JPH035055B2 - - Google Patents
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Description
【発明の詳細な説明】
(イ) 産業上の利用分野
本発明は、単結晶サフアイヤ基板や単結晶スピ
ネル膜などの単結晶絶縁物上に単結晶シリコン膜
をエピタキシヤル成長させる際に、低温にて単結
晶絶縁物表面を清浄化し、高品質の単結晶シリコ
ン膜を成長させる半導体薄膜の製造方法に関す
る。[Detailed Description of the Invention] (a) Industrial Application Field The present invention provides a method for epitaxially growing a single crystal silicon film on a single crystal insulator such as a single crystal sapphire substrate or a single crystal spinel film at a low temperature. The present invention relates to a method for manufacturing a semiconductor thin film, which cleans the surface of a single crystal insulator and grows a high quality single crystal silicon film.
(ロ) 従来の技術
一般に、集積回路の高集積化、高速化、消費電
力の低減化を図る手法として、SOS［Silicon on
Sapphire］技術がある。これは単結晶サフアイ
ア基板上に単結晶シリコン膜をエピタキシヤル成
長させるものであり、このSOS技術を用いること
により、エピタキシヤル膜中に集積して形成され
る素子間の分離をエツチング等により容易に行な
えるとともに、通常のシリコン基板上の集積回路
で問題となるラツチアツプが防止できる等の利点
がある。(b) Conventional technology In general, SOS [Silicon on
Sapphire] technology exists. This is a method of epitaxially growing a single crystal silicon film on a single crystal sapphire substrate, and by using this SOS technology, it is possible to easily separate elements that are integrated into the epitaxial film by etching, etc. This method has advantages such as being able to prevent latch-up, which is a problem with integrated circuits on ordinary silicon substrates.
従来、単結晶サフアイア基板上への単結晶シリ
コン膜のエピタキシヤル成長には、モノシラン
［SiH4］の熱分解による気相成長法が多用されて
いた。ところがこの気相成長法は成長温度が950
℃以上と高く、しかもサフアイアとシリコンの熱
膨脹係数の差が大きいため、成長した単結晶シリ
コンのエピタキシヤル膜中に結晶欠陥が導入され
て欠陥密度が増大し、さらにサフアイア基板のア
ルミニウム原子及び酸素原子がシリコンのエピタ
キシヤル膜中にオートデイフージヨンするなどの
現象が生じ、高品質のシリコンのエピタキシヤル
膜が得難い。従つてこのような気相成長法により
形成した単結晶シリコンのエピタキシヤル膜中に
作成した半導体素子デバイスの特性として、十分
満足できるようなものが得られないという欠点が
ある。このような問題点に鑑み、単結晶シリコン
のエピタキシヤル膜を低温で成長させる試みがな
されており、この場合の低温成長法としては、減
圧気相成長法［LPCVD法］および分子線エピタ
キシヤル法［MBE法］がある。その一例として、
ベル研究所のDr.J.C.Beanが、
「Applied Physics Letters36(9)、１ May
1980、P.741〜743」に、前記の欠点を解消する
MBE法によるSOS膜の製造方法を報告している。 Conventionally, a vapor phase growth method using thermal decomposition of monosilane [SiH 4 ] has been frequently used for epitaxial growth of single-crystal silicon films on single-crystal sapphire substrates. However, in this vapor phase growth method, the growth temperature is 950℃.
℃ or more, and because the difference in thermal expansion coefficient between saphire and silicon is large, crystal defects are introduced into the grown single-crystal silicon epitaxial film, increasing the defect density, and aluminum and oxygen atoms on the saphire substrate are introduced. Phenomenon such as auto-diffusion occurs in the silicon epitaxial film, making it difficult to obtain a high quality silicon epitaxial film. Therefore, there is a drawback that fully satisfactory characteristics of a semiconductor element device formed in a single-crystal silicon epitaxial film formed by such a vapor phase growth method cannot be obtained. In view of these problems, attempts have been made to grow single-crystal silicon epitaxial films at low temperatures, and the low-temperature growth methods in this case include low-pressure chemical vapor deposition [LPCVD] and molecular beam epitaxy. There is the [MBE Law]. As an example, Dr. JCBean of Bell Laboratories, “Applied Physics Letters 36(9), 1 May
1980, P.741-743” to eliminate the above drawbacks.
A method for manufacturing SOS membranes using the MBE method is reported.
この報告では、化学的−機械的に鏡面研磨した
（1102）面を主面とするサフアイア基板を、
10-11Torrの超高真空中に配置し、サフアイア基
板温度1000℃でアルゴンイオン［Ar+］のスパツ
タリングにより、或いは基板温度1400℃の高温で
短時間加熱するフラツシユアニールにより、サフ
アイア基板表面を清浄化し、その後、そのサフア
イア基板を600〜850℃の低温に保持し、MBE法
により単結晶シリコン膜をエピタキシヤル成長さ
せてSOS構造を得る方法である。 In this report, a sapphire substrate with a (1102) main surface that has been chemically and mechanically mirror-polished is
The surface of the sapphire substrate is placed in an ultra-high vacuum of 10 -11 Torr and sputtered with argon ions [ Ar After cleaning, the sapphire substrate is kept at a low temperature of 600 to 850°C, and a single crystal silicon film is epitaxially grown using the MBE method to obtain an SOS structure.
(ハ) 発明が解決しようとする問題点
ところが、この方法には次の３つの問題点があ
る。即ち、サフアイア基板の清浄化の際にサフア
イア基板を1000℃以上の高温に加熱するため、
サフアイア基板に反りやスリツプライン等の
欠陥が発生し易い。(c) Problems to be solved by the invention However, this method has the following three problems. That is, since the sapphire substrate is heated to a high temperature of 1000° C. or more when cleaning the sapphire substrate, defects such as warping and slip lines are likely to occur in the sapphire substrate.
成長室の壁面や加熱ヒータ或いは、サフアイ
ア基板治具等からの放出ガスによる真空度の低
下が生じると同時に、これらの放出ガスによる
サフアイア基板の再汚染の生じるおそれがあ
り、の問題点と共に、エピタキシヤル成長す
る単結晶シリコン膜の膜質の低下を招く原因と
なる。 The degree of vacuum decreases due to gas released from the walls of the growth chamber, the heater, the sapphire substrate jig, etc., and at the same time, there is a risk that the sapphire substrate may be re-contaminated by these released gases. This causes deterioration in the film quality of the single-crystal silicon film that grows rapidly.
