＳｉ含有量は、０．２．０．５゜
１．０％である。

得られた結果は、実施例Ｂ１〜Ｂ１５と同様であった。

（実施例Ｂ１９） 実施例Ｂ１〜Ｂ１５と同様の試料形状、加熱条件で、第
１のＡｆｆには、ＤＭＡＨと水素と５１２Ｈ６を用いた
ＬＰ−ＣＶＤ法に：Ｊ：６Ａｊ２−３ｉ、第２のＡｌ：
は、スパッタ法によるＡｌ２−３Ａｌを用いた。第１の
Ａｌ２−３ｌ中のＳｉ含有量は、０．２．０．５．１．
０％である。

得られた結果は、実施例８１〜Ｂ１５と同様であった。

但し、実施例８９〜Ｂ１４と同様の手順で測定したＬ８
の単結晶化領域は、第２の、ｌにＣＶＤ　　Ａｌを用い
た１ｃｍより、短（略０．８ｃｍであった。

（実施例Ｂ２０） 実施例Ｂ１〜Ｂ１９では、試料加熱を試料表面からレー
ザビームを照射した。実施例１〜１９と異なるのは、試
料加熱において表面からのレーザによる加熱に加えて試
料裏面からの加熱を行った。試料裏面からの加熱は、試
料を載せる台（図示せず）を抵抗加熱した。試料裏面の
温度は略２５０’Ｃ、３００℃、３５０℃とした。レー
ザ照射条件は、実施例Ｂ１−８１９と同様である。

得られた結果は、実施例８１〜Ｂ１９と同様であった。

単結晶化温度は、実施例Ｂ１〜Ｂ１９では、５５０℃で
あったが、本実施例では、基体表面の温度が略５００℃
で単結晶化した。単結晶化温度が実施例Ｂ１−Ｂ１９よ
り低下したのは、裏面から試料を加熱したため、表面の
第２のＡｌもしくは、第２のＡｌ２−３ｉがより小さい
照射エネルギーでＡｌ原子の流動が促進されたためと考
えられる。

（実施例Ｃ１） 実施例１，２．３に示される方法で、第１のｉおよび第
２の、ｌの堆積した試料を用意し、線状ヒーターを用い
て加熱を行った。第１絶縁膜のパターンは、第２図（ａ
）　、　（ｂ）　、　（ｃ）に示されるチエッカ−パタ
ーン、ピアホールパターン、ライン＆スペースパターン
である。第２図に示されるパターン寸法り、〜ｌ−ｓは
、実施例８１〜Ｂ３と同様である。また、Ｓｉ基体の面
方位、第１絶縁膜の厚さ、第２のＡ［の厚さも実施例Ｂ
ｌ〜Ｂ３とと同様である。

第１のＡｆｆおよび第２のＡｊ２を堆積後、Ｘ線回折法
で評価したところ、５ｉ０２膜厚、チエッカ−サイズ、
第２の１の膜厚によらずいずれの試料も、１（１１１）
　　ピークのみが観測された。また、電子ビーム径が１
００　ｐ　ｒｎ　〜１　ｍｍ中の従来ＲＨＥＥＤ装置で
電子線回折パターンを観察したところ、いずれの試料も
第１４図（ａ）に示すようなリング状パターンが観察さ
れた。従って、全面に堆積した。ｌが（１１１）配向の
多結晶であることが確認された。さらに、走査型μｍＲ
ＨＥＥＤ顕微鏡に試料を装填し、０．１μｍまで電子線
を絞った電子線を用いて電子線回折パターンを観察した
ところ、強度は弱いながら、第１４図（ｂ）に示すよう
なスポットパターンが観察された。スポット状回折パタ
ーン上の回折斑点強度を用いて走査μｍＲ１（ＥＥＤ像
を観察しなところ第１５図（ａ）の様に、数〜１０μｍ
の結晶粒からなる多結晶であった。

上述の試料を以下の方法で線状ヒーターを用いて加熱を
おこなった。

第８図に、線状ヒーターを用いた加熱方法を示す。加熱
支持台８１は、加熱基体支持台８１上に置かれる。加熱
支持台８１は、カーボン製である。加熱基体８２上に線
状ヒーター８３が配置される。線状ヒーター８３もカー
ボン製であり、電源８４から通電される。加熱支持台８
１も加熱支持台裏面に取り付けられたヒーター（図示せ
ず）により加熱される。また、線状ヒーター８３は、８
５の方向へ移動する。加熱は、水素雰囲気、大気圧下で
行った。

