JP4034165B2

JP4034165B2 - Method for manufacturing polycrystalline film using laser

Info

Publication number: JP4034165B2
Application number: JP2002314736A
Authority: JP
Inventors: 大路市嶋
Original assignee: Sumitomo Heavy Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Heavy Industries Ltd
Priority date: 2002-10-29
Filing date: 2002-10-29
Publication date: 2008-01-16
Anticipated expiration: 2022-10-29
Also published as: JP2004152887A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、多結晶膜の製造方法に関し、特にアモルファス状態の薄膜にレーザビームを入射させて薄膜を多結晶化させる多結晶膜の製造方法に関する。
【０００２】
多結晶膜は、低温型多結晶ＴＦＴ液晶ディスプレイ、太陽電池パネル、ペーパ型液晶ディスプレイ、有機ＥＬディスプレイ等に使用することができる。
【０００３】
【従来の技術】
エキシマレーザをアモルファスシリコン薄膜に入射させて溶融及び固化を繰り返し、横方向（薄膜の面内方向）に結晶を成長させる逐次的横方向成長（ＳＬＳ：Sequential Lateral Solidification）技術が知られている。以下、従来のＳＬＳ技術について説明する。
【０００４】
パルスレーザビームの断面を長尺化した後、例えば幅１〜１０μｍ、長さ１００μｍ程度のスリットを通過させる。スリットを通過したパルスレーザビームを、スリットをアモルファスシリコン薄膜の表面に結像させる結像光学系を通して、アモルファスシリコン膜に入射させる。この結像光学系の倍率は、例えば１／３である。このとき、アモルファスシリコン膜の表面におけるレーザビームの被照射領域の幅が約０．３〜３μｍ、長さが約３３μｍになる。被照射領域の幅方向のビーム強度分布は、矩形状になる。
【０００５】
レーザビームがアモルファスシリコン膜に入射すると、アモルファスシリコンが溶融する。溶融した領域の縁近傍部分の冷却速度が内部の冷却速度よりも速いため、縁近傍部分から固化が始まる。固化した部分が成長核となり、この成長核から溶融部分の内側に向かって結晶が成長する。被照射領域の長い方の２つの縁から結晶成長が始まるため、被照射領域の幅方向のほぼ中央に、両側から成長してきた結晶粒の粒界が形成される。
【０００６】
パルスレーザビームの被照射領域を、その幅方向に、その幅の約５０％だけ移動させて、２回目のパルスレーザビームを入射させる。１回目のパルスレーザビーム照射時の被照射領域のほぼ中央に形成された粒界の片側の領域が再溶融する。再溶融しなかった領域の結晶粒が種結晶となり、再溶融した領域で結晶が成長する。
【０００７】
パルスレーザビームの被照射領域を移動させながら、レーザ照射を繰り返すことにより、結晶を、被照射領域の移動方向に成長させることができる。
【０００８】
【特許文献１】
特開２０００−２６０７３１号公報
【特許文献２】
特開２０００−２８６１９５号公報
【特許文献３】
特開２０００−２８６２１１号公報
【特許文献４】
特表２０００−５０５２４１号公報
【特許文献５】
特開２００１−２７４０８８号公報
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、横方向に結晶を成長させる新たな技術を提供することである。
【００１０】
本発明の一観点によると、
（ａ）表面上にアモルファス材料からなる薄膜が形成された加工対象物を準備する工程と、
（ｂ）前記薄膜の表面において一方向に長いビーム断面を有するパルスレーザビームを該薄膜に入射させ、該薄膜を溶融させた後固化させ、ビーム入射領域の長軸方向に延在する両側の縁の各々と中心線との間の領域のうち、該縁及び該中心軸からある距離だけ隔てられ、該長軸方向に延在する帯状領域内に、該長軸方向に連なった結晶粒を発生させる工程と、
（ｃ）前記工程（ｂ）で形成された２本の帯状領域に挟まれた領域を含む領域に、パルスレーザビームを入射させ、該帯状領域内に形成されている結晶粒は溶融させず、該帯状領域に挟まれた領域内の薄膜を溶融させ、該帯状領域内の結晶粒を種結晶として結晶を成長させる工程と
を有し、
前記工程（ｃ）で入射させるパルスレーザビームの、前記加工対象物の表面におけるパルスエネルギ密度が、前記工程（ｂ）で入射させるパルスレーザビームのそれよりも小さい多結晶膜の製造方法が提供される。
本発明の他の観点によると、
（ａ）表面上にアモルファス材料からなる薄膜が形成された加工対象物を準備する工程と、
（ｂ）前記薄膜の表面において一方向に長いビーム断面を有するパルスレーザビームを該薄膜に入射させ、該薄膜を溶融させた後固化させ、ビーム入射領域の長軸方向に延在する両側の縁の各々と中心線との間の領域のうち、該縁及び該中心軸からある距離だけ隔てられ、該長軸方向に延在する帯状領域内に、該長軸方向に連なった結晶粒を発生させる工程と、
（ｃ）前記工程（ｂ）で形成された２本の帯状領域に挟まれた領域を含む領域に、パルスレーザビームを入射させ、該帯状領域内に形成されている結晶粒は溶融させず、該帯状領域に挟まれた領域内の薄膜を溶融させ、該帯状領域内の結晶粒を種結晶として結晶を成長させる工程と、
（ｄ）前記工程（ｃ）の後、成長した結晶粒の連なる帯状領域に挟まれた領域の前記薄膜が溶融するように、パルスレーザビームを該薄膜に入射させ、成長した結晶粒を種結晶としてさらに結晶を成長させる工程を繰り返す工程と
を有し、
前記工程（ｄ）において、結晶を成長させる工程を繰り返す時に、前記加工対象物の表面におけるパルスエネルギ密度が徐々に小さくなるように、パルスレーザビームを入射させる多結晶膜の製造方法が提供される。
【００１１】
工程（ｂ）において、上記帯状領域内に、その周辺よりも大きな結晶粒が形成される。工程（ｃ）において、この結晶粒を種結晶として結晶を成長させ、大きな結晶粒を形成することができる。
【００１２】
【発明の実施の形態】
図１に、本発明の実施例で使用されるレーザアニーリング装置の概略図を示す。レーザアニーリング装置は、処理チャンバ４０、搬送チャンバ８２、搬出入チャンバ８３、８４、レーザ光源７１、ホモジナイザ７２、ＣＣＤカメラ８８、及びビデオモニタ８９を含んで構成される。処理チャンバ４０には、ベローズ６７、結合部材６３、６５、リニアガイド機構６４及びリニアモータ６６等を含む直動機構６０が取り付けられている。直動機構６０は、処理チャンバ６０内に配置されたステージ４４を並進移動させることができる。
【００１３】
処理チャンバ４０と搬送チャンバ８２がゲートバルブ８５を介して結合され、搬送チャンバ８２と搬出入チャンバ８３、及び搬送チャンバ８２と搬出入チャンバ８４が、それぞれゲートバルブ８６及び８７を介して結合されている。処理チャンバ４０、搬出入チャンバ８３及び８４には、それぞれ真空ポンプ９１、９２及び９３が取り付けられ、各チャンバの内部を真空排気することができる。
【００１４】
搬送チャンバ８２内には、搬送用ロボット９４が収容されている。搬送用ロボット９４は、処理チャンバ４０、搬出入チャンバ８３及び８４の各チャンバ相互間で処理基板を移送する。
【００１５】
処理チャンバ４０の上面に、レーザビーム透過用の石英窓３８が設けられている。なお、石英の代わりに、ＢＫ７等の可視光学ガラスを用いてもよい。レーザ光源７１から出力されたパルスレーザビームがアッテネータ７６を通ってホモジナイザ７２に入射する。ホモジナイザ７２は、レーザビームの断面形状を細長い形状にするとともに、その長軸方向に関する強度を均一にする。ホモジナイザ７２を通過したレーザビームは、ビームの断面形状に対応した細長い石英窓３８を透過し、処理チャンバ４０内のステージ４４上に保持された処理基板に入射する。基板の表面がホモジナイズ面に一致するように、ホモジナイザ７２と処理基板との相対位置が調節されている。
【００１６】
直動機構６０によりステージ４４が並進移動する方向は、石英窓３８の長尺方向に直交する向きである。これにより、基板表面の広い領域にレーザビームを照射し、基板の表面上に形成されたアモルファス半導体膜を多結晶化することができる。基板表面はＣＣＤカメラ８８により撮影され、処理中の基板表面をビデオモニタ８９で観察することができる。
【００１７】
図２及び図３を参照して、本発明の実施例による多結晶膜の製造方法で用いられる種結晶の形成方法について説明する。
【００１８】
図２（Ａ）に、加工対象物１の断面図、及び加工対象物１の表面におけるレーザビームの短軸方向に関するパルスエネルギ密度の分布の一例を示す。加工対象物１は、厚さ０．７ｍｍのガラス基板２、その表面を覆う厚さ１００ｎｍの酸化シリコン膜３、及びその表面上に形成された厚さ５０ｎｍのアモルファスシリコン膜４からなる３層構造を有する。酸化シリコン膜３は、例えば化学気相成長（ＣＶＤ）またはスパッタリングで形成される。アモルファスシリコン膜４は、例えば減圧ＣＶＤ（ＬＰ−ＣＶＤ）またはプラズマ励起型ＣＶＤ（ＰＥ−ＣＶＤ）で形成される。
