JPH01149483A - Solar cell - Google Patents

Solar cell

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JPH01149483A
JPH01149483A JP62308293A JP30829387A JPH01149483A JP H01149483 A JPH01149483 A JP H01149483A JP 62308293 A JP62308293 A JP 62308293A JP 30829387 A JP30829387 A JP 30829387A JP H01149483 A JPH01149483 A JP H01149483A
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JP
Japan
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crystal
single crystal
substrate
seed
film
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Pending
Application number
JP62308293A
Other languages
Japanese (ja)
Inventor
Takao Yonehara
隆夫 米原
Yuji Nishigaki
西垣　有二
Kenji Yamagata
憲二 山方
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Canon Inc
Original Assignee
Canon Inc
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Publication date
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    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
    • Y02E10/00—Energy generation through renewable energy sources
    • Y02E10/50—Photovoltaic [PV] energy

Abstract

PURPOSE:To enable not only enlargement of a solar cell of this design in area but also improvement of it in conversion efficiency at a low cost by a method wherein a poly-crystal large in diameter is made to grow selectively making use of a substrate on which a single crystal seed with a minute area controlled in orientation through a non-nucleus formation face forming material and a heat treatment. CONSTITUTION:A SiO2 layer 202 to be a non-nucleus formation face is deposited on an Al2O3 substrate 201, then a Ge polycrystalline thin film is formed thereon and made to be a starting seed crystal 203 through an etching or the like. A GaAs single crystal 204 is made to grow making use of the seen crystal as a nucleus through a crystal forming treatment. The face of the single crystal layer 204 manufactured through a process mentioned above is made to be flat by mechanical polishing. Next, a P-type GaAs crystal 206 is made to grow, then the p-type GaAs crystal 206 is subjected to an etching to bore a hole 207 which reaches to an n-type GaAs, a SiO2 208 is deposited, and then a contact hole 209 is provided to the n-type and the p-type GaAs layer. And, an AuGe comb-type electrode 210 is formed through a lift-off and a solar cell is formed through annealing.

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は太陽電池に関する。[Detailed description of the invention] [Industrial application field] The present invention relates to solar cells.

［従来技術］ 従来、太陽電池としては、■Ｓｔウェハを基板として使
用したもの、■ＧａＡｓウニ八を基板として使用したも
の、０表面にアモルファスＳｉを堆積した基板を使用し
たもの等が知られている。[Prior Art] Conventionally, solar cells have been known, such as those using ■St wafer as a substrate, ■ those using GaAs wafer as a substrate, and those using a substrate with amorphous Si deposited on the surface. There is.

［発明が解決しようとする問題点］ しかしながら、 ■Ｓｉウェハを基板として使用したものは、変換効率は
１５〜１６％と中程度であるが、Ｓｉクエへの価格が高
く、また、大面積化が困難である。[Problems to be solved by the invention] However, ■Those using a Si wafer as a substrate have a moderate conversion efficiency of 15 to 16%, but the cost of the Si wafer is high, and it is difficult to increase the area. is difficult.

■ＧａＡｓウェハを基板として使用したもの、は、変換
効率は１８〜２０％と高いが、Ｓｉウェハよりも一層大
面積化が困難であり、かつ、価格もＳｉウェハより一層
高い。(2) Those using GaAs wafers as substrates have a high conversion efficiency of 18 to 20%, but are more difficult to increase in area than Si wafers, and are also more expensive than Si wafers.

０表面にアモルファスＳｉを堆積した基板を使用したも
のは、比較的安価であり、大面積化も可能であるが、変
換効率が７〜１０％と低く、また安定性にも問題がある
。A substrate using a substrate with amorphous Si deposited on the surface thereof is relatively inexpensive and can be made into a large area, but the conversion efficiency is as low as 7 to 10%, and there are also problems with stability.

そこで、従来から、安価で、大面積化が可能で、かつ、
高い変換効率を有する太陽電池の出現が要望されていた
。Therefore, conventionally, it is inexpensive, can be made into a large area, and
There has been a demand for the emergence of solar cells with high conversion efficiency.

本発明は、上記要望に応じることができる太陽電池及び
その製造方法を提供することを目的とするものである。An object of the present invention is to provide a solar cell and a manufacturing method thereof that can meet the above-mentioned demands.

［問題点を解決するための手段］ 上記問題点は、核形成密度の小さな表面（以下非核形成
面という）を有する基体と；面方位が制御され熱履歴を
有する当該基体に配された種子結晶より成長した、単結
晶よりなる第１導電型の第１の半導体層と；該第１の半
導体層上に形成された、該第１の導電型とは反対導電型
の第２の半導体層と；適宜の位置に設けられた電極とを
具備することを特徴とする太陽電池により解決される。[Means for solving the problem] The above problem is caused by a substrate having a surface with a low nucleation density (hereinafter referred to as a non-nucleation surface); and a seed crystal arranged on the substrate having a controlled surface orientation and a thermal history. a first semiconductor layer of a first conductivity type made of a single crystal that has grown; a second semiconductor layer of a conductivity type opposite to the first conductivity type formed on the first semiconductor layer; ; the problem is solved by a solar cell characterized by comprising electrodes provided at appropriate positions.

［作用コ 以下に本発明をよりよく理解するために、本発明の主要
な構成要件を項目別に説明を加える。[Function] In order to better understand the present invention, the main constituent elements of the present invention will be explained item by item below.

く基体〉 本発明では、まず基体を用意する。基体は、表面に非核
形成面（核形成密度が小さい面）を有していればその材
質、形状、寸法等には特に限定されず任意の材質、形状
、寸法のものを使用できる。Substrate> In the present invention, first, a substrate is prepared. The material, shape, size, etc. of the substrate are not particularly limited, and any material, shape, and size can be used as long as the substrate has a non-nucleation surface (a surface with a low nucleation density) on the surface.

結局本発明で使用される基体は、非核形成面を有してい
れば良く、それ以外の構成的な要件は必要としない。After all, the substrate used in the present invention only needs to have a non-nucleation surface and does not require any other structural requirements.

ここで、表面に非核形成面を有する基体とは、まず、あ
る基体自身の表面が非核形成面である場合は当然に該当
する。例えば、５ｉｎ２基体（ガラス、石英基板等）が
あげられる。また、ある基体自身の表面は非核形成面で
はなくとも（例えば結晶性の基体の場合）、その基体表
面に非核形成面を生ずる材料からなる膜を堆積した場合
にも、表面に非核形成面を有する基体に該当する。例え
ば、金属、半導体、磁性体、圧電体あるいは絶縁体より
なる基板表面に、ＮＳＣ膜、ＰＳＧ膜、熱酸化５ｉ０２
膜等を堆積せしめたような場合である。Here, a substrate having a non-nucleation surface on its surface naturally corresponds to a case where the surface of a certain substrate itself is a non-nucleation surface. For example, a 5in2 substrate (glass, quartz substrate, etc.) may be used. Furthermore, even if the surface of a certain substrate itself is not a non-nucleation surface (for example, in the case of a crystalline substrate), even if a film made of a material that produces a non-nucleation surface is deposited on the surface of the substrate, a non-nucleation surface can be formed on the surface. This applies to substrates that have For example, on the surface of a substrate made of metal, semiconductor, magnetic material, piezoelectric material, or insulator, NSC film, PSG film, thermal oxidation 5i02
This is the case when a film or the like is deposited.

結局、別言するならば、非核形成面は、基体の表面がそ
うである必要はなく、基板と同じか、又は異なる材質で
なる非核形成面を形成するオオ料を堆積させたものであ
ってもよい。After all, in other words, the non-nucleation surface does not have to be the surface of the substrate, but may be one on which a material deposited to form the non-nucleation surface is made of the same or different material as the substrate. Good too.

なお、非核形成面を有する膜を堆積せしめる場合におけ
る堆積方法は、例えば、ＣＶＤ法、スパッタ法、ＬＰＥ
法、ＭＢＥ法その他の任意の堆積法を用いればよい。Note that the deposition method for depositing a film having a non-nucleation surface is, for example, the CVD method, the sputtering method, or the LPE method.
Any deposition method such as MBE method, MBE method, etc. may be used.

なお、上記において非核形成面とは、核形成密度の小さ
な表面のことであり、核形成密度が小さいとは、絶対的
基準において小さい場合と、種子結晶の表面との比較に
おいて小さい場合の両者が含まれる。すなわち、非核形
成面に対し種子結晶表面において選択的にエピタキシャ
ル成長が起こり種子結晶から成長した結晶が単結晶とな
り、非核形成面上には、核形成及び堆積が生じなければ
ればよいので相対的基準において小さい場合も含まれる
。Note that in the above, a non-nucleation surface is a surface with a low nucleation density, and a low nucleation density means both a case where it is small on an absolute basis and a case where it is small in comparison with the surface of the seed crystal. included. In other words, epitaxial growth occurs selectively on the surface of the seed crystal with respect to the non-nucleation surface, and the crystal grown from the seed crystal becomes a single crystal.On a relative basis, it is sufficient that no nucleation or deposition occurs on the non-nucleation surface. This includes small cases.

また、核形成密度は、温度、圧力、添加ガス（ＨＣλガ
ス等のエツチングガスを結晶成長を行なうためのソース
ガスと同時に供給し、核形成を抑制すれば核形成密度は
一層低くなる）その他の結晶形成処理時の条件によフて
変化するが、変化させた条件下で、非核形成面の核形成
密度は小さいほどよい。In addition, the nucleation density is determined by temperature, pressure, additive gas (if an etching gas such as HCλ gas is supplied at the same time as the source gas for crystal growth to suppress nucleation, the nucleation density will be lower), and other factors. Although it changes depending on the conditions during the crystal formation treatment, the smaller the nucleation density on the non-nucleation surface under the changed conditions, the better.

〈種子結晶〉 本発明者は、面方位の制御された（すなわち、面方位が
ほぼ一定の方向に配向ないし揃った）種子単結晶を非核
形成面に容易に配設する方法について各種の探索を行な
ったところ、次の方法を発見した。なお、熱履歴を有す
る種子結晶とは、例えば以下の方法で形成された種子結
晶である。<Seed Crystal> The present inventor has conducted various searches for a method for easily arranging a seed single crystal with a controlled plane orientation (that is, the plane orientation is oriented or aligned in a substantially constant direction) on a non-nucleation surface. When I did this, I discovered the following method: Note that the seed crystal having a thermal history is, for example, a seed crystal formed by the following method.

（方法１） 非核形成面に、表面の面方位が方位制御され、かつ、表
面の面積が微小な薄膜の種子多結晶を配し、次に該多結
晶を熱処理することにより該多結晶を種子単結晶とする
方法。(Method 1) A thin film seed polycrystal whose surface orientation is controlled and whose surface area is minute is placed on the non-nucleation surface, and then the polycrystal is heat-treated to form the seed polycrystal. Method of making a single crystal.

（方法２） 非核形成面に溶融固化されることで単結晶化するに充分
微小な大きさを有する、結晶成長の種子となる材料を配
し、前記種子となる材料に熱処理を施して溶融固定化す
ることで面方位の制御された種子単結晶とする方法。(Method 2) A material serving as a seed for crystal growth is placed on the non-nucleation surface and has a size sufficiently small to become a single crystal when melted and solidified, and the material serving as the seed is heat treated to melt and fix. A method of producing seed single crystals with controlled plane orientation by

（方法３） 非核形成面に結晶成長の種子となる材料で形成された微
小な非晶質体を配し当該非晶質体に熱処理を施すことに
より面方位の制御された種子単結晶とする方法。(Method 3) A minute amorphous body made of a material that serves as a seed for crystal growth is placed on the non-nucleation surface and the amorphous body is heat-treated to form a seed single crystal with a controlled plane orientation. Method.

（方法４） 非核形成面に凝集するに充分薄く、かつ、単一体のまま
凝集するに充分微細な面積を有する、結晶の種子となる
材料を配し、該種子となる材料に熱処理を施して凝集を
生起させることで面方位の制御された種子結晶とする方
法。(Method 4) A crystal seed material that is thin enough to aggregate on a non-nucleation surface and has a sufficiently fine area to aggregate as a single body is placed, and the seed material is heat-treated. A method of producing seed crystals with controlled plane orientation by causing aggregation.

以上の方法について以下に詳細に説明する。The above method will be explained in detail below.

（方法１の説明） 本発明者は、ある特定の場合に、面方位が制御された多
結晶を熱処理すると、制御された面方位は維持されたま
ま多結晶は異常粒成長して大粒径の単結晶薄膜に変質す
ることを発見した。(Description of Method 1) The present inventor discovered that in a certain specific case, when a polycrystal with a controlled plane orientation is heat-treated, the controlled plane orientation is maintained while the polycrystal grows abnormally, resulting in large grain size. It was discovered that the deterioration of the material changes into a single-crystalline thin film.

そして、制御された面方位は維持されたまま単結晶に変
質するか否かは表面の面積に関係していることを知見し
、該面積が微小の場合に制御された面方位は維持された
まま微小面積中に粒界を含まない単結晶に変質すること
を確認した。They found that whether or not the controlled plane orientation was maintained and transformed into a single crystal was related to the surface area, and when the area was small, the controlled plane orientation was maintained. It was confirmed that the crystal changes to a single crystal without grain boundaries in a small area.

