鎳金屬誘發非晶矽薄膜側向結晶－成長機制、金屬捉聚與低溫複晶矽薄膜電晶體效能之研究

鎳金屬誘發非晶矽薄膜側向結晶

－成長機制、金屬捉聚與低溫複晶矽薄膜電晶體效能之研究

學生:胡晟民 指導教授:吳耀銓 博士

國立交通大學材料科學與工程研究所

摘要

在本論文中，主要的研究是鎳金屬誘發非晶矽薄膜側向結晶。其中，

探討快速熱退火技術對於鎳金屬誘發非晶矽薄膜側向結晶成長機制之影響

以及探討氮化矽薄膜對於鎳金屬誘發非晶矽薄膜側向結晶成長機制並製作

低溫複晶矽薄膜電晶體。此外，為了解決對於鎳金屬誘發複晶矽薄膜來說，

非常重要的鎳金屬殘留問題，因而發展出有效的吸鎳方法來降低鎳金屬誘

發複晶矽薄膜中的鎳金屬殘留，論文中提出兩種有效的鎳金屬捉聚方式。

首先，我們探討了以 RTA 與 CFA 這兩種不同的退火方式成長的 NILC

複晶矽的成長機制、微結構以及所製成的薄膜電晶體的傳導特性。 在

成長速率方面以

RTA 方式成長的 NILC 其速率為 CFA 成長的 5 倍，原因可

能來至於光催化與熱應力效應導致

NILC 成長時活化能被降低。而到達飽和

時間與飽和長度

RTA 試片則明顯的降低，原因可能則來至於 RTA 過程中

複晶矽的固相結晶的活化能較低而較容易形成固相結晶，這使得以

RTA 方

式成長的

NILC 提早達到飽和長度。由於 RTA 試片的 NILC 複晶矽較小而

造成晶界變多以及

NILC 複晶矽區域有固相結晶的產生使得 RTA-TFT 元件

的特性較

CFA-TFT 元件特性來的差。

我們發現當覆蓋在非晶矽上的氮化矽薄膜愈厚時則

NILC 的飽和長度

愈長，這是由於固相結晶被抑制所致。藉由

SEM 的觀察我們證實了氮化矽

薄膜確實能抑制固相結晶形成。在薄膜應力的分析上，證實氮化矽薄膜抑

制固相結晶的應力來源應該是來自於大量氫原子脫離而對非晶矽造成壓應

力。薄膜電晶體的電性表現上，不同薄膜與厚度所製作的

TFT 元件之間並

無太大的差異這是由於覆蓋的氮化矽與氧化矽薄膜在

NILC 的成長過程中

並不會影響

NILC 結晶的結構。

在本論文提出兩種捉聚方式。第一種為利用晶圓鍍覆非晶矽的方式作

為捉聚基板，將捉聚基板與複晶矽薄膜接合退火，我們成功的把複晶矽中

殘餘鎳捕捉至捉聚基板中。可以發現到捉聚後聚集在晶界的

NiSi

2

蝕刻孔洞

明顯減少，而由

SIMS 所偵測到的鎳濃度也降低為捉聚前的 1/30。捉聚前後

的複晶矽薄膜製做

NILC TFT 與 GETR TFT 兩組元件，從電性上經過捉聚

後的

GETR TFT 因為鎳雜質的減少，漏電流進而降低的 34 倍，開關電流比

提高了近

9 倍。

第二種捉聚方式，是藉由濃度梯度的擴散使得複晶矽中殘餘鎳能成功

的透過接觸窗捕捉至上層捉聚層。可以發現上層非晶矽由於鎳金屬的擴散

而成長出

NILC 複晶矽。並且發現到捉聚後聚集在晶界的 NiSi

2

蝕刻孔洞也

明顯減少。將捉聚前後的複晶矽薄膜製做

NILC TFT 與 GETR TFT 兩組元

件，從電性上經過捉聚後的

GETR TFT 因為鎳雜質的減少，而使得電性獲

得提升，其中包括電子遷移率、次臨界斜率、以及開關電流比。

Ni-Metal Induced Lateral Crystallization of Amorphous Silicon

－

Growth Mechanism, Metal Gettering and LTPS TFTs Device Performance

Student: Chen-Ming Hu Advisor: Dr. YewChung Sermon Wu

Department of Material Science and Engineering

National Chiao Tung University

Abstract

In this thesis, Ni-metal induced lateral crystallization (NILC) of amorphous silicon (α-Si) has been studied. The influence of pulse rapid thermal annealing on the growth mechanism of NILC is investigated. And the influence of capped silicon nitride film on growth mechanism of NILC is also investigated. We fabricate the LTPS TFTs by those methods. Moreover, in order to solve this issue of NILC poly-Si film, we develop two effective gettering methods to reduce the Ni-metal impurity contamination of the NILC poly-Si films.

Initially, two annealing methods, pulse rapid thermal annealing (RTA) and conventional furnace annealing (CFA), were used to fabricate NILC polycrystalline silicon (poly-Si). It was found that the growth rate of RTA-POLY was 5 times higher than that of CFA-POLY, which is due to the photon-assisted and/or free energy released by sudden heating during RTA. RTA-TFT contained not only NILC but also SPC poly-Si grains. Moreover, the width and length of RTA-GRAIN were smaller than those of CFA-GRAIN, indicating that RTA-GRAIN had more defects than CFA-GRAIN. As a result, the performance RTA-TFT was not as good as CFA-TFT.

It was found that the NILC saturation length increased as the thickness capped silicon nitride films increased, which was due to solid phase crystallization (SPC) of a-Si film retarded. The retardation of SPC was investigated by scanning electron microscopy (SEM). And in the thin film stress analysis, we investigated the SPC retardation effect was due to the compression stress from silicon nitride film. There was a large number of hydrogen atom escaped from silicon nitride film during annealing process, which resulted in compression

stress on a-Si film. The performance of the TFTs was almost the same.

We develop two gettering methods to reduce the Ni contamination within the NILC poly-Si film. The first one, we proposed using a-Si-coated wafers as Ni-gettering substrates. After bonding the gettering substrate with the NILC poly-Si film, the Ni-metal impurity within the NILC poly-Si film was reduced. It was found that the silicide-etched holes at NILC-POLY grain boundaries were greatly reduced after the Ni-gettering process. The Ni concentration within NILC-POLY was reduced to 1/30. The device transfer characteristics of GETR-TFT showed an 9-fold increase in the ON/OFF current ratio and a 34-fold decrease in the minimum leakage current compared with those of NILC-TFT.

In the second one gettering method, a-Si film was coated on the top of contact holes as Ni-gettering layer. Ni atoms were diffused from NILC-POLY to the gettering layer due to the concentration gradient. Ni atoms were diffused from NILCPOLY through the contact holes and reach the a-Si layer and then transformed the a-Si into needlelike poly-Si grains. It was also found that the silicide-etched holes at NILC-POLY grain boundaries were greatly reduced after the Ni-gettering process. The GETR-TFT exhibited an enhanced field-effect mobility, steeper subthreshold swing, higher on/off current ratio.

目錄

中文摘要 ………I

英文摘要 ………III

目錄 ………V

表目錄………VIII

圖目錄………IX

第一章 序論………1

1.1 液晶顯示器發展史………1 1.2 液晶顯示器原理 ………1 1.3 液晶顯示器驅動方式 ………2 1.4 薄膜電晶體 ………2 1.4.1 非晶矽薄膜電晶體 ………3 1.4.2 複晶矽薄膜電晶體 ………3 1.5 低溫複晶矽結晶方法 ………6

1.5.1 固相結晶法 (SPC, Solid Phase Crystallization) ………6

1.5.2 準分子雷射退火結晶法 (ELA, Excimer Laser Annealing) ………6

1.5.3 金屬誘發/金屬誘發側向結晶(MIC/MILC, Metal Induced/Metal Induced Lateral Crystallization ) ………7

1.6 電性影響因素………12

1.6.1 晶界能障與晶界載子補陷(carrier traps at grain boundary) ………12

1.6.2 晶界與晶粒缺陷………14 1.7 電性改善方法………15 1.7.1 後退火 (post-annealing) ………15 1.7.2 電漿鈍化（plasma passivation） ………15 1.7.3 捉聚 (gettering) ………15 1.8 論文的研究動機與分段架構………16 1.8.1 論文的研究動機………16 1.8.2 論文的分段架構………17

第二章 利用快速熱退火技術與傳統高溫爐管進行鎳金屬誘發側向結晶之

比較 ………18

2.1 研究背景回顧以及快速熱退火對鎳金屬誘發側向結晶與固相結晶之影響…………18

2.1.1 鎳金屬誘發側向結晶與固相結晶之成長熱力學 ………18 2.1.2 快速熱退火對鎳金屬誘發側向結晶之影響………18 2.2 研究動機………18 2.3 研究方法………19 2.3.1 金屬誘發結晶非晶矽試片製備………19 2.3.2 金屬誘發結晶退火條件………20