基板治具等の耐熱対策や耐久性の向上対策が
必要となり、装置が複雑かつ高価になる。 Heat resistance measures and durability improvement measures are required for substrate jigs, etc., making the equipment complex and expensive.
そこで、この発明では、超高真空中においてサ
フアイア等の単結晶絶縁基板やスピネル膜等の単
結晶絶縁膜の表面を725〜800℃の低い温度で清浄
化し、その表面上に結晶性の良好な単結晶シリコ
ン膜を形成できるようにすることを技術的課題と
している。 Therefore, in this invention, the surface of a single-crystal insulating substrate such as sapphire or a single-crystal insulating film such as a spinel film is cleaned at a low temperature of 725 to 800°C in an ultra-high vacuum, and a layer with good crystallinity is formed on the surface. The technical challenge is to be able to form a single-crystal silicon film.
(ニ) 問題点を解決するための手段
この発明は、前記の諸点に留意して為されたも
のであり、超高真空の成長室内で単結晶絶縁基板
或いは単結晶絶縁膜等の単結晶絶縁物表面上に、
分子線エピタキシヤル成長法により単結晶シリコ
ン膜を成長させる半導体薄膜の製造方法に於て、
単結晶シリコン膜の成長に先立ち、前記単結晶絶
縁物を725〜800℃の温度に保持し、その単結晶絶
縁物にシリコン分子線を照射して該単結晶絶縁物
表面を清浄化する工程を含むことを特徴とする半
導体薄膜の製造方法に関する。(d) Means for solving the problems This invention has been made with the above-mentioned points in mind. on the surface of the object,
In a method for manufacturing a semiconductor thin film in which a single crystal silicon film is grown by a molecular beam epitaxial growth method,
Prior to the growth of the single crystal silicon film, the single crystal insulator is maintained at a temperature of 725 to 800°C, and the single crystal insulator is irradiated with a silicon molecular beam to clean the surface of the single crystal insulator. 1. A method of manufacturing a semiconductor thin film characterized by comprising:
(ホ) 作用
従つて、この発明によると、超高真空中で単結
晶絶縁物の温度が725〜800℃に保持され、その単
結晶絶縁物にシリコン分子線を照射して単結晶絶
縁物表面が清浄化されたのち、分子線エピタキシ
ヤル成長法により該単結晶絶縁物上に単結晶シリ
コン膜が成長され、半導体薄膜の製造がおこなわ
れる。(e) Effect Therefore, according to the present invention, the temperature of a single crystal insulator is maintained at 725 to 800°C in an ultra-high vacuum, and the surface of the single crystal insulator is irradiated with a silicon molecular beam. After cleaning, a single crystal silicon film is grown on the single crystal insulator by molecular beam epitaxial growth, and a semiconductor thin film is manufactured.
このとき、超高真空中で単結晶絶縁物の温度を
725〜800℃に保持してシリコン分子線を照射する
と、照射シリコン分子と単結晶絶縁物との反応に
より生じる反応生成物が725〜800℃に於て高い揮
発性を有するので、単結晶絶縁物表面から蒸発す
ると共に、その単結晶絶縁物表面に吸着していた
汚染物もこの反応生成物と一緒に単結晶絶縁物表
面から脱離し、単結晶絶縁物表面が清浄化される
ことになり、結晶性の良好な単結晶シリコン膜が
成長する。 At this time, the temperature of the single crystal insulator in ultra-high vacuum is
When a silicon molecular beam is irradiated while maintaining the temperature at 725 to 800°C, the reaction product produced by the reaction between the irradiated silicon molecules and the single crystal insulator has high volatility at 725 to 800°C, so the single crystal insulator At the same time as evaporation from the surface, contaminants adsorbed on the surface of the single crystal insulator are also desorbed from the surface of the single crystal insulator along with the reaction products, and the surface of the single crystal insulator is cleaned. A single crystal silicon film with good crystallinity is grown.
そして、この清浄化の過程は725〜800℃の単結
晶絶縁物質温度で行なわれ、従来のように1000℃
以上の高温を必要とすることがなく、単結晶絶縁
物質の反りや欠陥の発生が抑制され、成長室内の
治具等からの放出ガスによる真空度の低下、清浄
化された単結晶絶縁物質表面の再汚染が防止され
る。 And this cleaning process is carried out at a single crystal insulating material temperature of 725-800℃, compared to the conventional 1000℃
It does not require higher temperatures, suppresses the occurrence of warping and defects in the single crystal insulating material, reduces the degree of vacuum due to gas released from jigs in the growth chamber, and cleans the surface of the single crystal insulating material. re-contamination is prevented.
また、本発明は単結晶絶縁物に照射するシリコ
ン分子線の強度を１×1012〜１×1013個／cm2・sec
としているため、シリコンの単結晶絶縁物上への
堆積が該単結晶絶縁物質表面のエツチングより優
性になることがなく、単結晶絶縁物表面の清浄化
が十分に行なわれる。そしてこの単結晶絶縁物表
面が清浄にされた後、シリコンの堆積が積み、十
分に清浄化された単結晶絶縁物上に結晶性の良好
な単結晶シリコン膜がエピタキシヤル成長する。 In addition, the present invention reduces the intensity of the silicon molecular beam irradiated to the single crystal insulator to 1×10 12 to 1×10 13 particles/cm 2・sec.
Therefore, the deposition of silicon on the single-crystal insulator does not become dominant over the etching of the surface of the single-crystal insulator, and the surface of the single-crystal insulator is sufficiently cleaned. After the single crystal insulator surface is cleaned, silicon is deposited, and a single crystal silicon film with good crystallinity is epitaxially grown on the sufficiently cleaned single crystal insulator.
(ヘ) 実施例
次に、この発明を、その一実施例を示した図面
と共に詳細に説明する。(F) Embodiment Next, the present invention will be described in detail with reference to drawings showing one embodiment thereof.
まず、第１図ａに示すように、化学的−機械的
に鏡面研磨した（1112）面を主面とする単結晶サ
フアイア〔Al2O3〕基板１を、有機溶媒を用いて
脱脂洗浄後、（NH4OH＋H2O2）溶液中で沸騰
し、その後（HCl＋H2O2）溶液により煮沸処理
し、続いて純水により洗浄乾燥した後、図示され
ていないが、この基板１を１×10-11Torrの超高
真空に保持した分子線エピタキシヤル成長装置
（以下分子線エピタキシヤル成長をMBEという）
の成長室内に配設する。 First, as shown in FIG. 1a, a single crystal sapphire [Al 2 O 3 ] substrate 1 having a main surface of (1112) that has been chemically and mechanically mirror-polished is degreased and cleaned using an organic solvent. , boiled in a (NH 4 OH + H 2 O 2 ) solution, then boiled in a (HCl + H 2 O 2 ) solution, washed and dried with pure water, and then, although not shown, this substrate 1 was heated in a 1× Molecular beam epitaxial growth equipment maintained in an ultra-high vacuum of 10 -11 Torr (hereinafter referred to as MBE)
placed inside the growth chamber.