綿状ヒーター８３は、矢印８５の方向に移動させた。移
動速度は、毎分路０．５，１．２．５．１０ｃｍである
。線状ヒーター８３直下の基体表面温度は、ｐｂｓを用
いた放射温度計で測定し、略４５０°Ｃ、５００”Ｃ、
６００℃、６５０℃、７００℃である。

上記加熱条件で熱処理を行った後、走査μ−ＲＨＥＥＤ
顕微鏡内で、電子線回折パターン、及び走査μｍＲＨＥ
ＥＤ像を観察した。Ｓｉウェハの面方位、ＳｉＯ□膜厚
（第１絶縁膜厚）、パターン形状・寸法、第２の、ｌの
膜厚によらずいずれの試料も、線状ヒーター８３直下の
基体表面４度が５５０℃以上の場合、電子線回折パター
ンは加熱前よりも強度の強い、第１４図（ｂ）に示すよ
うなスポットパターンが観察された。第１４図（ｂ）の
回折パターンは、回折斑点の出現する位置からＡｌ（１
１１）面に［１０１］方向から電子線を入射させたとき
に生じる回折パターンであった。第１４図（ｂ）の回折
パターン上の回折斑点Ａ　Ｃ１１１回折斑点）及び回折
斑点Ｃ（２０２回折斑点）の強度を用いて走査μｍＲＨ
ＥＥＤ像を観察した結果は第１５図（ｂ）及び（ｃ）と
同様であった。第１５図ｆｂ）および（ｃ）において斜
線部が回折斑点強度の強い領域である。チエッカ−パタ
ーン、ピアホールパターン、ライン＆スペースパターン
の形成された上に堆積したＡｆｆｌｌｌ（第２のＡｌ膜
）では回折斑点ＡもＣも共に強く、熱処理によって単結
晶化したことが確認された。熱処理後の試料を従来のＲ
ＨＥＥＤ装置で電子線回折パターンを観察したところ、
いずれの試料においても第１４図（ｂ）の様な単結晶を
示すスポットパターンが観察された。

すなわち、加熱により、堆積した状態では多結晶であっ
たＡ［が、単結晶化した。なお、基体表面温度が６５０
℃以上の時、オージェ電子分光法（ＡＥＳ＞による深さ
方向分布を測定したところ、ＳｉＯ□と第２のＡｒ２の
界面でＡｌとＳｉとＯの解は出しが観察された。また、
５００℃、６時間の熱処理では、単結晶化を生じなかっ
た。

（実施例Ｃ２） 実施例Ｃ１では、試料断面構造は第１図（ａ）に示す様
に試料表面は、第２のＡｌが全面に形成されていた。本
実施例では、第２の八ρの上に第１図（ｂ）に示すよう
に絶縁膜を形成して、実施例Ｃ１と同様の手順で線状ヒ
ーターによる加熱熱処理を行った。第２の屍の上の絶縁
膜として常圧ＣＶＤによって成膜した５ｉＯ２（以下Ｃ
ＶＤ　５ｉＯｚと略す）、常圧ＣＶＤ法によって成膜し
たボロンドープした酸化膜（以下ＢＳＧと略す）、常圧
ＣＶＤ法によって成膜したリンドープした酸化膜（以下
ＰＳＧと略す）、常圧ＣＶＤ法によって成膜したボロン
およびリンドープした酸化膜（以下ＢＰＳＧと略す）、
プラズマＣＶＤ法によって成膜した窒化膜（以下Ｐ−Ｓ
ｉＮと略す）　、　ＥＣＲ装置によって成膜した熱窒化
膜（以下ＥＣＲ−５ｉＮと略す）を用いた。以下第２の
Ａｌ上の絶縁膜を第２絶縁膜とする。第２絶縁膜の厚さ
としては、１０００人、　２０００人、　５０００人。