2.3.2.1 快速熱退火(rapid thermal annealing) ………20

2.3.2.1 傳統爐管退火(conventional furnace annealing) ………22

2.3.3 試片分析………22

2.3.4 薄膜電晶體製作………23

2.5 結果與討論………24

2.5.1 565℃下 RTA 與 CFA 的 MILC 比較………24

2.5.2 RTA 與 CFA 的薄膜電晶體特性比較………28 2.6 結論………32

第三章 氮化矽薄膜對鎳金屬誘發側向結晶之影響 ………33

3.1 研究背景回顧以及氮化矽薄膜對鎳金屬誘發側向結晶之影響與固相結晶之影響…33 3.1.1 以氮化矽為鎳金屬過濾層進行鎳金屬誘發側向結晶 ………33 3.1.2 以氮化矽薄膜抑制非晶矽固相結晶………33 3.2 研究動機………34 3.3 研究方法………34 3.3.1 金屬誘發結晶非晶矽試片製備………34 3.3.2 金屬誘發結晶退火條件………35 3.3.3 金屬誘發結晶速率與顯微結構分析………36 3.3.4 氮化矽與氧化矽薄膜應力分析………36 3.3.5 氮化矽與氧化矽氫含量分析………36 3.3.6 薄膜電晶體製作………36 3.4 結果與討論………37 3.4.1 金屬誘發結晶速率………37 3.4.2 金屬誘發結晶與固相結晶 SEM 觀察 ………39 3.4.3 氮化矽薄膜抑制固相結晶探討………40 3.4.4 氮化矽與氧化矽薄膜應力探討………41 3.4.5 氮化矽與氧化矽薄膜氫含量探討………43 3.4.6 薄膜電晶體特性探討………44 3.5 結論………45

第四章 利用捉聚基板改善薄膜電晶體效能 ………46

4.1.1 金屬雜質對電性的影響………46 4.1.2 捉聚機制………46 4.2 研究動機………47 4.3 研究方法………47 4.3.1 複晶矽基板製備 ………47 4.3.2 過濾基板製備 ………48 4.3.3 過濾基板與非晶矽基板接和步驟………49 4.3.4 材料分析………50 4.3.4 薄膜電晶體製作………51 4.4 結果與討論………52 4.4.1 捉聚步驟對於鎳含量之影響………52 4.4.2 捉聚步驟中鎳金屬的擴散路徑………55 4.4.3 捉聚步驟對於金屬誘發結晶複晶矽結晶性之影響………57 4.4.4 捉聚步驟對於薄膜電晶體電性之影響………58 4.5 結論………62

第五章 利用非晶矽薄膜經由接觸窗捉聚改善薄膜電晶體效能 …………63

5.1 研究背景回顧………63 5.1.1 金屬雜質對電性的影響………63 5.1.2 捉聚機制………63 5.1.3 金屬誘發複晶矽捉聚方法………63 5.2 研究動機………64 5.3 研究方法………64 5.3.1 捉聚試片製作………64 5.3.2 捉聚試片材料分析………65 5.3.3 薄膜電晶體製作………65 5.4 結果與討論………67 5.4.1 捉聚步驟對於鎳含量之影響………67 5.4.2 捉聚步驟對於薄膜電晶體之影響………69 5.5 結論………72

第六章 總結與未來工作 ………73

6-1 總結 ………73 6-2 未來工作 ………74

參考文獻………76

表目錄

第一章 表1-1 a-Si TFT 與 LTPS TFT 特性比較………5 表1-2 準分子雷射氣體及其波長………7 第二章 表2-1 RCA clean 步驟………19 表2-2 LPCVD 沉積非晶矽的參數 ………19 表2-3 RTA 溫度曲線各部位參數 ………22

表2-4 RTA 與 CFA 試片 NILC 成長與微結構特性的對照表………27

表2-5 RTA-TFT 與 CFA-TFT 的元件特性比較表………30 第三章 表3-1 金屬誘發結晶試片氮化矽薄膜與氧化矽薄膜厚度參數 ………35 表3-2 薄膜應力量測參數設定 ………36 第四章 表4-1 為兩組試片所製備之元件電性上的比較………60 第五章 表5-1 兩組試片所製備之元件電性上的比較………70

圖目錄

第一章

圖1-1 底閘極(Bottom Gate)電晶體基本結構 ………3

圖1-2 非晶矽與多晶矽面板之開口率比較………5

圖1-3 Ni-Si 反應自由能圖………8

圖1-4 c-Si 在 NiSi2/a-Si 介面形成的結晶成長機制………9

圖1-5 Si 與 NiSi2晶體結構………9 圖1-6 鎳金屬薄膜對應不同溫度下之矽化物相 ………11 圖1-7 MILC 的優選成長方向………12 圖1-8 (a) 晶粒與晶界示意圖 (b)為了去補償被晶界所捕陷的電荷在晶粒周圍的晶界處 形成空乏區域 (c)電荷空乏區造成能帶彎曲，而且形成能障………13 圖1-9 很多在晶粒中的置換型摻雜原子所貢獻的自由載子很快速的就被固定在晶界處 的捕陷位置 Nt 每單位面積的能量不超過能隙（bandgap）………13 圖1-10 捕陷(traps)主要集中在晶界處，然而在晶粒中的缺陷也有建立起一些態位。淺拖 曳態位(shallow tail state)與應變鍵(strained bonds)有關，而在中間能隙的深態位 (deep state)是由斷鍵(broken bonds)造成的………14

圖1-11 (1)內部捉聚法(Intrinsic Gettering) (2)外部捉聚法(Extrinsic Gettering) (3)化學捉聚 法(Chemical Gettering) ………16 第二章 圖2-1 金屬誘發結晶非晶矽試片製備流程………20 圖 2-2 JetFirst 100 RTA 機台 ………21 圖2-3 RTA 退火溫度對時間曲線圖 ………22 圖2-4 薄膜電晶體元件製作流程圖 ………24 圖2-5 565℃下以 CFA 成長的 MILC 的 OM 圖 ………25

圖2-6 565℃下 RTA 與 CFA 的 NILC 生長曲線圖 ………26

圖2-7 565℃下 RTA 與 CFA 的 SEM 圖(a)為 RTA(b)為 CFA………28

圖2-8 565℃下 RTA 持溫時間 1min 與 10min 的 NILC 生長曲線圖………28

圖2-10 RTA-TFT 與 CFA-TFT 的元件的 Id-Vg圖………30

圖2-11 565℃RTA 試片的 NILC 高倍率 SEM 圖………31

圖2-12 565℃RTA 試片的 NILC TEM 圖………31

第三章 圖3-1 Choi 等人所提出的大晶粒的製作示意圖及其 SEM 結果 ………33 圖3-2 不同厚度的 Si3N4在750℃退火後的拉曼光譜圖………34 圖3-3 金屬誘發結晶非晶矽試片製備流程 ………35 圖3-4 不同條件試片的金屬誘發結晶成長曲線圖 ………38 圖3-5 擇區覆蓋 100nm 氮化矽薄膜的金屬誘發側向結晶 OM 圖………39 圖3-6 540℃退火 16 小時金屬誘發結晶與固相結晶 SEM 圖………40 圖3-7 變溫下應力與溫度關係圖 ………42 圖3-8 PECVD 沉積的薄膜釋放出氫氣進而產生拉應力的示意圖………42 圖3-9 450℃定溫下應力與溫度關係圖………43 圖3-10 氮化矽薄膜退火前後傅立葉轉換紅外線光譜圖………43 圖3-11 氧化矽薄膜退火前後傅立葉轉換紅外線光譜圖………44 圖3-12 各不同條件薄膜電晶體元件的 Id-Vg圖 ………45 第四章 圖4-1 Sharp CGS 技術之捉聚製程步驟………46 圖4-2 複晶矽薄膜製備流程 ………48 圖4-3 捉聚基板示意圖 ………48 圖4-4 (a) 將兩片晶圓做接合的動作 (b) 爐管中進行退火捉聚………49 圖4-5 捉聚步驟所使用之夾具構造圖………50 圖4-6 真空爐管示意圖………50 圖4-7 NIC&NILC 示意圖………52

圖4-8 (a)NILC (b) GETR POLY 之 NIC 區域矽化物孔洞 ………53

圖4-9 (a)NILC (b) GETR POLY 之晶界矽化物孔洞 ………54

18hr ………56

圖4-12 擴散路徑示意圖………57

圖4-13 550℃退火後之 Inner side OM 影像 (a) 1hr (b) 3hr ………57

圖4-14 Raman 結晶性分析( 正規化強度) ………58

圖4-15 兩組元件汲極電流對閘極電壓轉移特性曲線(Id-Vg transfer characteristics) ……59

圖4-16 漏電流機制示意圖………61 第五章 圖5-1 非晶矽捉聚薄膜捉聚流程圖………64 圖5-2 捉聚試片製備流程 ………65 圖5-3 薄膜電晶體製作流程圖 ………66 圖5-4 上層捉聚層的 OM 觀察。(a)為捉聚前(b)為經過 550℃6 小時捉聚後………67 圖5-5 上層捉聚層經 550℃6 小時退火之後的 SEM 觀察………67

圖5-6 晶界矽化物孔洞的 SEM 圖(a)為位置圖(b)為 NILC POLY(c)為 GETR POLY…68 圖5-7 鎳擴散路徑示意圖 ………68

圖5-8 汲極電流對閘極電壓轉移特性曲線(Id-Vg transfer characteristics) ………70

圖5-9 GETR TFT 與 NILC TFT 元件最小漏電流對溫度的作圖………71

圖5-10 GETR TFT 與 NILC TFT 的 ln[IDS/(VGS–VFB)] versus 1/(VGS–VFB)2作圖…………72

第一章 序論

1.1 液晶顯示器發展史

傳統的CRT 顯示技術經長期改良後，由於技術成熟、色彩飽和度佳、應答速率快、

無視角依存性、價格便宜等因素，所以在顯示器市場佔有一席地位，但是 CRT 顯示器

其同時擁具有體積大、重量重及輻射量高等缺點，為了改善以上的缺點，因此各種顯示 器技術如雨後春筍般的被開發出來，例如液晶顯示器（LCDs, Liquid Crystal Displays）、