この現象は、本発明者により発見されたものであり、微
小部における異常粒成長（アブノーマルグレイングロウ
ス）、２次再結晶又は表面エネルギーを駆動力とした２
次再結晶の作用であると考えられる。This phenomenon was discovered by the present inventor, and is caused by abnormal grain growth in minute areas, secondary recrystallization, or secondary recrystallization using surface energy as the driving force.
This is thought to be due to the effect of secondary recrystallization.

・多結晶 ・方位制御 所望の面方位に制御するには、該所望の面方位に応じた
堆積法において所定の堆積条件に設定すればよい。- Polycrystal/Orientation Control In order to control the desired surface orientation, predetermined deposition conditions may be set in the deposition method according to the desired surface orientation.

・厚さ 種子多結晶の厚さとしては、１μｍ以下が好ましく、よ
り好ましくは０．５μｍ以下である。- Thickness The thickness of the seed polycrystal is preferably 1 μm or less, more preferably 0.5 μm or less.

・面積 面積が微小であることは熱処理と関係し、微小であるほ
ど単結晶に変質しやすい。粒径で面積を表わすと、１０
μｍ以下が好ましく、より好ましくは５μｍ以下である
。・The fact that the surface area is minute is related to heat treatment, and the smaller the area, the more likely it is to transform into a single crystal. When expressing the area in terms of particle size, it is 10
The thickness is preferably 5 μm or less, more preferably 5 μm or less.

・熱処理 面方位制御された微小な面積の薄膜の種子多結晶は、熱
処理を行うことより固相で面方位制御された微小な種子
単結晶に変質する。・Heat treatment A thin film seed polycrystal with a controlled surface orientation is transformed into a microscopic seed single crystal with a controlled surface orientation in a solid phase by heat treatment.

例えば、Ｓｉ又は、Ｇｅからなる数百人の粒径で１μｍ
以下、好ましくは０．５μｍ以下の厚さで、最長１０μ
ｍ以下、好ましくは５μｍ以下の大きさの方位制御され
た種子多結晶は、温度７００〜１３００℃で数１０分〜
数時間の熱処理を施す事により該種子多結晶と同一の方
位に制御された粒界を含まない種子単結晶に粒成長し変
質する。方位制御された種子多結晶膜の材質、厚さ、大
きさ、熱処理の温度のパラメータは、相互に関係するも
のである。種子多結晶膜の厚さが薄い程および大籾さが
小さい程、単結晶化し易い。For example, the particle size of several hundred particles made of Si or Ge is 1 μm.
Below, the thickness is preferably 0.5 μm or less, and the maximum is 10 μm.
Orientation-controlled seed polycrystals with a size of 5 μm or less, preferably 5 μm or less, are grown at a temperature of 700 to 1300°C for several tens of minutes to
By applying heat treatment for several hours, grains grow and change into seed single crystals that do not contain grain boundaries controlled in the same orientation as the seed polycrystals. The parameters of the material, thickness, size, and heat treatment temperature of the orientation-controlled seed polycrystalline film are interrelated. The thinner the seed polycrystalline film is and the smaller the grain size, the easier it is to become a single crystal.

熱処理の好ましい温度は、種子多結晶の材質の融点の関
係から材質により変わる。例えばＳｉ多結晶膜の時は８
００〜１４００℃が好ましく、Ｇｅ種子多結晶の場合は
６００〜９００℃が好ましい。The preferred temperature for the heat treatment varies depending on the material of the seed polycrystal due to its melting point. For example, in the case of Si polycrystalline film, 8
00 to 1400°C is preferable, and in the case of Ge seed polycrystals, 600 to 900°C is preferable.

熱処理温度の具体的な温度は上記したとおりであるが、
Ｓｔ、Ｇｅ以外の材質の場合は、概略として、Ｔ＠Ｘ０
．４以上の温度で熱処理を行えばよい。ただし、Ｔ、は
絶対温度における融点である。ただ、多結晶の結晶状態
（各種の結晶欠陥の有無、例えば不純物、空孔の存在等
）により上記温度は変動するが、その都度、熱処理温度
は適宜選択すればよい。The specific temperature of the heat treatment temperature is as described above,
In the case of materials other than St and Ge, as a general rule, T@X0
．． The heat treatment may be performed at a temperature of 4 or higher. However, T is the melting point at absolute temperature. However, the above temperature varies depending on the crystalline state of the polycrystal (the presence or absence of various crystal defects, for example, the presence of impurities, vacancies, etc.), and the heat treatment temperature may be appropriately selected each time.

なお、種子多結晶膜に第３族系の元素であるＢ、Ａｌｔ
、Ｇａ、Ｉ　ｎ、Ｔｊ２や、第５族系の元素であるＰ、
Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ等の不純物を添加すると粒界に沿って
原子の易動度が増加、あるいは粒界を越えて原子がジャ
ンプする頻度が促進され、粒界の５勤速度が極めて増速
される。すなわち、固相における異常な粒成長が誘起さ
れるので、熱処理に先立ち、多結晶にかかる不純物を注
入することが好ましい。In addition, the seed polycrystalline film contains B, Alt, which is a group 3 element.
, Ga, In, Tj2, and P, which is a group 5 element,
When impurities such as As, Sb, and Bi are added, the mobility of atoms along the grain boundaries increases, or the frequency of atoms jumping across the grain boundaries is promoted, and the 5th duty velocity of the grain boundaries is greatly increased. Ru. That is, since abnormal grain growth in the solid phase is induced, it is preferable to implant impurities into the polycrystals prior to heat treatment.

（方法２の説明） 方法２は、核形成密度の小さい非核形成面に、溶融固化
されることで単結晶化するに十分微小な大きさを有する
、結晶成長の種子となる材料を配し、前記種子となる材
料に熱処理を施して溶融固化することで面方位の制御さ
れた種子単結晶とし、該種子結晶を種子として単結晶を
成長させることを特徴とする結晶の成長方法である。(Description of Method 2) Method 2 is based on placing a material that serves as a seed for crystal growth on a non-nucleation surface with a low nucleation density and having a size sufficiently small to become a single crystal by being melted and solidified. This method of growing a crystal is characterized in that the seed material is heat-treated and melted and solidified to form a seed single crystal with a controlled plane orientation, and the single crystal is grown using the seed crystal as a seed.

・種子となる材料 種子となる材料は非晶質でも多結晶でもよい。・Materials that become seeds The seed material may be amorphous or polycrystalline.

非晶質あるいは多結晶の材料としては、減圧ＣＶＤ法、
プラズマＣＶＤ法、光ＣＶＤ法、ＥＢ（エレクトロンビ
ーム）蒸着法、スパッタ法、ＭＢＥ法などで堆積した非
晶質シリコン、非晶質ゲルマニウム、結晶方位のそろっ
ていない多結晶シリコン、結晶方位のそろっていない多
結晶ゲルマニウム、配向した（基板に垂直な結晶方位が
ほぼそろった）多結晶シリコン、配向した多結晶ゲルマ
ニウムなどを用いることができる。For amorphous or polycrystalline materials, low pressure CVD method,
Amorphous silicon deposited by plasma CVD method, photo CVD method, EB (electron beam) evaporation method, sputtering method, MBE method, etc., amorphous germanium, polycrystalline silicon with inconsistent crystal orientation, and deposited with uniform crystal orientation. Oriented polycrystalline silicon (the crystal orientation perpendicular to the substrate is almost aligned), orientated polycrystalline germanium can be used.

この種子となる材料は後述する溶融固化されることで単
結晶化するに十分微小な大きさである。This seed material has a sufficiently small size to become a single crystal by being melted and solidified as described below.

なお、この材料を以下スポット状の膜あるいは微粒子と
いうことがある。Note that this material may hereinafter be referred to as a spot-like film or fine particles.

・溶融固化 本方法では、上記スポット状の膜に熱処理を施して溶融
固化することで面方位の制御された種子単結晶とする。- Melting and solidification In this method, the spot-shaped film is heat-treated and melted and solidified to obtain a seed single crystal with a controlled plane orientation.

スポット状の堆積膜を溶融固化して種子単結晶に変える
ためには、例えばエネルギービームを照射すればよい。In order to melt and solidify the spot-like deposited film and turn it into a seed single crystal, it is sufficient to irradiate it with an energy beam, for example.

照射するエネルギービームとしては、各種レーザー（例
えばＣＯ□レーザー、エキシマレーザ−１Ａｒレーザー
）、電子線、各種ランプ等を用いることができる。As the energy beam for irradiation, various lasers (for example, CO□ laser, excimer laser-1Ar laser), electron beams, various lamps, etc. can be used.

なお、熱処理条件によっては面方位が制御されないこと
があるが、照射条件、冷却条件等を適宜選択することに
より面方位を制御する。Although the surface orientation may not be controlled depending on the heat treatment conditions, the surface orientation is controlled by appropriately selecting irradiation conditions, cooling conditions, etc.

（方法３の説明） 方法３の非晶質体としては減圧ＣＶＤ法、プラズマＣＶ
Ｄ法、光ＣＶＤ法、ＥＢ（エレクトロンビーム）蒸着法
、スパッタ法、ＭＢＥ法等で堆積した非晶質シリコン、
非晶質ゲルマニウム等を用いることができる。(Explanation of method 3) As the amorphous material of method 3, low pressure CVD method, plasma CV
Amorphous silicon deposited by D method, photoCVD method, EB (electron beam) evaporation method, sputtering method, MBE method, etc.
Amorphous germanium or the like can be used.

非晶質体は微小である。その厚さには特に限定されない
が、１μｍ以下が好ましく、０．５μｍ以下がより好ま
しい。また、バターニングされた領域の大きさは、１０
μｍ角以下が好ましく、５μｍ角以下がより好ましい。Amorphous bodies are minute. The thickness is not particularly limited, but is preferably 1 μm or less, more preferably 0.5 μm or less. Also, the size of the patterned area is 10
It is preferably 5 μm square or less, more preferably 5 μm square or less.

・熱処理 方法３における熱処理は、ＴａＸ０．４以上が好ましい
（ただし、Ｔ、は絶対温度における融点）。- In the heat treatment in heat treatment method 3, TaX is preferably 0.4 or more (T is the melting point at absolute temperature).

なお、種子結晶の材料としてＳｔを例にとると、実際の
Ｓｉの融点は約１４２０〜１４５０℃であり、単結晶化
するための温度も高温度となり、実際のプロセスには高
温すぎて必ずしも好ましくない。そこで、不純物（例え
ばＰ）をドーピングした。Ｐを高濃度にドーピングする
ことによって熱処理可能温度は約８００℃まで一気に下
がる。この事実によって非晶質Ｓｔの熱処理法がプロセ
ス温度付近でより一層実用的に達成できる。If St is used as an example of a seed crystal material, the actual melting point of Si is about 1420 to 1450°C, and the temperature for single crystallization is also high, which is too high for actual processes and is not necessarily desirable. do not have. Therefore, an impurity (for example, P) was doped. By doping P at a high concentration, the temperature at which heat treatment can be performed is suddenly lowered to about 800°C. Due to this fact, the heat treatment method for amorphous St can be more practically achieved near the process temperature.

ドーピング元素としては、例えばＰ、Ａｓの第５族元素
あるいはＢの第３族元素が好ましい。その量としてはＩ
　Ｘ　１０２０／　ｃｒｄ以上が好ましく、より好まし
くはドーピング元素のＳｔに対する固溶限付近がよい。As the doping element, for example, a Group 5 element such as P or As or a Group 3 element such as B is preferable. The amount is I
X 1020/crd or more is preferable, and more preferably it is near the solid solubility limit of the doping element with respect to St.

ただし、固溶限は各元素によって、また、温度によって
異なる。例えば、Ｓｉに対してＡｓは約２Ｘ１０”／ｃ
ｒｒｌ’、Ｐは約ｌＸｌ０”７ｃｍ”、Ｂは約４ｘ　１
０”／ｃｒｎ’〜６ｘｌＯ”／ｃｒｒ？である。However, the solid solubility limit varies depending on each element and temperature. For example, compared to Si, As is approximately 2X10”/c
rrl', P is approximately lXl0"7cm", B is approximately 4x1
0"/crn'~6xlO"/crr? It is.

また、この熱処理法による単結晶化は、多結晶を用いて
も充分可能であることもわかっているが、非晶質の方が
多結晶に比べてアニール効果（すなわち、単結晶化のし
やすさ）が大きい。It is also known that single crystallization using this heat treatment method is possible even with polycrystals, but amorphous ones have a better annealing effect (i.e., easier single crystallization ) is large.

本方法において形成した単結晶種子には、（ｉｔｉ）配
向性がある。何故ａ−３ｉを用いてアニールしたものが
（１１１）面を形成するかはまだはっきりとはわかって
いないが、活性化されたＳｉが再結晶化する際に、（１
１１）面を基板平行面にする再結晶化が最もエネルギー
的に安定しているためだと考えられる。The single crystal seeds formed in this method have (iti) orientation. It is not yet clear why the (111) plane is formed by annealing using a-3i, but when activated Si recrystallizes, the (11) plane is formed.
11) This is thought to be because recrystallization in which the plane is parallel to the substrate is the most energetically stable.

（方法４の説明） ・種子となる材料 種子となる材料は、多結晶でも非晶質でもよく、また、
その材料としては、Ｇｅ、Ｓｉ等があげられる。(Explanation of method 4) ・Seed material The seed material may be polycrystalline or amorphous, and
Examples of the material include Ge and Si.

この材料の厚さは、後述する熱処理を施した時に凝集す
るに充分薄い厚さである。例えば、０．１μｍ以下の膜
厚が好ましい。The thickness of this material is sufficiently thin that it will coagulate when subjected to the heat treatment described below. For example, a film thickness of 0.1 μm or less is preferable.