このとき、基板１の表面には、第１図ａに示す
ように、大気搬送中に付着した酸素原子２や炭素
原子３などの汚染物が吸着している。 At this time, as shown in FIG. 1a, contaminants such as oxygen atoms 2 and carbon atoms 3 that have adhered during atmospheric transport are adsorbed on the surface of the substrate 1.
このことは、Ｘ線励起光電子分光法（Ｘ−ray
Photoelectron emission Spectroscopy；XPS）
により、基板１の表面を調べてみると、前記した
化学処理後の基板１の表面には、第２図ａに示す
ように、酸素原子［Ｏ］、炭素原子［Ｃ］やアル
ミニウム原子［Al］の存在ピークがみられる。
この基板１の表面を、例えば、アルゴイオン
［Ar+］によりスパツタエツチングすると、同第
２図ｂ，ｃ中に破線で示すように［Ｏ］および
［Ｃ］のピークレベルが共に減少することになり、
化学処理を施したまま基板１の表面には［Ｏ］や
［Ｃ］などの汚染物が多く吸着していることがわ
かる。 This is explained by X-ray excited photoelectron spectroscopy (X-ray photoelectron spectroscopy).
Photoelectron emission spectroscopy (XPS)
When the surface of the substrate 1 is examined, it is found that the surface of the substrate 1 after the chemical treatment described above contains oxygen atoms [O], carbon atoms [C], and aluminum atoms [Al ] can be seen.
When the surface of the substrate 1 is sputter etched using, for example, Argo ions [Ar + ], the peak levels of [O] and [C] both decrease as shown by the broken lines in FIGS. 2b and 2c. become,
It can be seen that many contaminants such as [O] and [C] are adsorbed on the surface of the substrate 1 even after chemical treatment.
ただし、第２図の各図に於て、横軸は結合エネ
ルギー、縦軸は相対レベルを示しており、これら
の図中の1s、2s、2pは夫々、［Ｏ］、［Ｃ］、［Al］
の各原子のエネルギ準位である。また第２図ｂ，
ｃは同第２図ａ中の［Ｏ］（1s）、［Ｃ］（1s）のス
ペクトルのピーク付近をそれぞれ拡大したもので
ある。 However, in each figure in Figure 2, the horizontal axis shows the binding energy and the vertical axis shows the relative level, and 1s, 2s, and 2p in these figures are [O], [C], [ Al】
is the energy level of each atom in . Also, Figure 2b,
c is an enlarged view of the vicinity of the peaks of the spectra of [O] (1s) and [C] (1s) in Fig. 2a, respectively.
次に、MBE装置の成長室内を１×10-11Torrの
超高真空に維持した後、基板１を750℃に加熱保
持し、前記MBE装置の蒸発源セルに収容された
シリコンに電子ビームを照射し、シリコンを蒸発
させてシリコン分子線を発生させ、基板１に前記
シリコン分子線を照射すると、第１図ｂに示すよ
うに基板１の表面において飛来したシリコン
［Si］原子４とサフアイア［Al2O3］基板１との
間で、
3Si＋Al2O3→3SiO＋2Al
の反応が生じ、反応生成物である酸化シリコン
［SiO］分子５およびアルミニウム［Al］原子６
が、この基板１温度で揮発性を有するので、該基
板１の表面から蒸発すると同時に、その基板１の
表面に吸着した酸素原子２、並びに炭素原子３も
蒸発し、同図ｃに示すように、基板１の表面がシ
リコン分子線によりエツチングされて清浄化され
る。 Next, after maintaining the growth chamber of the MBE apparatus at an ultra-high vacuum of 1×10 -11 Torr, the substrate 1 is heated and maintained at 750°C, and an electron beam is applied to the silicon housed in the evaporation source cell of the MBE apparatus. When the substrate 1 is irradiated with the silicon molecular beam, the flying silicon [Si] atoms 4 and sapphire [ [Al 2 O 3 ] With the substrate 1, a reaction of 3Si+Al 2 O 3 →3SiO+2Al occurs, and the reaction products are silicon oxide [SiO] molecules 5 and aluminum [Al] atoms 6.
is volatile at the temperature of the substrate 1, so at the same time it evaporates from the surface of the substrate 1, the oxygen atoms 2 and carbon atoms 3 adsorbed on the surface of the substrate 1 also evaporate, as shown in c in the figure. , the surface of the substrate 1 is etched and cleaned using silicon molecular beams.
尚、照射されるシリコン分子線の強度が強すぎ
ると、基板１の表面がエチツングされる前にシリ
コン原子の堆積が起るので、エツチングを行うに
際しては、基板１温度に応じて照射するシリコ分
子線強度を調節する必要がある。 Note that if the intensity of the irradiated silicon molecular beam is too strong, silicon atoms will be deposited before the surface of the substrate 1 is etched. It is necessary to adjust the line strength.
そして、基板１の表面をシリコン分子線照射に
より清浄化した後には、第１図ｃに示すように、
基板１の表面に〔Al2O3〕の結合手７が現われ、
該結合手７にシリコンが結合して安定な結合状態
となり、シリコンの堆積が起こり、同図ｄに示す
ように、単結晶シリコン膜８が形成され、SOS構
造が形成される。このとき、シリコンの堆積を起
す際のシリコン分子線強度は、前記の式で示した
エツチング反応に要するシリコン分子線強度より
も高く設定されるものとする。 After cleaning the surface of the substrate 1 by silicon molecular beam irradiation, as shown in FIG.
Bonds 7 of [Al 2 O 3 ] appear on the surface of the substrate 1,
Silicon is bonded to the bonds 7 to form a stable bonding state, and silicon is deposited to form a single crystal silicon film 8 and an SOS structure as shown in FIG. 4(d). At this time, the silicon molecular beam intensity for causing silicon deposition is set higher than the silicon molecular beam intensity required for the etching reaction shown in the above equation.
ここで、前記したシリコン分子線の照射による
基板１の表面の清浄化が、基板１上にエピタキシ
ヤル成長するシリコン膜８の結晶性に及ぼす影響
について考察してみる。 Here, let us consider the influence of cleaning the surface of the substrate 1 by irradiating the silicon molecular beam described above on the crystallinity of the silicon film 8 epitaxially grown on the substrate 1.