電漿電視（PDPs, Plasma displays）、有機電激發光顯示器（OLEDs, Organic Light- Emitting

Displays）及場發射顯示器（FEDs, Field Emission Displays）等。在這些顯示器中以液晶 顯示器的技術發展最純熟，也是最普及的。 奧地利植物學家 F.Reinitzer 早在 1888 年就發現了液晶這一呈液體狀的物質，它是 一種幾乎完全透明的物質，同時呈現固體與液體的某些特徵。液晶從形狀和外觀看上去 都是一種液體，但它的水晶式分子結構又表現出固體的形態。美國無線電公司(RCA)在 1963 年時發現液晶分子會受到電場的影響而產生偏轉，當受到外界電場影響時，其分子 會產生精確的有序排列；如對分子的排列加以適當的控制，液晶分子將會允許光線穿 透；光線穿透液晶的路徑可由構成它的分子排列來決定，這又是固體的一種特徵。直到 1968 年，美國 RCA 公司的工程師們製造了世界第一台使用液晶顯示的螢幕，至此，「液 晶」和「顯示器」才連結在一起，而有了「液晶顯示器」，Liquid Crystal Display(LCD) 一詞[1]。 1.2 液晶顯示器原理 液晶顯示器(LCD)也就是使用液晶元件來調變光的螢幕。結構上簡單來說就是將液 晶灌入兩片抽完真空的玻璃間，再加上電壓，並適當的控制玻璃的間距，便能改變入射 光的偏轉特性液晶可以改變它的分子結構，因此可以讓不同程度的光量通過它本身。液 晶顯示器中含有兩片偏極片、彩色濾光片陣列及配向膜，它們可決定光通量的最大值與 顏色的產生。液晶層位於兩片玻璃片之間，當施以一個電壓給配向層，則產生一個電場， 使配向層界面的液晶朝某一個方向排列。每一個像素都由紅、綠、藍三個子像素(Sub-pixel) 所組成，就如同映像管一樣。當液晶層 不施任何電壓降時，液晶是在它的初始狀態， 會把入射光的方向扭轉 90 度，因此讓背光源的入射光能夠通過整個結構。當液晶層施 以某一電壓差，液晶會改變它的初始狀態，使液晶的排列方向不扭轉，而不改變光的極

1.3 液晶顯示器驅動方式 LCD 主要可分成三種，分別為扭轉向列型(TN)、超扭轉向列型(STN)及薄膜電晶體 型(TFT)。依驅動電路方式的不同又可分為被動式矩陣驅動及主動式矩陣驅動。TN 與 STN 屬於被動式矩陣，此型的液晶顯示器由於電容串因(Capacitor Coupling)嚴重，而導 致會有殘影及對比差及反應速度慢等缺點，再加上又是採用多工方式驅動，驅動方式較 為複雜。因此此類型的顯示器要達到高解析度、高畫質與全彩的目標便十分困難。但由 於製造成本低廉因此部分低階的顯示器如手機上的面板便常用此技術。而目前被廣泛研 究的薄膜電晶體（TFT, Thin Film Transistor）是屬於主動矩陣式，此種技術由於利用薄 膜電晶體作為控制液晶旋轉的開關元件，使得每個畫素相互間的影響變小，改善了上述 被動式矩陣驅動液晶顯示器的缺點。且驅動方式較為簡單，因此顯示器的畫質與解析度 能夠進一步提升。然而利用薄膜電晶體方式驅動的液晶顯示器，其成像品質的好壞與電 晶體的特性有很大的關係，如漏電流、驅動電流、寄生電容、臨界電壓與開關速率等。 因此如何製造出品質好，特性佳的薄膜電晶體相當重要。 1.4 薄膜電晶體 電晶體是由一個閘極、一個源極和一個汲極所構成的三接點電子元件(圖 1-1)。其原 理是利用絕緣層讓閘極和通道的部分隔開，當閘極沒有外加一個電壓時，就沒有電流從 源極流向汲極。此時唯一通過的電流即稱為漏電流。而當閘極加一夠大的正電壓時，在 通道部分會感應出電子來，此時如果再在汲極部分加一電壓，將使大量電子經由源極流 向汲極，使得薄膜電晶體從原本的「關閉」變成「開啟」的狀態。所以薄膜電晶體可以 被視為一個開關[2]。

圖1-1 底閘極(Bottom Gate)電晶體基本結構

1.4.1 非晶矽薄膜電晶體

非晶矽薄膜電晶體(a-Si TFT)為 TFT-LCD 中較為成熟的技術，是目前 LCD 市場的

主流。主要是因為非晶矽 TFT 有以下優點:為一低溫製程（<350℃），非常適合製造於

玻璃基板上的 TFT；為連續製程。ㄧ般多利用電漿輔助化學氣相沉積(PECVD, Plasma

Enhanced Chemical Vapor Deposition)的方式連續沉積閘極介電層、主動層和汲/源極層， 再回蝕(Etchback)定義所需的形貌。因此底閘極(Bottom Gate)結構的薄膜電晶體較符合要

求。整個製程步驟較為簡單；並且有較低的漏電流。但是非晶矽TFT 也有著某些無法改

進的缺點，如電子遷移率(mobility)很低（<1cm2/V‧S），開啟電流（on current）較小。

在這些先天缺陷下，非晶矽的 TFT-LCD 有著反應速率慢，解析度低，開口率較低等缺 點。由於畫素的增加，需要比非晶矽TFT 電性更好的元件才能有更好的特性，因此發展 出了比非晶矽薄膜電晶體電性更好的複晶矽薄膜電晶體，以改進上述的缺點。 1.4.2 複晶矽薄膜電晶體 複晶矽薄膜電晶體(p-Si TFT)與非晶矽薄膜電晶體的不同在於主動層以複晶矽取代 非晶矽，使得電晶體之驅動能力大大的提升。ㄧ般複晶矽薄膜製作的方法分為直接沉積 複晶矽(As-deposited Polysilicon)及沉積非晶矽再退火(Annealing)兩種。直接沉積複晶矽 製程溫度在625℃以上，高於ㄧ般玻璃基板的軟化溫度(600℃)，且直接沉積的複晶矽， 其晶粒(Grain)較小，缺陷(Defect)較多，製作出來的薄膜電晶體特性較差，所以通常無人 使用此方式製作。另外一種製作複晶矽的方法為先利用低壓化學氣相沉積(LPCVD, Low Pressure Chemical Vapor Deposition)、PECVD 或濺鍍(Sputtering)的方式沉積非晶矽薄 膜，再利用熱處理的方式使其再結晶為複晶矽薄膜。

再結晶通常以爐管(Furnace)或是快速熱退火(RTA, Rapid Thermal Annealing)的方式進 行，由於使用高溫製程，所以必須使用較昂貴且小尺寸的石英基板，並限制了其應用範 圍。因此低溫再結晶的方式是目前最受矚目並為工業界採用的技術。利用低溫再結晶所 製造的低溫複晶矽(LTPS, Low-Temperature-Poly-Silicon )薄膜電晶體具有較高載子移動 率[3]。而電子與電洞的移動率是決定一個 TFT 元件等效傳導率與尺寸大小的重要參數， 而高載子移動率使得LTPS TFTT-LCD 具有下列的競爭優勢: A. 可縮小畫素(Pixel)中 TFT 的尺寸，增加透光區域的面積，而達到高開口率(圖 1-2)[4]。因此在相同的發光亮度下，LTPS TFT-LCD 可採用低瓦數的背光源，達到 低耗電量的要求。另外藉由完全自我對準(Fully Self-Alignment)來形成源/汲極區 域，則可降低寄生與重疊電容所需的儲存電容面積也能因此縮小，讓開口率進一步 提高，而能提供更高精細、高解析度的液晶面板。 B. 可將周邊驅動電路與液晶面板同時製作於玻璃基板上，有利於減少電路板驅動 IC 與面板電極之間的連線，而降低材料成本;同時更可以在後段模組組裝過程中，避 免組裝造成的產品損害，進而提升良率降低製造成本。 C. 可降低顯示器模組的重量與厚度。驅動電路的整合不但能消除驅動 IC 本身的重量 與厚度，也省去的與其相關的TAB 及 PCB 封裝所增加的厚度與重量，可達到縮小 面板厚度約10%~20%，達成產品薄型化的要求。 D. 可增加液晶顯示器面板的可靠度。TAB 連接線的故障與鬆脫是面板損壞的主因， 因此省去TAB 的封裝將使得液晶顯示器面板的可靠度得以提升。 E. 可降低驅動電壓，進而降低液晶面板的功率消耗。LTPS-TFT 具有高載子移動率與 低臨界電壓(Threshold Voltage)的特性，因此在固定驅動電流下，驅動 LTPS-TFT 的電壓可大幅降低，再加上寄生電容的減少，則驅動液晶面板的功率消耗能大幅降 低。表1-1[5]列出了 a-Si TFT 與 LTPS TFT 的各方面特性比較。

圖1-2 非晶矽與多晶矽面板之開口率比較[4]

1.5 低溫複晶矽結晶方法

低溫複晶矽的量產技術在過去十年間急速熱絡的展開，包括固相結晶法(SPC, Solid Phase Crystallization )、準分子雷射退火(ELA, Excimer Laser Annealing)及金屬誘發/金屬 誘發側向結晶(MIC/MILC, Metal Induced Lateral Crystallization )等，以下將分別介紹。

1.5.1 固相結晶法(SPC, Solid Phase Crystallization )