１μｍとした。加熱条件は、実施例Ｃ１と同様である。

加熱後、第２絶縁膜をエツチングにより取り除いて、実
施例Ｃ１と同様、走査型μｍＲＨＥＥＤ顕微鏡で電子線
回折パターン、走査μｍＲＨＥＥＤ像を観測した。得ら
れた結果は、実施例Ｃ１と同様、基体温度が５５０℃以
上の時、第２のＡｌは単結晶化した。また、実施例Ｃ１
と同様、基体表面温度が６５０℃以上の時、オージェ電
子分、もしくは二次イオン質量分析法による深さ方向分
布を測定すると、基体表面上の絶縁膜と第２のＡｌの界
面においてＳｉおよびＡ４の溶は出しが観察された。

（実施例Ｃ３） 実施例Ｃ１では、第１図（ａ）のＳｉ基体上に形成され
た第１絶縁膜は、熱酸化法による５ｉＯｚであった。本
実施例では、Ｓｉ基体上の第１絶縁膜として、ＣＶＤ　
ＳｉＯ□膜、　ＢＳＧ、　ＰＳＧ、　ＢＰＳＧ、　Ｐ−
ＳｉＮ、　Ｔ−３ｉＮ、　ＬＰ−３ｉＮ、　ＥＣＲ−Ｓ
ｉＮを用いた。これら絶縁膜の厚さは、１０００人、　
　２５００人、　　５０００人、　　７５００人、　　
１００００　　人の５種類である。

Ｓｉ基体の面方位、第１のＡｌ膜、第２のＡｌ膜の厚さ
、線状ヒーターによる加熱条件は、実施例Ｃ１と同様で
あった。

実施例Ｃ１と同様、基体温度が５５０℃以上の時、第２
の八βは単結晶化した。また、実施例Ｃ１と同様、基体
表面温度が６５０℃以上の時、オージェ電子分光、もし
くは二次イオン質量分析法による深さ方向分布を測定す
ると、基体表面上の絶縁膜と第２のＡｒ１の界面におい
てＳｉおよびＡ［の溶は出しが観察された。

（実施例Ｃ４） 実施例Ｃ３では、試料断面構造は第１図（ａ）に丁す様
に試料表面は、第２の八βが全面に形成されていた。本
実施例では、第２のＡｒ１の上に第１図（ｂ）に示すよ
うに絶縁膜を形成して、実施例Ｃ１と同様の手順で線状
ヒーターによる加熱熱処理を行った。第２のｉの上の絶
縁膜としてＣＶＤ　ＳｉＯ□膜、　ＢＳＧ、ＰＳＧ、　
ＢＰＳＧ、Ｐ−３ｉＮ、ＬＰ−３ｉＮ、ＥＣＲ−３ｉＮ
を用いた。これら絶縁膜の厚さは、１０００人、　２５
００人。

５０００人、　７５００人、　１００００人の５種類で
ある。

Ｓｉ基体の面方位、第１のＡｌ膜、第２のＡｌ膜の厚さ
、線状ヒーターによる加熱条件は、実施例Ｃ３と同様で
あった。実施例Ｃ３と同様、基体温度が５５０℃以上の
時、第２のＡｒ１は単結晶化した。また、実施例Ｃ３と
同様、基体表面温度が６５０℃以上の時、オージェ電子
分光、もしくは二次イオン質量分析法による深さ方向分
布を測定すると、基体表面上の絶縁膜と第２のＡｌの界
面においてＳｉおよびＡ！の溶は出しが観察された。

（実施例Ｃ５） 線状ヒーター加熱による第２のＡｌの単結晶化領域を測
定した。試料形状は、実施例Ｂ９のレーザ加熱の場合に
示した第５図（ａ）と同じである。断面構造は、第１図
（ａ）と同様である。Ｓｉ基体上の絶縁膜には幅ＬＩＯ
のラインが形成されている。ラインの幅ＬＩＤは、０．
５　μｍ、　１　ｇｍ、２　μｍ、５　ｇｒｎ。

１０μｍ、２０μｍ、の６種類である。Ｓｉウェハの面
方位は（１００）及び（１１１）を用いた。絶縁膜とし
て熱酸化法によるＳｉＯ□を用いた。ＳｉＯ□膜厚は、
１０００人。

２５００人、　５０００人、　７５００人、　’０００
０人の５種類である。ウニ八全面に堆積したＡｌ（第１
図の第２のＡｌ、４、もしくは第５図（ａ）の第２の八
ρ６３）の）の厚さは、１０００人、　２５００人、　
５０００人。