いま、基板１の温度を800℃に保持し、この基
板１の表面に強度２×1018個／cm2・secでシリコ
ン分子線を照射して基板１の表面を清浄化した
後、基板１の温度を750℃まで降下させ、成長速
度４Å／ｓ、真空度３×10-9Torrの条件下で厚
さ4000Åのシリコン膜８を成長させた場合と、基
板１の清浄化処理を行なわずに前記の条件でシリ
コン膜を成長させた場合、その成長シリコン膜の
表面からの深さ方向に於ける［Ｏ］、［Ｃ］、［Al］
夫々の原子濃度分布を、２次イオン質量分析法
［Secondary Ion Mass Spectroscopy；SIMS］
により調べた結果、第３図ａ，ｂ，ｃに夫々示す
ような分布となつた。尚、この第３図の各図中の
実線は基板の表面の清浄化処理を行なつた場合、
破線は清浄化処理を行なつていない場合を示して
いる。 Now, the temperature of the substrate 1 is maintained at 800°C, and the surface of the substrate 1 is irradiated with a silicon molecular beam at an intensity of 2×10 18 particles/cm 2 ·sec to clean the surface of the substrate 1. A case in which a silicon film 8 with a thickness of 4000 Å was grown at a growth rate of 4 Å/s and a degree of vacuum of 3×10 -9 Torr by lowering the temperature to 750°C, and a case in which the substrate 1 was not cleaned. When a silicon film is grown under the above conditions, [O], [C], [Al] in the depth direction from the surface of the grown silicon film.
Secondary ion mass spectroscopy (SIMS) is used to analyze each atomic concentration distribution.
As a result of the investigation, the distributions were as shown in Figure 3 a, b, and c, respectively. In addition, the solid lines in each figure of this FIG. 3 indicate when the surface of the substrate is cleaned,
The broken line indicates the case where no cleaning treatment is performed.
この第３図ａ〜ｃ中の破線に示すように、基板
の表面の清浄化処理を行なつていない場合には、
表面からの深さ約4000Åのシリコン膜と基板との
界面付近に於ける［Ｏ］、［Ｃ］、［Al］の各原子
が多量に分布していることがわかる。 As shown by the broken lines in FIGS. 3a to 3c, if the surface of the substrate is not cleaned,
It can be seen that [O], [C], and [Al] atoms are abundantly distributed near the interface between the silicon film and the substrate at a depth of about 4000 Å from the surface.
一方、基板の表面の清浄化処理を行なつた場合
には、第３図ａ〜ｃ中の実線に示すように、シリ
コン膜と基板との界面付近での［Ｏ］、［Ｃ］、
［Al］の原子濃度は低く、シリコン膜中には
［Ｏ］、［Ｃ］、［Al］が僅かしか広がつていない。
従つて、このSIMSによる［Ｏ］、［Ｃ］、［Al］の
原子濃度分布のデータから、基板の表面にシリコ
ン分子線を照射することに依つて、基板の表面に
吸着した［Ｏ］、［Ｃ］、［Al］の各原子が取り除
かれ、基板の表面の清浄化が行なわれていること
がわかる。 On the other hand, when the surface of the substrate is cleaned, [O], [C], and
The atomic concentration of [Al] is low, and [O], [C], and [Al] are only slightly spread in the silicon film.
Therefore, from the data on the atomic concentration distribution of [O], [C], and [Al] obtained by this SIMS, it was found that by irradiating the surface of the substrate with a silicon molecular beam, [O], It can be seen that the [C] and [Al] atoms are removed, and the surface of the substrate is cleaned.
次に、前記した第３図の場合と同じ条件で基板
の清浄化を行なつたのち、第３図の原子濃度分布
状況を得た場合と同じ条件でシリコン膜を成長さ
せた場合と、清浄化を行なわずにシリコ膜を成長
させた場合の、シリコン膜の各膜厚における電子
線回析［Reflection High Energy Electron
Diffraction：RHEED］パターンによるシリコン
膜の表面結晶構造および走査型電子顕微鏡
［Scanning Electron Microscope；SEM］によ
るシリコン膜の表面状態の電子顕微鏡写真を夫々
撮影した結果、第４図および第５図に示すように
なつた。 Next, after cleaning the substrate under the same conditions as in the case of FIG. Reflection High Energy Electron diffraction at each thickness of silicon film when grown without
As shown in Figures 4 and 5, we took electron micrographs of the surface crystal structure of the silicon film using the [Diffraction: RHEED] pattern and the surface state of the silicon film using a scanning electron microscope (SEM). It became.
即ち、第４図に示すように、シリコン膜の膜厚
が100Åの成長初期においては清浄化した基板上
に成長したシリコン膜のRHEEDパターンは双晶
を含むスポツトパターンとなるのに対し、清浄化
していない基板上に成長したシリコン膜の
RHEEDパターンは単結晶と多結晶が混在したス
ポツトとリングパターンとなり、シリコン膜の膜
厚が200Åになると、清浄化した場合には単結晶
化が進んでいることを示すストリークパターンが
現れ始めるのに対し、清浄化していない場合には
リングパターンがわずかながら残り、多結晶が混
在していることを示している。 That is, as shown in Fig. 4, in the early stage of growth when the silicon film is 100 Å thick, the RHEED pattern of a silicon film grown on a cleaned substrate becomes a spot pattern containing twins, whereas of silicon film grown on a substrate that is not
The RHEED pattern is a spot and ring pattern with a mixture of single crystals and polycrystals, and when the thickness of the silicon film reaches 200 Å, a streak pattern that indicates progress in single crystallization begins to appear after cleaning. On the other hand, if it is not cleaned, a slight ring pattern remains, indicating that polycrystals are present.
そしてシリコン膜の成長が進み、膜厚が1300Å
更には4000Åになると、清浄化した基板上に成長
したシリコン膜のRHEEDパターンはストリーク
パターンとなり、膜厚の増加ともにストリークも
強くなつて結晶性の良好な単結晶シリコン膜が成
長していることを示している。 The growth of the silicon film progressed and the film thickness reached 1300Å.
Furthermore, at 4000 Å, the RHEED pattern of the silicon film grown on the cleaned substrate becomes a streak pattern, and as the film thickness increases, the streaks become stronger, indicating that a single crystal silicon film with good crystallinity is growing. It shows.