固相結晶法是成本最低，也是技術門檻最低的結晶法。一般的作法是將已沉積之非 晶矽薄膜置入爐管中進行600°C 24~72 小時的退火。為了得到較大的晶粒，可以改變非 晶矽的沈積參數及退火條件。但是利用固相結晶法所得到的複晶矽晶粒品質和另兩種結 晶法相比仍然是較差的，且晶粒中的缺陷多。另外，退火溫度過高並不適用於一般的玻 璃基板(一般的玻璃基板軟化溫度約為 600°C 左右) ，可能會造成玻璃的變形，會影響到 後續的微影製程。固相結晶包括二個步驟，分別為成核(Nucleation)和成長(Growth)。成 核又可分為均質成核(Homogeneous)和異質(Heterogeneous)成核。以固相結晶法來說，由 於非晶矽裡含有缺陷，缺陷自由能較高，較容易吸附溶質原子造成原子聚集，形成異質 成核，進而成長；也有部分的成核是以均質成核進行，然後再進行成長。但是一般的固 相 結 晶 法 退 火 時 間 太 長 ， 且 最 後 所 得 到 的 晶 粒 缺 陷 多 ， 並 且 含 有 大 量 的 微 雙 晶 (micro-twin)[6]因此最後所做出的薄膜電晶體特性並不佳。

1.5.2 準分子雷射退火結晶法(ELA, Excimer Laser Annealing)

ELA 製備複晶矽薄膜的溫度通常低於 450℃，以準分子雷射作為熱源。雷射光經過 投射系統後，會產生能量均勻分布的雷射光束，投射於具有非晶矽薄膜的玻璃基板上。 當非晶矽薄膜吸收準分子雷射的能量後，非晶矽熔融而形成複晶矽結構。這種方法獲得

的複晶矽薄膜的特性滿足顯示面板用 TFT 開關元件及周邊驅動用 TFT 元件性能的要求

[7]。準分子雷射主要是在紫外光範圍的高輸出脈衝雷射（high-output pulsed lasers）振盪，

光束相當大，脈衝的時間非常短，約10ns。因為加熱的時間是很短暫的，而且結晶的晶 粒缺陷較少，品質較佳。缺點是雷射設備成本過高，而且結晶的均勻性不佳，晶粒尺寸 還不夠大，故對大面積的玻璃基板來說在製程上仍然有很多需改進的地方。另外，雷射 將非晶矽層溶融結晶後，在兩晶粒的交界處會隆起產生晶界。此現象會導致表面粗糙， 將會影響元件的製作。當然還有其他的缺點，像是玻璃基板通常需要雷射掃描 20 次左 右才能形成良好的結晶。為了提高生產效率，現在有採用多路雷射同時掃描的方式。也

可以採用矩形光束的方法，使雷射能量均勻集中形成一個矩形光束，對基板進行有選擇

性的掃描。常用的準分子雷射器如表 1-2 所示。因為 XeCl 準分子雷射器具有較好的氣

體穩定性和在波長 308nm 處非晶矽薄膜具有高吸收係數(～106 cm-1)的優點。所以很多

廠商採用XeCl 準分子雷射器進行生產。

表1-2 準分子雷射氣體及其波長

Laser gas F2 ArF KrCl KrF XeCl XeF

λ(nm) 157 193 222 248 308 351

1.5.3 金屬誘發 / 金屬誘發側向結晶(MIC / MILC, Metal Induced / Metal Induced Lateral Crystallization ) Wagner 和 Ellis 在 1963 年發現少量的特定金屬可以幫助矽結晶[8]。依照不同誘發 結晶的方式可以分成兩類：第一種是與矽產生共晶反應(例如：Al[9]、Au[10]等)，由於 共晶點的溫度通常比一般單相結晶的溫度低，所以可以在低溫下產生結晶。以Al 為例， M. S. Haque[9]在研究中指出 Al 與 Si 的共晶溫度在 577℃，但在 200℃左右便開始與 a-Si 層反應產生結晶。金屬向內擴散時不僅使 a-Si 結晶，同時因為金屬摻雜的關係導致 Si 層轉變成p 型。 另一種低溫結晶的方式是利用金屬與矽反應成介穩定(Metastable)的矽化物(例如： Ni[10]~[13]、Pd[14],[15]等)，在矽化物移動的過程中，金屬原子的自由電子與介面處的 Si-Si 共價鍵發生反應，降低 a-Si 結晶所需的能障(Energy Barrier)，使得結晶溫度降低。

一般較常用的金屬為Ni，而其機制也最清楚，因此以 Ni 來說明此類金屬誘發結晶的過

程。 Ni 會先與 Si 反應成多種矽化物[16]，在靠近 a-Si 區域的地方會產生富 Si 的 NiSi2。

由圖1-5 的 Ni-Si 反應自由能圖[17]中可知，在 NiSi2中的Ni 原子在 NiSi2與a-Si 介面的

自由能比在 NiSi2與 c-Si 介面處低，這個自由能差會使 Ni 原子往 a-Si 層移動；反之，

在 NiSi2中的 Si 原子在 NiSi2與c-Si 介面的自由能比在 NiSi2與a-Si 介面處低，所以有

個驅動力驅使Si 原子往 c-Si 的方向擴散。這結果會使得 NiSi2持續的往a-Si 延伸，而所

經之處產生 Si 結晶。由 Hayzelden 在 1993 年提出的分裂機制，首先會在 NiSi2上形成

c-Si 結晶核，然後 Si 會往 c-Si/NiSi2的介面移動，而誘發結晶，如圖1.4(a)所示，接著，

又在NiSi2的領導端(leading edge)處形成結晶（c-Si）核，而為了降低 Ni 在 NiSi2/c-Si 介

面處的化勢（Chemical Potential），因此 Ni 會往 NiSi2/a-Si 介面處擴散，而造成 NiSi2

⎟

⎠

⎞

⎜

⎝

⎛−

=

D

H

_kT

D

iM i i ,0

exp

(

a

Si

)

D

a

Si

[

C

(

H

kT

)

]

D

B Ni t Ni Ni

−

=

(

−

)

/

1

+

α

exp

/

圖 1-5 為 Si 與 NiSi2的晶體結構。Si 為鑽石(Diamond)結構、晶格常數為 5.430Å；

NiSi2 屬於螢石(Fluorite)結構、晶格常數為 5.406Å，兩者因晶格常數不同所產生的晶格

不匹配(Lattice Mismatch)僅有 0.44％。在眾多金屬矽化物中 NiSi2擁有與矽最相似的結構

及最接近的晶格常數，因此相當適合做為誘發結晶的核。故我們在實驗中將以 Ni 為誘

發結晶的金屬。

Ni 在元素週期表中屬於過渡金屬，在結晶或非晶矽中都屬於快速擴散源，由於 Ni

較小的原子尺寸與矽為較鬆散的鑽石結構，因此 Ni 在矽中主要是藉著間隙式擴散

(Interstitial Diffusion)來快速移動。在此機制中，擴散係數(D)會遵守 Arreherius 方程式： (1-1) 其中HiM為焓的變化量，Di,0為指數係數，T 為溫度。以 Ni 而言，在非晶矽中的擴 散係數大概是2.9*10-3exp[-1.3(eV)/kT] cm2/s[18]，在 400℃下，這約為在結晶矽中擴散的 十萬分之一，這擴散被抑制的原因來自於非晶矽內部的本質缺陷(intrinsic defect)，Ni 在 非晶矽中擴散係數可由下式表示 (1-2) 其中α=ZNi(θ0/θ*)exp(SBNi/kT)，Ct為被捕陷的原子(traps)比例、HB(SB)為釋放一個被捕 陷的間隙原子所需的焓(熵)，ZNi為一個捕限陷阱周圍的捕捉間隙數以及θ0 (θ*)代表間隙 原子(被捕陷的間隙原子)的頻率。由於非晶矽有高濃度的本質捕捉陷阱(intrinsic traps)以 及較大的HB，這Ni 在非晶矽中的擴散被大幅度的抑制[18]。 而在 Ni-Si 的反應中，主要是藉由 Ni 原子在 Si 中擴散來進行。在 200℃時 Ni 與 Si

首先產生δ-Ni2Si，之後隨著退火溫度的提高，在 350℃時 Ni2Si 逐漸被 NiSi 相所取代，

這兩階段的相變化皆是由擴散機制所控制。而在750℃左右的高溫 NiSi 慢慢形成 NiSi2。

此時NiSi2的形成主要是由成核機制所控制的，需要在高溫下才能形成[17]。一般，退火

過程中Ni 並不會直接與矽反應形成 NiSi2，而會先反應形成NiSi 的介穩定相，再由 NiSi

與Si 反應而得到 NiSi2。在NiSi 與 Si 的反應機制裡，NiSi 與 a-Si 反應形成 NiSi2是屬於

擴散控制，也就是 a-Si 反應形成 NiSi2是很容易很快的，只需在 350℃左右就可以形成

NiSi2；而NiSi 與 c-Si 反應形成 NiSi2則是屬於成核控制，c-Si 反應形成 NiSi2是比較不

容易的，所以需要在高溫下才能達成。因此就金屬誘發結晶而言，Ni 與 a-Si 反應形成

NiSi2來誘發結晶並不需要很高的溫度。圖1-8(a)(b)列出了鎳金屬薄膜在非晶矽與複晶矽

圖1-6 鎳金屬薄膜對應不同溫度下之矽化物相[19]