また、面積として、単一体のまま凝集するに充分微細な
面積を有する。例えば、パターニングで径で７μｍ以下
が好ましく、２μｍ以下がより好ましい。In addition, the area is small enough to aggregate as a single body. For example, the patterning diameter is preferably 7 μm or less, more preferably 2 μm or less.

以下この材料を超薄膜という場合がある。Hereinafter, this material may be referred to as an ultra-thin film.

・熱処理・凝集 本発明では上述した結晶の種子となる材料に熱処理を施
して凝集を生起させる。すなわち、上述した結晶の種子
となる材料に融点以下の温度で熱処理を施すと（例えば
Ａｒ中で７５０℃×１時間）、あたかも、液相の様に凝
集現象が起こり、該超薄膜は凝集体となる。そして、そ
の特徴的な点は、形成された凝集体は、単結晶であり、
かつ、その面方位は一定の方位を有しているという点で
ある。つまり、本方法は、凝集時単結晶化現象を利用し
、方位の揃った種子単結晶を配置する。なお、上記の凝
集化現象は、表面エネルギーを最小にするため、固相で
も原子が移動することを示している。-Heat treatment/agglomeration In the present invention, the material serving as the crystal seeds described above is heat treated to cause aggregation. That is, when the material that becomes the seed of the crystal described above is heat-treated at a temperature below its melting point (for example, in Ar at 750°C for 1 hour), an agglomeration phenomenon occurs as if it were in a liquid phase, and the ultra-thin film becomes an aggregate. becomes. The characteristic point is that the formed aggregate is a single crystal,
Moreover, the surface orientation has a certain orientation. In other words, this method uses the single crystallization phenomenon during aggregation to arrange seed single crystals with uniform orientation. Note that the aggregation phenomenon described above indicates that atoms move even in the solid phase in order to minimize surface energy.

結局、本方法の結晶の種子となる材料のような超薄膜の
場合、体積に対する表面積の占める割合が著しく増大し
１、その結果、表面エネルギーの減少を駆動力として融
点よりはるかに低い温度で凝集現象が起こる。なお、他
の材料の場合にも同様の現象が得られる。After all, in the case of ultrathin films, such as the material that seeds the crystals of this method, the surface area to volume ratio increases significantly,1 and as a result, the reduction in surface energy is the driving force for agglomeration at temperatures well below the melting point. A phenomenon occurs. Note that similar phenomena can be obtained with other materials as well.

また、本発明における結晶の種子となる材料は、単一体
のまま凝集するに充分微細な面積を有しているので、熱
処理によって***することはなく単一性は保持される。In addition, the material serving as the crystal seed in the present invention has a sufficiently fine area to aggregate as a single body, so it does not split during heat treatment and maintains its unity.

以上の４つの方法において、種子結晶は同一基体に１個
のみ配設してもよいし複数個配設してもよい。１個配設
する場合、基体に配する多結晶膜の位置は、成長する結
晶における中心の位置とほぼ一致する。In the above four methods, only one seed crystal or a plurality of seed crystals may be provided on the same substrate. When one polycrystalline film is provided, the position of the polycrystalline film placed on the base substantially coincides with the center position of the growing crystal.

また、複数個配設する場合においては、位置及び粒径が
制御された多結晶膜を望む場合には各種子結晶間の距離
を成長させたい各単結晶の大きさに合わせればよい。Furthermore, in the case where a plurality of seed crystals are provided, if a polycrystalline film with controlled position and grain size is desired, the distance between each seed crystal may be adjusted to the size of each single crystal to be grown.

く結晶形成処理〉 本発明においては、基体の非核形成面に種子結晶を配設
した後、結晶形成処理を行なう。結晶形成処理とは、種
子単結晶を種子として結晶成長をせしめ、より大きな単
結晶とする処理である。Crystal Formation Treatment> In the present invention, a crystal formation treatment is performed after seed crystals are provided on the non-nucleation surface of the substrate. The crystal formation treatment is a treatment in which a seed single crystal is used as a seed to cause crystal growth to form a larger single crystal.

結晶形成処理の方法としては、例えば、ＣＶＤ法、ＬＰ
Ｅ法、ＭＯＣＶＤ法等があげられるが、もちろんこれら
の方法以外の方法を用いてもよい。Examples of crystal formation treatment methods include CVD method, LP
Examples include the E method and the MOCVD method, but of course methods other than these methods may also be used.

なお、結晶成長させる材質は、種子単結晶の材質と同一
でもよいし異なってもよい。例えば、種子単結晶をＧｅ
とした場合、結晶成長させる材質はＧｅ、Ｓｉ、ＧａＡ
ｓ、ＧａＡＪ：ＬＡｓその他の化合物半導体とすること
ができる。また、種子単結晶がＳｉの場合にも同様に結
晶成長させる材質はＧｅ、Ｓｔ、ＧａＡｓ、ＧａＡｕＡ
ｓその他の化合物半導体とすることができる。Note that the material for crystal growth may be the same as or different from the material of the seed single crystal. For example, seed single crystals are
In this case, the material for crystal growth is Ge, Si, GaA
s, GaAJ:LAs and other compound semiconductors. Similarly, when the seed single crystal is Si, the materials used for crystal growth are Ge, St, GaAs, and GaAuA.
s and other compound semiconductors.

以下に結晶成長の作用を説明する。The effect of crystal growth will be explained below.

その基本原理は、選択エピタキシャル成長とエピタキシ
ャル横方向成長の原理にある。選択エピタキシャル成長
を説明する前に、本発明の理解を容易にするために、−
船釣な結晶成長のメカニズムを以下に説明する。Its basic principle lies in the principles of selective epitaxial growth and epitaxial lateral growth. Before explaining selective epitaxial growth, in order to facilitate understanding of the present invention, -
The mechanism of crystal growth is explained below.

・−船釣メカニズム 堆積面の基板が、飛来する原子と異なる種類の材料、特
に非晶質材料よりなる場合、飛来する原子は基板表面を
自由に拡散し、又は、再蒸発する。そして原子同志の衝
突の末、核が形成され、その自由エネルギＧの変化ΔＧ
が最大となるような核（この核は一般に安定核、成長核
あるいは臨界核と呼ばれる）の大きさｒｃ以上になると
、ΔＧは減少し、核は安定に三次元的に成長を続け、島
状となる。- Boat fishing mechanism When the substrate on the deposition surface is made of a different type of material than the incoming atoms, especially an amorphous material, the incoming atoms freely diffuse across the substrate surface or re-evaporate. After the atoms collide, a nucleus is formed, and its free energy G changes ΔG
When the size of the nucleus (this nucleus is generally called a stable nucleus, growth nucleus, or critical nucleus) at which the becomes.

このように核が成長して島状になり、更に成長して島同
志が接触して網目状に基板表面を覆い、最後に連続膜と
なって基板表面を完全に覆う。このような過程を経て基
板上に薄膜が堆積する。特に基体が非晶質の場合に良好
な多結晶薄膜となる。In this way, the nuclei grow to form islands, and as they grow further, the islands come into contact with each other, covering the substrate surface in a network pattern, and finally form a continuous film that completely covers the substrate surface. Through this process, a thin film is deposited on the substrate. Particularly when the substrate is amorphous, a good polycrystalline thin film can be obtained.

・選択エピタキシャル成長 上記した一般的成長に対し、選択エピタキシャル成長の
場合は、表面エネルギー、付着係数、表面拡散速度等の
結晶成長下過程での核形成を左右する因子の材料間での
差を利用して、基板上に選択的にエピタキシャル成長を
行なわしめるものである。・Selective epitaxial growth In contrast to the general growth described above, selective epitaxial growth utilizes differences between materials in factors that influence nucleation during crystal growth, such as surface energy, adhesion coefficient, and surface diffusion rate. , which selectively performs epitaxial growth on a substrate.

すなわち、基体上における安定核の発生を抑止しく従っ
て、基体からの結晶成長は生じない）、種子単結晶表面
からのみエピタキシャル成長を行なわしめるものである
。That is, the generation of stable nuclei on the substrate is suppressed (therefore, crystal growth from the substrate does not occur), and epitaxial growth is performed only from the surface of the seed single crystal.

本発明では、基体表面は非核形成面であるので、かかる
安定核の発生は抑制され、種子単結晶のみから選択的に
結晶成長が生ずる。In the present invention, since the substrate surface is a non-nucleation surface, the generation of such stable nuclei is suppressed, and crystal growth occurs selectively only from the seed single crystal.

さらに、本発明においては、種子単結晶表面から次第に
結晶は、横方向にもエピタキシャル成長し、やがて基体
を覆う形で単結晶が形成されていく。Furthermore, in the present invention, the crystal gradually grows epitaxially in the lateral direction from the surface of the seed single crystal, and eventually a single crystal is formed to cover the substrate.

なお、非核形成面となる理由は、次のように考えられる
。The reason for the non-nucleation surface is thought to be as follows.

一般的には飛来原子の基板表面上で表面拡散距離が異常
に大きいか、あるいは吸着係数が異常に小さい事に起因
する。また、飛来原子と基板物質が化学反応を起こし、
生成物質の蒸気圧が高く、蒸発してしまう事もある。Generally, this is caused by an abnormally large surface diffusion distance of incoming atoms on the substrate surface, or an abnormally small adsorption coefficient. In addition, the incoming atoms and the substrate material cause a chemical reaction,
The vapor pressure of the product is high and may evaporate.

例えば、ＳＬをＳｉｎ、基体上に９００℃以上で堆積さ
せると、 Ｓｉ＋５ｉＯ２−＋２ＳｉＯ↑ となりＳｔは堆積できない（Ｔ、Ｙｏｎｅｈａｒａ　ｅ
ｔ　ａｌ。For example, if SL is deposited on a Sin substrate at 900°C or higher, Si+5iO2-+2SiO↑ and St cannot be deposited (T, Yonehara e
tal.

Ｊ、＾、Ｐ、５３．Ｐ、６８３９．１９８２　）　。J, ^, P, 53. P, 6839.1982).

また、 Ｇｅ＋Ｓ　ｉ　０２　→ＧｅＯ↑＋ＳｉＯ↑の反応も起
こり得る。また、吸着原子と反応する添加ガスを送る事
も可能であり、吸着原子は全てエツチングされてしまう
。例えばＳｉ、Ｇｅに対し七Ｈｃｘが有効である。主に
、Ｈ２ガスの５ｉ０２基板表面吸着によって、Ｓｉの５
ｉｎ２上の吸着サイトが皆無となる事もある（Ｗ、Ａ、
Ｐ。Moreover, the reaction of Ge+S i 02 →GeO↑+SiO↑ may also occur. It is also possible to send an additive gas that reacts with the adatoms, and all of the adatoms will be etched away. For example, 7Hcx is effective for Si and Ge. Mainly, due to the adsorption of H2 gas on the 5i02 substrate surface, 5
In some cases, there are no adsorption sites on in2 (W, A,
P.

Ｃ１ａｓｓｅｎ　＆　Ｂｌｏｅｍ、　Ｊ、ＥＩｅｃｔｒ
ｏ−ｃｈｅｍｉｃａｌ　５ｏｃｉｅｔｙ。C1assen & Bloem, J, EIectr.
o-chemical 5ociety.

１２８、１３５３．１９８１）。128, 1353.1981).

このような非核形成とする条件は、温度、圧力、供給さ
れる原料ガスの流量等で調整すればよい。Conditions for such non-nucleation may be adjusted by adjusting temperature, pressure, flow rate of raw material gas supplied, etc.

さらに、本発明では、種子単結晶の表面の方位は方位制
御されており、表面が方位制御された単結晶を種子単結
晶として選択エピタキシャル成長と横方向エピタキシャ
ル成長を行うと、表面から成長した単結晶の面方位は一
定しており、その単結晶に半導体装置を形成した場合に
その特性が一定していることは、本発明による幾多の実
験により確認されているところである。Furthermore, in the present invention, the orientation of the surface of the seed single crystal is controlled, and when selective epitaxial growth and lateral epitaxial growth are performed using the single crystal whose surface orientation is controlled as the seed single crystal, the single crystal grown from the surface It has been confirmed through numerous experiments according to the present invention that the plane orientation is constant, and that when a semiconductor device is formed on the single crystal, its characteristics are constant.

以上のように結晶形成処理の成長させる材料としては、
Ｇｅ、Ｓｉ、ＧａＡｓ、ＧａＡＪ２Ａｓ等があげられる
。すなわち、ホモエピタキシャル成長、ヘテロエピタキ
シャル成長のどちらをも行なうことができる。As mentioned above, the materials to be grown in the crystal formation process are:
Examples include Ge, Si, GaAs, GaAJ2As, and the like. That is, both homoepitaxial growth and heteroepitaxial growth can be performed.

本発明の非晶質絶縁基板上の単結晶シリコン微粒子を単
結晶のまま２次元的あるいは３次元的に成長させる方法
としては、ＣＶＤエピタキシャル成長法や液相エピタキ
シャル成長法などを用いることができる。ＣＶＤエピタ
キシャル成長法に用いるソースガスとしては、ＳｉＨ４
゜ＳｉＨ２Ｃｕ２．５ｉＨＣｊ！３，５ｉＣＪ２４゜５
ｉ２Ｈａなどが用いられる。エツチングガスとしてはＨ
Ｃｆｔ、Ｆ２　、ＣｆＬ２．ＣＨＦ５　。As a method for two-dimensionally or three-dimensionally growing the single crystal silicon fine particles on the amorphous insulating substrate of the present invention while remaining as a single crystal, a CVD epitaxial growth method, a liquid phase epitaxial growth method, or the like can be used. The source gas used in the CVD epitaxial growth method is SiH4.
゜SiH2Cu2.5iHCj! 3,5iCJ24゜5
i2Ha etc. are used. As an etching gas, H
Cft, F2, CfL2. CHF5.

ＣＦ４．ＣＣｌ２　Ｆ２　、ＣＣＪ２ｓ　Ｆなどを用い
ることができる。このエツチングガスの存在が、５ｉｎ
２上へのシリコンの直接堆積をおさえるのに重要である
。基板温度はソースガスの種類により異なるが、８００
〜１１００℃、圧力は減圧がよく、２０〜２００Ｔｏｒ
ｒ程度である。液相エピタキシャル成長法のソース溶液
としては、Ｓｎを溶媒としたＳｉ溶液、Ｇａを溶媒とし
たＳｔ溶液などを用いることができる。Ｓｎ溶媒の場合
、例えば成長温度９００℃、冷却速度０．２℃／ｍｉｎ
で結晶成長が可能である。CF4. CCl2 F2, CCJ2s F, etc. can be used. The presence of this etching gas
This is important to prevent direct deposition of silicon onto 2. The substrate temperature varies depending on the type of source gas, but is
~1100℃, pressure is preferably reduced, 20~200 Torr
It is about r. As a source solution for the liquid phase epitaxial growth method, a Si solution using Sn as a solvent, an St solution using Ga as a solvent, etc. can be used. In the case of Sn solvent, for example, the growth temperature is 900°C and the cooling rate is 0.2°C/min.
crystal growth is possible.

また、本発明の非晶質絶縁物基板上のゲルマニウム単結
晶微粒子を種子にてＧａＡｓなとの単結晶をヘテロエピ
タキシャル成長させて大きなＧａＡｓなとの単結晶を得
る方法としてはＭＯＣＶＤ法、液相エピタキシャル法な
どがある。In addition, as a method of heteroepitaxially growing a large single crystal of GaAs by using germanium single crystal fine particles on the amorphous insulating substrate of the present invention as a seed, MOCVD method, liquid phase epitaxial method, etc. There are laws, etc.

（以下余白） 以下本発明の詳細な説明する。まず、単結晶作製例を説
明する。(The following is a blank space) The present invention will be described in detail below. First, an example of producing a single crystal will be explained.

［実施例］ （単結晶作製例１−１） 本単結晶作製例では、Ｓｉ多結晶を出発種子結晶とし、
＜１１０＞の面方位を持つＳｉ単結晶（以下結晶島とい
うことがある）を８０μｍ径の大きさまで気相成長させ
た。[Example] (Single crystal production example 1-1) In this single crystal production example, Si polycrystal is used as a starting seed crystal,
A Si single crystal (hereinafter sometimes referred to as a crystal island) having a <110> plane orientation was grown in a vapor phase to a diameter of 80 μm.

以下に本実施例を詳細に説明する。This example will be explained in detail below.

本実施例においては、基板として４ｉｎｃｈのＳｔ単結
晶クり八へ使用した。このＳｔ単結晶ウェハを熱酸化処
理することにより、その表面に約２０００スルのＳｉＯ
□層を形成した。本例ではこのＳｉＯ２層が非核形成面
を形成している。In this example, a 4-inch St single crystal kurihachi was used as the substrate. By thermally oxidizing this St single crystal wafer, approximately 2,000 S of SiO
□A layer was formed. In this example, this SiO2 layer forms a non-nucleation surface.

次に、このＳＬｏ、層上に、ＬＰＣＶＤ法により以下の
条件でＳｉ薄膜を形成した。Next, a Si thin film was formed on this SLo layer by the LPCVD method under the following conditions.

圧　　　カニ　　１．０Ｔｏｒｒ 使用ガス：ＳｉＨ４（Ｈｅ希釈） 温　　　度：　６５０℃ 膜　　厚：　５００人 Ｘ線回折によりこのＳｉ薄膜の面方位を測定したところ
、その面方位は＜１１０＞であった。Pressure: 1.0 Torr Gas used: SiH4 (He diluted) Temperature: 650°C Film thickness: 500 people When the plane orientation of this Si thin film was measured by X-ray diffraction, the plane orientation was <110>.

また、このＳｉ薄膜を透過電子顕微鏡で観察し、その粒
径を測定したところ、約５００人の多結晶薄膜である事
がわがりた。Furthermore, when this Si thin film was observed with a transmission electron microscope and its grain size was measured, it was found that it was a polycrystalline thin film of approximately 500 particles.

この得られたＳｉ薄膜に、Ｐ　ＯＣＩＬ　ａによるリン
ガラス堆積（条件：９５０℃、３０ｍ１ｎ）により７．
５Ｘ１０”／ｃｍ’のＰをドーピングした。7. Phosphorus glass was deposited on the obtained Si thin film using POCIL a (conditions: 950°C, 30ml).
Doped with 5×10″/cm′ of P.

次、に、ステッパーを用いたフォトリソグラフとＳＦａ
ガスによる反応性イオンエツチング（ＲＩＥ）により、
格子状に１００μｍ間隔で配列した１μｍ角の微小な多
結晶が５ｘｌＯＯ個存在する部位を残し、その他の部分
をエツチングした。Next, photolithography using a stepper and SFa
By reactive ion etching (RIE) using gas,
A region where 5×100 microcrystals of 1 μm square arranged in a lattice pattern at 100 μm intervals was left, and the other regions were etched.

次に、熱処理炉にてＮ２ガス中で１１００℃ｘ３ｏｍｉ
ｎ熱処理を行った。熱処理後、透過電子顕微鏡で結晶粒
界の有無を調べたところ、１μｍ角の中に結晶粒界はな
かった。Next, heat treatment was performed at 1100°C x 3omi in N2 gas in a heat treatment furnace.
n heat treatment was performed. After the heat treatment, the presence or absence of grain boundaries was examined using a transmission electron microscope, and no grain boundaries were found within a 1 μm square.

上記の測定後、ＣＶＤ装置に投入し、次の条件でＳｉ結
晶形成処理、すなわち、ホモエピタキシャル成長を行な
わしめ結晶物品を形成した。After the above measurements, the sample was placed in a CVD apparatus and subjected to Si crystal formation treatment, that is, homoepitaxial growth, under the following conditions to form a crystal article.

圧　　　カニ　　１　５０Ｔｏｒｒ エツチングガス：ＨＣＪ２　　ｉＪｌ／ｍｉｎキャリア
ガス：Ｎ２　　１００Ｊｌ／ｍｉｎ使用ガス：５ｉＨ２
Ｃｕ２ 流　　　量：０．６Ｉｌ／ｍｉｎ 温　　　度＝　９５０℃ 結晶形成処理時間：　６０ｍ１　ｎ 結晶形成処理を施した後、結晶物品をＣＶＤ装置から取
り出し、金属顕微鏡により、成長した単結晶（結晶島と
もいう）を観察した。単結晶は良好なファセットを有し
ており、また、その粒径は８０μｍで、粒径分布（各単
結晶間における粒径のバラツキ）が殆どなかった。また
、５０×１００個の単結晶は、出発種子結晶である多結
晶膜を配した位置を中心に形成されており、その周辺の
ＳｉＯ２膜上を８０μｍ径の範囲にわたり覆っていた。Pressure Crab 1 50Torr Etching gas: HCJ2 iJl/min Carrier gas: N2 100Jl/min Gas used: 5iH2
Cu2 flow rate: 0.6 Il/min Temperature = 950°C Crystal formation treatment time: 60 m1n After performing the crystal formation treatment, the crystal article was taken out from the CVD apparatus and the grown single crystals (also called crystal islands) were examined using a metallurgical microscope. ) was observed. The single crystal had good facets, and the grain size was 80 μm, with almost no grain size distribution (dispersion in grain size between each single crystal). Furthermore, 50×100 single crystals were formed centered on the position where the polycrystalline film serving as the starting seed crystal was arranged, and covered the SiO2 film around the position over a range of 80 μm in diameter.

この結晶島の存在しない領域のＳｉＯ２膜上には、Ｓｉ
単結晶の堆積、成長はなかった。On the SiO2 film in the region where no crystal islands exist, Si
There was no single crystal deposition or growth.

微小部Ｘ線回折装置において３０μｍφに絞ったＸ線を
使用してその面方位を測定したところ、結晶島は＜１１
０＞の面方位を有していた。When the plane orientation was measured using an X-ray focused to 30 μm diameter using a microscopic X-ray diffractometer, the crystal islands were <11
It had a plane orientation of 0>.

（単結晶作製例１−２） 本単結晶作製例では、Ｓｉ多結晶を出発種子結晶とし、
＜１００＞の面方位を持ち、単結晶同士の粒界の位置及
び単結晶の粒径が制御された単結晶群を得た。ここで単
結晶群とは単結晶同士が隣接して集合したものである。(Single crystal production example 1-2) In this single crystal production example, Si polycrystal is used as a starting seed crystal,
A group of single crystals having a <100> plane orientation and in which the positions of grain boundaries between single crystals and the grain size of the single crystals were controlled were obtained. Here, a single crystal group is a collection of adjacent single crystals.

単結晶作製例１−１と同様に、４ｉｎｃｈのＳＬ単結晶
ウェハを熱酸化処理して表面に約２０００人の厚さの５
ｉｎ２膜を形成した。Similarly to Single Crystal Preparation Example 1-1, a 4-inch SL single crystal wafer was thermally oxidized to form a 5-layer film with a thickness of approximately 2000 mm on the surface.
An in2 film was formed.

次に、実施例１とは温度条件を異ならしめ、５ｉｎ２膜
上にＬＰＣＶＤ法により以下の条件で、出発種子結晶と
なる薄膜のＳｉ多結晶を形成した。Next, the temperature conditions were different from those in Example 1, and a thin film of Si polycrystal, which would become the starting seed crystal, was formed on the 5-in2 film by the LPCVD method under the following conditions.

圧　　　カニ１．０Ｔｏｒｒ 使用ガス：ＳｉＨ４（Ｈｅ希釈） 温　　　度：　７００℃ 膜　　厚：５００人 Ｘ線回折でこのＳｉ薄膜の面方位を測定したところ、そ
の面方位は＜１００＞であり、他の方位は観察されない
。実施例１と同様に、このＳｉ車結晶の粒径を測定した
ところ、約５００人の多結晶薄膜である事がわがりた。Pressure: 1.0 Torr Gas used: SiH4 (He diluted) Temperature: 700°C Film thickness: 500 people When the plane orientation of this Si thin film was measured by X-ray diffraction, the plane orientation was <100>, and other Orientation is not observed. When the grain size of this Si wheel crystal was measured in the same manner as in Example 1, it was found that it was a polycrystalline thin film of about 500 grains.

この得られた薄膜のＳｉ多結晶に、イオン注入により、
７．５×１０２０／ｃｍ３のＰをドーピングした。By ion implantation into the obtained thin film of Si polycrystal,
It was doped with 7.5×10 20 /cm 3 of P.

次に、ステッパーを用いたホトリソグラフと、ＳＦ６ガ
スによる反応性イオンエツチング（ＲＩＥ）で、１００
μｍ間隙で格子状に配列した１μｍ角のＳｉ多結晶を５
００ｘ５００個残し、その他の部位をエツチングした。Next, photolithography using a stepper and reactive ion etching (RIE) using SF6 gas were performed to
Five 1 μm square Si polycrystals arranged in a lattice with μm gaps are
00x500 pieces were left and the other parts were etched.

次に、熱処理炉にてＮ２ガス中で、１１００℃Ｘ３０ｍ
１　ｎ熱処理を行った後、透過電子顕微鏡で詳細に調べ
た結果、１μｍ角の中に結晶粒界はなかった。Next, in a heat treatment furnace in N2 gas, 1100°C x 30m
After performing the 1n heat treatment, detailed examination using a transmission electron microscope revealed that there were no grain boundaries within a 1 μm square.

上記測定後、ＣＶＤ装置に投入し、次のＳｉ結晶形成処
理を施した。本実施例もホモエピタキシャル成長である
。After the above measurements, the sample was placed in a CVD apparatus and subjected to the next Si crystal formation process. This example also uses homoepitaxial growth.

圧　　　カニ１５０Ｔｏｒｒ 使用ガス：　Ｓ　ｉ　Ｎ２　ＣＪ１２ 流　　　量：０．６ｕ／ｍｉｎ 温　　　度：　９５０℃ 結晶形成処理時間：　９０ｍ１　ｎ エツチングガス：ＨＣＪｌ　　１ｊ２／ｍｉｎキャリア
ガス：Ｈ２１００ＪＩ／ｍｉｎ結晶形成処理を施した後
、ＣＶＤ装置から結晶物品を取り出し、単結晶を高倍率
の金属顕微鏡により観察した。５ｉＪ１．結晶は、格子
状に配列した最初の多結晶の位置を中心に、第４図（Ｅ
）に示すように、隣の５Ｌｊｐ、結晶と接していた。こ
のＳｔ単結晶の粒径分布はほとんどなく、約１００μｍ
であった。Pressure 150 Torr Gas used: S i N2 CJ12 Flow rate: 0.6 u/min Temperature: 950°C Crystal formation treatment time: 90 m1 n Etching gas: HCJl 1j2/min Carrier gas: H2100 JI/min After crystal formation treatment The crystal article was taken out from the CVD apparatus, and the single crystal was observed using a high-magnification metallurgical microscope. 5iJ1. The crystals are arranged in a lattice pattern centered at the position of the first polycrystal, as shown in Figure 4 (E
), it was in contact with the adjacent 5Ljp crystal. This St single crystal has almost no grain size distribution, about 100 μm.
Met.

成長後の単結晶を、実施例１と同様にＸ線回折装置を用
いて、単結晶について面方位を観察したところ、最初の
多結晶の方位と等しい＜１００＞である事を確認した。When the single crystal after growth was observed for plane orientation using an X-ray diffraction apparatus in the same manner as in Example 1, it was confirmed that it was <100>, which is the same as the orientation of the initial polycrystal.

（単結晶作製例１−３） 本単結晶作製例では出発種子結晶としてＧｅ多結晶を用
い、＜１００＞の面方位を持つＧａＡｓ単結晶を４０μ
ｍ径の大きさまで気相成長させた。すなわち、本単結晶
作製例はへテロエピタキシャル成長せしめた例である。(Single crystal production example 1-3) In this single crystal production example, a Ge polycrystal is used as a starting seed crystal, and a GaAs single crystal with a <100> plane orientation is
It was grown in a vapor phase to a size of m diameter. That is, this single crystal production example is an example of heteroepitaxial growth.

以下に本単結晶作製例を詳細に説明する。This single crystal production example will be described in detail below.

８ｃｍ角のＡＪ１２０３基板に、５ｉ０２層を、常圧Ｃ
ＶＤ法により４００℃で、５００人厚スル積した。A 5i02 layer was placed on an 8cm square AJ1203 substrate at normal pressure C.
A 500-person thick film was applied at 400°C using the VD method.

次に、ＲＦスパッタ法により以下に示す条件でＧｅ薄膜
を形成した。Next, a Ge thin film was formed by RF sputtering under the conditions shown below.

圧　　　カニ３ｍＴｏｒｒ 使用ガス：Ａｒ パワー　：　５０Ｗ 温　　　度：　６００℃ 膜　　厚：５００人 形成されたＧｅ薄膜は、＜１００＞に配向したＧｅ多結
晶薄膜だった。Pressure: 3 mTorr Gas used: Ar Power: 50 W Temperature: 600°C Film thickness: 500 people The formed Ge thin film was a <100> oriented Ge polycrystalline thin film.

このＧｅ多結晶膜にＰを５×１０２°７’　ｃ　ｍ　’
でイオン注入した。本単結晶作製例ではこのＧｅ多結晶
膜が出発種子結晶となる。Add P to this Ge polycrystalline film at 5×102°7'cm'
Ion implantation was performed. In this single crystal production example, this Ge polycrystalline film becomes the starting seed crystal.

次に、フォトリソグラフとＮ２０２　　：　Ｎ２０によ
る化学エツチングでＧｅ多結晶薄膜１．２μｍ角を格子
状に１００μｍ間隔で５０×１００個の部位を残し、そ
の他の部分を除去した。Next, by photolithography and chemical etching using N202:N20, the Ge polycrystal thin film was removed in a lattice pattern of 50×100 parts at 100 μm intervals, and the other parts were removed.

次に、熱処理炉にて、Ｎ２ガス中で８５０℃Ｘ３０分の
熱処理を行なった。熱処理炉より取り出し、ランダムに
３０個所のＧｅ結晶について、透過電子顕微鏡により観
察したところ１．２μｍ角中に結晶粒界はなかった。Next, heat treatment was performed at 850° C. for 30 minutes in N2 gas in a heat treatment furnace. When the Ge crystals were removed from the heat treatment furnace and observed at 30 random locations using a transmission electron microscope, there were no grain boundaries within a 1.2 μm square.

次に、ＭＯＣＶＤにより下記条件で結晶形成処理を施こ
した。Next, crystal formation treatment was performed by MOCVD under the following conditions.

基板温度＝６７０℃ 使用ガス：アルシン（ＡｓＨ：＋） ０３ＣＣＭ トリメチルガリウム（ＴＭＧ） ３ＣＣＭ キャリアガス流量＝３０ぶ／　ｍ　ｉ　ｎ処理時間：　
８０ｍ１　ｎ 上記結晶形成処理を行った後、取り出し、上述した解析
手法により、結晶の評価を行なった。その結果、Ｇｅ多
結晶膜を配した５０ｘｌＯＯ個の部位を中心に、ＧａＡ
ｓ１結晶が、４０μｍの大きさで基体上に成長していた
。Substrate temperature = 670°C Gas used: Arsine (AsH: +) 03CCM Trimethylgallium (TMG) 3CCM Carrier gas flow rate = 30bu/min Processing time:
80 m1 n After performing the above crystal formation treatment, the sample was taken out and the crystals were evaluated using the analysis method described above. As a result, GaA
s1 crystals were grown on the substrate with a size of 40 μm.

ＧａＡｓＱＭ晶島について面方位を測定したところ＜１
００＞たった。When the plane orientation of GaAsQM crystal island was measured, it was <1
00> Only.

また、５ｉ０２膜面には、ＧａＡｓの成長及び堆積はな
かった。Furthermore, there was no growth or deposition of GaAs on the 5i02 film surface.

（単結晶作製例１−４） 本単結晶作製例では、Ｓｔ多結晶を出発種子結晶とし、
（１００）の方位を持つＳｉ単結晶を７０μｍまで液相
成長させた。(Single crystal production example 1-4) In this single crystal production example, St polycrystal is used as a starting seed crystal,
A Si single crystal with a (100) orientation was grown in liquid phase to a thickness of 70 μm.

単結晶作製例１−２と全く同様の材料、方法により、表
面が酸化処理された４ｉｎｃｈのｓｉウニ八へ多結晶よ
り変質した＜１００＞の面方位を持つＳｉ単結晶が、１
００μｍピッチに５００ｘ５００個格子状に配されてい
るサンプルを得た。Using exactly the same materials and method as in Single Crystal Preparation Example 1-2, a Si single crystal with a <100> plane orientation transformed from a polycrystal to a 4-inch Si sea urchin with an oxidized surface was
Samples were obtained in which 500 x 500 samples were arranged in a grid pattern at a pitch of 00 μm.

次に、変質して単結晶となったＳｉ単結晶（種子結晶）
を、Ｓｎ融媒で融解した溶液９００℃で浸透し、液相成
長を行った。０．２℃／　ｍ　ｉ　ｎの速度で冷却を行
い、１３分後に取り出し、上述した手法により形成され
た単結晶を評価した。Next, the Si single crystal (seed crystal) that has been transformed into a single crystal
was infiltrated with a solution melted with Sn melting medium at 900°C to perform liquid phase growth. Cooling was performed at a rate of 0.2° C./min, and the single crystal formed by the method described above was evaluated after being taken out after 13 minutes.

この単結晶は良好なファセットを持ち、全ての単結晶は
７０μｍの大きさを有し、粒径分布はほとんどなく、格
子状に並んだＳｉ単結晶島が形成されていた。その他の
５ｉ０２膜上には、Ｓｉ結晶の成長、堆積はなかった。This single crystal had good facets, all single crystals had a size of 70 μm, there was almost no grain size distribution, and Si single crystal islands arranged in a lattice were formed. No Si crystals were grown or deposited on the other 5i02 films.

更に結晶島の面方位を測定したら（１００）であった。Furthermore, when the plane orientation of the crystal islands was measured, it was found to be (100).

（単結晶作製例１−５） 本単結晶作製例では、出発種子結晶としてＳｉ多結晶薄
膜を用い、＜１００＞の方位を持つＧａＡｓ単結晶を９
０μｍまで液相成長させた。(Single crystal production example 1-5) In this single crystal production example, a Si polycrystalline thin film is used as a starting seed crystal, and a GaAs single crystal with <100> orientation is
Liquid phase growth was performed to a thickness of 0 μm.

以下に本単結晶作製例を詳細に説明する。This single crystal production example will be described in detail below.

単結晶作製例１−２と全く同様の材料、手法により表面
が酸化処理された４ｉｎｃｈのＳｔウェハに、多結晶よ
り変質した＜１００＞の面方位を持つＳｉ単結晶が、１
００μｍピッチに５００ｘ５００個格子状に配列されて
いるサンプルを得た。On a 4-inch St wafer whose surface was oxidized using the same material and method as in single-crystal production example 1-2, a Si single crystal with a <100> plane orientation that was altered from polycrystalline was placed.
Samples were obtained in which 500 x 500 samples were arranged in a grid pattern with a pitch of 00 μm.

次に、ＧａＡｓをＧａ融媒で融解し、７８０℃溶液に浸
漬し、液相成長を行った。０．１５ｔ／ｍｉｎの速度で
冷却を行い、１５分後に取り出した。Next, GaAs was melted with a Ga melt and immersed in a 780° C. solution to perform liquid phase growth. Cooling was performed at a rate of 0.15 t/min, and the container was taken out after 15 minutes.

単結晶は、良好なファセットを持ち、各単結晶は９０μ
ｍの大きさを有し、粒径分布はほとんどなく横方向にも
成長しており、格子状に並んだＧａＡｓ単結晶島が形成
されていた。Single crystals have good facets, each single crystal is 90μ
The particles had a size of m, had almost no grain size distribution, and had grown in the lateral direction, forming GaAs single crystal islands arranged in a lattice pattern.

その他の５ｉ０２膜上には、ＧａＡｓの成長、堆積はな
かった。さらに結晶島の面方位を測定したところ＜１０
０）であった。There was no growth or deposition of GaAs on the other 5i02 films. Furthermore, when the plane orientation of the crystal islands was measured, it was <10
0).

（単結晶作製例１−６） 本単結晶作製例では、Ｓｔ多結晶を出発種子結晶とし、
＜１００＞の面方位を持つＧａＡｓ１−結晶を９０μｍ
径の大きさまで気相成長させた。(Single crystal production example 1-6) In this single crystal production example, St polycrystal is used as a starting seed crystal,
GaAs1-crystal with <100> plane orientation is 90 μm thick.
It was grown in a vapor phase until it reached a diameter.

以下に本単結晶作製例を詳細に説明する。This single crystal production example will be described in detail below.

本単結晶作製例においては、基板として４ｉ　ｎｃｈの
Ｓｉ単結晶クり八へ使用した。このＳｔ単結晶ウェハを
熱酸化処理することにより、その表面に約２０００スル
のＳ　ｉ　Ｏ２層を形成した。本実施例ではこの５ｉ０
２層が非核形成面を形成している。次に、この５ｉｎ２
層上に、ＬＰＣＶＤ法により以下の条件でＳｉ薄膜を形
成した。In this single crystal production example, a 4-inch Si single crystal was used as the substrate. By subjecting this St single crystal wafer to thermal oxidation treatment, a SiO2 layer of about 2000 μl was formed on its surface. In this example, this 5i0
The two layers form the non-nucleation surface. Next, this 5in2
A Si thin film was formed on the layer by the LPCVD method under the following conditions.

圧　　　カニ　　１．０Ｔｏｒｒ 使用ガス：ＳｉＨ４（Ｈｅ希釈） 温　　　度＝　７００℃ Ｍ　　厚：５００人 Ｘ線回折によりこのＳｉ薄膜の面方位を測定したところ
、その面方位は＜１００＞であった。Pressure Crab 1.0 Torr Gas used: SiH4 (He diluted) Temperature = 700°C M Thickness: 500 people When the plane orientation of this Si thin film was measured by X-ray diffraction, the plane orientation was <100>.

また、このＳｉ薄膜を透過電子顕微鏡で観察し、その粒
径を測定したところ、約５００人の多結晶薄膜である事
がわかった。Furthermore, when this Si thin film was observed with a transmission electron microscope and its grain size was measured, it was found that it was a polycrystalline thin film of about 500 particles.

この得られたＳｉ薄膜に、ＰＯＣＪ２３によるリンガラ
ス堆積（条件：９５０℃ｘ３０ｍｉ　ｎ）により７　、
５　Ｘ　１０　”／　ｃ　ｍ　３のＰをドーピングした
。The obtained Si thin film was subjected to phosphorus glass deposition (conditions: 950°C x 30 min) using POCJ23.
Doped with 5×10”/cm3 of P.

次に、ステッパーを用いたフォトリソグラフとＳＦ６ガ
スによる反応性イオンエツチング（ＲＩＥ）により、格
子状に１００μｍ間隔で配列した１μｍ角の微小な多結
晶が５Ｘ１００個存在する部位を残し、その他の部分を
エツチングした。Next, by photolithography using a stepper and reactive ion etching (RIE) using SF6 gas, a region where 5 x 100 microcrystals of 1 μm square arranged in a lattice pattern at 100 μm intervals was left, and the other regions were etched. Etched.

次に、熱処理炉にてＮ２ガス中で１１００℃ｘ３０ｍｉ
　ｎ熱処理を行った。熱処理後、透過電子顕微鏡で結晶
粒界の有無を調べたところ、１μｍ角の中に結晶粒界は
なかった。Next, heat treatment was performed at 1100℃ x 30mi in N2 gas in a heat treatment furnace.
n heat treatment was performed. After the heat treatment, the presence or absence of grain boundaries was examined using a transmission electron microscope, and no grain boundaries were found within a 1 μm square.

上記の測定後、ＣＶＤ装置に投入し、次の条件でＧａＡ
ｓ結晶形成処理、すなわち、ヘテロエピタキシャル成長
を行わしめ結晶物品を形成した。After the above measurements, the GaA
A crystal formation process, ie, heteroepitaxial growth, was performed to form a crystalline article.

基板温度：６７０℃ 使用ガス：アルシン（ＡｓＨｓ） ０ＳＣＣＭ トリメチルガリウム（ＴＭＧ） ＳＣＣＭ キャリアガス流量＝３０λ／ｍｉｎ 処理時間：８０ｍ１ｎ 結晶形成処理を施した後、結晶物品をＣＶＤ装置から取
り出し、金属顕＠鏡により、成長した単結晶を観察した
。単結晶は良好なファセットを有しており、また、その
粒径は９０μｍで、粒径分布が殆どなかった。また、５
０Ｘ’ｌＯＯ個の単結晶は、出発種子結晶である多結晶
膜を配した位置を中心に形成されており、その周辺のＳ
　３０２　ＭＩ上を９０μｍ径の範囲にわたり覆ってい
た。この結晶島の存在しない領域の５ｉ０２膜上には、
ＧａＡｓ単結晶の堆積、成長はなかった。Substrate temperature: 670°C Gas used: Arsine (AsHs) 0SCCM Trimethylgallium (TMG) SCCM Carrier gas flow rate = 30λ/min Processing time: 80m1n After performing the crystal formation process, the crystal article was taken out from the CVD apparatus and placed under a metal microscope The grown single crystal was observed. The single crystal had good facets, and the grain size was 90 μm, with almost no grain size distribution. Also, 5
0X'lOO single crystals are formed centered on the position where the polycrystalline film, which is the starting seed crystal, is placed, and the surrounding S
302 MI was covered over a 90 μm diameter range. On the 5i02 film in the region where no crystal islands exist,
There was no deposition or growth of GaAs single crystals.

微小部Ｘ線回折装置において３０μｍφに絞フたＸ線を
使用してその面方位を測定したところ、結晶島は＜１０
０＞の面方位を有していた。When the plane orientation was measured using a micro X-ray diffractometer using an X-ray apertured to a diameter of 30 μm, it was found that the crystal islands were <10
It had a plane orientation of 0>.

以上詳細に説明したように、本発明による結晶物品及び
そのその形成方法は、非核形成面形成用の材料と熱処理
によって得られる方位制御された微小な面積の単結晶種
が形成された基体を用いる事で、選択的に成長させるも
のであり、これによって必要な大きさの面方位の揃った
単結晶あるいは単結晶の集合した単結晶群（すなわち大
粒径多結晶の結晶）を任意の材料の基体上に容易に形成
する事ができる。As explained in detail above, the crystalline article and the method for forming the same according to the present invention use a material for forming a non-nucleation surface and a substrate on which a single crystal seed of a minute area with controlled orientation is formed by heat treatment. This allows for selective growth of a single crystal of the required size and uniform plane orientation, or a group of single crystals (i.e., large-grain polycrystalline crystals) of any material. It can be easily formed on a substrate.

（単結晶作製例２−１） 第１図（Ａ）〜（Ｄ）は本発明の単結晶の成長方法例を
示すものである。(Single Crystal Preparation Example 2-1) FIGS. 1(A) to (D) show an example of the method for growing a single crystal of the present invention.

第１図において、２５０ｍｍ角の石英ガラス基板１上に
減圧ＣＶＤ法で非晶質シリコン膜２を０．２μｍ堆積し
た。堆積条件は、Ｓ　ｉ　Ｈ４ガス流量５０ｓｅｃｍ、
ガス圧力０．３Ｔｏｒｒ、基板温度５６０℃、堆積時間
１時間とした。この薄膜をＸ線回折で調べて、非晶質で
あることを確認した。In FIG. 1, an amorphous silicon film 2 having a thickness of 0.2 μm was deposited on a 250 mm square quartz glass substrate 1 by low pressure CVD. The deposition conditions were: S i H4 gas flow rate 50 sec;
The gas pressure was 0.3 Torr, the substrate temperature was 560° C., and the deposition time was 1 hour. This thin film was examined by X-ray diffraction and confirmed to be amorphous.

次にフォトグラフ工程により、非晶質シリコン膜１０２
を直径約１μｍのスポット状に５０μｍ間隔にパターニ
ングした。Next, the amorphous silicon film 102 is
was patterned into spots with a diameter of about 1 μm at intervals of 50 μm.

次にスポット状の非晶質シリコン膜が５０μｍ間隔に多
数形成された石英ガラス基板１００をレーザーアニール
とＣＶＤとを行う結晶製造装置のレーザーアニール室に
セットし、基板温度を４５０℃に保った。石英窓を通し
て出力４ＷのＡｒイオンレーザ−を光学系を用いること
によりレーザースポット径約８０μｍに絞り、基板１０
０を８勤しながらレーザーを走査し照射した。その結果
スポット状の非晶質シリコン膜が溶融固化し、シリコン
単結晶微粒子１０３に変わった（第１図（Ｂ））。この
微粒子が単結晶であることはＴＥＭ　（透過電子顕微鏡
）観察により確認した。Next, the quartz glass substrate 100 on which a large number of spot-shaped amorphous silicon films were formed at intervals of 50 μm was set in a laser annealing chamber of a crystal manufacturing apparatus that performs laser annealing and CVD, and the substrate temperature was maintained at 450° C. An Ar ion laser with an output of 4 W is focused through a quartz window to a laser spot diameter of approximately 80 μm using an optical system, and the substrate 10 is
The laser was scanned and irradiated while the laser was set at 0 for 8 shifts. As a result, the spot-like amorphous silicon film was melted and solidified and turned into silicon single crystal fine particles 103 (FIG. 1(B)). It was confirmed by TEM (transmission electron microscope) observation that this fine particle was a single crystal.

次にシリコン単結晶微粒子が５０μｍ間隔に多数形成さ
れた石英ガラス基板１００をＣＶＤ室に移動し、基板温
度を９５０℃に保った。そしてソースガスとして５ｉＨ
２Ｃβ２を０．　６１／ｍｉｎ、エツチングガスとして
ＨＣｌを１℃／ｍｉｎ、キャリアガスとしてＨ２を１０
０ｕ／ｍｉｎボンベ８より流して、圧力を１５０Ｔｏｒ
ｒに保ちシリコン単結晶微粒子４を種子として結晶成長
させたところ、３０分間で直径約４０μｍの大きな単結
晶シリコンとなった。この成長条件ではシリコン原子は
石英ガラス（非晶質５ｉＯ２）上には直接堆積せず、シ
リコン単結晶微粒子上にのみ堆積する。したがって単結
晶シリコンがエピタキシャル成長して単結晶のまま少し
ずつ大きくなっていぎ、ＳｉＯ□上を覆フてぃくのであ
る（第１図（（Ｃ）〜（Ｄ））。この大きく成長したシ
リコン単結晶をマイクロＸ線回折装置（理学電機製）で
調べた結果、シリコン単結晶１０４Ｂの面方位（基板に
平行な面の結晶方位）が（１００）にそろっていた。従
って、種子であるシリコン単結晶微粒子の面方位も（１
００）にそろっていたと推測できる。なお、非晶質５ｉ
０２上の非晶質シリコン膜をレーザー照射で溶融固化し
再結晶化したとき、面方位が（１００）になりやすいの
は、シリコンと非晶質５ｉ０２との界面エネルギー（ｉ
ｎｔｅｒｆａｃｉａｌｅｎｅｒｇｙ）が、シリコンの結
晶面が（１００）のとき最小になるためと考えられてい
る。Next, the quartz glass substrate 100 on which a large number of silicon single crystal fine particles were formed at intervals of 50 μm was moved to a CVD chamber, and the substrate temperature was maintained at 950° C. And 5iH as source gas
2Cβ2 to 0. 61/min, HCl as an etching gas at 1°C/min, and H2 as a carrier gas at 10°C/min.
Flow from cylinder 8 at 0u/min and increase the pressure to 150 Tor.
When crystal growth was performed using the silicon single crystal fine particles 4 as seeds while maintaining the temperature at r, a large single crystal silicon with a diameter of about 40 μm was formed in 30 minutes. Under these growth conditions, silicon atoms are not deposited directly on quartz glass (amorphous 5iO2), but only on silicon single crystal fine particles. Therefore, single-crystal silicon grows epitaxially and grows little by little while remaining a single crystal, covering the SiO□ (Figure 1 (C) to (D)). As a result of examining the crystal using a micro X-ray diffractometer (manufactured by Rigaku Denki), it was found that the plane orientation of the silicon single crystal 104B (crystal orientation of the plane parallel to the substrate) was aligned with (100). The plane orientation of crystal fine particles is also (1
It can be assumed that they were all available in 00). In addition, amorphous 5i
When the amorphous silicon film on 02 is melted and solidified by laser irradiation and recrystallized, the plane orientation tends to be (100) because of the interfacial energy (i) between silicon and amorphous 5i02.
It is thought that this is because the interfacial energy (interfacial energy) is minimized when the crystal plane of silicon is (100).

以上のようにして石英ガラス基板１００上に形成した直
径約４０ａｍの多数のシリコン単結晶をメカニカルポリ
ッシングなどにより平坦化し、その平坦化した個々の単
結晶シリコンの上にＰＭＯＳ−ＦＥＴを作製したところ
、正孔易動度は（１００）のシリコンウェハでの値と同
程度の値が得られ、そのバラツキも少なかった。A large number of silicon single crystals with a diameter of approximately 40 am formed on the quartz glass substrate 100 as described above were flattened by mechanical polishing, etc., and a PMOS-FET was fabricated on each of the flattened single crystal silicon. A value of hole mobility comparable to that of a (100) silicon wafer was obtained, and its variation was small.

（単結晶作製例２−２− ２）２５０角の石英ガラス基板上に減圧ＣＶＤ法で多結
晶シリコン膜を０．５μｍ堆積した。堆積条件は、Ｓ　
ｉ　Ｈ４ガス流量５０ｓｅｃｍ、ガス圧力０．３Ｔｏｒ
ｒ、基板温度７００℃、堆積時間３０分とした。この多
結晶シリコン膜をＸ線回折で調べたところ、（１００）
面が基板に平行となるように強く配向した膜であった。(Single Crystal Preparation Example 2-2-2) A polycrystalline silicon film was deposited to a thickness of 0.5 μm on a 250 square quartz glass substrate by low pressure CVD. The deposition conditions were S
i H4 gas flow rate 50sec, gas pressure 0.3 Torr
r, the substrate temperature was 700° C., and the deposition time was 30 minutes. When this polycrystalline silicon film was examined by X-ray diffraction, it was found that (100)
The film was strongly oriented so that the plane was parallel to the substrate.

次に通常の半導体のフォトリソグラフ工程により、多結
晶シリコン膜を直径約１μｍのスポット状に５０μｍ間
隔にバターニングした。Next, the polycrystalline silicon film was patterned into spots with a diameter of about 1 μm at intervals of 50 μm using a normal semiconductor photolithography process.

次に出力４ＷのＡｒイオンレーザ−を光学系でレーザー
スポット径約８０μｍに絞り、基板を移動しながらレー
ザーを走査し照射した。その結果スポット状の多結晶シ
リコン膜が溶融固化し、シリコン単結晶微粒子に変った
。この微粒子が単結晶であることはＴＥＭ　（透過電子
顕微鏡）観察により確認した。Next, an Ar ion laser with an output of 4 W was focused to a laser spot diameter of about 80 μm using an optical system, and the laser was scanned and irradiated while moving the substrate. As a result, the spot-shaped polycrystalline silicon film melted and solidified, turning into silicon single-crystal fine particles. It was confirmed by TEM (transmission electron microscope) observation that this fine particle was a single crystal.

次にシリコン単結晶微粒子が５０μｍ間隔に多数形成さ
れた石英ガラス基板をＣＶＤエピタキシャル装置にセッ
トし、基板温度を９５０℃に保った。そしてソースガス
として５ＩＨ２Ｃｊ！２を０．６ｆＬ／ｍｉｎ、エツチ
ングガスとしてＨＣｊＺを１４！／ｍｉｎ、キャリアガ
スとしてＨ２を１００Ｊ２／ｍｉｎ流して、圧力を１５
０Ｔｏｒｒに保ちシリコン単結晶微粒子を種子として結
晶成長させたところ、３０分間で直径約４０μｍの大ぎ
なシリコン単結晶になった。この成長条件ではシリコン
原子は石英ガラス（非晶質５ｉ０２）上に・は直接堆積
せず、シリコン単結晶微粒子上にのみ堆積する。従って
単結晶シリコンがエピタキシャル成長して、単結晶のま
ま少しずつ大ぎくなっていき、５ｉ０２上を覆っていく
のである。この大きく成長したシリコン単結晶をマイク
ロＸ線回折装置（理学電気製）で調べた結果、シリコン
単結晶の面方位（基板に平行な面の結晶方位）が（１０
０）にそろっていた。したがって種子であるシリコン単
結晶微粒子の面方位も（１００）にそろっていたと推測
できる。Next, a quartz glass substrate on which a large number of silicon single crystal fine particles were formed at intervals of 50 μm was set in a CVD epitaxial apparatus, and the substrate temperature was maintained at 950°C. And 5IH2Cj as a source gas! 2 at 0.6fL/min, HCjZ as etching gas at 14! /min, flow H2 as a carrier gas at 100J2/min, and reduce the pressure to 15
When the temperature was maintained at 0 Torr and crystal growth was performed using silicon single crystal fine particles as seeds, a large silicon single crystal with a diameter of about 40 μm was formed in 30 minutes. Under these growth conditions, silicon atoms are not directly deposited on quartz glass (amorphous 5i02), but are deposited only on silicon single crystal fine particles. Therefore, single-crystal silicon grows epitaxially and gradually becomes larger as a single crystal, covering 5i02. As a result of examining this large-grown silicon single crystal using a micro X-ray diffraction device (manufactured by Rigaku Denki), it was found that the plane orientation (crystal orientation of the plane parallel to the substrate) of the silicon single crystal was (10
0). Therefore, it can be inferred that the plane orientation of the silicon single-crystal fine particles serving as seeds was also aligned in (100).

（Ｊ￥結晶作製例２−２− ３）２５０角の石英ガラス基板上に、ＲＦスパッタ法で
多結晶ゲルマニウム膜を０．４μｍ堆積した。(J\Crystal Preparation Example 2-2-3) A polycrystalline germanium film of 0.4 μm was deposited on a 250 square quartz glass substrate by RF sputtering.

堆積条件は、ターゲットとして多結晶ゲルマニウムを用
い、Ａｒガス圧力３ｍＴｏｒｒ、ＲＦパワー５０Ｗ、基
板温度６００℃、堆積時間１０分とした。この多結晶ゲ
ルマニウム膜をＸ線回折で調べたところ、（１００）面
が基板と平行となるように強く配向した膜であった。The deposition conditions were as follows: polycrystalline germanium was used as a target, Ar gas pressure was 3 mTorr, RF power was 50 W, substrate temperature was 600° C., and deposition time was 10 minutes. When this polycrystalline germanium film was examined by X-ray diffraction, it was found that the film was strongly oriented so that the (100) plane was parallel to the substrate.

次にフォトリソグラフ　、工程により、多結晶ゲルマニ
ウム膜を直径約１μｍのスポット状に５０μｍ間隔にバ
ターニングした。Next, the polycrystalline germanium film was patterned into spots with a diameter of about 1 μm at intervals of 50 μm using a photolithography process.

次に、出力４ＷのＡｒイオンレーザ−を光学系でレーザ
ースポット径約８０ｔ１ｍに絞り、基板を移動しながら
レーザーを走査し照射した。その結果スポット状の多結
晶ゲルマニウム膜が溶融固化し、ゲルマニウム単結晶微
粒子に変わった。この微粒子が単結晶であることはＴＥ
Ｍ観察により確認した。Next, an Ar ion laser with an output of 4 W was focused to a laser spot diameter of about 80 t1 m using an optical system, and the laser was scanned and irradiated while moving the substrate. As a result, the spot-shaped polycrystalline germanium film melted and solidified, turning into germanium single-crystal fine particles. It is TE that this fine particle is a single crystal.
Confirmed by M observation.

次にゲルマニウム単結晶微粒子が５０μｍ間隔に多数形
成された石英ガラス基板をＭＯＣＶＤ装置にセットし、
基板温度を６７０℃に保った。Next, a quartz glass substrate on which a large number of germanium single crystal fine particles were formed at intervals of 50 μm was set in an MOCVD apparatus,
The substrate temperature was maintained at 670°C.

そしてソースガスとしてアルシン（ＡｓＨ，）５０ｓｅ
ｃｍとトリメチルガリウム（ＴＭＧ）２ｓｃｃｍ、キャ
リアガスとしてＨ２を３０ｆＬ／ｍｉｎ流して、ゲルマ
ニウム単結晶微粒子を種子としてＧａＡｓを結晶成長さ
せたところ、８０分間で直径約４０μｍの大きなＧａＡ
ｓ単結晶が成長した。And arsine (AsH,) 50se as a source gas
cm, trimethyl gallium (TMG) at 2 sccm, and H2 as a carrier gas at 30 fL/min to grow GaAs crystals using germanium single crystal fine particles as seeds.
s single crystal was grown.

この成長条件ではＧａＡｓは石英ガラス（非晶質５ｉＯ
２）上には直接堆積せず、単結晶ゲルマニウム上にのみ
堆積する。モしてＧａＡｓ単結晶が単結晶ゲルマニウム
の上にヘテロエピタキシャル成長し、単結晶のまま少し
ずつ大きくなっていき、ＳｔＯ，上を覆っていく。この
大かく成長したＧａＡｓ単結晶をマイクロＸ線回折装置
（理学電機製）で調べた結果、ＧａＡｓ単結晶の面方位
が＜１００＞にそろっていた。従って種子であるゲルマ
ニウム単結晶微粒子の面方位も＜１００＞に揃っていた
と推測できる。Under these growth conditions, GaAs is formed by quartz glass (amorphous 5iO
2) Deposit only on single crystal germanium, not directly on it. Then, a GaAs single crystal grows heteroepitaxially on the single crystal germanium, gradually grows as a single crystal, and covers the top of the StO. As a result of examining this large-grown GaAs single crystal using a micro X-ray diffractometer (manufactured by Rigaku Denki), it was found that the plane orientation of the GaAs single crystal was aligned with <100>. Therefore, it can be inferred that the surface orientation of the germanium single-crystal fine particles, which are seeds, was also aligned in <100>.

（Ｘ結晶作製例３−１） まず、本例の中で、非晶質絶縁基板上に面方位が＜１１
１＞に揃った５ｉｆｉ子結晶を形成する工程を説明する
。(X crystal production example 3-1) First, in this example, the plane orientation is <11 on an amorphous insulating substrate.
The process of forming 5ifi child crystals arranged in 1> will be explained.

ある程度の耐熱性のある任意基板上に核形成密度の小さ
い非核形成面（ＳＮＤＳ）となる５ｉ０２膜を堆積した
。ＳｉＯ２は常圧ＣＶＤ装置を用いて、 ＳｉＨ４＋Ｏ，→５ｉ０２ の熱分解反応で形成した。膜厚は任意であるが、約２０
００人堆積した。尚、前記任意基板に石英ガラスを用い
れば、Ｓ　ｉ　０２　ＩＩＩの堆積工程は省くことが出
来る。A 5i02 film serving as a non-nucleation surface (SNDS) with a low nucleation density was deposited on an arbitrary substrate with a certain degree of heat resistance. SiO2 was formed by thermal decomposition reaction of SiH4+O,→5i02 using an atmospheric pressure CVD apparatus. The film thickness is arbitrary, but approximately 20
00 people deposited. Note that if quartz glass is used for the arbitrary substrate, the step of depositing Si 02 III can be omitted.

次に、不純物を高濃度にドーピングした非晶質Ｓｔ（以
下、ａ−Ｓｉと表す）を前記Ｓ　ｉ　０２　Ｍ上に堆積
した。ａ−３ｉの堆積は、常圧ＣＶＤ。Next, amorphous St (hereinafter referred to as a-Si) doped with impurities at a high concentration was deposited on the Si02M. A-3i was deposited by atmospheric pressure CVD.

減圧ＣＶＤ、プラズマＣＶＤ等で形成可能であり、本例
では減圧ＣＶＤ装置を用いて、ＳｉＨ，＋Ｓｉ→２Ｈ２
１ の反応により、ａ−Ｓｉを堆積させた。このときの堆積
条件はＳ　ｉ　Ｈ４流量：５０ＳＣＣＭ、温度＝５６０
℃、圧カニ０．３Ｔｏｒｒであり、膜厚は１０００人で
あった。この堆ｆＪｔ膜をＸ線回折で調べたところ、完
全な非晶質であることを確認した。It can be formed by low pressure CVD, plasma CVD, etc. In this example, SiH, +Si→2H2
1, a-Si was deposited. The deposition conditions at this time were S i H4 flow rate: 50SCCM, temperature = 560
℃, the pressure was 0.3 Torr, and the film thickness was 1000 mm. When this deposited fJt film was examined by X-ray diffraction, it was confirmed that it was completely amorphous.

そして、この後に堆積膜中にリンをドーピングした。リ
ンのドーピング方法は、前記堆積膜１を形成する際に、
ドーピングガスＰＨｓ　　（ホスフィン）を混入させな
がら、リンドーピング膜を直接堆積する方法もあるが、
本例では、Ｐ０イオンのイオン注入法と、液体ソースｐ
ｏｃＩＬ、を用いた熱拡散法の両方で行った。リンのド
ープ量は両方とも、７．５Ｘ１０２０／ｃｍ’　とした
。After this, the deposited film was doped with phosphorus. The phosphorus doping method is such that when forming the deposited film 1,
There is also a method of directly depositing a phosphorus-doped film while mixing doping gas PHs (phosphine).
In this example, the ion implantation method of P0 ions and the liquid source p
ocIL, and a thermal diffusion method. The doping amount of phosphorus was 7.5×1020/cm' in both cases.

なお、上記堆積膜をフォトリソグラフで微細にバターニ
ングして、微小堆積膜とした。また先に述べたように、
ａ−ＳｔはＥＢ蒸着装置でも形成可能なので、マスクを
付けてＥＢ蒸着し、パターニングされた微小堆積膜を直
接形成することもできる。Note that the deposited film was finely patterned by photolithography to obtain a fine deposited film. Also, as mentioned earlier,
Since a-St can also be formed using an EB evaporation apparatus, it is also possible to carry out EB evaporation with a mask attached to directly form a patterned micro-deposited film.

パターニングして得られた微小堆積膜なアニールした。The microdeposited film obtained by patterning was annealed.

アニール温度は８００℃以上であれば良く、本例での条
件は、Ｎ２雰囲気中、温度：９５０℃、時間：２０分で
ある。この８００℃という温度は、Ｓｉの融点（１４３
０〜１４５０℃）と比べるとかなり低い温度である。The annealing temperature may be 800° C. or higher, and the conditions in this example are N2 atmosphere, temperature: 950° C., and time: 20 minutes. This temperature of 800°C is the melting point of Si (143
(0 to 1450°C), this is a considerably lower temperature.

この様にして得られた種子結晶の基板に垂直な面方位は
、＜１１１＞方向に揃っていた。The plane orientation perpendicular to the substrate of the seed crystal thus obtained was aligned in the <111> direction.

次に前述の方法によって得られた種子結晶を有する基板
に、Ｓｔを選択的にエピタキシャル成長させた。Next, St was selectively epitaxially grown on the substrate having the seed crystal obtained by the method described above.

このエピタキシャル成長を行う条件は、ＳｉＨ２Ｃｊ２
２　　：ＨＣｊｌ：Ｎ２　＝１．２：２．０：　１００
　（ｊ！／ｍｉ　ｎ流量比）、１０３０℃、１５０Ｔｏ
ｒｒである。The conditions for this epitaxial growth are SiH2Cj2
2:HCjl:N2=1.2:2.0:100
(j!/min flow rate ratio), 1030℃, 150To
It is rr.

（単結晶作製例３−２） 以上の本例では、Ｓｉ単結晶を選択的に、ホモエピタキ
シャル成長させたが、本例においては、同じＳｉ種子結
晶を用いてＧａＡｓのへテロエピタキシャル成長も可能
である。(Single Crystal Preparation Example 3-2) In this example above, a Si single crystal was selectively grown homoepitaxially, but in this example, it is also possible to grow GaAs heteroepitaxially using the same Si seed crystal. .

また、ＧａＡｓを成長させる場合、種子結晶として、Ｇ
ｅを使用できる。非晶質Ｇｅを５ｉ０２上にスパッタ蒸
着し、不純物をドーピングし、前記実施例と同様にパタ
ーニングし、アニールする。Ｇｅの融点は９３０℃前後
であるが、不純物をドーピングすることによって、６０
０〜７００℃でのアニールにより単結晶化が可能であっ
た。In addition, when growing GaAs, G
You can use e. Amorphous Ge is sputter deposited on 5i02, doped with impurities, patterned and annealed as in the previous example. The melting point of Ge is around 930°C, but by doping with impurities, the melting point can be increased to 60°C.
Single crystallization was possible by annealing at 0 to 700°C.

単結晶化したＧｅは、Ｓｔ同様、面でも単結晶方位は揃
りていた。In the single-crystal Ge, the single-crystal orientation was aligned even on the surface, similar to St.

（単結晶作製例４−１） ■５ｔＯ２表面（ガラス、石英、熱酸化膜、ＣＶＤ膜）
を有する基体に、常圧ＣＶＤ法（温度４００℃）でＳｉ
ｎ、層を堆積してなる基体１上に、ｒｆスパッタ法によ
り、６００℃で、Ｇｅよりなる超薄膜（本例では２００
人）を堆積する。(Single crystal production example 4-1) ■5tO2 surface (glass, quartz, thermal oxide film, CVD film)
Si was deposited on a substrate having a
An ultra-thin film made of Ge (in this example, 200° C. is deposited on the substrate 1 formed by depositing a layer of
person).

この超薄膜の面方位は＜１００＞であった。The plane orientation of this ultra-thin film was <100>.

■次に、２μｍ角で、５０μｍ間隔にパターニングする
。パターニング法としては、フォトリソグラフと反応性
エツチングを用いた。■Next, patterning is performed with 2 μm squares and 50 μm intervals. As patterning methods, photolithography and reactive etching were used.

■次に、Ａｒ中で、７５０℃×１時間熱処理する。かか
る熱処理を行なうと、超薄膜は、あたかも、液相の様に
凝集現象が起こり、凝集体が得られた。(2) Next, heat treatment is performed at 750° C. for 1 hour in Ar. When such heat treatment was performed, the ultra-thin film underwent an agglomeration phenomenon as if it were in a liquid phase, and aggregates were obtained.

透過電子顕微鏡による観察から、各々のＧｅ凝集体は内
部に粒界をもたない単結晶であり、＜１００＞に面方位
が揃っていることが確認された。すなわち、面方位は熱
処理前の面方位が維持されていた。Observation using a transmission electron microscope confirmed that each Ge aggregate was a single crystal without internal grain boundaries, and the plane orientation was aligned in <100>. That is, the plane orientation before the heat treatment was maintained.

■この後、上記凝集体を種子結晶として、ＣＶＤ法で、
Ｓｉのへテロエピタキシャル成長を行なった。この成長
条件は、 温　　　度：　９５０℃ ソースガス：５ｉＨ２ＣＪ！２ ０．６ｆｔ／ｌｌ１１ｍ エツチングガス：ＨＣＪ２ １ｊ！／ｍｉｎ〜２Ｊ！／ｍｉｎ キャリアガス：Ｎ２ １００４１／ｍｉｎ 圧　　カニ　１５０Ｔｏｒｒの減圧下 である。■After this, using the above aggregate as a seed crystal, by CVD method,
Heteroepitaxial growth of Si was performed. The growth conditions are: Temperature: 950°C Source gas: 5iH2CJ! 2 0.6ft/ll11m Etching gas: HCJ2 1j! /min~2J! /min Carrier gas: N2 10041/min Pressure Crab It is under reduced pressure of 150 Torr.

上記成長を行なうと、種子結晶から、非核形成面である
ＳｉＯ□層上へと成長が進み、４０〜５０μｍもの大き
さの単結晶（結晶島ともいう）が成長した。When the above growth was carried out, growth progressed from the seed crystal onto the SiO□ layer, which is a non-nucleation surface, and a single crystal (also referred to as a crystal island) with a size of 40 to 50 μm grew.

微小部Ｘ線回折装置において、３０μｍφはどに絞った
Ｘ線で回折を各結晶島について行った結果、＜１００＞
方位を向いていることが確認された。すなわち、Ｇｅ種
子結晶の方位が承継されて成長したと理解される。As a result of performing diffraction on each crystal island using X-rays focused on a diameter of 30 μm using a micro X-ray diffractometer, <100>
It was confirmed that it was facing the direction. In other words, it is understood that the growth occurred by inheriting the orientation of the Ge seed crystal.

（単結晶作製例４−２） 本例では、単結晶作製例４−１と同様にＧｅの種子結晶
を形成した。(Single Crystal Production Example 4-2) In this example, a Ge seed crystal was formed in the same manner as Single Crystal Production Example 4-1.

次に、ＧａＡｓを、ＭＯＣＶＤ法によって成長させた。Next, GaAs was grown by MOCVD.

すなわち、基板温度は６７０℃、ソースガスはアルシン
（Ａｓｈ、）５０ｓｅｃｍとトリメチルガリウム（ＴＭ
Ｇ）２ｓｅｃｍ、キャリアガスは３０Ｊｌ／ｍｉｎとし
て、ＧａＡｓをＧｅ上へ結晶成長したところ、８０分間
で直径約４０μｍのＧａＡｓ！＃結晶島が成長し、Ｇｅ
単結晶と方位が同一であることが微小部Ｘ線回折で確認
された。この成長条件ではＳｉＯ２上では核形成されず
、単結晶Ｇｅ上のみに成長し、５ｉｎ２上を覆っていた
。That is, the substrate temperature is 670°C, and the source gases are arsine (Ash, ) 50 sec and trimethyl gallium (TM).
G) When GaAs was crystal-grown on Ge at 2 seconds and carrier gas was 30 Jl/min, GaAs with a diameter of about 40 μm was grown in 80 minutes! # Crystal islands grow and Ge
It was confirmed by microscopic X-ray diffraction that the orientation was the same as that of a single crystal. Under these growth conditions, no nucleation was formed on SiO2, but growth occurred only on single crystal Ge, covering 5in2.

（単結晶作製例４−３） 本例単結晶作製例４−１同様にしてＧｅの種結晶を形成
し、次いで、ＳＬ、ＧａＡｓを液相から成長させた。(Single Crystal Preparation Example 4-3) A Ge seed crystal was formed in the same manner as in Single Crystal Preparation Example 4-1, and then SL and GaAs were grown from the liquid phase.

Ｓｉの場合には、ＳｉをＳｎソルベントを用いて融解し
、９００℃で成長させた。冷却速度は０．２℃／分であ
った。本方法では完全な単結晶が平坦に５ｉｎ２上へ横
方向成長し、しかも、ＣＶＤ法と同様に面方位の揃った
単結晶島を成長させることが可能であった。In the case of Si, Si was melted using Sn solvent and grown at 900°C. The cooling rate was 0.2°C/min. In this method, a complete single crystal was grown horizontally on a flat surface of 5 in 2 , and it was also possible to grow single crystal islands with uniform plane orientation, similar to the CVD method.

ＧａＡｓの場合には、Ｇａ溶媒を用い冷却温度は０．７
℃／分であり、成長温度７５０℃で行った。１５分稚子
７０〜１００μｍ程の大型の単結晶島が成長され、しか
も、方位が揃っていることが微小部Ｘ線回折で確認され
た。In the case of GaAs, a Ga solvent is used and the cooling temperature is 0.7
℃/min, and the growth temperature was 750℃. It was confirmed by microscopic X-ray diffraction that large single crystal islands with a diameter of about 70 to 100 μm were grown in 15 minutes, and that their orientation was aligned.

以上４つの代表的な単結晶作製例につき大面積低価格の
基板上に単結晶種子（Ｓｉ、Ｇｅ）を形成し、Ｓｉある
いはＧａＡｓを選択エピタキシャル成長させた。For the above four typical single crystal production examples, a single crystal seed (Si, Ge) was formed on a large-area, low-cost substrate, and Si or GaAs was selectively grown epitaxially.

以上のようにして作成した単結晶に基き太陽電池を作成
する例を実施例として以下に述べる。An example of producing a solar cell based on the single crystal produced as described above will be described below as an example.

（実施例１） 以下、本発明の実施例１を、第２図（Ａ）〜（Ｆ）の工
程図に従フて説明する。(Example 1) Example 1 of the present invention will be described below with reference to the process diagrams of FIGS. 2(A) to (F).

第２図（Ａ）は単結晶作製例１〜３で作成した単結晶で
ある。FIG. 2(A) shows the single crystals prepared in Single Crystal Preparation Examples 1 to 3.

次に、表面をｍ成約研磨により平坦化する（第２図（Ｂ
））。Next, the surface is flattened by m-finish polishing (Fig. 2 (B)
)).

次にｐ型のＧａＡｓ結晶２０６を成長させる（第２図（
Ｃ））。この場合はドーピングガスをジエチル亜鉛（Ｄ
ＥＺｎ）にする。Next, a p-type GaAs crystal 206 is grown (Fig. 2 (
C)). In this case, the doping gas is diethylzinc (D
EZn).

その後フォトリソ技術によりｐ型ＧａＡｓ２０６をエツ
チングしてｎ型ＧａＡｓへ到達する穴２０７をあける（
第２図（Ｄ））。After that, the p-type GaAs 206 is etched using photolithography to create a hole 207 that reaches the n-type GaAs (
Figure 2 (D)).

さらに、５ｉ０２２０８を堆積してからｎ型、ｐ型層を
それぞれへのコンタクトホール２０９をあける（第２図
（Ｅ））。Furthermore, after depositing 5i02208, contact holes 209 are made to each of the n-type and p-type layers (FIG. 2(E)).

そして、ＡｕＧｅのくし型電ｇｉ２１０をリフトオフに
より形成し、ざらにＡｒ雰囲気中で５００℃で１０分間
アニールする（第２図（Ｆ））。基板として５ｉｎ２の
ような透明な材料を用いた場合は、素子下部から太陽光
を入射させる。基板がアルミナのように不透明な場合は
、電極のコンタクト部以外をＩＴＯなどの透明電極にし
て、素子上面から太陽光を入射させる。Then, a comb-shaped electrode gi 210 of AuGe is formed by lift-off, and roughly annealed at 500° C. for 10 minutes in an Ar atmosphere (FIG. 2(F)). When a transparent material such as 5in2 is used as the substrate, sunlight is incident from the bottom of the element. If the substrate is opaque, such as alumina, transparent electrodes such as ITO are used for the electrodes other than the contact portions, and sunlight is incident from the top surface of the element.

以上のようにして作成した太陽電池の変換効率を測定し
たところ、約１８％であり、従来の大面積太陽電池、例
えばアモルファスシリコン太陽電池に比べ著しい向上を
示した。The conversion efficiency of the solar cell produced as described above was measured and was approximately 18%, which was a significant improvement over conventional large-area solar cells, such as amorphous silicon solar cells.

（実施例２） 本例では、Ｓｉ太陽電池を単結晶作製例１−３にて作成
したＳＬ種子単結晶上に作成する。(Example 2) In this example, a Si solar cell is produced on the SL seed single crystal produced in Single Crystal Production Example 1-3.

構造は実施例１と同様であり、ＧａＡｓ層をＳｉ層、Ａ
ｕＧｅ電極をＡＪｌ電極に変る。The structure is the same as that of Example 1, and the GaAs layer is replaced by a Si layer and A
Change the uGe electrode to AJl electrode.

ｎ型Ｓｔ層の堆積条件は前記したように９５０℃、１５
０Ｔｏｒｒで、 ５ｉＨｚ　ＣＩＬ２　：　１．２℃／ｍ１ｎＨＣｊ！　
：　１．Ｏｊ！／ｍｉ　ｎ Ｈ２：　１００．Ｏｊ２／ｍｉ　ｎ ドーピングガス：ＰＨ５ ｐ型Ｓｉ層はドーピングガスを８２Ｈ，に切り変える。The deposition conditions for the n-type St layer were 950°C and 15°C as described above.
At 0 Torr, 5iHz CIL2: 1.2℃/m1nHCj!
: 1. Oj! /min H2: 100. Oj2/min Doping gas: PH5 For the p-type Si layer, the doping gas is changed to 82H.

このように作成した太陽電池の変換効率を測定したとこ
ろ約１４％の変換効率が得られた。When the conversion efficiency of the solar cell thus prepared was measured, a conversion efficiency of about 14% was obtained.

なお、実施例１、実施例２では、単結晶作製例１−３．
１−１について太陽電池を作成した例を示したが、多の
結晶作製例について同様に太陽電池を作成した場合も同
様の結果が得られた。In addition, in Examples 1 and 2, single crystal production examples 1-3.
Although an example was shown in which a solar cell was created for Example 1-1, similar results were obtained when a solar cell was similarly created for Example 1-1.

［発明の効果］ 以上詳細に説明したように、本発明に係る太陽電池は、
非核形成面形成用の材料と熱処理によって得られる方位
制御された微小な面積の単結晶種が形成された基体を用
いる事で、選択的に成長させるものであり、これによっ
て必要な大きさの面方位の揃った単結晶あるいは単結晶
の集合した単結晶群（すなわち大粒径多結晶の結晶）を
任意の材料の基体上に容易に形成する事ができる。[Effects of the Invention] As explained in detail above, the solar cell according to the present invention has the following features:
By using a material for forming a non-nucleated surface and a substrate on which a single crystal seed with a small area with controlled orientation obtained by heat treatment is formed, selective growth is possible. A single crystal with uniform orientation or a group of single crystals (that is, a large-grain polycrystal) can be easily formed on a substrate of any material.

また、本発明によれば、単結晶ＧａＡｓ基板上に作製し
たものと同様の高変換効率の太陽電池を、低価格、大面
積で得られる。さらには、従来の大面積太陽電池に比較
して変換効率が著しく向上した。Furthermore, according to the present invention, a solar cell with high conversion efficiency similar to that produced on a single-crystal GaAs substrate can be obtained at a low cost and in a large area. Furthermore, the conversion efficiency has been significantly improved compared to conventional large-area solar cells.

【図面の簡単な説明】[Brief explanation of the drawing]

第１図は第木発明に係る結晶成長法の説明図、第２図は
第５実施例に係る太陽電池の製造工程図である。 １００・・・非核形成面を有する基体、１０２・・・種
子結晶材料、１０３・・・種子結晶、１０４Ａ。 １０４Ｂ・・・単結晶層。 第１図 第２図 □２０１ ど＼−２０１ 第２図 一ノー＼２０１ ＼−ど〜２０１FIG. 1 is an explanatory diagram of the crystal growth method according to the invention, and FIG. 2 is a diagram of the manufacturing process of a solar cell according to the fifth embodiment. 100... Substrate having a non-nucleation surface, 102... Seed crystal material, 103... Seed crystal, 104A. 104B...Single crystal layer. Figure 1 Figure 2 □201 Do\-201 Figure 2 No\201 \-Do~201

Claims (1)

【特許請求の範囲】[Claims] 　核形成密度の小さな表面（以下非核形成面という）を
有する基体と；面方位が制御され熱履歴を有する当該基
体に配された種子結晶より成長した、単結晶よりなる第
１導電型の第１の半導体層と；該第１の半導体層上に形
成された、該第１の導電型とは反対導電型の第２の半導
体層と；適宜の位置に設けられた電極とを具備すること
を特徴とする太陽電池。A substrate having a surface with a low nucleation density (hereinafter referred to as a non-nucleation surface); a second semiconductor layer formed on the first semiconductor layer and having a conductivity type opposite to the first conductivity type; and an electrode provided at an appropriate position. Features solar cells.
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