これに対し、清浄化していない基板上に成長し
たシリコン膜のPHEEDパターンは1300Åでは双
晶を含むスポツトパターンとなり、膜厚4000Åで
もストリークはみられるものの双晶を含むスポツ
トパターンが依然として残り、基板を清浄化した
場合に比べて結晶性が劣ることがわかる。 In contrast, the PHEED pattern of a silicon film grown on an uncleaned substrate becomes a spot pattern containing twins at a thickness of 1300 Å, and although streaks are observed even at a film thickness of 4000 Å, the spot pattern containing twins still remains, and the substrate is It can be seen that the crystallinity is inferior to that in the case of cleaning.
また、第５図に示すように、シリコン膜の膜厚
が100Åの成長初期においては、清浄化した基板
上に成長したシリコン膜の電子顕微鏡写真による
表面状態はやや四角いモザイク構造となり、成長
の方向性をもつた単結晶であることを示すのに対
し、清浄化していない基板上に成長したシリコン
膜の表面状態は凸状のやや円形に近い島構造とな
り、等方的な多結晶であることを示している。ま
た膜厚が200Åでは、清浄化した場合にはモザイ
ク模様が消えて平坦になりつつあるのに対し、清
浄化していない場合には島構造はなくなるものの
凹凸が残り、更にシリコン膜の成長が進み、膜厚
が1300Åになると、清浄化した消板上に成長した
シリコン膜の表面状態は平坦になり、結晶性が非
常に良好であることを示すのに対し、清浄化して
いない基板上に成長したシリコン膜の表面状態は
多少凹凸のある荒れた面となり、結晶性が劣るこ
とを示している。 Furthermore, as shown in Fig. 5, in the early stage of growth when the silicon film is 100 Å thick, the surface state of the silicon film grown on a cleaned substrate in an electron micrograph shows a slightly rectangular mosaic structure, and the growth direction In contrast, the surface state of a silicon film grown on an uncleaned substrate has a convex, slightly circular island structure, indicating that it is an isotropic polycrystal. It shows. Furthermore, when the film thickness is 200 Å, the mosaic pattern disappears and becomes flat when it is cleaned, whereas when it is not cleaned, the island structure disappears but unevenness remains, and the silicon film continues to grow. When the film thickness reaches 1300 Å, the surface state of the silicon film grown on the cleaned eraser plate becomes flat, indicating very good crystallinity, whereas the surface state of the silicon film grown on the uncleaned substrate becomes flat. The surface condition of the silicon film obtained was a rough surface with some unevenness, indicating poor crystallinity.
この第４図、第５図から明らかなように、シリ
コン分子線の照射による基板の表面の清浄化が、
結晶性の良好な高品質の単結晶シリコン膜を得る
上で非常に重要な工程であることがわかる。 As is clear from FIGS. 4 and 5, cleaning of the surface of the substrate by irradiation with silicon molecular beams
It can be seen that this is a very important step in obtaining a high quality single crystal silicon film with good crystallinity.
次に、結晶性の良好な高品質の単結晶シリコン
膜を得るために、基板の表面をシリコン分子線の
照射により清浄化する際の、シリコン分子線強度
および基板温度の最適条件について考えてみる。 Next, in order to obtain a high-quality single-crystal silicon film with good crystallinity, we will consider the optimal conditions for silicon molecular beam intensity and substrate temperature when cleaning the surface of a substrate by silicon molecular beam irradiation. .
まず、第６図に示すように、基板温度を750℃
に保持し、シリコン分子線強度を夫々、
Ａ；１×1012個／cm2・sec
Ｂ；２×1012個／cm2・sec
Ｃ；１×1013個／cm2・sec
Ｄ；２×1013個／cm2・sec
Ｅ；４×1013個／cm2・sec
とし、基板に30分間シリコン分子線を照射して基
板の表面の清浄化処理を行なつた後、シリコン膜
を成長させた時に、前記Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅの各
強度条件の場合におけるラザフオード後方散乱ス
ペクトル［Rutherford Backscattering
Spectrum；RBS］を測定した。その結果、シリ
コン分子線強度に対するアラインドスペクトルと
ランダムスペクトルとのピークレベルの比の百分
率Ｘ〔％〕の関係は第７図に示すようになつた。
尚、第６図、第７図中のＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅは前
記した各強度条件のデータ点に対応し、第６図中
の曲線は理論的に求められた清浄化処理を行ない
得るシリコン分子線強度と基板温度との限界曲線
である。 First, as shown in Figure 6, the substrate temperature was set to 750℃.
The silicon molecular beam intensities are kept as follows: A; 1×10 12 pieces/cm 2・sec B; 2×10 12 pieces/cm 2・sec C; 1×10 13 pieces/cm 2・sec D; 2 × 1013 pieces / cm2・sec Rutherford backscattering spectra under each of the intensity conditions A, B, C, D, and E during growth.
Spectrum; RBS] was measured. As a result, the relationship between the ratio of the peak levels of the aligned spectrum and the random spectrum, X [%], to the silicon molecular beam intensity was as shown in FIG.
Note that A, B, C, D, and E in Figures 6 and 7 correspond to the data points for each intensity condition described above, and the curves in Figure 6 represent the theoretically determined cleaning process. This is a limit curve between silicon molecular beam intensity and substrate temperature that can be performed.
そして、第７図に示すように、シリコン分子線
強度がＡ、Ｂ、Ｃの場合には、ピークレベル比Ｘ
は15〜10％と非常に低い値になり、成長するシリ
コン膜の結晶性が良好であるが、シリコン分子線
強度がＤ、Ｅのような高くなると、ピークレベル
比Ｘが急増して40〜50％となり、シリコン膜の結
晶性が前記Ａ、Ｂ、Ｃの場合よりも悪くなる。 As shown in FIG. 7, when the silicon molecular beam intensities are A, B, and C, the peak level ratio
is a very low value of 15 to 10%, indicating that the crystallinity of the growing silicon film is good, but when the silicon molecular beam intensity increases to D and E, the peak level ratio X rapidly increases to 40 to 10%. 50%, and the crystallinity of the silicon film is worse than in cases A, B, and C.
尚、この第７図には示されていないが、この測
定と同時に撮影したSEM写真からも、Ｄの場合
の２×1013個／cm2・secよりもシリコン分子線強
度が高くなると、基板表面でエツチング反応より
もシリコンの堆積が優性的に進み、そのため、成
長するシリコン膜中に酸素、炭素等の汚染物が取
り込まれてシリコン膜の結晶性の低下、表面状態
の荒れが生じていることが伺える。 Although not shown in Fig. 7, the SEM photograph taken at the same time as this measurement shows that when the silicon molecular beam intensity is higher than 2 x 10 13 pieces/cm 2 sec in case D, the substrate The deposition of silicon proceeds more dominantly than the etching reaction on the surface, and as a result, contaminants such as oxygen and carbon are incorporated into the growing silicon film, resulting in a decrease in crystallinity of the silicon film and a rough surface condition. I can see that.