Ni 與 a-Si 反應形成了 NiSi2，接著由於熱力學上的驅動力，使得NiSi2往前移動，如

前述的結晶成長機制，形成金屬誘發結晶（MIC）。若整個反應是發生在薄膜之中，則

NiSi2的移動受限於表面與基板底部，迫使NiSi2向只能向薄膜的水平方向移動，則形成

金屬誘發側向結晶（MILC）。

MILC 成長方向有其優選性，如前所述 NiSi2（111）平面跟 Si（111）平面的晶格常

數只有0.44﹪的不匹配。當 c-Si 在 NiSi2{111}平面上產生磊晶時，並不會有介面差排的 出現。所以在MILC 的過程中，{111}為其 c-Si 的優選方向[17]。圖 1-7 為 3 個不同軸向 的NiSi2核，在軸向為<110>的情況下，NiSi2八面體結構的四個{111}方向將會平行薄膜 的上下表面。但是如果軸向為<100>或<111>的情況下，{111}方向並不會平行薄膜表面。 所以c-Si 的成長將會被薄膜上下表面所限制。所以 c-Si 的成長的優選軸向為<110>而優 選成長方向為<111>。由於 MILC 有上述的優選性，所以以此方法成長的複晶矽會有其 方向性，這也成為MILC 方法最大的優點。

圖1-7 MILC 的優選成長方向

1.6 電性影響因素

1.6.1 晶界能障與晶界載子補陷(carrier traps at grain boundary)

在基本的載子捕陷的模式中假設晶界本身是非常窄的（與晶粒相比）他們唯一的效 應是去改變有效的摻雜物原子及在晶粒中的自由載子數目。晶界本身即當作摻雜物偏析 及載子捕陷的位置，因此晶界的存在會影響載子移動進而影響元件的特性。如圖1-8 所 示，當電荷被晶界所捕陷時，為了去補償被晶界所捕陷的電荷，所以在晶界周圍形成一 個空乏區域，根據Poisson’s equation，在空乏區的電荷造成能帶彎曲，而且會形成能障 而阻礙剩下的主要載子在晶粒間移動[20]。能障高度（ＶB）能用摻雜濃度 N 及空乏區 寬度xd以Poission’s equation 表示: ε qN dx V d ₌ 2 2 (1-3) q:一個電子的電荷大小 ε:矽的介電常數 只考慮一維的空間，解方程式得到VB 2 2 d B x qN V ε = (1-4) 由VB的解可以了解能障大小和置換型雜質濃度、捕陷密度及能量有很大的關係。

圖1-8 (a) 晶粒與晶界示意圖 (b)為了去補償被晶界所捕陷的電荷在晶粒周圍的晶界 處形成空乏區域 (c)電荷空乏區造成能帶彎曲，而且形成能障[25] 由於電子的傳導行為由載子的數目多寡所決定，要決定自由載子在多晶矽中的數 目，必須先考慮置換型的雜質濃度，雜質原子會偏析在晶界中造成損失，而且在電性上 不發生作用；但即使將此損失考慮進去，多晶矽的電導度仍然比具有相同摻雜濃度的單 晶矽低，因為單晶矽中自由載子直接由在晶粒中的置換型摻雜原子所貢獻至價帶及導電 帶，而多晶矽因為有晶界的關係，大部分的自由載子會被捕陷(trap)在低能量的晶界位 置，因而無法貢獻到傳導帶[21], [22]，示意圖如圖 1-9 所示。 圖1-9 很多在晶粒中的置換型摻雜原子所貢獻的自由載子很快速的就被固定在晶界 處的捕陷位置Nt 每單位面積的能量不超過能隙（bandgap）[23]

1.6.2 晶界與晶粒缺陷

在晶界處的懸鍵（dangling bonds）及晶粒中的缺陷兩者都會引出一個在多晶矽中的 允許的態位（allowed state），如圖 1-10 所示。其中和懸鍵有關的深態位(deep state) 擁 有大約禁止能隙（forbidden energy gap）一半的能量[21]，此深態位對載子傳輸的最大影 響就是允許載子產生(generation)與再結合(recombination)。除了在中間能隙(mid-gap)附 近的態位是由斷鍵（broken bonds）造成之外，應變鍵（strained bonds）也會產生的一個 高密度的在能帶邊的淺拖曳態位（shallow tail state）。這些態位都會捕捉載子而造成載 子傳導率下降。

圖1-10 捕陷(traps)主要集中在晶界處，然而在晶粒中的缺陷也有建立起一些態位。淺

拖曳態位(shallow tail state)與應變鍵(strained bonds)有關，而在中間能隙的深態位(deep state)是由斷鍵(broken bonds)造成的 [24] 1.6.3 過渡金屬雜質 在晶圓製程階段，由於成長環境的雜質污染及熱應力造成之缺陷均留於晶圓當中， 且無可避免的會引入第三類過渡金屬原子(鉬、鐵、銅、鎳等)，這些金屬原子在矽中均 屬於快速擴散源，其高擴散性會更進一步的減損元件特性，同時後續之加工所造成之缺 陷亦存於其中，在IC 製造過程中，這些缺陷均會影響元件之良率及電性品質。這些金

屬雜質會在MOS 結構的 Gate Oxide 中成為矽化物析出，導致電性崩潰，且在半導體中

產生的能隙深層能階(deep levels in the band gap)會強烈的影響少數載子(minority carrier) 的壽命。而對於以鎳金屬誘發側向結晶方式製作的薄膜電晶體，同樣的鎳金屬以及其矽 化物所造成的能隙深層能階亦會影響電晶體的導通特性。

1.7 電性改善方法 晶界能障、晶界補陷、晶界與晶粒缺陷以及金屬雜質的存在會大大的減損複晶矽元 件的電性。因此為了提升電性，減少晶界的數量、減少晶界中的有效的捕陷位置、減少 晶界與晶粒缺陷以及降低金屬雜質濃度，有以下幾種方式 1.7.1 後退火 (post-annealing) 晶界本身是個能障，晶界的存在將會阻礙載子移動，因而減少電子移動率，而減損 TFT 元件的效能，因此如何減少晶界的數量對改善 TFT 元件特性來說也是一個很重要 的課題。另外，晶粒內缺陷的消除對提升元件特性也有很大的幫助。因此很多研究相繼 的提出如何減少晶界及消除晶粒缺陷，其中最有效的方式就是利用後退火的方式 [24]-[26]，即在非晶矽膜結晶完後，再利用高溫退火的方式或準分子雷射退火的方式進 行結晶，通常可以得到尺寸較大，缺陷較少的晶粒，因而改善多晶矽膜的品質。 1.7.2 電漿鈍化 (plasma passivation) 由於缺陷被鈍化所以禁止能隙的態位不會被活化，因此不會再捕陷載子。晶界中的 懸鍵的形成是由於不同指向的晶粒的接和點的晶格排列不連續所引起的，因而這些懸鍵 形成了很多的捕陷位置。在 Si/SiO2界面的懸鍵一般常用 H 原子將懸鍵中斷，所以利用 H 原子可以將晶界中的懸鍵鈍化以減少晶界中的有效捕陷數目。當捕陷載子的數目減少 晶界的能障也跟著減少[27]。 一般可利用電漿(plasma)來進行晶界鈍化改善元件的執行 效果，常用來進行晶界鈍化的電漿有H2、N2O 及 H2/N2混和型電漿[28]-[30]，根據文獻 中[30]報導 H2/N2混和型電漿會比H2電漿有更好的鈍化效果，這是由於 H2/N2混和型電 漿除了有氮離子（N+）的鈍化作用外，同時提高原子間的撞擊機會，因而提高鈍化的離 子數目，可以加強鈍化的效果，另外 NH3電漿也有不錯的鈍化效果，跟 H2電漿相比可 以讓熱載子(hot carrier)有更好的穩定性，同時可以讓匣極氧化層有更低的漏電流及更高 的崩潰電壓[31],[32]。 1.7.3 捉聚 (gettering) 為了降低金屬雜質原子在電性上所造成的傷害，一般使用捉聚(gettering)方式將雜質 原子移除或降低其濃度。捉聚方法根據其作用機制可分成五類[33]:金屬矽化物析出

(Metal-silicide precipitation)、偏析(Segregation into second phases)、缺陷補陷(Atomic trapping by defects)、與摻雜原子作用(Interaction with electronic dopants)以及磷擴散捉聚 與非平衡過程(Phosphorus-diffusion gettering and nonequilibrium processes)。而捉聚的技術

部捉聚法(external gettering) [34]，如圖所示。捉聚的方法必須根據電子元件的結構以及

特性需求來做選擇。對於薄膜電晶體，目前只有夏普的 CGS 技術，利用離子植入將磷

離子植入主動層中通道區域的兩端，在退火過程因為植入磷離子區域有缺陷的出現，造 成此區域的金屬雜質溶解度提高而將通道區域的金屬雜質吸附到離子植入區，達到捉聚 的效果[35]。

圖1-11 (1)內部捉聚法(Intrinsic Gettering) (2)外部捉聚法(Extrinsic Gettering) (3)化學捉聚 法(Chemical Gettering) [36] 1.8 論文的研究動機與分段架構 1.8.1 論文的研究動機 快速熱退火對鎳金屬誘發側向結晶之影響雖已有相關文獻曾探討，但對於微觀結構 的觀察以及其對薄膜電晶體之影響則無詳細的研究，因此本研究將對快速熱退火對鎳金 屬誘發側向結晶薄膜與薄膜電晶體做詳細的材料與電性方面的探討。 在文獻中可知道氮化矽薄膜能過濾鎳金屬達到降低鎳金屬殘留量的目的並且得到 較大尺寸的鎳誘發結晶的晶粒，也有文獻提出氮化矽薄膜所造成的應力對非晶矽的固相