７５００人、　１００００人の５種類であるｏ　Ｓｉ基
体の面方位、：５ｔＯａ厚さ、第１の八βの幅り、。、
第２の３℃の厚さの４条件の組合せでできる２ｘ５ｘＢ
ｘ６ｘ＝４８０種の試料を用意した。

第２のｉの結晶性はＸ線回折法、従来Ｒ）（ＥＥＤ装置
による電子線回折パターン観察、走査μ−Ｒ１（ＥＥＤ
顕微鏡による電子線回折パターンおよび走査μ−ＲＨＥ
ＥＤ像観察から、実施例Ｂｌ、　ＣＩと同様、数〜ＩＯ
μｍの結晶粒からなる多結晶であった。

加熱は、実施例Ｃ１と同様の方法で行った。移動速度は
、毎分路０．５，１．　２．　５．１０ｃｍである。線
状ヒーター８３直下の基体表面温度は、ｐｂｓを用いた
放射温度計で測定し、略４５０℃、５５０℃、６００℃
。

６５０℃、７００℃である。加熱は、水素ガス雰囲気。

大気圧で行った。

加熱処理後、走査型μｍＲＨＥＥＤ顕微鏡において、電
子線回折パターン及び走査μｍＲＨＥＥＤ像を観察した
ところ、電子線回折パターンは、実施例Ｃ１と同様、加
熱処理前よりも強度の強いスポットパターンが観察され
た（第１４図（ｂ））。１１１回折斑点、２０２回折斑
点を用いて測定した走査μ−Ｒ）ＩＥＥＤ像は第１７図
（ｂ）および（ｃ）と同様であった。ここで第１の、ｌ
の方向（ライン方向）は、第１７図（ａ）のＸ方向に平
行である。またヒーターの走査方向はＸ方向に平行であ
る。第１７図（ｃ）のり、を測定することにより単結晶
化した領域の長さを知ることができる。第１７図（ｃ）
では、Ｌ８があたかも１０〜２０μｍ程度のようにして
示しであるが、基体温度５５０°Ｃ以上の時、Ｌ８は、
略１ｃｍ出金った。すなわち、単結晶である第１のＡｌ
を各としてＳｉＯ□上の第２　、ｌが長さ１　ｃｍにわ
たって単結晶化した。また、実施例Ｃ１と同様、基体表
面温度が６５０℃以上の時、オージェ電子分光、もしく
は二次イオン質量分析法による深さ方向分布を測定する
と、基体表面上の絶縁膜と第２のＡｌの界面においてＳ
ｉおよびＡｌの溶は出しが観察された。

（実施例Ｃ６） 実施例Ｃ５と同様の手順で試料を制作し、線状ヒーター
により加熱処理を行った。実施例Ｃ５と異なるのは、試
料断面構造である。実施例Ｃ５では、試料断面構造は第
１図（ａ）、または第５図（ａ）に示す様に試料表面に
は、第２の３℃が全面に形成されていた。本実施例では
、第２の八βの上に第１図（ｂ）または第５図（ｂ）に
示すように絶縁膜を形成して、実施例Ｃ５と同様の手順
で線状ヒーターによる加熱熱処理を行った。第２のＡｌ
の上の絶縁膜としテＣＶＤ　Ｓｉｎ□、　ＰＳＧ、　Ｂ
ＳＧ、　ＢＰＳＧ　Ｐ−３ｉＮ、　ＥＣＲ−３ｉＮを用
いた。以下筒２のＡｌ上の絶縁膜を第２絶縁膜とする。

第２絶縁膜の厚さとしては、１０００人。

２０００人、　５０００人、１μｍとした。糸泉状ヒー
ターによる加熱条件は、実施例Ｃ１と同様である。加熱
後、第２絶縁膜をエツチングにより取り除いて、実施例
Ｃ５と同様、走査μｍＲ）ＩＥＥＤ顕微鏡で電子線回折
パターン、走査μｍＲ）ＩＥＥＤ像を観測した。

得られた結果は、実施例Ｃ５と同様、基体温度が５５０
℃以上の時、第２のＡｌは単結晶化した。実施例Ｃ５と
同様、第１７図（ｂ）および（ｃ）と同様の走査μｍＲ
ＨＥＥＤ像が得られ、単結晶化した領域Ｌ８は略１ｃｍ
であった。実施例Ｃ５と同様、基体表面温度が６５０°
Ｃ以上の時、オージェ電子分光、もしくは二次イオン質
量分析法による深さ方向分布を測定すると、基体表面上
の絶縁膜と第２のＡｊ２の界面においてＳｉおよびＡｆ
２の溶は出しが観察された。

（実施例Ｃ７） 実施例Ｃ５，Ｃ６では、例えば第５図（ａ）および（ｂ
）においてＳｉ基体上に形成された絶縁膜は、熱酸化法
によるＳｉＯ□であった。本実施例では、Ｓｉ基体上の
絶縁膜として、ＣＶＤ　ＳｉＯ２膜、ＢＳＧ、　ＰＳＧ
。

ＢＰＳＧ、　Ｐ−５ｉＮ、　Ｔ−５ｉＮ、　ＬＰ−５ｉ
Ｎ、　ＥＣＲ−５ｉＮを用いた。これら絶縁膜の厚さは
、１０００人、　２５００人、　５０００人。

７５００人、　１００００人の５種類である。Ｓｉ基体
の面方位、第１の、ｌ膜、第２のＡｌ２膜の厚さ、線状
ヒーターによる加熱条件は、実施例Ｃ１と同様であった
。

実施例Ｃ５，Ｃ６と同様、基体温度が５５０℃以上の時
、第２の八βは単結晶化した。実施例Ｃ５，Ｃ６と同様
、第１７図（ｂ）および（ｃ）　と同様の走査μｍＲＨ
ＥＥＤ像が得られ、単結晶化した領域Ｌ６は略１ｃｍで
あった。実施例Ｃ５，ＣＢと同様、基体表面温度が６５
０℃以上の時、オージェ電子分光、もしくは二次イオン
質量分析法による深さ方向分布を測定すると、基体表面
上の絶縁膜と第２の八ρの界面においてＳｉおよびＡｌ
の溶は出しが観察された。

（実施例Ｃ８） 実施例０１〜Ｃ７では、第１のＡｌおよび第２のＡ！は
ともにＤＭＡＨと水素を用いたＬＰ−ＣＶＤ法により純
Ａｌを用いた。

本実施例では、純Ａｆｆに替わってＡｌ２−３Ｌを用い
た。ＤＭＡＨと水素を用いたＬＰ−ＣＶＤにおいて、５
ｉ２Ｈｓを添加してＡｌ−３Ａｌを堆積した。第１のＡ
ｌ２−３ｉおよび第２のＡｌ−Ｓｉ膜中のＳｉ含有量は
、０．２．０．５．１．０％である。実施例０１〜Ｃ７
と同様の熱処理を行った。

得られた結果は、実施例Ｃ１−Ｃ７と同様であった。

（実施例Ｃ９） 実施例Ｃ１〜Ｃ７において、第１のＡｌ２および第２の
ＡｌはともにＤＭＡＨと水素を用いたＬＰ−ＣＶＤを用
いて形成した。熱処理によって第２のＡｌが単結晶化す
るためには、第１のＡｌが単結晶である必要がある。Ｌ
Ｐ−ＣＶＤ法では、第１のＡｌおよび第２のＡｆｆを同
一装置内で連続的に堆積できる利点があるが、第２のＡ
ｌ２は、多結晶もしくは非晶質であればＣＶＤ法による
八で膜である必要はない。

本実施例では、実施例０１〜Ｃ７と同様の試料、加熱処
理条件で、第２のＡｌのみスパッタ法で形成した。第２
のＡｌをＸ線回折法、従来ＲＨＥＥＤ装置による電子線
回折パターン測定、走査型μｍＲＨＥＥＤ顕微鏡による
電子線回折パターン及び走査μ−ＲＨＥＥＤ像観察を行
ったところ、堆積した状態では、粒径略１μｍ以下の多
結晶であった。

実施例Ｃ１−Ｃ７と同様の条件で加熱処理したところ、
得られた結果は、実施例Ｃ１−０７と同様、基体温度が
５５０℃以上の時、第２のＡｌは単結晶化した。但し、
実施例０５〜Ｃ７と同様の手順で測定したＬ８の単結晶
化領域は、第２のＡｌにＣＶＤ　　Ａｌを用いた１ｃｍ
より、短（略０．８ｃｍであった。また、実施例Ｃ１−
Ｃ７と同様、基体表面温度が６５０℃以上の時、オージ
ェ電子分光、もしくは二次イオン質量分析法による深さ
方向分布を測定すると、基体表面上の絶縁膜と第２のＡ
ｌの界面においてＳｉおよびｉの溶は圧しが観察された
。

（実施例Ｃｌ０） 実施例Ｃ１〜Ｃ７と同様の試料形状、加熱条件で、第１
のＡｌには、ＤＭＡＨと水素とＳ！２Ｈ６を用いたＬＰ
−ＣＶＤ法によるＡｌ−３ｉ、第２（７）ｉには、ＤＭ
ＡＨと水素を用いたＬＰ−ＣＶＤ法による純Ａｌを用い
た。

第１のＡｌ−Ｓｉ中のＳｉ含有量は、０．２．０．５゜
１．０％である。

得られた結果は、実施例Ｃ】〜Ｃ７と同様であった。

（実施例Ｃ１１） 実施例Ｃ１−Ｃ７と同様の試料形状、加熱条件で、第１
の、ｌには、ＤＭＡＩ（と水素とＳＬＨ，を用いたＬＰ
−ＣＶＤ法によるＡｌ２−５ｉ、第２（７）ｉには、ス
パッタ法による八β−５Ａｌを用いた。第１のＡｆｆ−
３ｉ中のＳｉ含有量は、０．２．０．５．１．０％であ
る。

得られた結果は、実施例Ｃｌ−Ｃ７と同様であった。但
し、実施例０５〜Ｃ７と同様の手順で測定したＬ８の単
結晶化領域は、第２の八２にＣＶＤ　　Ａｌを用いた１
ｃｍより、短（略０．８ｃｍであった。

（実施例ＤＩ） 実施例０１〜Ｃ１ｌでそれぞれ示した試料と同様の試料
を用意し、ランプを用いて加熱を行った。

第９図に、ランプを用いた加熱方法を示す。

加熱基体９２は、加熱基体支持台９１上に置かれる。加
熱支持台９１は、カーボン製である。ランプ９３には、
線状のＸｅランプを用いた。ランプ９３からの光は、反
射ミラー９４で基体表面上で線状になる用の集光される
。加熱支持台９１も加熱支持台裏面に取り付けられたヒ
ーター（図示せず）により加熱される。また、加熱領域
９５は、ランプの移動により加熱基体上を移動させた。

加熱は、水素雰囲気、大気圧で行った。

基体支持台９１を移動することにより加熱領域を矢印９
６の方向に移動させた。移動速度は、毎分路０．５，１
．２．　５．１０ｃｍである。

加熱領域９５の基体表面温度は、ｐｂｓを用いた放射温
度計で測定し、略４５０℃、５５０℃、６００℃、６５
０”Ｃ、７００℃である。

以上に示した方法で加熱したところ、得られた結果は、
実施例Ｃｌ−Ｃ１１と同様であった。

（実施例Ｅｌ） 実施例０１〜Ｃ１ｌでそれぞれ示した試料と同様の試料
を用意し高周波を用いて加熱を行った。

第１０図に、高周波加熱による加熱方法について説明す
る。

加熱基体１０３は、加熱基体支持台上に置かれる。１０
１は、カーボン製の支持台である。また、】０２は、石
英製の板である。第１Ｏ図の様に基体の置かれた加熱支
持台を周囲に設けられた高周波コイル（図示せず）によ
り加熱した。石英の板１０２は、高周波により加熱され
ないので基体上の一部１０４の部分が最も高温に加熱さ
れる。

ウェハを、矢印１０５で示される方向に移動させること
により、高温に加熱される領域１０４もウェハ上を移動
する。加熱は、水素雰囲気、大気圧下で行った。移動速
度は、毎分路０．５，１，２，５゜１０ｃｍである。加
熱領域１０４の基体表面温度は、ＰｂＳを用いた放射温
度計で測定し、略４５０°Ｃ１５５０℃、６００℃、６
５０℃、７００℃である。

以上に示した方法で加熱したところ、得られた結果は、
実施例ＣＩ−（１：１１と同様であった。

（実施例Ｆｌ） 実施例Ｃ１〜Ｃ１ｌでそれぞれ示した試料と同様の試料
を用意し、電子ビームを用いて加熱を行った。

第１１図に、電子ビームを用いた加熱方法を示す。

フィラメント１１２からの電子ビーム１１３は、集束コ
イルおよび走査コイル１１５．偏向板１１５′により加
熱基体１１４上で線状に集束する。基体上では、ＩＩＩ
の部分が線状に高温に加熱される。ウェハが、矢印１１
６で示される方向に移動することにより、高温に加熱さ
れる領域１１４もウェハ上を移動する。加熱雰囲気圧力
は、１０−’Ｔｏｒｒ以下の真空雰囲気で行った。

基体の移動速度は、毎分路０．５．１，２，５゜１０ｃ
ｍである。加熱領域の基体表面温度は、ｐｂｓを用いた
放射温度計で測定し、略４５０℃、５５０℃。

６００℃、６５０℃、７００℃である。

以上に示した方法で加熱したところ、得られた結果は、
実施例０１〜Ｃ１ｌと同様であった。

［発明の効果］ 以上説明したように、本発明によれば、あらゆる下地材
料からなる下地表面上にも単結晶Ａｌを形成することが
できる。

また表面性、耐マイクレージョン性、下地Ｓｉとの界面
性等、半導体装置の配線材料として好ましい特性をもつ
、ｌ配線を形成することができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明による単結晶化方法及びそれを利用した
配線形成方法を説明する為の模式的断面図、 第２図（ａ）　、　（ｂ）　、　（ｃ）は、本発明に適
用可能な単結晶ｉシードパターンを説明するための模式
的上面図、 第３図は、走査型μｍＲＨＥＥＤ顕微鏡を説明する模式
図、 第４図は、瞬間加熱（ＰＴＡ）装置を説明する模式第５
図（ａ）　、　（ｂ）は、本発明に適用可能な試料形状
とレーザビーム照射方法を説明するための模式第６図（
ａ）　、　（ｂ）は、本発明に適用可能な試料形状とレ
ーザビーム照射方法を説明するための模式図、 第７図（ａ）、（ｂ）は、本発明に適用可能な試料形状
とレーザビーム照射方法を説明するための模式第８図は
、線状ヒーターによる加熱方法を説明するための模式図
、 第９図は、ランプを用いた加熱方法を説明するための模
式図、 第１０図は、高周波加熱法を用いた加熱方法を説明する
ための模式図、 第１１図は、電子ビームを用いた加熱方法を説明するた
めの模式図、 第１２図は、走査μｍＲ）ＩＥＥＤの原理を説明するた
めの模式図、 第１３図は、走査μ−ＲＨＥＥＤ顕微鏡観察の原理を説
明するための模式図、 第１４図は、電子線回折パターンを示す図、第１５〜１
７図は、試料全面に堆積したＡｌ膜の結晶粒界を示す走
査μｍＲＨＥＥＤ像の一例を示す図でそれぞれ、 試料加熱前、 試料加熱後（検出回折斑点１１１）、 試料加熱後（検出回折斑点２０２）、 １・・・Ｓｉ基体、 ２・・・第１絶縁膜、 ３・・・第１のＡｌ、 ４・・・第２のＡｊ２． ５・・・第２絶縁膜、 ６・・・第３の、ｌ（選択成長Ａｌ）、７・・・第４の
Ａｌ、 ８・・・第３絶縁膜、 １１・・・絶縁体部、 １２・・・開口部、 ２０・・・電子銃、 ２１・・・電子ビーム、 ２２・・・回折電子線、 ２３・・・蛍光板、 ２４、２４′、　２４〜・・・光ファイバ、を示す。 ２５、２５′、　２５″・・・光電子増倍管、２６　２
６’　、　２６″・・・電気信号に変換された回折斑点
強度、 ２７・・・走査信号、 ２８・・・ＣＲＴ　。 ２９・・・二次電子信号、 ３０・・・二次電子検出器、 ３１・・・試料、 ３４・・・真空チャンバー ３５・・・排気装置、 ６１・・・Ｓｉ基体、 ６２・・・第１のｌ、 ６３・・・第２の八ρ、 ６４・・・第１絶縁膜、 ６５・・・第２絶縁膜（第２の、ｌ上の絶縁膜）、６６
・・・第２のＡｊ２上のストライブ上絶縁膜、６７・・
・レーザビーム、 ６８・・・繰り返しレーザ走査方向、 ６９・・・レーザ走査方向、 ７０・・・レーザビームを平行にするための光学系、 ７１・・・平行レーザビーム、 ８１・・・基体支持台、 ８２・・・加熱基体、 ８３・・・線状ヒーター ８４・・・電源、 ８５・・・線状ヒーター走査方向、 ９１・・・基体支持台、 ９２・・・加熱基体、 ９３・・・線状ランプ、 ９４・・・反射ミラー ９５・・・加熱領域、 ９６・・・光の走査方向、 １０１・・・カーボン製基体支持台、 １０２・・・石英製基体支持台、 １０３・・・加熱基体、 １０４・・・加熱領域、 １０５・・・加熱基体移動方向、 １１１・・・加熱基体、 １１２・・・フィラメント、 １１３・・・電子ビーム、 １１４・・・線状化された電子ビーム、１１５、１１５
′　・・・集束レンズおよび偏向レンズ、１１６・・・
加熱基体移動方向、 ２００・・・基体、 ２０１・・・石英製基体支持台、 ２０２・・・石英管、 ２０３・・・ランプ、 ２０４・・・反射板。 １図 第６図（Ｇ） 第６図（ｂ） 第７図（ｂ） 第８図 第９図 第１２図 ４ぐ：＼ ・ ＠ 第１４図 一４７Ｆ）− Ｈ→ ピト （り

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １）ＡｌまたはＡｌを主成分とするＡｌ合金からなる非
   単結晶金属膜を少なくともその一部においてＡｌまたは
   Ａｌを主成分とするＡｌ合金からなる単結晶金属に接し
   て形成する工程と、 前記非単結晶金属膜を加熱して少なくともその一部分を
   単結晶化する工程と を有することを特徴とする金属薄膜形成法。 ２）半導体基体の主面上に絶縁膜を形成する工程と、 該絶縁膜に開口部を設けて前記半導体の表面を露出させ
   る工程と、 前記開口部内にＡｌ、またはＡｌを主成分とするＡｌ合
   金からなる第１の金属からなる単結晶を堆積させる工程
   と、 前記第１の金属からなる単結晶上および前記絶縁膜上に
   ＡｌまたはＡｌを主成分とするＡｌ合金からなる第２の
   金属の薄膜を形成する工程と、該第１の金属からなる単
   結晶を種結晶とし前記第２の金属の薄膜を加熱して少な
   くともその一部を単結晶化する工程と を有することを特徴とする半導体装置における金属薄膜
   形成法。 ３）前記第１の金属からなる単結晶としてジメチルアミ
   ニウムハイドライドのガスと水素ガスを用いたＣＶＤ法
   によってＡｌ単結晶を前記開口部内に選択的に堆積させ
   ることを特徴とする請求項２に記載の金属薄膜形成法。 ４）前記加熱を前記第２の金属の薄膜上にさらに第２の
   絶縁膜を形成した後に行うことを特徴とする請求項２ま
   たは３に記載の金属薄膜形成法。 ５）前記第２の金属の薄膜を５５０℃以上に加熱するこ
   とを特徴とする請求項２ないし４のいずれかに記載の金
   属薄膜形成法。 ６）前記第２の金属の薄膜を抵抗加熱法によって加熱す
   ることを特徴とする請求項５に記載の金属薄膜形成法。 ７）前記第２の金属の薄膜を輻射加熱法によって加熱す
   ることを特徴とする請求項５に記載の金属薄膜形成法。 ８）前記第２の金属の薄膜をレーザビーム加熱法によっ
   て加熱することを特徴とする請求項５に記載の金属薄膜
   形成法。 ９）前記第２の金属の薄膜を電子ビーム加熱法によって
   加熱することを特徴とする請求項５に記載の金属薄膜形
   成法。 １０）前記第２の金属の薄膜を誘導加熱法によって加熱
   することを特徴とする請求項５に記載の金属薄膜形成法
   。