従つて、基板の清浄化のためのシリコン分子線
強度の最適条件は、１×1012〜１×1013個／cm2・
secとなる。 Therefore, the optimum condition for the silicon molecular beam intensity for cleaning the substrate is 1×10 12 to 1×10 13 particles/cm 2 .
sec.
次に、基板温度の最適条件を調べるために、第
８図に示すように、基板温度とシリコン分子線強
度との組合わせ条件を夫々、
Ｆ；650℃、１×1012個／cm2・sec
Ｇ；700℃、２×1012個／cm2・sec
Ｃ；750℃、１×1013個／cm2・sec
Ｈ；800℃、２×1013個／cm2・sec
として、基板の表面の清浄化処理を行なつた後、
シリコン膜を成長させた時に、Ｆ、Ｇ、Ｃ、Ｈの
各組合わせ条件の場合に於けるRBSを測定した
ところ、基板温度に対するピークレベル比Ｘ％と
の関係は第９図に示すようになつた。尚、第８
図、第９図中のＦ、Ｇ、Ｃ、Ｈは前記各組み合わ
せ条件のデータ点に対応し、第８図中の曲線は、
第６図の場合と同様の理論的限界曲線である。 Next, in order to investigate the optimal conditions for the substrate temperature, as shown in Figure 8, the combination conditions of the substrate temperature and the silicon molecular beam intensity were set as follows: F: 650℃, 1×10 12 particles/cm 2 . sec G; 700℃, 2×10 12 pieces/cm 2・sec C; 750℃, 1×10 13 pieces/cm 2・sec H; 800℃, 2×10 13 pieces/cm 2・sec After cleaning the surface,
When growing a silicon film, we measured the RBS under each combination of F, G, C, and H, and the relationship between the peak level ratio X% and the substrate temperature was as shown in Figure 9. Summer. Furthermore, the 8th
9, F, G, C, and H correspond to the data points of each of the above combination conditions, and the curve in FIG. 8 is
This is a theoretical limit curve similar to that shown in FIG.
この第９図からわかるように、基板温度がＦお
よびＧの場合の650℃、700℃では、ピークレベル
比Ｘは60％、35％と高く、結晶性が良好でない
が、基板温度がＣの場合の750℃では、ピークレ
ベル比Ｘは大幅に減少して10％前後で、成長する
シリコン膜の結晶性が良好であることを示してい
る。更に基板温度を高くしてＨの場合の800℃に
まで達すると、ピークレベル比Ｘは20％に近づ
き、基板温度が750℃でのピークレベル比10％に
比べて成長するシリコン膜の結晶性は幾分悪くな
るものの、この程度のレベル比の単結晶であれ
ば、半導体素子デバイスを形成するに充分な特性
を有しているものと云える。 As can be seen from Fig. 9, at 650°C and 700°C when the substrate temperature is F and G, the peak level ratio At 750° C., the peak level ratio X is significantly reduced to around 10%, indicating that the grown silicon film has good crystallinity. When the substrate temperature is further increased to 800°C in the case of H, the peak level ratio Although the ratio is somewhat worse, it can be said that a single crystal with a level ratio of this level has sufficient characteristics to form a semiconductor element device.
尚、図示されてはいないが、これと同時に撮影
したSEM写真からも、前記のＦの場合にはシリ
コン膜の表面は、凹凸のある荒れた面を示してい
ることが明瞭に理解でき、Ｇ、Ｃ、Ｈの場合はシ
リコン膜の表面が平坦な面となつていることがわ
かる。これは基板温度が650℃の時には、前記し
た式で示される反応が極めて起りにくくなるか、
たとえ前記式の反応が起こつたとしても反応生物
である［SiO］及び［Al］が基板の表面から蒸発
しにくく、十分に基板の表面の清浄化が行なわれ
ないことになり、シリコン膜の結晶性の低下、表
面状態の荒れなどが生じるものと考えられる。 Although not shown in the figure, it can be clearly seen from the SEM photograph taken at the same time that in the case of F, the surface of the silicon film is rough with unevenness, and in the case of G. , C, and H, it can be seen that the surface of the silicon film is a flat surface. This means that when the substrate temperature is 650°C, the reaction represented by the above formula becomes extremely difficult to occur, or
Even if the reaction of the above formula occurs, the reaction organisms [SiO] and [Al] will be difficult to evaporate from the surface of the substrate, and the surface of the substrate will not be sufficiently cleaned, resulting in crystallization of the silicon film. This is thought to result in a decrease in properties and roughness of the surface.
従つて、基板の清浄化のための基板温度の最適
条件としては、ピークレベル比が20％未満を示す
725℃〜800℃、好ましくは750℃近傍となる。 Therefore, the optimum substrate temperature condition for substrate cleaning is a peak level ratio of less than 20%.
The temperature will be 725°C to 800°C, preferably around 750°C.
これらの結果から、結晶性の良好な高品質の単
結晶シリコンを得るためにサフアイア基板の表面
をシリコン分子線照射により清浄化する際の基板
温度およびシリコン分子線強度の最適組合わせ条
件は、第１０図中に斜線を施した範囲に相当す
る。即ち、
＊基板温度は、725℃〜800℃
＊シリコン分子線強度は、
１×1012〜１×1013個／cm2・sec
となり、この斜線範囲を外れた場合には、成長す
るシリコン膜の結晶性が劣ることになる。尚、第
１０図中の曲線は第６図、第８図の場合と同様の
理論的限界曲線で、この理論的限界曲線の右側の
範囲では、サフアイア基板のエツチング反応より
もシリコンの堆積が優性的に起ることになり、同
図中の斜線範囲内の条件で基板の表面を清浄化し
た後、同図中の曲線の右側の範囲の条件で、清浄
化した基板の表面に単結晶シリコン膜をMBE法
により形成することにより、第１図ｄに示すSOS
構造が得られる。 From these results, the optimal combination of substrate temperature and silicon molecular beam intensity when cleaning the surface of a sapphire substrate by silicon molecular beam irradiation in order to obtain high-quality single-crystal silicon with good crystallinity is determined as follows. This corresponds to the shaded area in Figure 10. That is, *Substrate temperature is 725°C to 800°C *Silicon molecular beam intensity is 1×10 12 to 1×10 13 particles/cm 2 ·sec, and if it is outside this shaded range, the growing silicon film This results in poor crystallinity. The curve in Figure 10 is the same theoretical limit curve as in Figures 6 and 8, and in the range to the right of this theoretical limit curve, silicon deposition is more dominant than the etching reaction of the sapphire substrate. After cleaning the surface of the substrate under the conditions within the shaded range in the figure, single-crystal silicon is applied to the surface of the cleaned substrate under the conditions on the right side of the curve in the figure. By forming the film using the MBE method, the SOS shown in Figure 1d can be obtained.
structure is obtained.