結晶有抑制的效果，因此本研究想了解氮化矽薄膜的應力對非晶矽的金屬誘發側向結晶 是否有影響，因此本研究藉由沈積不同厚度的氮化矽薄膜在非晶矽薄膜上探討氮化矽薄 膜對金屬誘發側向結晶的影響，並且製作出薄膜電晶體探討其對電性的影響。 本研究希望提供兩個簡易的方式來達到捉聚 NILC 複晶矽中的鎳含量。其一利用晶 圓接合技術將鍍覆非晶矽的晶圓做為捉聚基板與金屬誘發側向結晶的複晶矽接合，藉由 兩者鎳含量之差異以及熱力學上的因素，將殘餘鎳捕捉至基板，藉以降低複晶矽中鎳含 量，並且研究探討鎳含量的減低對於薄膜電晶體電性的影響。其二，透過汲極與源極接 觸窗以非晶矽薄膜進行捉聚，此方法的優點為移除捉聚層時不會損害主動層以及只需利 用活化時的退火步驟來進行捉聚不需要額外的退火步驟，本研究希望藉由此方法達到鎳 金屬的捉聚並探討其捉聚效果對薄膜電晶體的影響。 1.8.2 論文的分段架構 此論文共分為五個章節，第一章是導論，主要介紹顯示器的發展沿革與結晶技術的 介紹；第二章主要是探討快速熱退火技術與傳統高溫爐管進行鎳金屬誘發側向結晶之不 同；第三章探討的是氮化矽薄膜對鎳金屬誘發側向結晶之影響；第四章是利用捉聚基板 改善薄膜電晶體效能第五章是利用非晶矽薄膜經由接觸窗捉聚改善薄膜電晶體效能。

第二章 利用快速熱退火技術與傳統高溫爐管進行鎳金屬誘發側向結晶之

比較

2.1 研究背景回顧以及快速熱退火對鎳金屬誘發側向結晶與固相結晶之影響 一般快速熱退火是利用鹵素燈，鹵素燈是利用紅外線加熱。矽吸收的光譜能量必須 大於矽的能帶間隙（Energy gap）1.12eV，所以所用的光譜波長必須小於 1.10 微米，而 二氧化矽（石英）的能帶間隙為8eV，所需要的光譜波長必須小於 0.15 微米。而紅外線 的波段約為0.75 微米至 1000 微米，所以利用紅外線加熱的方法，可以使矽能吸收此波 段光源進而達到加熱的目的，但是二氧化矽卻沒有辦法吸收此波段的光源，無法加熱。 而在整個腔體都是以不鏽鋼及鋁製成，而承受的載片的載具是石英製成。所以在整個腔 體裡面，紅外線只會對矽晶圓起作用，也只對矽晶圓加熱。而紅外線只對矽晶圓加熱， 而非整個腔體加熱，所以可以達到非常快速的升溫速率跟非常快速的降溫速率。而快速 的升降溫在製成上就可以節省很多的熱預算，也可能可以達到更好的效果，更符合現在 工業的經濟利益。 2.1.1 鎳金屬誘發側向結晶與固相結晶之成長熱力學 當MILC 成長過了一段時間後 ，速率是會慢慢減慢的。而當溫度越高時，MILC 成 長的速率相對較高，但是成長速率也提早減慢，我們可以稱這個速率減慢現象為飽和 （Saturation）。MILC 成長的驅動力來自於矽原子與鎳原子在 NiSi2兩邊介面的自由能

差。NiSi2一邊介面為複晶矽，一邊為非晶矽，在熱力學上，Ni 原子傾向從 NiSi2與複

晶矽介面擴散到 NiSi2與非晶矽介面，而 Si 原子正好相反，傾向從 NiSi2與非晶矽介面

擴散到NiSi2與複晶矽介面。這樣的擴散使NiSi2層漸漸往非晶矽方向移動，而造成MILC

的成長。而在退火過程中，固相結晶（Solid Phase Crystallization）的出現會阻礙 MILC

的成長。因為當固相結晶出現後，NiSi2兩邊的介面均為複晶矽，以致於 MILC 成長的

驅動力消失，因此固相結晶的出現會抑制MILC 的成長。

2.1.2 快速熱退火對鎳金屬誘發側向結晶之影響

而從MILC 的成長速率來看，利用爐管成長 MILC，依文獻上的報告，其活化能為

1.86 電子伏特，而利用 RTA 來成長（10nm Ni），活化能為 1.75 電子伏特[37]。因為活

化能不同，這代表利用RTA 與爐管成長 MILC 的方式會有所不同，而以 RTA 成長 MILC

的速率會比以爐管快上數倍，原因還有待釐清。而且電性上來看，兩種製成出來的TFT

元件電性上並沒有差多少。但是以 RTA 的方法成長 MILC 可以節省許多時間，減少很

多的熱預算。

快速熱退火對鎳金屬誘發側向結晶之影響雖已有相關文獻曾探討，但對於微觀結構 的觀察以及其對薄膜電晶體之影響則無詳細的研究，因此本研究將對快速熱退火對鎳金 屬誘發側向結晶薄膜與薄膜電晶體做詳細的材料與電性方面的探討。 2.3 研究方法 2.3.1 金屬誘發結晶非晶矽試片製備 實驗試片的製備。首先在(100)的四吋矽晶圓成長 5000Å 的 SiO2層，此步驟是為了 要模擬TFT 的玻璃基板，在成長氧化層之前，用傳統的 RCA clean 清洗矽晶圓，其流程 如下： 表2-1 RCA clean 步驟

去離子水沖洗 5 分鐘

硫酸：雙氧水 = 3：1 (75~85 )

℃

15 分鐘

去離子水沖洗 5 分鐘

氰氟酸：去離子水 = 1：100 15 秒

去離子水沖洗 5 分鐘

氨水：雙氧水：去離子水 = 0.25：1：5 (75~85 )

℃ 15 分鐘

去離子水沖洗 5 分鐘

鹽酸：雙氧水：去離子水 = 6：1：1 (75~85 )

℃ 15 分鐘

去離子水沖洗 5 分鐘

氰氟酸：去離子水 = 1：100 15 秒

氮氣吹乾

而在成長完氧化層之後，利用低壓化學沉積系統(LPVCD)，成長 1000 Å 的非晶矽， 其LPCVD 的參數如表 2-2。 表2-2 LPCVD 沉積非晶矽的參數 通入氣體 操作溫度(℃) 壓力(mtorr) 流量(sccm) SiH4 550 100 40 接著利用黃光微影在非晶矽層上定義一條狀圖形，並用 E-gun 在試片鍍覆 20Å 的

圖2-1 金屬誘發結晶非晶矽試片製備流程

2.3.2 金屬誘發結晶退火條件

2.3.2.1 快速熱退火(Rapid thermal annealing)

本實驗使用的 RTA 的機台，可以從圖 2-1 中看到。本實驗用的快速熱退火爐是

J.I.P.ELEC 的 JetFirst 100，規格是 4 吋至 6 吋的晶圓，最高溫度可到 1300℃，最大功率

為30 千瓦，加熱速率的極限為 100 /s℃ ，冷卻方式為水冷跟氣冷。加熱方式則是利用鹵

素燈加熱，跟一般的RTA 機台是一樣。此機台的溫度測量方式有紅外線測溫儀(pyrometer)

和熱電偶(thermal couple)兩種，在本實驗中是以 thermal couple 為準。此外我們的 NILC

試片是切成約1.5cmx1.5cm 的大小並將試片置於一個 4 吋的矽晶圓載片上且位於 thermal

圖 2-2 JetFirst 100 RTA 機台

為了研究RTA 對金屬誘發側向結晶的影響，本實驗藉由不同的 RTA 退火參數來探討其

對 MILC 的影響，包括溫度、升溫速率、持溫時間。圖 2-3 為 RTA 的退火溫度對時間

圖2-3 RTA 退火溫度對時間曲線圖 表2-3 RTA 溫度曲線各部位參數 1. 氣體穩定階段 20℃ 20sec 2. 升溫階段 20℃/sec 3. 持溫階段 溫度: 565℃ 時間: 1min 4. 降溫階段 565℃Æ400℃ 降溫速率~18℃/sec 5. 低溫持溫階段 20℃ 20sec 6. 升溫階段 20℃/sec

2.3.2.1 傳統爐管退火(CFA, conventional furnace annealing)

為了與 RTA 做比較本實驗也以同樣的金屬誘發結晶非晶矽試片來做傳統爐管退

火，退火條件是在定溫常壓下在氮氣氣氛下進行的。退火溫度有565℃，550℃、600℃、

650℃。

2.3.3 試片分析

以上述 RTA 和 CFA 的參數來做退火動作，分別對其 MILC 長度與總退火時間作圖，

Microscopy)或穿透式電子顯微鏡(TEM, Transmission Electron Microscopy)做分析。 2.3.4 薄膜電晶體製作 首先利用 FA 與 RTA 方式進行鎳誘發結晶技術複晶矽薄膜，誘發結晶後，將試片上 殘餘未消耗的鎳用硫酸清洗20 分鐘，接著進行薄膜電晶體製作，電晶體製作流程如下， 元件製作流程圖如圖2-4 所示: 1. 利用黃光微影系統定義出主動層(mask1) 2. 使用 Poly-RIE 蝕刻出主動層 3. RCA Clean

4. 利用 PECVD 沉積一層厚度為 1000Å 的 SiH4/N2O oxide 作為 gate oxide

5. 利用 LPCVD 沉積一層厚度為 2000Å 的 Poly-Si 膜作為 gate 6. 利用黃光微影系統定義出 gate(mask2)

7. 利用 Poly-RIE 將 Poly-gate 定義出來 8. 利用 BOE 將 gate oxide 蝕刻出來

9. 離子佈植: PH3 能量: 35kev ; 濃度: 5×1015 ions/cm2

10. 活化: 在 600℃進行 24 小時的活化

11. 利用 PECVD 沉積 passivation oxide 4000Å

12. 利用黃光微影系統定義出接觸窗(contact hole) (mask3) 13. 利用 BOE 將接觸窗蝕刻出來

14. 利用 thermal coater 蒸鍍厚度為 5000Å 的 Al 電極

15. 利用黃光微影系統定義出 source、drain 及 gate 的接觸電極(mask4) 16. 利用 Al 的蝕刻液進行 source、drain 及 gate 的 Al 電極蝕刻

17. Al sintering : 400℃，30min 18. 電性量測

圖2-4 薄膜電晶體元件製作流程圖

2.5 結果與討論

2.5.1 565℃下 RTA 與 CFA 的 MILC 比較

首先我們先探討同樣的溫度條件下，以 RTA 與 FA 所結晶的 MILC 試片有何不同。

其中兩者我們同樣都是選擇在常壓氮氣氣氛下來進行退火，而RTA 的退火參數如下: 升

溫速率為20℃/sec、持溫時間為 1 分鐘，退火時間是以持溫時間總和來計算。圖 2-5 為

565℃下以CFA 成長的 MILC 的 OM 圖，圖中我們發現三個不同顏色的區域，深的黃綠

色部分為以E-gun 擇區鍍上 Ni，淺的黃綠色部分為以 MILC 方式結晶的複晶矽，粉紅色

MILC 區域的最前端部分，如圖 2-5 雙箭頭部分所示。

圖2-6 為 565℃下 RTA 與 CFA 的 MILC 生長曲線圖，我們是以 OM 觀察並測量在

不同的退火時間點下MILC 的成長長度。圖中可以觀察到 RTA 與 CFA 有不同的

NILC(N-metal induced lateral crystallization)生長曲線，但有同樣的趨勢，也就是一開始

為線性方式隨時間增加而NILC 長度漸長，但到達一定長度後則 NILC 長度增加速率減

緩並且最後不再增加，也就是有一飽和長度。由線性成長區我們可觀察到相較於CFA

試片，RTA 試片有較陡的斜率，也就是以 RTA 所進行的 NILC 有較高的成長速率，其

中RTA 試片的成長速率為 0.65μm/min 而 CFA 試片的成長速率為 0.13μm/min，RTA 試

片的生長速率為CFA 試片的 5 倍。飽和長度部分相較於 CFA 試片，RTA 試片的飽和長

度則是有明顯的下降，RTA 試片 NILC 的飽和長度為 85 μm，而 CFA 試片的 NILC 飽和

長度為145 μm。

圖2-6 565℃下 RTA 與 CFA 的 NILC 生長曲線圖

我們藉由 SEM 來觀察 RTA 與 CFA 試片在顯微結構上的不同。試片的製作方面我

們先將NILC 試片以 secco etching 溶液[38]來做蝕刻，secco etching 溶液為一種對矽晶界

與晶粒具有選擇比的溶液，它能有效的對晶界進行蝕刻，這能幫助我們在 SEM 的觀察

上獲得NILC 晶粒的形貌與大小。圖 2-7 為 565℃下 RTA 與 CFA 的 SEM 圖，由圖中我

們可以觀察到RTA 與 CFA 的 NILC 晶粒都具有針狀結構，不同的是 RTA 試片的針狀結

晶較小，晶粒寬度約為50nm，長度約為 250nm；而 CFA 的 NILC 針狀結晶晶粒寬度約

為75nm，長度約為 400nm。表 2-4 為 RTA 與 CFA 試片 NILC 成長與微結構特性的對照

表。 RTA 試片的 NILC 成長速率較快的原因在文獻中[37]曾指出可能有兩個原因，其一 為光催化所造成的自由能降低，不同於爐管加熱方式 RTA 的加熱方式是藉由吸收汞燈 的光能量來達成升溫的效果，所以文獻中認為汞燈光源可能造成NILC 成長時活化成的 降低。其二為快速升降溫所造成的自由能降低，RTA 的退火過程是不斷的快速升溫與降 溫，這快速的升降溫都會對NILC 試片產生熱應力，這外加的熱應力也會影響 NILC 速 率的變化。 針對 RTA 試片的 NILC 成長速率較快的原因，對於文獻中[37]汞燈光源可能造成 NILC 成長時活化成的降低的推論，我們將 NILC 試片以正面朝上與正面潮下方式來進 行 RTA 的退火，正面朝上的試片在退火過程中會受到汞燈的照射而正面潮下的試片則 由於試片矽基板的阻擋而不會直接受到汞燈的照射，實驗結果發現兩試片的NILC 速率 並無明顯不同。 而對於文獻中[37]快速升降溫所造成自由能降低的推論，我們分別以持溫時間 1 分

鐘與10 分鐘來作比較，持溫 1 分鐘的試片經歷較多次的升溫與降溫，持溫 10 分鐘的試

片則較少，圖 2-8 為 565℃下 RTA 持溫時間 1 分鐘與 10 分鐘的 NILC 生長曲線圖，其

中持溫時間 10 分鐘的試片 NILC 速率為 0.32μm/min 而持溫時間 1 分鐘的試片則為

0.65μm/min。由於在相同的總退火時間下持溫 1 分鐘的試片受到較多次的快速升降溫因

此受到較多的熱應力使得NILC 速率有較大的提升。

RTA 試片的 NILC 較早停止前進且飽和長度較短的原因則是由於 RTA 試片中的固 相結晶(SPC)較容易形成所致。NILC 的成長由一開始的等速率線性成長直到一特定時間 長度後便停滯了，NILC 停止進行的原因有兩個，其一為 Ni 耗盡有就是擇區鍍覆上的 Ni 不夠，這使得 NILC 無法再向前繼續反應；其二為非晶矽中的固相結晶生成，固相結 晶的生成使得原本造成 NiSi2核向前移動的熱力學驅動力消失，因此造成 NILC 停止進 行。但在我們的實驗中RTA 與 CFA 試片所鍍覆的 Ni 是一樣的因此，若是因為 Ni 耗盡 所造成的則兩者的飽和長度應該接近，因為在NILC poly-Si 中所殘餘的 Ni 量應該是一 樣的，因此Ni 耗盡的長度也應該一樣。另外，我們也在 565℃下退火至 NILC 到達飽和

並且以secco etching 溶液蝕刻用 SEM 觀察 NILC 前端的部份，圖 2-8 為 550℃下退火至

NILC 飽和長度的 SEM 圖，我們可以觀察到 NILC 前端有大量的橢圓型晶粒，這些晶粒

為非晶矽的固相結晶，因此在本實驗中由於固相結晶的生成使得原本造成 NiSi2核向前

移動的熱力學驅動力消失，因此造成NILC 停止進行。而造成 RTA 試片中 NILC 較早停

止前進且飽和長度較短的原因是由於 RTA 試片中的固相結晶有較低的活化能[39]使得

固相結晶提早形成。

在 SEM 的觀察中相較於 CFA 試片，RTA 試片的 NILC 晶粒較窄且較短，這可能的

原因為RTA 降低的 NiSi2成核的活化能，使得成核速率變快而造成NiSi2核變多且變小，

因此較小的核使得NILC 晶粒的寬度變窄，而較多的核使得 NILC 晶粒相互碰撞的機會

變多而造成NILC 晶粒長度變短。

圖2-7 565℃下 RTA 與 CFA 的 SEM 圖(a)為 RTA(b)為 CFA

D oxide m fe

V

C

g

W

L ×

=

μ

nA L W I_d = ×10 圖2-9 550℃下退火至 NILC 飽和長度的 SEM 圖 2.5.2 RTA 與 CFA 的薄膜電晶體特性比較

我們利用上述RTA 與 CFA 所製作的 NILC 複晶矽薄膜來製作 N 型的薄膜電晶體，

圖2-9 為 RTA-TFT 與 CFA-TFT 的元件的 Id-Vg圖，表2-5 為 RTA-TFT 與 CFA-TFT 的

元件特性比較表。元件部份我們選擇的是 W=20μm、L＝20μm 的元件。在開/關電流比 和最小電流/通道寛度這兩個數據部份，我們是以操作電壓(Vd=5Ｖ)的狀態下去做量測， 而其他的三個參數部分是以Vd=0.1Ｖ的狀態下去量測。而其中電子遷移率的公式如 2-1： (2-1) 而臨界電壓(threshold voltage)的計算方法採定電流法，方法如下，在 Vd=0.1V 的狀 況下，選取一 Id值，其 Id值計算方式如2-2，再將此值對應到相對的 Vg，此對應的 Vg 即所謂的Vth。 (2-2)

而on/off ratio 的部分，on 的部分是看 Vd=5V 的最大電流，而 off 部分是看最小電流，

漏電流部分我們也是看Vd=5V 的最小電流。

其中 RTA-TFT 元件的特性較 CFA-TFT 元件來的差，RTA-TFT 元件有較低的 Id，

較 大 的 臨 界 電 壓 ， 較 大 的 次 臨 界 斜 率(subthreshold slope) 以 及 較 小 的 電 子 遷 移 率 (mobility)。造成 RTA-TFT 元件特性較差的其中之ㄧ原因可能是 RTA 試片的 NILC 結晶

相對於CFA 的 NILC 結晶來的較窄且較短也就是說 RTA 的 NILC 複晶矽薄膜有較多的

晶界，在載子的傳導過程中晶界能障與晶界載子補陷會造成電晶體傳導特性的下降。除

非晶矽的固相結晶與 NILC 的針狀結晶不同的是固相結晶內部在長軸方向有一條被 secco etching 溶液蝕刻的凹痕，這應該是固相結晶內部的雙晶結構所導致，因為 RTA 試

片中的固相結晶有較低的活化能使得固相結晶較容易發生。而圖 2-11 為 565℃RTA 試

片的 NILC TEM 圖，圖中我們更能清楚的觀察到有一固相結晶存在於 NILC 的區域之

中，圈選部分為固相結晶的雙晶區域。在 RTA 試片中由於有缺陷較多的固相結晶發生

在NILC 區域內部，這些缺陷造成了能隙中態位密度增加，這些態位都會捕捉載子而造

成載子傳導率下降。因此由於RTA 試片的 NILC 複晶矽較小而造成晶界變多以及 NILC

複晶矽區域有固相結晶的產生使得RTA-TFT 元件的特性較 CFA-TFT 元件特性來的差。

表2-5 RTA-TFT 與 CFA-TFT 的元件特性比較表

圖2-12 565℃RTA 試片的 NILC TEM 圖

2.6 結論

本實驗我們探討了以 RTA 與 CFA 這兩種不同的退火方式成長的 NILC 複晶矽的成 長機制、微結構以及所製成的薄膜電晶體的傳導特性。

兩者的 NILC 同樣的在一開始以一固定速率成長接著在一特定時間點 NILC 停止成

長並到達一個飽合長度，這是由於固相結晶的生成使得原本造成 NiSi2核向前移動的熱

力學驅動力消失，因此造成NILC 停止進行。

在成長速率方面以 RTA 方式成長的 NILC 其速率為 CFA 成長的 5 倍，原因可能來

自於熱應力效應導致 NILC 成長時活化能被降低。而到達飽和時間與飽和長度 RTA 試

片則明顯的降低，原因可能則來至於 RTA 過程中複晶矽的固相結晶的活化能較低而較

容易形成固相結晶，這使得以RTA 方式成長的 NILC 提早達到飽和長度。

相對於 CFA，RTA 的 NILC 結晶的針狀結晶較窄且較短，其原因可能為 RTA 降低

的NiSi2成核的活化能，使得成核速率變快而造成NiSi2核變多且變小，使得NILC 晶粒

的寬度變窄、晶粒長度變短。

對於 RTA-TFT 與 CFA-TFT 的比較，由於 RTA 試片的 NILC 複晶矽較小而造成晶

界變多以及NILC 複晶矽區域有固相結晶的產生使得 RTA-TFT 元件的特性較 CFA-TFT

元件特性來的差。

第三章 氮化矽薄膜對鎳金屬誘發側向結晶之影響

3.1 研究背景回顧以及氮化矽薄膜對鎳金屬誘發側向結晶之影響與固相結晶之影響 由於鎳誘發結晶技術是一種可以得到高品質的複晶矽薄膜的技術，因此鎳誘發結晶 技術目前被熱烈的研究中。鎳誘發技術的研究一直以來朝著如何加快結晶速率、改善結 晶品質及增大晶粒尺寸與減少鎳污染的目標進行，藉由利用氮化矽薄膜材料性質，如與 在矽薄膜中相比鎳原子在氮化矽薄膜擴散較慢、氮化矽薄膜高溫時與非晶矽薄膜的形變 量不同造成應力，這些特性使得氮化矽薄膜對於金屬誘發側向結晶與固相結晶產生了影 響。 3.1.1 以氮化矽為鎳金屬過濾層進行鎳金屬誘發側向結晶

在2003 年由 Choi 等人[40]提出另一種方法稱之 MICC(Metal Induced lateral

Crystallization of amorphous Silicon through a Silicon Nitride Cap layer)，即將非晶矽薄膜

鍍覆在玻璃基材上接著將氮化矽 (SiNx)薄膜沈積在非晶矽薄膜上如圖 3-1 所示，再用濺 鍍的方式鍍覆0.5nm 鎳膜在氮化矽上，最後將此試片在快速退火爐(RTA)中進行退火， 結果發現得到的平均晶粒尺寸為20～90μm 的晶粒，文獻中提到利用氮化矽當作過濾器 (filter)能有效的過濾鎳原子的數目，而控制鎳在非晶矽中的濃度，進而減少鎳誘發結晶 的成核點，因而得到較大尺寸的鎳誘發結晶的晶粒。 圖3-1 Choi 等人所提出的大晶粒的製作示意圖及其 SEM 結果[40] 3.1.2 以氮化矽薄膜抑制非晶矽固相結晶 在 2000 年 Yasuo Kimura 等人[41]，提出一種抑制非晶矽固相結晶的一種方法，他

們透過Si3N4/a-Si(1.5 μm)/Si3N4(50nm)/Si(100)這樣的結構來進行退火，發現當最上層的

Si3N4越厚的時候非晶矽越難結晶，圖 3-2 為不同厚度的 Si3N4在750℃退火後的拉曼光

譜圖，當Si3N4的厚度越厚時，經過750℃的退火後可以看到在 520cm-1的位置上代表c-Si

圖 3-2 不同厚度的 Si3N4在750℃退火後的拉曼光譜圖[41] 3.2 研究動機 在文獻中可知道氮化矽薄膜能過濾鎳金屬達到降低鎳金屬殘留量並且得到較大尺 寸的鎳誘發結晶的晶粒，也有文獻提出氮化矽薄膜所造成的應力對非晶矽的固相結晶有 抑制的效果，因此本研究想了解氮化矽薄膜的應力對非晶矽的金屬誘發側向結晶是否有 影響，因此本研究藉由沈積不同厚度的氮化矽薄膜在非晶矽薄膜上探討氮化矽薄膜對金 屬誘發側向結晶的影響，並且製作出薄膜電晶體探討其對電性的影響。 3.3 研究方法 3.3.1 金屬誘發結晶非晶矽試片製備 實驗試片的製備。首先在(100)的四吋矽晶圓成長 5000Å 的 SiO2層，此步驟是為了 要模擬TFT 的玻璃基板，在成長氧化層之前，用傳統的 RCA clean 清洗矽晶圓，在成長 完氧化層之後，利用低壓化學沉積系統(LPVCD)，成長 1000 Å 的非晶矽，接著以 PECVD 成長不同厚度的氮化矽薄膜以及氧化矽薄膜，各試片成長薄膜厚度如表3-1 所示。

表3-1 金屬誘發結晶試片氮化矽薄膜與氧化矽薄膜厚度參數 試片編號 氧化矽厚度 (nm) 氮化矽厚度 (nm) STD 0 0 O1000 1000 0 N500 0 500 N1000 0 1000 N2000 0 2000 接著利用黃光微影在氮化矽與氧化矽層上定義一條狀圖形，以 B.O.E.溶液蝕刻出一 條狀的洞，並用E-gun 在試片鍍覆 20Å 的鎳，最後用 Lift-off 將多餘光阻及鎳移除，留 下鎳金屬線(Metal line)圖形。製備流程如圖 3-3 所示。 圖3-3 金屬誘發結晶非晶矽試片製備流程 3.3.2 金屬誘發結晶退火條件 全部的試片我們皆以傳統爐管方式退火來進行金屬誘發側向結晶，退火過程是在常 壓氮氣氣氛下進行，溫度為540℃，我們在不同的退火時間點將試片取出作觀察與分析。

3.3.3 金屬誘發結晶速率與顯微結構分析

對不同條件的試片，以 OM 分別觀察量測其 MILC 長度與總退火時間作圖，分析其 MILC 成長速率。顯微結構部分在經過 secco etching 後以掃描式電子顯微鏡觀察分析。

3.3.4 氮化矽與氧化矽薄膜應力分析 為了了解氮化矽與氧化矽薄膜在高溫下的應力變化我們做了薄膜應力分析，試片方 面為了簡化薄膜間應力的影響，我們直接把 100nm 氮化矽與 100nm 氧化矽薄膜分別沈 積在四吋Si(100)晶圓上，利用 Tencor FLX-2320 薄膜應力量測儀進行變溫與定溫的薄膜 應力量測。但Tencor FLX-2320 的升溫系統只能到 450℃，雖無法確切的得知我們試片 在540℃時所受到的熱應力，但我們可以推測其大概的趨勢，參數設定如表 3-2： 表3-2 薄膜應力量測參數設定 溫度 (℃) 時間 (min) 24 Æ 450 100 450 Æ 450 420 3.3.5 氮化矽與氧化矽氫含量分析 由於本實驗採用的氮化矽與氧化矽薄膜是以 PECVD 方式沈積的，因此薄膜內部的 氫含量相對於以 LPCVD 高溫成長的薄膜來的較高，這使得在 540℃下進行金屬誘發側

向結晶的退火過程，Si-H 或是 N-H 的鍵結會被破壞進而形成 Si-Si 鍵與 Si-N 鍵和釋放 出氫氣，造成薄膜內部氫含量的降低[42]。因此將藉由傅立葉轉換紅外線光譜(FTIR)來 進行氫含量的分析，分析比較兩種薄膜氫含量變化的情形。為了得到足夠且較準確的數 據，我們以PECVD 方式分別沈積 1000nm 的氮化矽與氧化矽薄膜在 Si(100)基板上，並 且進行540℃20 小時的爐管退火，比較退火前後兩試片的氫含量差異。 3.3.6 薄膜電晶體製作 對於覆蓋不同厚度氮化矽與氧化矽薄膜進行鎳誘發結晶技術複晶矽薄膜，誘發結晶 後，將試片上殘餘未消耗的鎳用硫酸清洗 20 分鐘，上層的氮化矽薄膜以磷酸溶液在 180℃下進行蝕刻，氧化矽薄膜則以 B.O.E.溶液在室溫下進行蝕刻，接著進行薄膜電晶 體製作，電晶體製作流程如下: 1. 利用黃光微影系統定義出主動層(mask1) 2. 使用 Poly-RIE 蝕刻出主動層