【００１９】
ビーム断面の短軸方向に関するパルスエネルギ密度の分布５はガウス分布で近似することができる。アモルファスシリコンを完全に溶融させる閾値Ｅｔｈ以上のパルスエネルギ密度のレーザビームが入射した領域６内のアモルファスシリコン膜４が完全に溶融する。ここで「完全に」とは、シリコン膜が全厚さにわたって溶融することを意味する。
【００２０】
それよりも外側の、パルスエネルギ密度が閾値ＥｔｈからＥｃの間の領域１２においては、シリコン膜が部分的に溶融する。ここで「部分的に」とは、シリコン膜の一部は溶融するが、アモルファス状態のままで溶融しない部分も残存することを意味する。パルスエネルギ密度がＥｃになる位置よりも外側の領域９のアモルファスシリコン膜４は溶融しない。溶融したシリコンが固化するとき、シリコンの結晶粒が形成される。
【００２１】
本願発明者は、パルスエネルギ密度が閾値Ｅｔｈになる位置の近傍の帯状領域７内に、比較的大きな結晶粒が形成され、それよりも内側の領域８内に、小さな微結晶粒が形成され、領域１２内においては、領域８内の結晶粒の大きさと帯状領域７内の結晶粒の大きさとの中間の大きさの結晶粒がランダムに分布することを発見した。
【００２２】
図２（Ｂ）に、パルスレーザビームが照射された領域の模式的な平面図を示す。図２（Ｂ）の縦方向が、ビーム入射領域の長軸方向に対応する。ビーム入射領域の長軸方向に延在する縁１０と中心線１１との間に、長軸方向に延在する帯状領域７が配置される。帯状領域７は、ビーム入射領域の縁１０からある間隔を隔てて配置されている。帯状領域７内に、長軸方向に連なった多数の結晶粒１３が形成される。
【００２３】
パルスレーザビームの短軸方向に関する強度分布はガウス分布で近似される。短軸方向の強度分布の半値幅を、ビーム幅と呼ぶこととする。実際には、加工対象物表面におけるビーム幅に相当する領域の両側にも、ガウス分布の裾野の部分のビーム成分が照射される。ビーム入射領域の縁１０は、例えば、パルスエネルギ密度の最大値の１０％となる部分と定義することができる。
【００２４】
図３に、多結晶化されたシリコン膜の走査型電子顕微鏡写真（ＳＥＭ写真）をスケッチした図を示す。入射したパルスレーザビームは、Ｎｄ：ＹＬＦレーザの２倍高調波（波長５２７ｎｍまたは５２４ｎｍ）であり、パルス幅は１００ｎｓである。加工対象物表面におけるビーム断面の長軸方向の長さは５ｍｍ、ビーム幅は０．２ｍｍである。
【００２５】
加工対象物の表面におけるパルスエネルギ密度が５００ｍＪ／ｃｍ²の２つのパルスレーザビームを、同一箇所に同時に照射した。このため、実効的なパルスエネルギ密度は、１Ｊ／ｃｍ²になる。なお、パルスエネルギ密度は、パルスエネルギを、加工対象物表面におけるビーム断面の面積で除すことにより計算した。
【００２６】
帯状領域７内に、比較的大きな結晶粒が形成され、それらが長軸方向に連なっていることがわかる。これらの結晶粒の、短軸方向の長さは１．５〜２μｍ程度であり、長軸方向の大きさは０．７〜１．５μｍ程度である。２本の帯状領域７の間の領域８に、多数の微結晶粒が形成されている。
【００２７】
また、帯状領域７よりも外側の領域１２内には、領域８内の微結晶粒よりも大きく、帯状領域７内の結晶粒よりも小さな結晶粒がランダムに配置されていることがわかる。ランダム分布領域１２よりも外側の領域９はアモルファス状態のままである。顕微鏡で観察することにより、これらの領域の境界を、色の差として検出することができる。
【００２８】
次に、図３に示したような種々の大きさの結晶粒が発生する機構について考察する。
【００２９】
図４（Ａ）に、シリコン結晶の成長速度の温度依存性を示し、図４（Ｂ）に、結晶成長の核生成率の温度依存性を示す。図４（Ａ）の縦軸は、成長速度を単位「ｍ／ｓ」で表し、図４（Ｂ）の縦軸は、核生成率を単位「１／ｃｍ³・ｓ」で表し、両者の横軸は温度を単位「Ｋ」で表す。なお、図４（Ａ）及び（Ｂ）のグラフは、１９９９年７月１４日に行われた日本塑性加工学会シミュレーション統合システム分科会第２１回ＦＥＭセミナーの資料集第２２号第２７〜３２頁に掲載された市嶋大路（住友重機械工業株式会社）による「多結晶体の動的結晶成長過程のミクロ解析」から引用したものである。
【００３０】
図４（Ａ）に示すように、単結晶シリコンの融点（１６８３Ｋ）において成長速度が０であり、温度が低下するに従って成長速度が速くなる。温度１５００Ｋ近傍において、成長速度が最大値を示す。従って、溶融しているシリコンの温度が低いほど、成長速度が速くなる。なお、成長速度は温度勾配にも依存し、温度勾配が急峻であれば、成長速度が速い。
【００３１】
図４（Ｂ）に示すように、核生成率は、シリコンの融点から温度が低下するに従って大きくなり、温度６００Ｋ近傍で最大値を示す。
【００３２】
図３に示した帯状領域７は、核生成率が低くかつ成長速度が速い好適な温度及び好適な温度勾配であった領域と考えられる。帯状領域７とアモルファス領域９との間の領域１２は、帯状領域７よりも温度が低いために核生成率が高く、かつ温度勾配が緩やかであるために成長速度が遅かった領域と考えられる。この領域では、大きな結晶に成長する前に多くの核が発生したため、結晶粒が大きくなれなかったと考えられる。
【００３３】
微結晶領域８においては、温度の低下によって成長核が爆発的に発生し、成長速度よりも核生成が支配的であった領域と考えられる。核生成率が急激に高くなる温度まで冷却されると、帯状領域７内の結晶成長が、新たに発生した成長核によって妨げられ、結晶成長が停止する。結晶成長が停止した箇所が、帯状領域７と微結晶領域８との境界に相当すると考えられる。
【００３４】
大きな結晶粒を形成するためには、シリコンの溶融部分を、成長速度が速くかつ核生成率の低い好適な温度勾配及び温度とすることが必要である。図２（Ａ）に示した帯状領域７の位置における温度勾配が急峻であると、好適な温度に維持される領域が狭くなり、大きな結晶粒が形成されにくい。大きな結晶粒を形成するために、帯状領域７の近傍におけるパルスエネルギ密度分布の勾配を緩やかにすることが好ましい。
【００３５】
次に、図５を参照して、パルスエネルギ密度分布の好ましい形状について説明する。
【００３６】
図５（Ａ）は、結晶粒の大きさと、加工対象物表面におけるビーム幅との関係を示す。横軸はビーム幅を単位「μｍ」で表し、縦軸は結晶粒の大きさを単位「μｍ」で表す。結晶粒の大きさは、特開２００１−２９７９８３号公報に開示された結晶成長評価プログラムを用いて計算した。
【００３７】
加工対象物は、厚さ１００ｎｍの酸化シリコン膜、及びその上に形成された厚さ５０ｎｍのアモルファスシリコン膜である。パルスレーザビームの波長は５２７ｎｍ、パルス幅（半値幅）は１４０ｎｓとし、ビーム入射領域のうち、パルスエネルギ密度がピーク値の半分となる位置よりも外側に１μｍの幅、内側に５μｍの幅を持つ合計６μｍの幅の領域についてシミュレーションを行った。これは、ピーク値の半分の値となる位置においてパルスエネルギ密度分布の勾配がほぼ最大を示し、この領域で大きな結晶粒が形成されるためである。
【００３８】
ビーム入射領域の短軸方向に関する強度分布はガウス分布とした。ビーム断面の幅が５．０μｍ、８．３μｍ、１６．７μｍ、及び８３．０μｍの４つの場合の各々について、種々のピーク強度でシミュレーションを行い、最大の結晶粒が得られた条件下での結晶粒の大きさを、そのビーム幅の時の結晶粒の大きさとした。ビーム断面の幅が５．０μｍ、８．３μｍ、１６．７μｍ、及び８３．０μｍの場合において、それぞれパルスエネルギ密度の最大値が１１００ｍＪ／ｃｍ²、１４００ｍＪ／ｃｍ²、１５００ｍＪ／ｃｍ²、及び１５００ｍＪ／ｃｍ²の条件の時に最大の結晶粒が得られた。
【００３９】
図５（Ｂ）は、ピーク強度の半分の値を示す位置におけるパルスエネルギ密度分布の勾配と、結晶粒の大きさとの関係を示す。図５（Ａ）の各評価点について、パルスエネルギ密度分布の勾配を計算し、図５（Ｂ）のグラフを作成した。
【００４０】
図５（Ｂ）に示すように、パルスエネルギ密度分布の勾配が２０ｍＪ／ｃｍ²／μｍから増加するに従って、結晶粒が徐々に大きくなる。これは、結晶成長速度が速くなるためと考えられる。ところが、パルスエネルギ密度分布の勾配が１７０ｍＪ／ｃｍ²／μｍ付近で結晶粒の大きさが最大値を示し、それよりも勾配を大きくすると、結晶粒は小さくなる。これは、パルスエネルギ密度の勾配が急峻になるために、温度勾配も急峻になり、横方向への熱拡散によって冷却速度が速くなるためと考えられる。すなわち、十分な結晶成長時間が確保されず、結晶が大きく成長する前に、多数の核が発生してしまうためと考えられる。
【００４１】
図３に示した多結晶膜を作製したときの、パルスエネルギ密度が５００ｍＪ／ｃｍ²の位置における勾配は、１３ｍＪ／ｃｍ²／μｍであった。図３に示した帯状領域７内の結晶粒の短軸方向に関する大きさは１．５〜２μｍ程度であり、これは、図５（Ｂ）に示したシミュレーション結果とほぼ一致していると考えられる。
【００４２】
図５（Ｂ）に示したシミュレーション結果から判断すると、大きな結晶粒を形成するためには、図２（Ａ）及び（Ｂ）に示した帯状領域７の位置（より厳密には、帯状領域７の外側の縁）におけるのパルスエネルギ密度分布の勾配を２８０ｍＪ／ｃｍ²／μｍ以下にすることが好ましい。なお、アモルファスシリコン膜の厚さを１００ｎｍにして同様のシミュレーションを行ったところ、厚さが５０ｎｍの場合とほぼ同様の傾向が得られた。
【００４３】
また、上記実施例では、図２（Ｂ）に示したように、結晶粒がランダムに分布する領域１２に、レーザビームの裾野の比較的強度の高い部分が入射する。領域１２に比較的強度の高いレーザビームが照射されることにより、この領域の温度が上昇する。このため、帯状領域７の温度及び温度勾配が、大きな結晶粒を形成するために好適な条件を満たすようになる。結晶粒増大の十分な効果を得るために、領域１２の幅Ｗを１５μｍ以上にすることが好ましい。
【００４４】
次に、図６を参照して、パルス幅と結晶粒の大きさとの関係について説明する。
【００４５】
図６は、結晶粒の大きさとパルス幅との関係を示す。横軸はパルス幅を単位「ｎｓ」で表し、縦軸は結晶粒の大きさを単位「μｍ」で表す。結晶粒の大きさは、上述の結晶成長評価プログラムを用いて計算した。
【００４６】
加工対象物、パルスレーザビームの波長は、図５で説明した条件と同じである。また、加工対象物表面におけるビーム幅は、１６．７μｍとした。シミュレーション方法は、図５で説明した方法と同様である。
【００４７】
パルス幅を長くすると、形成される結晶粒が大きくなることがわかる。これは、パルス幅が長くなるに従って温度低下が緩やかになり、その結果、溶融部分が好適な温度に維持される時間が長くなるためと考えられる。ところが、パルスエネルギが一定の条件下でパルス幅を長くすると、パルスレーザビームのピーク強度が低下し、十分なパルスエネルギ密度を維持できなくなる。従って、パルス幅の上限は、使用するレーザ光源の出力特性によって制限される。
【００４８】
レーザ光源としてエキシマレーザを使用する場合には、一般的にパルス幅が７０ｎｓ以下である。これに対し、Ｎｄ：ＹＬＦレーザ等の全固体レーザを使用する場合には、一般的にパルス幅が１００ｎｓ以上である。このため、エキシマレーザを使用する場合に比べて、全固体レーザを使用する方が、より大きな結晶粒を形成することが可能になる。
【００４９】
以上、シリコン溶融部分の温度状態を好適化するために、パルスエネルギ密度分布の形状及びパルス幅に着目して考察を行ったが、パルスレーザビームの入射後、溶融部分が完全に固化する前に、同じ位置に再度パルスレーザビームを入射させることによっても、温度状態を制御することが可能である。
【００５０】
図７に、加工対象物に入射させるレーザビームの波形の一例を示す。横軸は経過時間を表し、縦軸はレーザビームの強度を表す。時刻ｔ₁に１ショット目のパルスレーザビームＳ１が入射し、時刻ｔ₂に２ショット目のパルスレーザビームＳ２が入射する。１ショット目及び２ショット目のパルスレーザビームのパルス幅（半値幅）は、それぞれＰＷ１及びＰＷ２である。図７では、２ショット目のパルスレーザビームのピーク強度が、１ショット目のパルスレーザビームのピーク強度よりも小さい場合を示しているが、両者を同一にしてもよい。
【００５１】
図７に示した１ショット目のパルスレーザビームＳ１の入射により、アモルファスシリコン膜が溶融する。温度の低下とともに成長核が発生し、成長核から結晶が成長する。核生成率が大きくなる温度まで冷却される前に、２ショット目のパルスレーザビームＳ２を入射させ、再加熱する。これにより、核生成を抑制し、結晶成長を継続させることができる。このため、大きな結晶粒を形成することが可能になる。
【００５２】
例えば、１ショット目の入射によって溶融した部分が完全に固化する前に、２ショット目のパルスレーザビームＳ２を入射させればよい。例えば１ショット目のレーザビーム入射から２ショット目のレーザビーム入射までの遅延時間を、３００〜１５００ｎｓ程度にすればよい。レーザ光源として全固体レーザを使用する場合には、エキシマレーザを使用する場合に比べて、遅延時間を容易に制御することができる。なお、後述するように、一旦形成された結晶粒は、アモルファス状態の部分よりも溶融しにくい。このため、一旦形成された結晶粒は、２ショット目のパルスレーザビームＳ２の照射によって再溶融しにくい。
【００５３】
例えば、パルスエネルギ密度のピーク値が１３００ｍＪ／ｃｍ²、パルス幅１４０ｎｓ、ビーム幅１６．７μｍのパルスレーザビームを入射させたときの結晶粒の大きさは約２．１μｍであった。これに対し、１ショット目のパルスエネルギ密度のピーク値１３００ｍＪ／ｃｍ²、２ショット目のパルスエネルギ密度のピーク値７００ｍＪ／ｃｍ²、遅延時間９００ｎｓの条件で多結晶化を行ったところ、結晶粒の大きさは約４．４μｍであった。このように、遅延時間を設けて２ショットのパルスレーザビームを入射させることにより、結晶粒を大きくすることができる。
【００５４】
上述の種結晶形成方法では、レーザビームの強度分布をトップフラットにするためのマスクを使用しない。このため、レーザビームのエネルギ利用効率を高めることができる。
【００５５】
また、上述の方法により、結晶粒が第１の方向に一列に連なった結晶粒列を形成することができる。第１の方向と直交する方向に関する結晶粒の平均の大きさを１．５μｍ以上にすることができる。
【００５６】
次に、図８を参照して、本発明の実施例による多結晶膜の製造方法について説明する。本実施例では、アモルファスシリコン膜の同一箇所に、複数ショットのパルスレーザビームを入射させることにより、入射領域のシリコン膜を多結晶化させる。
【００５７】
図８に、加工対象物表面における１ショット目〜３ショット目のパルスレーザビームのパルスエネルギ密度の短軸方向に関する分布Ｓ₁〜Ｓ₃、及び各ショット後のシリコン膜の多結晶化された領域を模式的に示す。図８では、パルスエネルギ密度分布を便宜上三角形状としているが、実際にはガウス分布で近似される。
【００５８】
表面上にアモルファスシリコン膜が形成された加工対象物に、１ショット目のパルスレーザビームＳ₁を入射させる。図２（Ａ）及び（Ｂ）を参照して説明したように、パルスエネルギ密度がアモルファスシリコン膜の溶融する閾値Ｅｔｈに等しくなる位置に、結晶粒が連なった帯状領域７が形成される。２本の帯状領域７に挟まれた領域８に、微結晶粒が形成される。
【００５９】
２ショット目のパルスレーザビームのパルスエネルギ密度Ｓ₂は、１ショット目のパルスエネルギ密度よりも低い。帯状領域７内の位置Ｐ₁において、パルスエネルギ密度が、アモルファスシリコン膜の溶融する閾値Ｅｔｈに等しくなる。このため、微結晶粒が形成されていた領域８内のシリコン膜が溶融する。後述するように、大きな結晶粒は、微結晶粒よりも溶融しにくいため、帯状領域７内の結晶粒はほとんど溶融しない。
【００６０】
溶融した部分の温度が低下するに従って、帯状領域７内の結晶粒を種結晶として、内側の領域８に向かって結晶が成長する。この結晶粒は、領域８内に発生した成長核から成長する結晶粒と衝突するまで成長する。これにより、ビーム断面の短軸方向に成長した結晶粒が長軸方向に連なり、帯状領域７よりも広い帯状領域７ａが形成される。２本の帯状領域７ａに挟まれた領域８ａ内には、再度、微結晶粒が形成される。
【００６１】
３ショット目のパルスレーザビームのパルスエネルギ密度Ｓ₃は、２ショット目のパルスエネルギ密度よりも低い。帯状領域７ａ内の位置Ｐ₂において、パルスエネルギ密度が、アモルファスシリコン膜の溶融する閾値Ｅｔｈに等しくなる。このため、微結晶粒が形成されていた領域８ａ内のシリコン膜が溶融し、帯状領域７ａ内の結晶粒を種結晶とし、ビーム入射領域の中心に向かって結晶が成長する。
【００６２】
２本の帯状領域７ａから成長した結晶粒同士が、ビーム入射領域のほぼ中心で衝突する。これにより、帯状領域７ａよりも幅の広い帯状領域７ｂが形成される。一方の帯状領域７ｂ内の結晶粒は、他方の帯状領域７ｂ内の結晶粒に接触する。
【００６３】
上述のように、同一箇所に複数ショットのパルスレーザビームを入射させることにより、１ショット目の入射で形成された結晶粒を種結晶として、大きな結晶粒を形成することができる。照射するパルスレーザビームのパルスエネルギ密度が、既に形成されている結晶粒が連なった帯状領域の内側の縁よりもやや帯状領域内に入った位置において、閾値Ｅｔｈと等しくなるようにすればよい。このため、加工対象物に入射させるパルスレーザビームのパルスエネルギ密度は、ショットごとに徐々に低くなる。
【００６４】
上記実施例では、パルスレーザビームを３ショット入射させることにより、ビーム入射領域の中心線近傍で、両側から成長した結晶粒同士が衝突したが、３ショットでは、両側から成長した結晶粒同士が衝突せず、微結晶粒領域が残る場合もある。この場合には、微結晶粒領域が消滅するまで、パルスエネルギ密度を減少させながら、パルスレーザビームの入射を繰り返せばよい。
【００６５】
図３に示したように、パルスレーザビームを１ショット入射させると、帯状領域７とアモルファス領域９との境界に、比較的小さな結晶粒が形成される。図８に示した帯状領域７の内側の縁において、２ショット目のパルスレーザビームのパルスエネルギ密度が、この比較的小さな結晶粒の形成される領域のパルスエネルギ密度になると、帯状領域７内の結晶粒を種結晶とした結晶成長よりも、新たに発生した核からの結晶成長が支配的になってしまう。１ショットの入射で形成された帯状領域７の内側の縁において、２ショット目のパルスレーザビームのパルスエネルギ密度が、図３に示した大きな結晶粒の形成される帯状領域７内の位置におけるパルスエネルギ密度になるように、２ショット目のパルスレーザビームの減衰量を制御することが好ましい。パルスレーザの減衰量の制御は、図１に示したアッテネータ７６により行われる。
【００６６】
上記実施例により、細長い領域内に、その長さ方向に連なった結晶粒を形成することができる。パルスレーザビームの入射位置を変えて同様の工程を繰り返すことにより、所望の細長い領域を多結晶化させることができる。
【００６７】
次に、図９を参照して、パルスレーザビームの好ましい波長について説明する。
【００６８】
図９に、アモルファスシリコンと単結晶シリコンとの光吸収係数の波長依存性を示す。横軸は波長を単位「ｎｍ」で表し、縦軸は吸収係数を単位「×１０⁷ｃｍ^-1」で表す。図中の黒丸及び白丸は、それぞれ単結晶シリコンの吸収係数及びアモルファスシリコンの吸収係数を示す。
【００６９】
波長が約３４０ｎｍ以上の領域で、アモルファスシリコンの吸収係数が単結晶シリコンの吸収係数よりも大きいことがわかる。一旦形成された結晶粒を種結晶として結晶成長を行う場合には、種結晶となる結晶粒を溶融させることなく、種結晶に隣接する領域のシリコン膜を溶融させることが好ましい。図３に示した帯状領域７内の比較的大きな結晶粒の吸収係数は、単結晶シリコンの吸収係数に近いと思われる。また、帯状領域７に挟まれた領域８内の微結晶粒の吸収係数は、アモルファスシリコンの吸収係数に近いと思われる。
【００７０】
従って、種結晶となる結晶粒を溶融させることなく、微結晶粒を優先的に溶融させるために、波長３４０ｎｍ以上のパルスレーザビームを使用することが好ましい。波長が長くなりすぎると吸収係数が低下するため、使用するパルスレーザビームの波長を９００ｎｍ以下とすることが好ましい。
【００７１】
エキシマレーザの波長域（約３０８ｎｍ）においては、アモルファスシリコンの吸収係数が高い。このため、アモルファスシリコン膜の表面近傍でのみ吸収が生じ、厚さ方向に関して温度勾配が生じてしまう。これに対し、波長３４０〜９００ｎｍのレーザビームを使用すると、アモルファス状態及び微結晶粒状態のシリコン膜の比較的深い領域までレーザビームが侵入し、厚さ方向に関してほぼ均等に加熱される。このため、より高品質な結晶を形成することができる。
【００７２】
上記実施例では、図８に示したように、パルスレーザビームを１ショット入射させる毎に、シリコン膜の溶融と固化を繰り返したが、図７を参照して説明したように、溶融した領域が完全に固化する前に、２ショット目のパルスレーザビームを入射させ、大きな結晶粒を形成することもできる。この２ショットを１サイクルとして、複数サイクル繰り返すことにより、最初の１サイクルで形成された結晶粒を種結晶として、結晶成長を生じさせることができる。
【００７３】
以上実施例に沿って本発明を説明したが、本発明はこれらに制限されるものではない。例えば、種々の変更、改良、組み合わせ等が可能なことは当業者に自明であろう。
【００７４】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、長尺断面を有するパルスレーザビームを加工対象物に入射させて、２本の帯状領域内に結晶粒を形成し、さらにパルスレーザビームを入射させることによって、この結晶粒を、ビーム入射領域の中心に向かって成長させ、大きな結晶粒を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例で使用されるレーザアニーリング装置の概略平面図である。
【図２】（Ａ）は、加工対象物の断面図、及び実施例で使用されるパルスレーザビームの、加工対象物表面におけるパルスエネルギ密度分布を示すグラフであり、（Ｂ）は、多結晶化された加工対象物の模式的な平面図である。
【図３】実施例による方法で作製した多結晶膜のＳＥＭ写真をスケッチした図である。
【図４】（Ａ）は、溶融したシリコンの温度と結晶成長速度との関係を示すグラフであり、（Ｂ）は、温度と核生成率との関係を示すグラフである。
【図５】（Ａ）は、ビーム断面の幅と結晶粒の大きさとの関係を示すグラフであり、（Ｂ）は、パルスエネルギ密度分布の勾配と結晶粒の大きさとの関係を示すグラフである。
【図６】パルス幅と結晶粒の大きさとの関係を示すグラフである。
【図７】１箇所に２ショットのパルスレーザビームを入射させる場合の、レーザビーム波形の一例を示すグラフである。
【図８】加工対象物表面における１ショット目〜３ショット目のパルスレーザビームのパルスエネルギ密度の短軸方向に関する分布Ｓ₁〜Ｓ₃、及び各ショット後のシリコン膜の多結晶化された領域を模式的に示す平面図である。
【図９】単結晶シリコンとアモルファスシリコンの吸収係数の波長依存性を示すグラフである。
【符号の説明】
１処理対象物
２ガラス基板
３酸化シリコン膜
４アモルファスシリコン膜
５パルスエネルギ密度分布
６溶融領域
７帯状領域
８微結晶領域
９アモルファス領域
１０レーザビーム入射領域の縁
１１レーザビーム入射領域の中心線
１３結晶粒
４０処理チャンバ
４４ステージ
６０直動機構
６３、６５結合部材
６４リニアガイド機構
６６リニアモータ
６７ベローズ
７１レーザ光源
７２ホモジナイザ
７６アッテネータ
８２搬送チャンバ
８３、８４搬出入チャンバ
８５、８６、８７ゲートバルブ
８８ＣＣＤカメラ
８９ビデオモニタ
９１、９２、９３真空ポンプ
９４搬送用ロボット[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a method for manufacturing a polycrystalline film, and more particularly to a method for manufacturing a polycrystalline film in which a laser beam is incident on an amorphous thin film to polycrystallize the thin film.
[0002]
The polycrystalline film can be used for a low-temperature polycrystalline TFT liquid crystal display, a solar cell panel, a paper-type liquid crystal display, an organic EL display and the like.
[0003]
[Prior art]
A sequential lateral solidification (SLS) technique is known in which an excimer laser is incident on an amorphous silicon thin film to repeatedly melt and solidify and grow crystals in the lateral direction (in-plane direction of the thin film). Hereinafter, the conventional SLS technique will be described.
[0004]
After elongating the cross section of the pulse laser beam, the slit is passed through, for example, a slit having a width of about 1 to 10 μm and a length of about 100 μm. The pulse laser beam that has passed through the slit is incident on the amorphous silicon film through an imaging optical system that images the slit on the surface of the amorphous silicon thin film. The magnification of this imaging optical system is, for example, 1/3. At this time, the width of the irradiated region of the laser beam on the surface of the amorphous silicon film is about 0.3 to 3 μm and the length is about 33 μm. The beam intensity distribution in the width direction of the irradiated region is rectangular.
[0005]
When the laser beam is incident on the amorphous silicon film, the amorphous silicon is melted. Since the cooling rate in the vicinity of the edge of the melted region is faster than the internal cooling rate, solidification starts from the vicinity of the edge. The solidified portion becomes a growth nucleus, and a crystal grows from the growth nucleus toward the inside of the molten portion. Since crystal growth starts from the two longer edges of the irradiated region, a grain boundary of crystal grains grown from both sides is formed at substantially the center in the width direction of the irradiated region.
[0006]
The irradiation region of the pulse laser beam is moved in the width direction by about 50% of the width, and the second pulse laser beam is incident. A region on one side of the grain boundary formed at substantially the center of the irradiated region during the first pulse laser beam irradiation is remelted. The crystal grains in the region not remelted become seed crystals, and the crystal grows in the remelted region.
[0007]
By repeating the laser irradiation while moving the irradiation region of the pulse laser beam, the crystal can be grown in the moving direction of the irradiation region.
[0008]
[Patent Document 1]
JP 2000-260731 A
[Patent Document 2]
JP 2000-286195 A
[Patent Document 3]
JP 2000-28621 A
[Patent Document 4]
Special Table 2000-505241
[Patent Document 5]
JP 2001-274088 A
[0009]
[Problems to be solved by the invention]
An object of the present invention is to provide a new technique for growing crystals laterally.
[0010]
  According to one aspect of the invention,
  (A) preparing a workpiece on which a thin film made of an amorphous material is formed on the surface;
  (B) A pulse laser beam having a long beam cross section in one direction on the surface of the thin film is incident on the thin film, the thin film is melted and then solidified, and both edges extending in the major axis direction of the beam incident region In the region between each of the two and the center line, a crystal grain connected in the major axis direction is generated in a band-shaped region that is separated from the edge and the central axis by a certain distance and extends in the major axis direction. A process of
  (C) A pulse laser beam is incident on a region including the region sandwiched between the two strip regions formed in the step (b), and the crystal grains formed in the strip region are not melted, Melting a thin film in a region sandwiched between the band-shaped regions, and growing crystals using the crystal grains in the band-shaped regions as seed crystals; and
HaveAnd
  The pulse energy density of the pulse laser beam incident in the step (c) is smaller than that of the pulse laser beam incident in the step (b).A method of manufacturing a polycrystalline film is provided.
  According to another aspect of the invention,
  (A) preparing a workpiece on which a thin film made of an amorphous material is formed on the surface;
  (B) A pulse laser beam having a long beam cross section in one direction on the surface of the thin film is incident on the thin film, the thin film is melted and then solidified, and both edges extending in the major axis direction of the beam incident region In the region between each of the two and the center line, a crystal grain connected in the major axis direction is generated in a band-shaped region that is separated from the edge and the central axis by a certain distance and extends in the major axis direction. A process of
  (C) A pulse laser beam is incident on a region including a region sandwiched between two strip regions formed in the step (b), and crystal grains formed in the strip region are not melted, Melting a thin film in a region sandwiched between the band-shaped regions, and growing crystals using the crystal grains in the band-shaped regions as seed crystals;
  (D) After the step (c), a pulsed laser beam is incident on the thin film so that the thin film in the region sandwiched between the band-like regions where the grown crystal grains are continuous is melted. And repeating the process of growing crystals as
Have
  In the step (d), there is provided a polycrystalline film manufacturing method in which a pulse laser beam is incident so that the pulse energy density on the surface of the workpiece is gradually reduced when the crystal growth step is repeated. .
[0011]
In the step (b), crystal grains larger than the surroundings are formed in the band-like region. In the step (c), the crystal grains can be grown as seed crystals to form large crystal grains.
[0012]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
FIG. 1 shows a schematic diagram of a laser annealing apparatus used in an embodiment of the present invention. The laser annealing apparatus includes a processing chamber 40, a transfer chamber 82, carry-in / out chambers 83 and 84, a laser light source 71, a homogenizer 72, a CCD camera 88, and a video monitor 89. A linear motion mechanism 60 including a bellows 67, coupling members 63 and 65, a linear guide mechanism 64, a linear motor 66, and the like is attached to the processing chamber 40. The linear motion mechanism 60 can translate the stage 44 disposed in the processing chamber 60.
[0013]
The processing chamber 40 and the transfer chamber 82 are connected via a gate valve 85, and the transfer chamber 82 and the carry-in / out chamber 83, and the transfer chamber 82 and the carry-in / out chamber 84 are connected via gate valves 86 and 87, respectively. . Vacuum pumps 91, 92, and 93 are attached to the processing chamber 40 and the loading / unloading chambers 83 and 84, respectively, so that the inside of each chamber can be evacuated.
[0014]
A transfer robot 94 is accommodated in the transfer chamber 82. The transfer robot 94 transfers the processing substrate between the processing chamber 40 and the loading / unloading chambers 83 and 84.
[0015]
A quartz window 38 for transmitting a laser beam is provided on the upper surface of the processing chamber 40. Note that visible optical glass such as BK7 may be used instead of quartz. The pulsed laser beam output from the laser light source 71 enters the homogenizer 72 through the attenuator 76. The homogenizer 72 makes the cross-sectional shape of the laser beam an elongated shape and makes the strength in the major axis direction uniform. The laser beam that has passed through the homogenizer 72 passes through an elongated quartz window 38 corresponding to the cross-sectional shape of the beam, and is incident on a processing substrate held on a stage 44 in the processing chamber 40. The relative position of the homogenizer 72 and the processing substrate is adjusted so that the surface of the substrate coincides with the homogenized surface.
[0016]
The direction in which the stage 44 is translated by the linear motion mechanism 60 is a direction orthogonal to the longitudinal direction of the quartz window 38. As a result, a wide area on the substrate surface can be irradiated with a laser beam, and the amorphous semiconductor film formed on the surface of the substrate can be polycrystallized. The substrate surface is photographed by a CCD camera 88, and the substrate surface being processed can be observed by a video monitor 89.
[0017]
With reference to FIGS. 2 and 3, a method for forming a seed crystal used in a method for producing a polycrystalline film according to an embodiment of the present invention will be described.
[0018]
FIG. 2A shows an example of a cross-sectional view of the workpiece 1 and an example of a pulse energy density distribution in the minor axis direction of the laser beam on the surface of the workpiece 1. The processing object 1 is a three-layer structure including a glass substrate 2 having a thickness of 0.7 mm, a silicon oxide film 3 having a thickness of 100 nm covering the surface, and an amorphous silicon film 4 having a thickness of 50 nm formed on the surface. Have The silicon oxide film 3 is formed by, for example, chemical vapor deposition (CVD) or sputtering. The amorphous silicon film 4 is formed by, for example, low pressure CVD (LP-CVD) or plasma enhanced CVD (PE-CVD).
[0019]
The pulse energy density distribution 5 in the minor axis direction of the beam cross section can be approximated by a Gaussian distribution. The amorphous silicon film 4 in the region 6 where the laser beam having the pulse energy density equal to or higher than the threshold Eth for completely melting the amorphous silicon is incident is completely melted. Here, “completely” means that the silicon film is melted over the entire thickness.
[0020]
In the region 12 outside the range where the pulse energy density is between the threshold values Eth and Ec, the silicon film is partially melted. Here, “partially” means that a part of the silicon film is melted, but a part that remains in an amorphous state and does not melt remains. The amorphous silicon film 4 in the region 9 outside the position where the pulse energy density becomes Ec is not melted. When the molten silicon solidifies, silicon crystal grains are formed.
[0021]
The inventor of the present application forms relatively large crystal grains in the band-like region 7 in the vicinity of the position where the pulse energy density becomes the threshold value Eth, and forms small microcrystal grains in the region 8 inside thereof. In the region 12, it has been found that crystal grains having a size intermediate between the size of the crystal grains in the region 8 and the size of the crystal grains in the band-like region 7 are randomly distributed.
[0022]
FIG. 2B is a schematic plan view of a region irradiated with the pulse laser beam. The vertical direction in FIG. 2B corresponds to the long axis direction of the beam incident region. A band-like region 7 extending in the major axis direction is disposed between the edge 10 extending in the major axis direction of the beam incident region and the center line 11. The band-like region 7 is arranged at a certain distance from the edge 10 of the beam incident region. A large number of crystal grains 13 connected in the major axis direction are formed in the band-like region 7.
[0023]
The intensity distribution in the short axis direction of the pulse laser beam is approximated by a Gaussian distribution. The half value width of the intensity distribution in the minor axis direction is referred to as a beam width. Actually, the beam component at the base of the Gaussian distribution is irradiated on both sides of the region corresponding to the beam width on the surface of the workpiece. The edge 10 of the beam incident region can be defined as, for example, a portion that is 10% of the maximum value of the pulse energy density.
[0024]
FIG. 3 shows a sketch of a scanning electron micrograph (SEM photograph) of a polycrystallized silicon film. The incident pulse laser beam is the second harmonic (wavelength 527 nm or 524 nm) of the Nd: YLF laser, and the pulse width is 100 ns. The length in the major axis direction of the beam cross section on the surface of the workpiece is 5 mm, and the beam width is 0.2 mm.
[0025]
The pulse energy density on the surface of the workpiece is 500 mJ / cm²The two pulsed laser beams were simultaneously applied to the same location. Therefore, the effective pulse energy density is 1 J / cm²become. The pulse energy density was calculated by dividing the pulse energy by the area of the beam cross section on the surface of the workpiece.
[0026]
It can be seen that relatively large crystal grains are formed in the band-like region 7 and are continuous in the major axis direction. These crystal grains have a length in the minor axis direction of about 1.5 to 2 μm and a size in the major axis direction of about 0.7 to 1.5 μm. A large number of fine crystal grains are formed in the region 8 between the two belt-like regions 7.
[0027]
In addition, it can be seen that in the region 12 outside the band-like region 7, crystal grains that are larger than the fine crystal grains in the region 8 and smaller than the crystal grains in the band-like region 7 are randomly arranged. The region 9 outside the random distribution region 12 remains in an amorphous state. By observing with a microscope, the boundary between these regions can be detected as a color difference.
[0028]
Next, a mechanism for generating crystal grains of various sizes as shown in FIG. 3 will be considered.
[0029]
FIG. 4A shows the temperature dependence of the growth rate of silicon crystal, and FIG. 4B shows the temperature dependence of the nucleation rate of crystal growth. The vertical axis in FIG. 4A represents the growth rate in the unit “m / s”, and the vertical axis in FIG. 4B represents the nucleation rate in the unit “1 / cm”.^Three-S ", the horizontal axis of both represents the temperature in the unit" K ". The graphs in FIGS. 4A and 4B are the materials of No. 22 pages 27-32 of the 21st FEM Seminar of the Japan Society for Technology of Plasticity Simulation Integrated System on July 14, 1999. Is quoted from "Micro Analysis of Dynamic Crystal Growth Process of Polycrystals" published by Daiichi Ichijima (Sumitomo Heavy Industries, Ltd.).
[0030]
As shown in FIG. 4A, the growth rate is 0 at the melting point (1683K) of single crystal silicon, and the growth rate increases as the temperature decreases. In the vicinity of a temperature of 1500 K, the growth rate shows a maximum value. Therefore, the lower the temperature of the molten silicon, the faster the growth rate. The growth rate also depends on the temperature gradient. If the temperature gradient is steep, the growth rate is fast.
[0031]
As shown in FIG. 4B, the nucleation rate increases as the temperature decreases from the melting point of silicon, and shows a maximum value near a temperature of 600K.
[0032]
The band-like region 7 shown in FIG. 3 is considered to be a region having a suitable temperature and a suitable temperature gradient with a low nucleation rate and a high growth rate. The region 12 between the strip region 7 and the amorphous region 9 is considered to be a region where the growth rate is slow because the temperature is lower than that of the strip region 7 and the nucleation rate is high and the temperature gradient is gentle. In this region, it is considered that many nuclei were generated before growing into a large crystal, so that the crystal grain could not be enlarged.
[0033]
In the microcrystalline region 8, growth nuclei are explosively generated due to a decrease in temperature, and it is considered that the nucleation was dominant over the growth rate. When cooled to a temperature at which the nucleation rate increases rapidly, crystal growth in the band-like region 7 is hindered by newly generated growth nuclei, and crystal growth stops. It is considered that the place where the crystal growth stopped corresponds to the boundary between the band-like region 7 and the microcrystalline region 8.
[0034]
In order to form large crystal grains, it is necessary that the molten portion of silicon has a suitable temperature gradient and temperature with a high growth rate and a low nucleation rate. When the temperature gradient at the position of the band-like region 7 shown in FIG. 2A is steep, the region maintained at a suitable temperature becomes narrow, and large crystal grains are difficult to be formed. In order to form large crystal grains, it is preferable to make the gradient of the pulse energy density distribution in the vicinity of the band-like region 7 gentle.
[0035]
Next, a preferable shape of the pulse energy density distribution will be described with reference to FIG.
[0036]
FIG. 5A shows the relationship between the crystal grain size and the beam width on the surface of the workpiece. The horizontal axis represents the beam width in the unit “μm”, and the vertical axis represents the crystal grain size in the unit “μm”. The size of the crystal grains was calculated using a crystal growth evaluation program disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2001-297993.
[0037]
The object to be processed is a silicon oxide film having a thickness of 100 nm and an amorphous silicon film having a thickness of 50 nm formed thereon. The wavelength of the pulse laser beam is 527 nm, the pulse width (half-value width) is 140 ns, and the width of the beam incident region is 1 μm outside the position where the pulse energy density is half the peak value and 5 μm inside. A simulation was performed for a region having a total width of 6 μm. This is because the gradient of the pulse energy density distribution is almost maximum at a position where the value is half the peak value, and large crystal grains are formed in this region.
[0038]
The intensity distribution in the minor axis direction of the beam incident region was a Gaussian distribution. For each of the four cases where the width of the beam cross section is 5.0 μm, 8.3 μm, 16.7 μm, and 83.0 μm, simulation was performed at various peak intensities, and under the conditions that the maximum crystal grain was obtained. The size of the crystal grain was the size of the crystal grain at the beam width. When the width of the beam cross section is 5.0 μm, 8.3 μm, 16.7 μm, and 83.0 μm, the maximum value of the pulse energy density is 1100 mJ / cm, respectively.²1400mJ / cm²1500mJ / cm², And 1500 mJ / cm²The maximum grain size was obtained under the following conditions.
[0039]
FIG. 5B shows the relationship between the gradient of the pulse energy density distribution at a position showing a half value of the peak intensity and the size of the crystal grains. For each evaluation point in FIG. 5A, the gradient of the pulse energy density distribution was calculated, and the graph in FIG. 5B was created.
[0040]
As shown in FIG. 5B, the gradient of the pulse energy density distribution is 20 mJ / cm.²As the value increases from / μm, the crystal grains gradually increase. This is presumably because the crystal growth rate increases. However, the gradient of the pulse energy density distribution is 170 mJ / cm.²In the vicinity of / μm, the size of the crystal grain shows the maximum value, and when the gradient is made larger than that, the crystal grain becomes smaller. This is presumably because the gradient of the pulse energy density becomes steep, the temperature gradient also becomes steep, and the cooling rate increases due to thermal diffusion in the lateral direction. That is, it is considered that a sufficient crystal growth time is not secured and a large number of nuclei are generated before the crystal grows greatly.
[0041]
When the polycrystalline film shown in FIG. 3 is produced, the pulse energy density is 500 mJ / cm.²The gradient at the position of 13 mJ / cm²/ Μm. The size of the crystal grains in the band-like region 7 shown in FIG. 3 in the minor axis direction is about 1.5 to 2 μm, which is considered to be almost coincident with the simulation result shown in FIG. It is done.
[0042]
Judging from the simulation result shown in FIG. 5B, in order to form large crystal grains, the position of the band-like region 7 shown in FIG. 2A and FIG. The slope of the pulse energy density distribution at the outer edge of 280 mJ / cm²/ Μm or less is preferable. When the same simulation was performed with the amorphous silicon film having a thickness of 100 nm, a tendency similar to that obtained when the thickness was 50 nm was obtained.
[0043]
Further, in the above embodiment, as shown in FIG. 2B, a relatively high intensity portion of the bottom of the laser beam is incident on the region 12 where the crystal grains are randomly distributed. By irradiating the region 12 with a laser beam having a relatively high intensity, the temperature of this region rises. For this reason, the temperature and temperature gradient of the band-like region 7 satisfy suitable conditions for forming large crystal grains. In order to obtain a sufficient effect of increasing crystal grains, the width W of the region 12 is preferably set to 15 μm or more.
[0044]
Next, the relationship between the pulse width and the crystal grain size will be described with reference to FIG.
[0045]
FIG. 6 shows the relationship between crystal grain size and pulse width. The horizontal axis represents the pulse width in the unit “ns”, and the vertical axis represents the crystal grain size in the unit “μm”. The size of the crystal grains was calculated using the above-described crystal growth evaluation program.
[0046]
The processing object and the wavelength of the pulse laser beam are the same as the conditions described in FIG. In addition, the beam width on the surface of the object to be processed was 16.7 μm. The simulation method is the same as the method described in FIG.
[0047]
It can be seen that when the pulse width is increased, the formed crystal grains become larger. This is presumably because the temperature drop gradually decreases as the pulse width becomes longer, and as a result, the time during which the melted portion is maintained at a suitable temperature becomes longer. However, if the pulse width is increased under the condition where the pulse energy is constant, the peak intensity of the pulse laser beam is lowered, and a sufficient pulse energy density cannot be maintained. Therefore, the upper limit of the pulse width is limited by the output characteristics of the laser light source used.
[0048]
When an excimer laser is used as the laser light source, the pulse width is generally 70 ns or less. On the other hand, when using an all-solid-state laser such as an Nd: YLF laser, the pulse width is generally 100 ns or more. For this reason, it is possible to form larger crystal grains by using the all solid-state laser as compared with the case of using the excimer laser.
[0049]
As mentioned above, in order to optimize the temperature state of the silicon melted part, the examination was made by paying attention to the shape and pulse width of the pulse energy density distribution. The temperature state can also be controlled by re-injecting the pulse laser beam at the same position.
[0050]
FIG. 7 shows an example of the waveform of a laser beam incident on the workpiece. The horizontal axis represents the elapsed time, and the vertical axis represents the intensity of the laser beam. Time t₁Pulse laser beam S1 of the first shot is incident on time t₂The pulse laser beam S2 of the second shot is incident on. The pulse widths (half widths) of the first and second shot pulse laser beams are PW1 and PW2, respectively. Although FIG. 7 shows the case where the peak intensity of the pulse laser beam of the second shot is smaller than the peak intensity of the pulse laser beam of the first shot, both may be the same.
[0051]
The amorphous silicon film is melted by the incidence of the first-shot pulse laser beam S1 shown in FIG. Growth nuclei are generated as the temperature decreases, and crystals grow from the growth nuclei. Before cooling to a temperature at which the nucleation rate increases, the pulse laser beam S2 of the second shot is incident and reheated. Thereby, nucleation can be suppressed and crystal growth can be continued. For this reason, it is possible to form large crystal grains.
[0052]
For example, the pulse laser beam S2 for the second shot may be incident before the portion melted by the first shot is completely solidified. For example, the delay time from the first shot laser beam incidence to the second shot laser beam incidence may be about 300 to 1500 ns. When an all-solid-state laser is used as the laser light source, the delay time can be easily controlled compared to the case where an excimer laser is used. In addition, as will be described later, once formed crystal grains are less likely to melt than a portion in an amorphous state. For this reason, once formed crystal grains are difficult to be remelted by irradiation with the pulse laser beam S2 of the second shot.
[0053]
For example, the peak value of the pulse energy density is 1300 mJ / cm²When a pulse laser beam having a pulse width of 140 ns and a beam width of 16.7 μm was incident, the size of the crystal grains was about 2.1 μm. On the other hand, the peak value of the pulse energy density of the first shot is 1300 mJ / cm.²Second shot pulse energy density peak value 700 mJ / cm²When polycrystallization was performed under the condition of a delay time of 900 ns, the size of the crystal grains was about 4.4 μm. In this way, the crystal grains can be enlarged by providing a two-shot pulse laser beam with a delay time.
[0054]
In the seed crystal forming method described above, a mask for making the intensity distribution of the laser beam top-flat is not used. For this reason, the energy utilization efficiency of a laser beam can be improved.
[0055]
In addition, by the above-described method, it is possible to form crystal grain rows in which crystal grains are arranged in a row in the first direction. The average size of crystal grains in the direction orthogonal to the first direction can be 1.5 μm or more.
[0056]
Next, a method for manufacturing a polycrystalline film according to an embodiment of the present invention will be described with reference to FIG. In this embodiment, a plurality of shot pulse laser beams are incident on the same portion of the amorphous silicon film, thereby polycrystallizing the silicon film in the incident region.
[0057]
FIG. 8 shows the distribution S in the minor axis direction of the pulse energy density of the first to third shot pulse laser beams on the surface of the workpiece.₁~ S_ThreeFIG. 4 schematically shows a polycrystallized region of the silicon film after each shot. In FIG. 8, the pulse energy density distribution is triangular for convenience, but is actually approximated by a Gaussian distribution.
[0058]
The first shot of the pulsed laser beam S is applied to the workpiece on which the amorphous silicon film is formed on the surface.₁Is incident. As described with reference to FIGS. 2A and 2B, the band-like region 7 in which crystal grains are continuous is formed at a position where the pulse energy density is equal to the threshold value Eth at which the amorphous silicon film melts. Fine crystal grains are formed in a region 8 sandwiched between the two belt-like regions 7.
[0059]
Pulse energy density S of the second shot pulse laser beam₂Is lower than the pulse energy density of the first shot. Position P in the belt-like region 7₁, The pulse energy density becomes equal to the threshold value Eth for melting the amorphous silicon film. For this reason, the silicon film in the region 8 where the fine crystal grains have been formed melts. As will be described later, the large crystal grains are less likely to melt than the fine crystal grains, so that the crystal grains in the band-like region 7 hardly melt.
[0060]
As the temperature of the melted portion decreases, the crystal grows toward the inner region 8 using the crystal grains in the band-like region 7 as seed crystals. These crystal grains grow until they collide with crystal grains grown from the growth nuclei generated in the region 8. As a result, crystal grains grown in the minor axis direction of the beam cross section are continuous in the major axis direction, and a band-like region 7 a wider than the band-like region 7 is formed. In the region 8a sandwiched between the two belt-like regions 7a, fine crystal grains are formed again.
[0061]
Pulse energy density S of the 3rd shot pulse laser beam_ThreeIs lower than the pulse energy density of the second shot. Position P in the belt-like region 7a₂, The pulse energy density becomes equal to the threshold value Eth for melting the amorphous silicon film. For this reason, the silicon film in the region 8a where the fine crystal grains were formed melts, and the crystal grows toward the center of the beam incident region using the crystal grains in the band-like region 7a as seed crystals.
[0062]
Crystal grains grown from the two band-like regions 7a collide with each other almost at the center of the beam incident region. As a result, a belt-like region 7b having a width wider than that of the belt-like region 7a is formed. The crystal grains in one strip region 7b are in contact with the crystal grains in the other strip region 7b.
[0063]
As described above, a large crystal grain can be formed by using a plurality of shots of a pulsed laser beam as incident on the same spot, using the crystal grain formed upon incidence of the first shot as a seed crystal. The pulse energy density of the pulse laser beam to be irradiated may be made equal to the threshold value Eth at a position slightly inside the band-like region than the inner edge of the band-like region where the already formed crystal grains are continuous. For this reason, the pulse energy density of the pulse laser beam incident on the object to be processed is gradually lowered for each shot.
[0064]
In the above embodiment, three shots of the pulse laser beam are incident, so that the crystal grains grown from both sides collide in the vicinity of the center line of the beam incident region. In the three shots, the crystal grains grown from both sides collide. In some cases, a fine crystal grain region may remain. In this case, the incidence of the pulse laser beam may be repeated while reducing the pulse energy density until the microcrystalline grain region disappears.
[0065]
As shown in FIG. 3, when one shot of the pulse laser beam is incident, relatively small crystal grains are formed at the boundary between the band-like region 7 and the amorphous region 9. When the pulse energy density of the pulse laser beam of the second shot becomes the pulse energy density of the region where the relatively small crystal grains are formed at the inner edge of the belt-like region 7 shown in FIG. Crystal growth from newly generated nuclei becomes more dominant than crystal growth using crystal grains as seed crystals. The pulse energy density of the pulse laser beam of the second shot at the inner edge of the band-shaped region 7 formed by the incidence of one shot is a pulse at a position in the band-shaped region 7 where large crystal grains are formed as shown in FIG. It is preferable to control the attenuation amount of the pulse laser beam in the second shot so that the energy density is obtained. The attenuation amount of the pulse laser is controlled by the attenuator 76 shown in FIG.
[0066]
According to the above embodiment, crystal grains continuous in the length direction can be formed in the elongated region. By changing the incident position of the pulse laser beam and repeating the same process, a desired elongated region can be polycrystallized.
[0067]
Next, a preferable wavelength of the pulse laser beam will be described with reference to FIG.
[0068]
FIG. 9 shows the wavelength dependence of the light absorption coefficient of amorphous silicon and single crystal silicon. The horizontal axis represents the wavelength in the unit “nm”, and the vertical axis represents the absorption coefficient in the unit “× 10”.⁷cm^-1". Black circles and white circles in the figure indicate the absorption coefficient of single crystal silicon and the absorption coefficient of amorphous silicon, respectively.
[0069]
It can be seen that the absorption coefficient of amorphous silicon is larger than that of single crystal silicon in a wavelength region of about 340 nm or more. When crystal growth is performed using the once formed crystal grain as a seed crystal, it is preferable to melt the silicon film in the region adjacent to the seed crystal without melting the crystal grain serving as the seed crystal. The absorption coefficient of relatively large crystal grains in the band-like region 7 shown in FIG. 3 seems to be close to the absorption coefficient of single crystal silicon. Further, the absorption coefficient of the microcrystalline grains in the region 8 sandwiched between the band-like regions 7 seems to be close to the absorption coefficient of amorphous silicon.
[0070]
Therefore, it is preferable to use a pulsed laser beam having a wavelength of 340 nm or more in order to melt the fine crystal grains preferentially without melting the crystal grains to be seed crystals. If the wavelength becomes too long, the absorption coefficient decreases, so the wavelength of the pulse laser beam to be used is preferably 900 nm or less.
[0071]
In the excimer laser wavelength region (about 308 nm), the absorption coefficient of amorphous silicon is high. For this reason, absorption occurs only in the vicinity of the surface of the amorphous silicon film, and a temperature gradient occurs in the thickness direction. On the other hand, when a laser beam having a wavelength of 340 to 900 nm is used, the laser beam penetrates to a relatively deep region of the silicon film in the amorphous state and the microcrystalline grain state, and is heated almost uniformly in the thickness direction. For this reason, a higher quality crystal can be formed.
[0072]
In the above embodiment, as shown in FIG. 8, the silicon film was repeatedly melted and solidified every time the pulse laser beam was incident, but as described with reference to FIG. Before completely solidifying, the second shot pulse laser beam can be incident to form large crystal grains. By repeating these two shots as one cycle and repeating a plurality of cycles, crystal growth can be caused using the crystal grains formed in the first cycle as a seed crystal.
[0073]
Although the present invention has been described with reference to the embodiments, the present invention is not limited thereto. It will be apparent to those skilled in the art that various modifications, improvements, combinations, and the like can be made.
[0074]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, a pulse laser beam having a long cross section is incident on a workpiece, crystal grains are formed in two strip-shaped regions, and a pulse laser beam is further incident. Thus, this crystal grain can be grown toward the center of the beam incident region to obtain a large crystal grain.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a schematic plan view of a laser annealing apparatus used in an embodiment.
FIG. 2A is a cross-sectional view of an object to be processed, and a graph showing a pulse energy density distribution on the surface of the object to be processed of a pulse laser beam used in the examples, and FIG. It is a typical top view of the processed object.
FIG. 3 is a sketch of an SEM photograph of a polycrystalline film produced by a method according to an example.
4A is a graph showing the relationship between the temperature of molten silicon and the crystal growth rate, and FIG. 4B is a graph showing the relationship between temperature and the nucleation rate.
5A is a graph showing the relationship between the beam cross-sectional width and the crystal grain size, and FIG. 5B is a graph showing the relationship between the gradient of the pulse energy density distribution and the crystal grain size. is there.
FIG. 6 is a graph showing the relationship between pulse width and crystal grain size.
FIG. 7 is a graph showing an example of a laser beam waveform when a two-shot pulsed laser beam is incident on one place.
FIG. 8 shows a distribution S in the minor axis direction of the pulse energy density of the first to third shot pulse laser beams on the surface of the workpiece.₁~ S_Three2 is a plan view schematically showing a polycrystalline region of a silicon film after each shot. FIG.
FIG. 9 is a graph showing the wavelength dependence of absorption coefficients of single crystal silicon and amorphous silicon.
[Explanation of symbols]
1 processing object
2 Glass substrate
3 Silicon oxide film
4 Amorphous silicon film
5 Pulse energy density distribution
6 Melting zone
7 Banded area
8 Microcrystalline region
9 Amorphous region
10 Edge of laser beam incident area
11 Center line of laser beam incident area
13 crystal grains
40 processing chamber
44 stages
60 Linear motion mechanism
63, 65 coupling member
64 Linear guide mechanism
66 Linear motor
67 Bellows
71 Laser light source
72 Homogenizer
76 Attenuator
82 Transfer chamber
83, 84 Loading / unloading chamber
85, 86, 87 Gate valve
88 CCD camera
89 Video monitor
91, 92, 93 Vacuum pump
94 Transfer robot

Claims

（ａ）表面上にアモルファス材料からなる薄膜が形成された加工対象物を準備する工程と、
（ｂ）前記薄膜の表面において一方向に長いビーム断面を有するパルスレーザビームを該薄膜に入射させ、該薄膜を溶融させた後固化させ、ビーム入射領域の長軸方向に延在する両側の縁の各々と中心線との間の領域のうち、該縁及び該中心軸からある距離だけ隔てられ、該長軸方向に延在する帯状領域内に、該長軸方向に連なった結晶粒を発生させる工程と、
（ｃ）前記工程（ｂ）で形成された２本の帯状領域に挟まれた領域を含む領域に、パルスレーザビームを入射させ、該帯状領域内に形成されている結晶粒は溶融させず、該帯状領域に挟まれた領域内の薄膜を溶融させ、該帯状領域内の結晶粒を種結晶として結晶を成長させる工程と
を有し、
前記工程（ｃ）で入射させるパルスレーザビームの、前記加工対象物の表面におけるパルスエネルギ密度が、前記工程（ｂ）で入射させるパルスレーザビームのそれよりも小さい多結晶膜の製造方法。(A) preparing a workpiece on which a thin film made of an amorphous material is formed on the surface;
(B) A pulse laser beam having a long beam cross section in one direction on the surface of the thin film is incident on the thin film, the thin film is melted and then solidified, and both edges extending in the major axis direction of the beam incident region In the region between each of the two and the center line, a crystal grain connected in the major axis direction is generated in a band-shaped region that is separated from the edge and the central axis by a certain distance and extends in the major axis direction. A process of
(C) A pulse laser beam is incident on a region including a region sandwiched between two strip regions formed in the step (b), and crystal grains formed in the strip region are not melted, to melt the thin film sandwiched by the regions the band-like region, have a growing a crystal grain of the band-like region as a seed crystal,
A method for producing a polycrystalline film , wherein the pulse laser beam incident in the step (c) has a pulse energy density on the surface of the workpiece that is smaller than that of the pulse laser beam incident in the step (b) .

前記工程（ｃ）の後、さらに、成長した結晶粒の連なる帯状領域に挟まれた領域の前記薄膜が溶融するように、パルスレーザビームを該薄膜に入射させ、成長した結晶粒を種結晶としてさらに結晶を成長させる工程を繰り返す請求項１に記載の多結晶膜の製造方法。After the step (c), a pulsed laser beam is further incident on the thin film so that the thin film in the region sandwiched between the continuous band of grown crystal grains is melted, and the grown crystal grains are used as seed crystals. method for producing a polycrystalline film of claim 1, further repeating the steps of growing a crystal.

（ａ）表面上にアモルファス材料からなる薄膜が形成された加工対象物を準備する工程と、
（ｂ）前記薄膜の表面において一方向に長いビーム断面を有するパルスレーザビームを該薄膜に入射させ、該薄膜を溶融させた後固化させ、ビーム入射領域の長軸方向に延在する両側の縁の各々と中心線との間の領域のうち、該縁及び該中心軸からある距離だけ隔てられ、該長軸方向に延在する帯状領域内に、該長軸方向に連なった結晶粒を発生させる工程と、
（ｃ）前記工程（ｂ）で形成された２本の帯状領域に挟まれた領域を含む領域に、パルスレーザビームを入射させ、該帯状領域内に形成されている結晶粒は溶融させず、該帯状領域に挟まれた領域内の薄膜を溶融させ、該帯状領域内の結晶粒を種結晶として結晶を成長させる工程と、
（ｄ）前記工程（ｃ）の後、成長した結晶粒の連なる帯状領域に挟まれた領域の前記薄膜が溶融するように、パルスレーザビームを該薄膜に入射させ、成長した結晶粒を種結晶としてさらに結晶を成長させる工程を繰り返す工程と
を有し、
前記工程（ｄ）において、結晶を成長させる工程を繰り返す時に、前記加工対象物の表面におけるパルスエネルギ密度が徐々に小さくなるように、パルスレーザビームを入射させる多結晶膜の製造方法。(A) preparing a workpiece on which a thin film made of an amorphous material is formed on the surface;
(B) A pulse laser beam having a long beam cross section in one direction on the surface of the thin film is incident on the thin film, the thin film is melted and then solidified, and both edges extending in the major axis direction of the beam incident region In the region between each of the two and the center line, a crystal grain connected in the major axis direction is generated in a band-shaped region that is separated from the edge and the central axis by a certain distance and extends in the major axis direction. A process of
(C) A pulse laser beam is incident on a region including a region sandwiched between two strip regions formed in the step (b), and crystal grains formed in the strip region are not melted, Melting a thin film in a region sandwiched between the band-shaped regions, and growing crystals using the crystal grains in the band-shaped regions as seed crystals ;
(D) After the step (c), a pulsed laser beam is incident on the thin film so that the thin film in the region sandwiched between the band-like regions where the grown crystal grains are continuous is melted. further possess the step of repeating the step of growing the <br/> crystals as,
In the step (d), when the crystal growth step is repeated, a polycrystalline film manufacturing method in which a pulse laser beam is incident so that a pulse energy density on the surface of the workpiece is gradually reduced .

前記工程（ｂ）で照射されるパルスレーザビームのパルスエネルギ密度の短軸方向の勾配が、前記帯状領域の長軸方向に延在する外側の縁において、２８０ｍＪ／ｃｍ^２／μｍ以下である請求項１〜３のいずれかに記載の多結晶膜の製造方法。The gradient in the minor axis direction of the pulse energy density of the pulse laser beam irradiated in the step (b) is 280 mJ / cm ² / μm or less at the outer edge extending in the major axis direction of the band-like region. Item 4. The method for producing a polycrystalline film according to any one of Items 1 to 3 .

前記薄膜がシリコンで形成されており、該薄膜に入射させるパルスレーザビームの波長が３４０〜９００ｎｍである請求項１〜４のいずれかに記載の多結晶膜の製造方法。Wherein the thin film is formed of silicon, the manufacturing method of a polycrystalline film according to any one of claims 1 to 4 wave of the pulse laser beam to be incident on the thin film is 340～900Nm.