次に単結晶サフアイヤ基板の代わりに単結晶絶
縁膜であるスピネル膜を用いた実施例について説
明する。 Next, an example will be described in which a spinel film, which is a single crystal insulating film, is used instead of the single crystal sapphire substrate.
単結晶スピネル膜［MgO・Al2O3］の組成はサ
フアイヤ［Al2O3］と類似しているため、スピネ
ル膜表面でも前記の式の反応が起こる。先の実施
例のサフアイヤ基板の場合の最適条件、即ち、温
度750℃、シリコン分子線強度１×1013個／cm2・
secでスピネル膜表面を清浄化した後、そのスピ
ネル膜上にMBE成長させたシリコン膜の表面状
態を示す電子顕微鏡写真を第１１図に示す。尚、
この第１１図の右上に同シリコン膜のRHEEDパ
ターンが示されている。 Since the composition of the single-crystal spinel film [MgO.Al 2 O 3 ] is similar to that of sapphire [Al 2 O 3 ], the reaction of the above formula also occurs on the surface of the spinel film. Optimal conditions for the sapphire substrate in the previous example: temperature 750°C, silicon molecular beam intensity 1×10 13 pieces/cm 2 .
FIG. 11 shows an electron micrograph showing the surface condition of a silicon film grown on the spinel film by MBE after cleaning the spinel film surface with sec. still,
The RHEED pattern of the same silicon film is shown in the upper right corner of FIG.
この第１１図から明らかなように、単結晶スピ
ネル膜表面をシリコン分子線照射に依つて清浄化
の後にそのスピネル膜上にMBE成長させたシリ
コン膜はサフアイア基板の場合と同様に平坦な表
面状態を持つと共に、ストリークなRHEEDバタ
ーンを示す良好な結晶性を有するシリコン膜が成
長していることがわかる。 As is clear from FIG. 11, the silicon film grown by MBE on the spinel film after cleaning the single crystal spinel film surface by silicon molecular beam irradiation has a flat surface similar to that of the sapphire substrate. It can be seen that a silicon film with good crystallinity and a streaky RHEED pattern was grown.
第１２図は温度750℃で、シリコン分子線強度
１×1013個／cm2・secの条件下でスピネル単結晶
膜表面を清浄化した後、各温度下でMBE成長し
たSOSp（Silicon on Spinel）膜の電子移動度を
示したものである。この時成長したシリコン膜は
キヤリヤ濃度５×1014／cm3をもつＮ型で、成長膜
厚は3.6μｍである。電子移動度は温度の上昇に伴
つて高くなり、860℃で約580cm2／Ｖ・secの値が
得られる。これはCVD法に依つて成長させたキ
ヤリヤ濃度５×1014／cm3をもつ1μｍ膜厚のSOS膜
で得られている電子移動度約550cm2／Ｖ・secと同
程度であることから、SOS膜と同じ程度の膜質を
持つSOSp膜が得られているものと推測できる。 Figure 12 shows SOSp (Silicon on Spinel) grown by MBE at various temperatures after cleaning the surface of a spinel single crystal film at a temperature of 750°C and a silicon molecular beam intensity of 1 × 10 13 /cm 2 ·sec. ) shows the electron mobility of the membrane. The silicon film grown at this time was of N type with a carrier concentration of 5×10 14 /cm 3 and the grown film thickness was 3.6 μm. The electron mobility increases as the temperature rises, and a value of about 580 cm 2 /V·sec is obtained at 860°C. This is comparable to the electron mobility of approximately 550 cm 2 /V·sec obtained in a 1 μm thick SOS film with a carrier concentration of 5×10 14 /cm 3 grown by the CVD method. It can be inferred that an SOSp film with film quality comparable to that of the SOS film was obtained.
(ト) 発明の効果
以上の説明から明らかな如く、本発明半導体薄
膜の製造方法に依ると、サフアイヤ基板やスピネ
ル膜などの単結晶絶縁物の表面を、超高真空中に
於て725〜800℃の低い温度下でシリコン分子線を
照射することにより清浄化できるため、従来のよ
うに単結晶絶縁物を1000℃以上に加熱することに
よる単結晶絶縁物の反りや欠陥の発生を抑制する
ことができるとともに、成長室壁等からのガス放
出による真空度の低下および清浄化された単結晶
絶縁物の表面の再汚染を防止することができ、し
かも単結晶絶縁物用の治具の耐熱対策等も不要と
なり、簡単かつ安価な装置により結晶性の良好な
高品質の単結晶シリコン膜を均一に成長させるこ
とが可能となり、その効果は非常に大である。(g) Effects of the invention As is clear from the above explanation, according to the method for manufacturing a semiconductor thin film of the present invention, the surface of a single crystal insulator such as a sapphire substrate or a spinel film can be heated at 725 to 800 nm in an ultra-high vacuum. Since it can be cleaned by irradiating silicon molecular beams at temperatures as low as 1000°C, it can suppress the warpage and defects in single-crystal insulators that would otherwise be caused by heating single-crystalline insulators above 1000°C. At the same time, it is possible to prevent a decrease in the degree of vacuum due to gas release from the walls of the growth chamber, etc., and to prevent recontamination of the surface of the cleaned single crystal insulator.In addition, it is possible to prevent heat resistance of the jig for the single crystal insulator. etc., and it becomes possible to uniformly grow a high-quality single crystal silicon film with good crystallinity using a simple and inexpensive device, and the effect is very large.
また、成長室内を超高真空状態に保持すると同
時に、基板温度を725〜800℃の範囲内で一定に保
持した状態で、シリコ分子線の強度を変更するの
みで、同一のMBE装置成長室内において、単結
晶絶縁物表面の清浄化および単結晶絶縁物上への
単結晶シリコン膜のエピタキシヤル成長を連続的
に行なうことができ、SOS構造の製造工程を簡略
化して製造に要する時間を大幅に短縮することが
できる。 In addition, by simply changing the intensity of the silicon molecular beam while keeping the growth chamber in an ultra-high vacuum state and at the same time keeping the substrate temperature constant within the range of 725 to 800℃, it is possible to , it is possible to continuously clean the surface of a single-crystal insulator and epitaxially grow a single-crystal silicon film on the single-crystal insulator, simplifying the manufacturing process of the SOS structure and significantly reducing the time required for manufacturing. Can be shortened.
