JPH08264440A - 半導体基材の製造方法 - Google Patents
半導体基材の製造方法Info
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- JPH08264440A JPH08264440A JP10453695A JP10453695A JPH08264440A JP H08264440 A JPH08264440 A JP H08264440A JP 10453695 A JP10453695 A JP 10453695A JP 10453695 A JP10453695 A JP 10453695A JP H08264440 A JPH08264440 A JP H08264440A
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Landscapes
- Physical Deposition Of Substances That Are Components Of Semiconductor Devices (AREA)
- Recrystallisation Techniques (AREA)
- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 ＩＶ族半導体多結晶の低温成長において、結
晶性に優れ、かつ結晶粒径や配向性を制御した高品質の
ＩＶ族半導体多結晶の成長を可能にする。 【構成】 ＩＶ族半導体の基材上への多結晶の低温成長
において、ハロゲン化ゲルマニウムとシラン類との熱Ｃ
ＶＤ法を用いて、５５０℃以下の温度で予め基材上にＩ
Ｖ族元素より成る結晶核を形成した後、これを核として
利用し、従来のＩＶ族半導体の低温結晶成長技術により
結晶成長を行なうことによって、高品質の多結晶をうる
ことを特徴としている。
晶性に優れ、かつ結晶粒径や配向性を制御した高品質の
ＩＶ族半導体多結晶の成長を可能にする。 【構成】 ＩＶ族半導体の基材上への多結晶の低温成長
において、ハロゲン化ゲルマニウムとシラン類との熱Ｃ
ＶＤ法を用いて、５５０℃以下の温度で予め基材上にＩ
Ｖ族元素より成る結晶核を形成した後、これを核として
利用し、従来のＩＶ族半導体の低温結晶成長技術により
結晶成長を行なうことによって、高品質の多結晶をうる
ことを特徴としている。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、大面積電子デバイス等
に用いるＩＶ族半導体多結晶を基材上に形成する方法に
関する。
に用いるＩＶ族半導体多結晶を基材上に形成する方法に
関する。
【０００２】
【従来の技術】太陽電池や薄膜トランジスタをはじめと
する大面積電子デバイス用ＩＶ族多結晶半導体薄膜の製
造においては、基板にガラスなどの安価な低融点材料の
使用を可能にする低温成長技術の開発が大きな課題であ
る。これまで、多結晶薄膜の作製には、対応するＩＶ族
元素非晶質膜を数百℃以上の温度において熱的に結晶化
させる熱結晶化法やレーザ照射により結晶化させるレー
ザアニール法などのように予め堆積した非晶質膜を結晶
化させる方法、あるいは、熱ＣＶＤ法、プラズマＣＶＤ
法、光ＣＶＤ法などのように原料ガスを出発として、そ
れを分解し気相から膜を堆積する気相成長法などが検討
されてきた。しかしながら、熱結晶化法では、６００℃
付近の高い温度で長時間の熱処理を必要とすること、ま
たレーザアニール法では一度のレーザ照射によって結晶
化させうる面積に限度があり、大面積薄膜の作製に適用
した場合、均一性が確保できないなどの実用上の問題の
ほか、特性の改善に役立つ結晶粒の積極的な配向性の制
御が困難であるという点が指摘される。一方、気相成長
法による堆積では、原料ガスの分解に熱を用いる熱ＣＶ
Ｄ法では６００℃程度の高い成長温度を必要とし、ガラ
スなどの低融点の基材が利用できないこと、また、原料
ガスの分解にプラズマを用いるプラズマＣＶＤ法では、
膜厚方向における結晶性の不均一性が避けられず、特に
ガラスなどの非晶質基材上への５００℃以下の低温成長
では膜の堆積初期に基材上に非晶質相の生成を伴う場合
が多く、結晶性の高い膜の作製には、膜を厚く堆積する
必要があるなどの問題がある。さらに、従来のＩＶ族多
結晶半導体薄膜の製造においては、材料の特性に大きな
影響を与える結晶粒の粒径制御や結晶の配向性を制御す
る方法が確立されていないという問題点があった。従
来、これらの問題を解決するために、多結晶膜の成長に
おいて、予めＳｉとほぼ同じ格子定数をもつ硫化亜鉛や
プラズマＣＶＤ法により形成した結晶粒を含む非晶質層
を下地層（核発生層）に用いて結晶成長を促進する方法
が提案されている。しかしながら、前者の方法では、亜
鉛、硫黄などＩＶ族以外の元素をもちいるため実際のデ
バイスへの応用には問題があり、後者の方法では、下地
層が非晶質相を含むため、結晶性の高い多結晶を得るた
めには、多結晶層の形成方法が固相成長法などに限られ
るなどの問題点がある。一方、センタキシーと呼ばれる
方法では、Ｓｉによる選択的な結晶核の形成と選択成長
との組み合わせにより、多結晶Ｓｉ膜の高品質化と粒径
制御が実現できることが報告されているが、この場合、
多結晶膜の成長に９００℃以上の高温を必要とするた
め、ガラスなどの低融点基材を用いることができないと
いう問題があった。
する大面積電子デバイス用ＩＶ族多結晶半導体薄膜の製
造においては、基板にガラスなどの安価な低融点材料の
使用を可能にする低温成長技術の開発が大きな課題であ
る。これまで、多結晶薄膜の作製には、対応するＩＶ族
元素非晶質膜を数百℃以上の温度において熱的に結晶化
させる熱結晶化法やレーザ照射により結晶化させるレー
ザアニール法などのように予め堆積した非晶質膜を結晶
化させる方法、あるいは、熱ＣＶＤ法、プラズマＣＶＤ
法、光ＣＶＤ法などのように原料ガスを出発として、そ
れを分解し気相から膜を堆積する気相成長法などが検討
されてきた。しかしながら、熱結晶化法では、６００℃
付近の高い温度で長時間の熱処理を必要とすること、ま
たレーザアニール法では一度のレーザ照射によって結晶
化させうる面積に限度があり、大面積薄膜の作製に適用
した場合、均一性が確保できないなどの実用上の問題の
ほか、特性の改善に役立つ結晶粒の積極的な配向性の制
御が困難であるという点が指摘される。一方、気相成長
法による堆積では、原料ガスの分解に熱を用いる熱ＣＶ
Ｄ法では６００℃程度の高い成長温度を必要とし、ガラ
スなどの低融点の基材が利用できないこと、また、原料
ガスの分解にプラズマを用いるプラズマＣＶＤ法では、
膜厚方向における結晶性の不均一性が避けられず、特に
ガラスなどの非晶質基材上への５００℃以下の低温成長
では膜の堆積初期に基材上に非晶質相の生成を伴う場合
が多く、結晶性の高い膜の作製には、膜を厚く堆積する
必要があるなどの問題がある。さらに、従来のＩＶ族多
結晶半導体薄膜の製造においては、材料の特性に大きな
影響を与える結晶粒の粒径制御や結晶の配向性を制御す
る方法が確立されていないという問題点があった。従
来、これらの問題を解決するために、多結晶膜の成長に
おいて、予めＳｉとほぼ同じ格子定数をもつ硫化亜鉛や
プラズマＣＶＤ法により形成した結晶粒を含む非晶質層
を下地層（核発生層）に用いて結晶成長を促進する方法
が提案されている。しかしながら、前者の方法では、亜
鉛、硫黄などＩＶ族以外の元素をもちいるため実際のデ
バイスへの応用には問題があり、後者の方法では、下地
層が非晶質相を含むため、結晶性の高い多結晶を得るた
めには、多結晶層の形成方法が固相成長法などに限られ
るなどの問題点がある。一方、センタキシーと呼ばれる
方法では、Ｓｉによる選択的な結晶核の形成と選択成長
との組み合わせにより、多結晶Ｓｉ膜の高品質化と粒径
制御が実現できることが報告されているが、この場合、
多結晶膜の成長に９００℃以上の高温を必要とするた
め、ガラスなどの低融点基材を用いることができないと
いう問題があった。
【０００４】
【発明が解決しようとする問題点】本発明は、ＩＶ族半
導体多結晶の製造において、従来の低温結晶成長技術を
用いて、結晶性に優れ、かつ結晶粒の粒径及びその配向
性を制御し得る方法を提供することを目的とする。
導体多結晶の製造において、従来の低温結晶成長技術を
用いて、結晶性に優れ、かつ結晶粒の粒径及びその配向
性を制御し得る方法を提供することを目的とする。
【０００５】
【問題を解決するための手段】本発明者は、研究の結
果、ハロゲン化ゲルマニウムとシラン類との熱ＣＶＤに
おいては、５５０℃以下の低い成長温度において、膜の
成長初期に非晶質層の形成を伴うことなく、直接、基材
上に結晶成長のもととなる結晶核が形成できること、さ
らにその結晶核の形成密度は熱ＣＶＤ条件により広い範
囲にわたって制御可能であることを見出した。この知見
をもとに、ＩＶ族多結晶半導体薄膜の製造において、前
記熱ＣＶＤ法により、まず基材上へ結晶核の形成を行な
った後、この結晶核を利用して、従来の低温結晶成長技
術を用いて結晶成長を行なうことにより、従来困難であ
った高い結晶性と結晶粒径および配向性が制御がされた
多結晶薄膜を容易にかつ低温で作製できる技術を確立し
た。
果、ハロゲン化ゲルマニウムとシラン類との熱ＣＶＤに
おいては、５５０℃以下の低い成長温度において、膜の
成長初期に非晶質層の形成を伴うことなく、直接、基材
上に結晶成長のもととなる結晶核が形成できること、さ
らにその結晶核の形成密度は熱ＣＶＤ条件により広い範
囲にわたって制御可能であることを見出した。この知見
をもとに、ＩＶ族多結晶半導体薄膜の製造において、前
記熱ＣＶＤ法により、まず基材上へ結晶核の形成を行な
った後、この結晶核を利用して、従来の低温結晶成長技
術を用いて結晶成長を行なうことにより、従来困難であ
った高い結晶性と結晶粒径および配向性が制御がされた
多結晶薄膜を容易にかつ低温で作製できる技術を確立し
た。
【０００６】すなわち、本発明は、５５０℃以下の温度
でハロゲン化ゲルマニウムとシラン類を原料とする熱Ｃ
ＶＤ法を用いて、その成長条件や核形成時間を選択する
ことにより、制御された密度や配向性を有するＳｉＧｅ
あるいはＧｅの結晶核を基材上に形成し、これを核とし
て、プラズマＣＶＤ法、光ＣＶＤ法、あるいは非晶質相
の熱結晶化法などの従来知られているＩＶ族半導体薄膜
の低温結晶成長技術を用いて結晶成長を行うことによ
り、半導体の多結晶を形成することを特徴とするＩＶ族
半導体多結晶の製造法である。
でハロゲン化ゲルマニウムとシラン類を原料とする熱Ｃ
ＶＤ法を用いて、その成長条件や核形成時間を選択する
ことにより、制御された密度や配向性を有するＳｉＧｅ
あるいはＧｅの結晶核を基材上に形成し、これを核とし
て、プラズマＣＶＤ法、光ＣＶＤ法、あるいは非晶質相
の熱結晶化法などの従来知られているＩＶ族半導体薄膜
の低温結晶成長技術を用いて結晶成長を行うことによ
り、半導体の多結晶を形成することを特徴とするＩＶ族
半導体多結晶の製造法である。
【０００７】結晶核の形成には、フッ化ゲルマニウムや
塩化ゲルマニウムなどのハロゲン化ゲルマニウムとその
還元に有効なシラン、ジシラン、あるいはそのハロゲン
誘導体を用いることが重要である。この場合、原料ガス
は、Ｈｅ、Ａｒ、窒素などの不活性ガスや水素などで希
釈して用いることが出来る。これらの選択により、核形
成の条件やその密度の制御の範囲を広げることが出来
る。また、応用の際に、Ｐ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂなどの不純
物を含む結晶核が必要となる場合は、それらの元素を含
むガスを原料ガスに添加することが有効である。
塩化ゲルマニウムなどのハロゲン化ゲルマニウムとその
還元に有効なシラン、ジシラン、あるいはそのハロゲン
誘導体を用いることが重要である。この場合、原料ガス
は、Ｈｅ、Ａｒ、窒素などの不活性ガスや水素などで希
釈して用いることが出来る。これらの選択により、核形
成の条件やその密度の制御の範囲を広げることが出来
る。また、応用の際に、Ｐ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂなどの不純
物を含む結晶核が必要となる場合は、それらの元素を含
むガスを原料ガスに添加することが有効である。
【０００８】結晶核の形成温度は、基材温度が２００℃
〜５５０℃の範囲が望ましい。２００℃以下では形成反
応の速度が遅く、また、５５０℃以上では基材にガラス
などの低融点材料を用いることが困難となる。
〜５５０℃の範囲が望ましい。２００℃以下では形成反
応の速度が遅く、また、５５０℃以上では基材にガラス
などの低融点材料を用いることが困難となる。
【０００９】結晶核の形成密度は、目的とするデバイス
により選択する必要があり、一般には、１０３〜１０
１４ｃｍ−２から選ばれる。より好ましくは、太陽電池
などの縦型デバイスのための材料を作製する場合は、一
般に核形成密度は小さいほどよく、また薄膜トランジス
タ等へ応用する場合は個々のデバイスのサイズにより決
定され、１０５〜１０１４ｃｍ−２が好ましい。
により選択する必要があり、一般には、１０３〜１０
１４ｃｍ−２から選ばれる。より好ましくは、太陽電池
などの縦型デバイスのための材料を作製する場合は、一
般に核形成密度は小さいほどよく、また薄膜トランジス
タ等へ応用する場合は個々のデバイスのサイズにより決
定され、１０５〜１０１４ｃｍ−２が好ましい。
【００１０】基材上に形成する結晶核の形状は、必ずし
も各結晶核が基材上に孤立して存在する必要はなく、連
続的につながった状態でも良くその形状に限定されるも
のではない。
も各結晶核が基材上に孤立して存在する必要はなく、連
続的につながった状態でも良くその形状に限定されるも
のではない。
【００１１】形成した結晶核を核として、これを利用し
て成長させる多結晶の成長法は、熱ＣＶＤ法、プラズマ
ＣＶＤ法、光ＣＶＤ法などの気相成長法が利用できる
が、これに限定されるものではなく、形成した結晶核上
にＩＶ半導体の非晶質相をプラズマＣＶＤ法、熱ＣＶＤ
法、真空蒸着法、スパッタリング法などによって堆積
し、これを熱的に結晶化する固相成長法を用いることが
可能である。
て成長させる多結晶の成長法は、熱ＣＶＤ法、プラズマ
ＣＶＤ法、光ＣＶＤ法などの気相成長法が利用できる
が、これに限定されるものではなく、形成した結晶核上
にＩＶ半導体の非晶質相をプラズマＣＶＤ法、熱ＣＶＤ
法、真空蒸着法、スパッタリング法などによって堆積
し、これを熱的に結晶化する固相成長法を用いることが
可能である。
【００１２】初期の結晶核の形成条件や形成した初期結
晶核層の厚さを選択することにより、成長した多結晶の
優先配向を、例えば（１１１）、（１１０）、（１０
０）が優勢となるように条件を設定することができる。
晶核層の厚さを選択することにより、成長した多結晶の
優先配向を、例えば（１１１）、（１１０）、（１０
０）が優勢となるように条件を設定することができる。
【００１３】
【実施例】以下の実施例によつて、本発明を詳細に説明
するが、これらによって限定されるものではない。
するが、これらによって限定されるものではない。
【００１４】実施例１ Ｓｉウェーハ上に形成したＳｉＯ２を基板として、フッ
化ゲルマニウムとジシランをそれぞれ２．７ｓｃｃｍお
よび２０ｓｃｃｍ、希釈のためにＨｅを５００ｓｃｃｍ
反応容器に流し、圧力を１５〜５０ｔｏｒｒまで変え
て、３７５℃で２０分堆積を行なうと、１５ｔｏｒｒで
は約１０５〜１０６ｃｍ−２、２０ｔｏｒｒでは約１０
７〜１０８ｃｍ−２、２５ｔｏｒｒでは約１０８〜１０
９ｃｍ−２、５０ｔｏｒｒでは約１０９〜１０１０ｃｍ
−２の密度で結晶核が生成した。これらの条件で予め基
板上に結晶核を形成した後、３７５℃に成長温度を下
げ、成長を継続すると高い結晶性をもつＳｉＧｅの多結
晶が得られた。成長した多結晶の電子顕微鏡観察から、
初期に形成した結晶核の密度が小さいほど、結晶の粒径
は大きくなる傾向が確認された。
化ゲルマニウムとジシランをそれぞれ２．７ｓｃｃｍお
よび２０ｓｃｃｍ、希釈のためにＨｅを５００ｓｃｃｍ
反応容器に流し、圧力を１５〜５０ｔｏｒｒまで変え
て、３７５℃で２０分堆積を行なうと、１５ｔｏｒｒで
は約１０５〜１０６ｃｍ−２、２０ｔｏｒｒでは約１０
７〜１０８ｃｍ−２、２５ｔｏｒｒでは約１０８〜１０
９ｃｍ−２、５０ｔｏｒｒでは約１０９〜１０１０ｃｍ
−２の密度で結晶核が生成した。これらの条件で予め基
板上に結晶核を形成した後、３７５℃に成長温度を下
げ、成長を継続すると高い結晶性をもつＳｉＧｅの多結
晶が得られた。成長した多結晶の電子顕微鏡観察から、
初期に形成した結晶核の密度が小さいほど、結晶の粒径
は大きくなる傾向が確認された。
【００１５】実施例２ ガラス基板を用いて実施例１と同様な条件で膜を成長し
たところ、基板による大きな違いは見られず、結晶粒径
が制御された多結晶ＳｊＧｅ膜が得られた。
たところ、基板による大きな違いは見られず、結晶粒径
が制御された多結晶ＳｊＧｅ膜が得られた。
【００１６】実施例３ Ｓｉウェーハ上に形成したＳｉＯ２を基板として、フッ
化ゲルマニウムとジシランをそれぞれ２．７ｓｃｃｍお
よび２０ｓｃｃｍ、希釈のためにＨｅを５００ｓｃｃｍ
反応容器に流し、圧力を２０ｔｏｒｒに固定し、３７５
℃で成長時間をかえて堆積を行なったところ、１０分で
は約１０６〜１０７ｃｍ−２、２０分では約１０７〜１
０８ｃｍ−２の結晶核の形成された。これらの条件で予
め基板上に結晶核を形成した後、反応圧力を１０ｔｏｒ
ｒにさげ、成長を継続したところ、高い結晶性をもつＳ
ｉＧｅの多結晶が得られた。得られた多結晶の結晶粒径
は、１０分間の核づけを行なった場合の方が２０分核づ
けを行なった場合に比較して大きいことが電子顕微鏡に
よる観察で確認された。
化ゲルマニウムとジシランをそれぞれ２．７ｓｃｃｍお
よび２０ｓｃｃｍ、希釈のためにＨｅを５００ｓｃｃｍ
反応容器に流し、圧力を２０ｔｏｒｒに固定し、３７５
℃で成長時間をかえて堆積を行なったところ、１０分で
は約１０６〜１０７ｃｍ−２、２０分では約１０７〜１
０８ｃｍ−２の結晶核の形成された。これらの条件で予
め基板上に結晶核を形成した後、反応圧力を１０ｔｏｒ
ｒにさげ、成長を継続したところ、高い結晶性をもつＳ
ｉＧｅの多結晶が得られた。得られた多結晶の結晶粒径
は、１０分間の核づけを行なった場合の方が２０分核づ
けを行なった場合に比較して大きいことが電子顕微鏡に
よる観察で確認された。
【００１７】実施例４ ガラスを基板として、フッ化ゲルマニウムとジシランを
それぞれ２．７ｓｃｃｍおよび２０ｓｃｃｍ、希釈のた
めにＨｅを５００ｓｃｃｍ反応容器に流し圧力を１０ｔ
ｏｒｒとして、４５０℃で６０秒堆積した後、いったん
原料ガスを反応容器から排気し、成長温度を３７５℃に
下げ１分間膜の成長を行なったところ、約０．１μｍの
ＳｉＧｅ膜が得られた。ラマンスペクトルにより結晶性
を評価したところ、４５０℃で連続的に成長した膜に比
較して、スペクトル強度と半値幅の比較から結晶性が大
幅に改善されていることが確認された。
それぞれ２．７ｓｃｃｍおよび２０ｓｃｃｍ、希釈のた
めにＨｅを５００ｓｃｃｍ反応容器に流し圧力を１０ｔ
ｏｒｒとして、４５０℃で６０秒堆積した後、いったん
原料ガスを反応容器から排気し、成長温度を３７５℃に
下げ１分間膜の成長を行なったところ、約０．１μｍの
ＳｉＧｅ膜が得られた。ラマンスペクトルにより結晶性
を評価したところ、４５０℃で連続的に成長した膜に比
較して、スペクトル強度と半値幅の比較から結晶性が大
幅に改善されていることが確認された。
【００１８】実施例５ 実施例１と同様な条件下で、ガラス基板上に結晶核の形
成を行なった後、シラン−フッ化シラン−水素をそれぞ
れ２ｓｃｃｍ、９８ｓｃｃｍ、５０ｓｃｃｍの流量に設
定し、圧力１ｔｏｒｒでグロー放電分解法により４００
℃で膜成長を行なったところ、ラマンスペクトルより非
晶質層がほとんど見られない多結晶膜が成長した。電子
顕微鏡による成長膜の観察から、その結晶粒径は初期に
形成した結晶核の密度が小さいほど大きくなる傾向が確
認された。
成を行なった後、シラン−フッ化シラン−水素をそれぞ
れ２ｓｃｃｍ、９８ｓｃｃｍ、５０ｓｃｃｍの流量に設
定し、圧力１ｔｏｒｒでグロー放電分解法により４００
℃で膜成長を行なったところ、ラマンスペクトルより非
晶質層がほとんど見られない多結晶膜が成長した。電子
顕微鏡による成長膜の観察から、その結晶粒径は初期に
形成した結晶核の密度が小さいほど大きくなる傾向が確
認された。
【００１９】実施例６ 実施例１と同様な条件でガラス基板上に結晶核の形成を
行なった後、水素希釈したシラン（２％）を用いて、ｒ
ｆ−グロー放電法により３００℃で膜成長を行なったと
ころ、ラマンスペクトルより非晶質層がほとんど見られ
ない多結晶膜が得られた。
行なった後、水素希釈したシラン（２％）を用いて、ｒ
ｆ−グロー放電法により３００℃で膜成長を行なったと
ころ、ラマンスペクトルより非晶質層がほとんど見られ
ない多結晶膜が得られた。
【００２０】実施例７ 実施例１と同様な条件下でガラス基板上に結晶核の形成
を行なった後、シラン−フッ素の化学反応を利用した成
膜法により、シラン２５ｓｃｃｍ、フッ素（１０％Ｈｅ
希釈）２５ｓｃｃｍの流量条件下、反応圧力５５０ｍｔ
ｏｒｒ，３５０℃で膜成長を行なったところ、極めて結
晶性の高い多結晶膜が成長した。ラマンスペクトルで
は、成長した多結晶膜には、非晶質層がほとんど認めら
れず、Ｘ線回折の測定から結晶性が大幅に改善されてい
ることが明かとなった。また、粒径サイズは、初期に形
成した結晶核の密度の小さいほ大きくなる傾向が認めら
れた。
を行なった後、シラン−フッ素の化学反応を利用した成
膜法により、シラン２５ｓｃｃｍ、フッ素（１０％Ｈｅ
希釈）２５ｓｃｃｍの流量条件下、反応圧力５５０ｍｔ
ｏｒｒ，３５０℃で膜成長を行なったところ、極めて結
晶性の高い多結晶膜が成長した。ラマンスペクトルで
は、成長した多結晶膜には、非晶質層がほとんど認めら
れず、Ｘ線回折の測定から結晶性が大幅に改善されてい
ることが明かとなった。また、粒径サイズは、初期に形
成した結晶核の密度の小さいほ大きくなる傾向が認めら
れた。
【００２１】実施例８ 実施例１と同様な条件下でガラス基板上に結晶核の形成
を行なった後、シランのグロー放電分解法により１００
℃で非晶質Ｓｉ膜を０．５μｍ堆積し、４５０℃で予め
膜中の水素を除去した後、６００℃で１０時間熱処理を
行なったところ、多結晶膜が得られた。Ｘ線回折の測定
から、成長した多結晶の配向性はもとの結晶核の配向性
が優勢で、かつ、そのサイズは、初期の核形成密度の小
さいほど大きくなる傾向が見られた。
を行なった後、シランのグロー放電分解法により１００
℃で非晶質Ｓｉ膜を０．５μｍ堆積し、４５０℃で予め
膜中の水素を除去した後、６００℃で１０時間熱処理を
行なったところ、多結晶膜が得られた。Ｘ線回折の測定
から、成長した多結晶の配向性はもとの結晶核の配向性
が優勢で、かつ、そのサイズは、初期の核形成密度の小
さいほど大きくなる傾向が見られた。
【００２２】実施例９ 実施例１と同様な条件でガラス基板上に結晶核の形成を
行なった後、ジシランの熱分解により４８０℃で非晶質
Ｓｉ膜を０．５μｍ堆積した後、６００℃で１０時間熱
処理を行なったところ、粒径サイズは、初期に形成した
結晶核の少ない膜ほど大きな結晶粒をもつ多結晶が成長
した。Ｘ線回折の測定から、成長した多結晶の配向性は
もとの結晶核の配向性が優勢であった。
行なった後、ジシランの熱分解により４８０℃で非晶質
Ｓｉ膜を０．５μｍ堆積した後、６００℃で１０時間熱
処理を行なったところ、粒径サイズは、初期に形成した
結晶核の少ない膜ほど大きな結晶粒をもつ多結晶が成長
した。Ｘ線回折の測定から、成長した多結晶の配向性は
もとの結晶核の配向性が優勢であった。
【００２３】実施例１０ 実施例１と同様な条件でガラス基板上に結晶核の形成を
行なつた後、スパッタリング法により非晶質Ｓｉ膜を堆
積した後、６００℃で１０時間熱処理を行なったとこ
ろ、高い結晶性を示す多結晶膜が得られた。その粒径
は、初期に形成した結晶核の少ない膜ほど大きな結晶粒
をもつことが分かった。Ｘ線回折の測定から、成長した
多結晶の配向性はもとの結晶核の配向性が優勢であっ
た。
行なつた後、スパッタリング法により非晶質Ｓｉ膜を堆
積した後、６００℃で１０時間熱処理を行なったとこ
ろ、高い結晶性を示す多結晶膜が得られた。その粒径
は、初期に形成した結晶核の少ない膜ほど大きな結晶粒
をもつことが分かった。Ｘ線回折の測定から、成長した
多結晶の配向性はもとの結晶核の配向性が優勢であっ
た。
【００２４】
【発明の効果】本発明は、熱ＣＶＤ法により５５０℃以
下の低い温度で基材上に結晶核を形成し、これを核とし
て利用しＩＶ族半導体の低温結晶技術を用いて結晶成長
を行なうことにより、結晶性に優れた多結晶半導体膜を
容易にかつ低温で製造する方法であって、従来困難であ
った結晶粒径やその配向性の制御の道を拓くもので、Ｉ
Ｖ族多結晶半導体薄膜をもちいる電子デバイスの新たな
発展をもたらす、きわめて有益な発明である。
下の低い温度で基材上に結晶核を形成し、これを核とし
て利用しＩＶ族半導体の低温結晶技術を用いて結晶成長
を行なうことにより、結晶性に優れた多結晶半導体膜を
容易にかつ低温で製造する方法であって、従来困難であ
った結晶粒径やその配向性の制御の道を拓くもので、Ｉ
Ｖ族多結晶半導体薄膜をもちいる電子デバイスの新たな
発展をもたらす、きわめて有益な発明である。
【図１】実施例１で示した条件で形成した結晶核の電子
顕微鏡写真である。
顕微鏡写真である。
（ａ）反応圧力が１５ｔｏｒｒの場合（図中白線は、１
０μｍ） （ｂ）反応圧力が２０ｔｏｒｒの場合〔図中白線は、１
０μｍ） （ｃ）反応圧力が２５ｔｏｒｒの場合（図中白線は、１
μｍ） （ｄ）反応圧力が５０ｔｏｒｒの場合（図中白線は、１
μｍ）
０μｍ） （ｂ）反応圧力が２０ｔｏｒｒの場合〔図中白線は、１
０μｍ） （ｃ）反応圧力が２５ｔｏｒｒの場合（図中白線は、１
μｍ） （ｄ）反応圧力が５０ｔｏｒｒの場合（図中白線は、１
μｍ）
【図２】熱ＣＶＤ法によるＳｉＧｅ膜の堆積において、
予め結晶核を形成した場合と結晶核の形成を行わなかっ
た場合の堆積したＳｉＧｅ堆積膜の結晶性をラマンスペ
クトルの強度により比較した図である。
予め結晶核を形成した場合と結晶核の形成を行わなかっ
た場合の堆積したＳｉＧｅ堆積膜の結晶性をラマンスペ
クトルの強度により比較した図である。
（ａ）フッ化ゲルマニウム−ジシラン系熱ＣＶＤ法によ
りガラス基板上に４５０℃で１分間核形成を行なった
後、３７５℃で１分間堆積した場合に堆積したＳｉＧｅ
膜のラマンスペクトル （ｂ）核形成することなく、４５０℃で同様に堆積した
ＳｉＧｅ膜のラマンスペクトル
りガラス基板上に４５０℃で１分間核形成を行なった
後、３７５℃で１分間堆積した場合に堆積したＳｉＧｅ
膜のラマンスペクトル （ｂ）核形成することなく、４５０℃で同様に堆積した
ＳｉＧｅ膜のラマンスペクトル
【図３】実施例１に示すフッ化ゲルマニウムとジシラン
を用いた熱ＣＶＤ法によるＳｉＧｅ膜の堆積において、
結晶核の形成条件を選択することにより核形成を行な
い、これによりＳｉＧｅ多結晶膜の配向性を制御した例
を示すＸ線回折スペクトルである。
を用いた熱ＣＶＤ法によるＳｉＧｅ膜の堆積において、
結晶核の形成条件を選択することにより核形成を行な
い、これによりＳｉＧｅ多結晶膜の配向性を制御した例
を示すＸ線回折スペクトルである。
（ａ）予め結晶核の形成をすることなく、反応圧力１０
ｔｏｒｒ、４２５℃で堆積したＳｉＧｅ膜のＸ線回折ス
ペクトル （ｂ）反応圧力１０ｔｏｒｒ、４２５℃で１分間、結晶
核の形成を予め行なった後、３７５℃で成長したＳｉＧ
ｅ膜のＸ線回折スペクトル （ｃ）反応圧力２０ｔｏｒｒ、３７５℃で５分間、結晶
核の形成を予め行なった後、反応圧力１０ｔｏｒｒ、３
７５℃で成長したＳｉＧｅ膜のＸ線回折スペクトル
ｔｏｒｒ、４２５℃で堆積したＳｉＧｅ膜のＸ線回折ス
ペクトル （ｂ）反応圧力１０ｔｏｒｒ、４２５℃で１分間、結晶
核の形成を予め行なった後、３７５℃で成長したＳｉＧ
ｅ膜のＸ線回折スペクトル （ｃ）反応圧力２０ｔｏｒｒ、３７５℃で５分間、結晶
核の形成を予め行なった後、反応圧力１０ｔｏｒｒ、３
７５℃で成長したＳｉＧｅ膜のＸ線回折スペクトル
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｈ０１Ｌ 21/203 Ｈ０１Ｌ 21/203 Ｚ 21/205 21/205 27/12 27/12 Ｐ
Claims (14)
- 【請求項１】 ５５０℃以下の温度で熱ＣＶＤ法によ
り、非晶質、多結晶あるいは金属などの基材上にＩＶ族
元素を含む半導体材料の結晶核を成長させ、該結晶核を
核として利用し、ＩＶ族元素を含む半導体材料の多結晶
を形成することを特徴とする半導体基材の製造方法 - 【請求項２】 前記非晶質基材がガラス、あるいは、金
属やｌＴＯ等の導電性薄膜がパターニングされたガラス
である請求項１記載の製造方法 - 【請求項３】 前記非晶質基材が、基材上に酸化ケイ
素、窒化ケイ素から選ばれる非晶質薄膜を積層した基材
である請求項１記載の製造方法 - 【請求項４】 前記非晶質基材が、金属やｌＴＯ等の導
電性薄膜がパターニングされた基材上に酸化ケイ素、窒
化ケイ素から選ばれる非晶質薄膜を積層した基材である
請求項１記載の製造方法 - 【請求項５】 前記結晶核を構成するＮ族元素が、Ｓ
ｉ、ＳｉＧｅ、Ｇｅから選ばれる請求項１記載の半導体
基材の製造方法 - 【請求項６】 前記結晶核がＰ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂから選
ばれる不純物を含む請求項５記載の半導体基材の製造方
法 - 【請求項７】 前記多結晶を構成するＮ族元素がＳｉ、
ＳｉＧｅ、Ｇｅから選ばれる請求項１記載の半導体基材
の製造方法 - 【請求項８】 前記多結晶がＰ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂから選
ばれる不純物を含む請求項７記載の半導体基材の製造方
法 - 【請求項９】 前記多結晶を気相堆積法で形成する請求
項１記載の半導体基材の製造方法 - 【請求項１０】 前記気相堆積法がＣＶＤである請求項
７記載の半導体基材の製造方法 - 【請求項１１】 前記多結晶を非晶質相の固相成長法に
より形成する請求項１記載の半導体基材の製造方法 - 【請求項１２】 前記固相成長法における非晶質相の形
成方法がＣＶＤによる請求項１１記載の半導体基材の製
造方法 - 【請求項１３】 前記固相成長法における非晶質相の形
成方法が真空蒸着法による請求項１１記載の半導体基材
の製造方法 - 【請求項１４】 前記固相成長法における非晶質相の形
成方法がスパッタリング法による請求項１１記載の半導
体基材の製造方法
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10453695A JP3965215B2 (ja) | 1995-03-25 | 1995-03-25 | 半導体基材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10453695A JP3965215B2 (ja) | 1995-03-25 | 1995-03-25 | 半導体基材の製造方法 |
Related Child Applications (2)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2006215122A Division JP4527090B2 (ja) | 2006-08-07 | 2006-08-07 | 半導体基材の製造方法 |
| JP2007010129A Division JP2007165921A (ja) | 2007-01-19 | 2007-01-19 | 半導体基材及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08264440A true JPH08264440A (ja) | 1996-10-11 |
| JP3965215B2 JP3965215B2 (ja) | 2007-08-29 |
Family
ID=14383221
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10453695A Expired - Lifetime JP3965215B2 (ja) | 1995-03-25 | 1995-03-25 | 半導体基材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3965215B2 (ja) |
Cited By (12)
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|---|---|---|---|---|
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| JP2006156921A (ja) * | 2004-11-30 | 2006-06-15 | Rikogaku Shinkokai | 半導体装置およびその製造方法 |
| JP2007013194A (ja) * | 2006-08-07 | 2007-01-18 | Junichi Hanna | 半導体基材及びその製造方法 |
| JP2007165921A (ja) * | 2007-01-19 | 2007-06-28 | Junichi Hanna | 半導体基材及びその製造方法 |
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| US8026535B2 (en) | 2007-03-22 | 2011-09-27 | Hitachi, Ltd. | Thin film transistor and organic electroluminescence display using the same |
| KR101451104B1 (ko) * | 2007-07-25 | 2014-10-15 | 재팬 디스프레이 웨스트 인코포레이트 | 박막 반도체장치의 제조 방법 |
| US9540743B2 (en) | 2013-12-11 | 2017-01-10 | Tokyo Electron Limited | Amorphous silicon crystallizing method, crystallized silicon film forming method, semiconductor device manufacturing method and film forming apparatus |
| CN110896052A (zh) * | 2018-09-12 | 2020-03-20 | 株式会社国际电气 | 半导体器件的制造方法、衬底处理装置及记录介质 |
| JP2020088175A (ja) * | 2018-11-26 | 2020-06-04 | 東京エレクトロン株式会社 | 半導体膜の形成方法及び成膜装置 |
-
1995
- 1995-03-25 JP JP10453695A patent/JP3965215B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| KR101451104B1 (ko) * | 2007-07-25 | 2014-10-15 | 재팬 디스프레이 웨스트 인코포레이트 | 박막 반도체장치의 제조 방법 |
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| CN110896052B (zh) * | 2018-09-12 | 2024-03-22 | 株式会社国际电气 | 半导体器件的制造方法、衬底处理装置及记录介质 |
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