図面は、この発明の半導体膜の製造方法の一実
施例を示し、第１図ａ〜ｄは製造工程を示す断面
図、第２図ａ〜ｃは単結晶サフアイア基板のＸ線
励光電子分光スペクトルを示す図、第３図ａ〜ｃ
は夫々SIMSによるシリコン膜中の酸素原子、炭
素原子、アルミニウム原子の原子濃度分布を示す
図、第４図はシリコン膜の表面結晶構造を示す
RHEEDパターン写真、第５図はシリコン膜の表
面状態を示す電子顕微鏡写真、第６図はシリコン
分子線の強度条件を定めるためのシリコン分子線
強度と基板温度との関係図、第７図はシリコン分
子線強度とRBSによるランダムスペクトルに対
するアラインドスペクトルのピークレベル比χと
の関係図、第８図は基板温度条件を定めるための
シリコン分子線強度と基板温度との関係図、第９
図は基板温度とRBSによるランダムスペクトル
に対するアラインドスペクトルのピークレベル比
χとの関係図、第１０図はシリコン分子線強度と
基板温度との最適組み合わせ条件を示す関係図、
第１１図はは本発明の他の実施例に依るシリコン
膜の表面状態並びにRHEEDパターンを示す写
真、第１２図は基板温度と電子移動度との関係図
である。
１……単結晶サフアイア基板、８……単結晶シ
リコン膜。
The drawings show an embodiment of the method for manufacturing a semiconductor film of the present invention, and FIGS. 1 a to d are cross-sectional views showing the manufacturing process, and FIGS. 2 a to c show X-ray excited electron spectroscopy spectra of a single crystal sapphire substrate. Figures 3 a to c
Figure 4 shows the atomic concentration distribution of oxygen atoms, carbon atoms, and aluminum atoms in a silicon film obtained by SIMS, and Figure 4 shows the surface crystal structure of the silicon film.
RHEED pattern photograph, Fig. 5 is an electron micrograph showing the surface condition of the silicon film, Fig. 6 is a relationship between silicon molecular beam intensity and substrate temperature for determining the intensity conditions of silicon molecular beam, and Fig. 7 is silicon Figure 8 is a relationship diagram between molecular beam intensity and peak level ratio χ of aligned spectrum to random spectrum by RBS, Figure 8 is a relationship diagram between silicon molecular beam intensity and substrate temperature for determining substrate temperature conditions, Figure 9
The figure shows the relationship between the substrate temperature and the peak level ratio χ of the aligned spectrum to the random spectrum by RBS, and Figure 10 shows the relationship diagram showing the optimal combination conditions between the silicon molecular beam intensity and the substrate temperature.
FIG. 11 is a photograph showing the surface state and RHEED pattern of a silicon film according to another embodiment of the present invention, and FIG. 12 is a diagram showing the relationship between substrate temperature and electron mobility. 1... Single crystal sapphire substrate, 8... Single crystal silicon film.
Claims (1)
線エピタキシヤル成長法に依り単結晶シリコン膜
を成長させる半導体薄膜の製造方法に於て、前記
単結晶シリコン膜の成長に先立ち、前記単結晶絶
縁物を725〜800℃の温度に保持した状態で該単結
晶絶縁物にシリコン分子線を照射してその単結晶
絶縁物表面を清浄化する工程を含むことを特徴と
した半導体薄膜の製造方法。 ２ 前記シリコン分子線の強度は、１×1012〜１
×1013個／cm2・secであることを特徴とした特許
請求の範囲第１項記載の半導体薄膜の製造方法。 ３ 前記単結晶絶縁物は、絶縁性単結晶基板であ
ることを特徴とした特許請求の範囲第１項又は第
２項記載の半導体薄膜の製造方法。 ４ 前記絶縁性単結晶基板は、単結晶サフアイヤ
基板であることを特徴とした特許請求の範囲第３
項記載の半導体薄膜の製造方法。 ５ 前記単結晶絶縁物は、絶縁性単結晶薄膜であ
ることを特徴とした特許請求の範囲第１項又は第
２項記載の半導体薄膜の製造方法。 ６ 前記絶縁性単結晶薄膜は、単結晶スピネル膜
であることを特徴とした特許請求の範囲第５項記
載の半導体薄膜の製造方法。[Scope of Claims] 1. In a method for producing a semiconductor thin film in which a single crystal silicon film is grown on a single crystal insulator in an ultra-high vacuum growth chamber by molecular beam epitaxial growth, Prior to growth, the method includes a step of cleaning the surface of the single crystal insulator by irradiating the single crystal insulator with a silicon molecular beam while maintaining the single crystal insulator at a temperature of 725 to 800°C. A method for manufacturing a semiconductor thin film. 2 The intensity of the silicon molecular beam is 1×10 12 to 1
13. The method for manufacturing a semiconductor thin film according to claim 1, wherein the manufacturing method is: x10 13 pieces/cm 2 ·sec. 3. The method of manufacturing a semiconductor thin film according to claim 1 or 2, wherein the single crystal insulator is an insulating single crystal substrate. 4. Claim 3, wherein the insulating single crystal substrate is a single crystal sapphire substrate.
A method for producing a semiconductor thin film as described in Section 1. 5. The method of manufacturing a semiconductor thin film according to claim 1 or 2, wherein the single crystal insulator is an insulating single crystal thin film. 6. The method of manufacturing a semiconductor thin film according to claim 5, wherein the insulating single crystal thin film is a single crystal spinel film.
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27800585 | 1985-12-12 | ||
| JP60-278005 | 1985-12-12 | ||
| JP61-101037 | 1986-05-02 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6399521A JPS6399521A (en) | 1988-04-30 |
| JPH035055B2 true JPH035055B2 (en) | 1991-01-24 |
Family
ID=17591301
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22589986A Granted JPS6399521A (en) | 1985-12-12 | 1986-09-26 | Manufacture of semiconductor thin film |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6399521A (en) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR3034252B1 (en) * | 2015-03-24 | 2018-01-19 | Soitec | METHOD FOR REDUCING METALLIC CONTAMINATION ON THE SURFACE OF A SUBSTRATE |
-
1986
- 1986-09-26 JP JP22589986A patent/JPS6399521A/en active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6399521A (en) | 1988-04-30 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |