DE69129722T2

DE69129722T2 - Verfahren für das selektive Wachstum einer Dünnschicht auf einem gemusterten Substrat

Info

Publication number: DE69129722T2
Application number: DE69129722T
Authority: DE
Inventors: Ken-Ichi Fuchu-Shi Tokyo Aketagawa; Junro Fuchu-Shi Tokyo Sakai; Toru Minato-Ku Tokyo Tatsumi
Original assignee: NEC Corp; Anelva Corp
Current assignee: Canon Anelva Corp; NEC Corp
Priority date: 1990-09-21
Filing date: 1991-09-20
Publication date: 1999-05-06
Anticipated expiration: 2011-09-21
Also published as: EP0476684A3; TW205603B; CA2051529A1; KR100190953B1; US5441012A; EP0476684B1; CA2051529C; KR920006733A; EP0476684A2; DE69129722D1

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG

Gebiet der Erfindung

Die vorliegende Erfindung betrifft im allgemeinen ein Dünnfilmabscheidungsverfahren für einen Wafer gemäß dem Oberbegriff des Anspruchs 1 und im besonderen ein Verfahren für das selektive Wachstum eines dünnen Filmes auf einem Wafer, der unter Benutzung eines Materials mit einem bezüglich der Moleküle in einem reagierenden Gas niedrigen Haftkoeffizienten gemustert ist. Und insbesondere betrifft die vorliegende Erfindung selektives epitaktisches Wachstum, bei dem ein vorherbestimmter dünner Film nur auf den auf dem gemusterten Wafer gebildeten Öffnungen abgeschieden wird.

Beschreibung des Standes der Technik

Es gibt zahlreiche konventionelle Verfahren, die aus dem selektiven epitaktischen Wachstumsprozeß unter Benutzung eines reagierenden Gases bestehen, enthaltend:
(1) ein Verfahren, das einen selektiven Ätzprozeß enthält, bei dem der gebildete Film auf einem gemusterten Wafer (ein dünner Film wird in einer Art Muster auf einem Wafer bei dem Prozeß der Herstellung von Halbleiter-Bauelementen gebildet, der einige Prozesse wie den Oxidationsprozeß, den Diffusionsprozeß, den Resistbeschichtungsprozeß, den Ätzprozeß, den Dünnfilmabscheidungsprozeß usw. einschließt) selektiv entfernt und anschließend der epitaktische Wachstumsfilm nur auf den Öffnungen des gemusterten Wafers abgeschieden wird;
(2) ein Verfahren, bei dem ein dünner Film durch Reduzierung der Flußrate des reagierenden zuzuführenden Gases abgeschieden wird; und
(3) das Verfahren, bei dem ein dünner Film durch Erniedrigen der Temperatur eines Wafers abgeschieden wird.
Eines von den oben aufgeführten Verfahren, d. h. das Verfahren (1) erfordert, daß die Temperatur eines Wafers während des selektiven Äztprozesses auf eine höhere Temperatur angehoben wird.
Wenn z. B. ein Silizium (Si)-Film selektiv auf einem Silizium (Si)-Substrat gezüchtet wird, wird ein reagierendes Gas benutzt, das mit einigen Gasen (solchen wie SiCl&sub2;H&sub2; oder HCl + SiH&sub4;) gemischt wird, so daß der selektive Ätzprozeß für den Siliziumfilm fortschreiten kann. Gemäß dem Verfahren (1) heißt das, daß der Si-Film auf dem Si-Substat gezüchtet wird, während der Ätzprozeß für den auf der Oxidschicht gebildeten polykristallinen Silizium-Film weitergeht. Der Ätzprozeß für den polykristallinen Silizium-Film kann gemäß dem Verfahren nur weiter gehen, wenn die Temperatur des Si-Substrates höher ist.
Yew et al. (J. Appl. Phys. 65 (6), 15. März 1989, S. 2500-2507, "Selective silicon epitaxial growth at 800ºC by ultralow-pressure chemical vapor deposition using SiH&sub4; and SiH&sub4;/H&sub2;") berichtet daß die erforderliche Temperatur eines Wafers ungefähr 800ºC beträgt.
Aus diesem Grund kann die bei dem thermischen Diffusionsprozeß gebildete Struktur innerhalb eines Wafers bei der hohen Temperatur zerstört werden.
Das Verfahren (3), bei dem die Temperatur der Wafers gesenkt wird, wird von Hirayama et al. (Appl. Phys. Lett. 52 (26), 27. Juni 1988, S. 2242-2243," Selective growth condition in disilane gas source silicon molecular beam epitaxy") mitgeteilt. Dieser Forschungsbericht besagt, daß es notwendig ist, die Flußrate des reagierenden Gases zu begrenzen, damit das selektive Wachstum durch Absenken der Temperatur des Wafers stattfindet. In diesem Fall ist jedoch das schnelle selektive Wachstum praktisch unmöglich, und es kann nicht zur Herstellung von Halbleiter-Bauelementen angewendet werden.
Das selektive Wachstum von Si1-xGex-Schichten auf teilweise gemusterten Si-Substraten, die Steuerung der Bildung von Silizium auf Siliziumoxid und das selektive epitaktische Wachstum von Silizium unter Benutzung eines Siliziumnitridfilms als eine Maske ist offenbart von H. Hirayama et al. in "Applied Physics Letters, Band 56 (12), 19. März 1990, S. 1107-1109, M. Kato et al. in Journal of Crystal Growth, Band 99 (1990), S. 240-244, Proceedings of the 9th International Conference on Crystal Growth, August 1989, Sendai, Japan und von H. Ogawa et al in Japanese Journal of Applied Physics, Band 10, Nr. 12, Dezember 1971, S. 1675-1679. In keinem dieser Dokumente wird offenbart, wie ein schnelles, selektives, epitaktisches Wachstum bei niedrigen Temperaturen erreicht werden kann.

ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG

Angesichts der oben mit Bezug auf die Verfahren des Standes der Technik beschriebenen Probleme ist es die Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Verfahren zur Abscheidung eines dünnen Filmes bereitzustellen, bei dem die Temperatur eines zu behandelnden Wafers oder Substrats auf eine niedrigere Temperatur eingestellt und bei einer solchen Temperatur gehalten werden kann, und ein schnelles, selektives Wachstum erreicht werden kann.
Um diese und andere Aufgaben zu lösen ist das oben beschriebene Verfahren gekennzeichnet durch die im kennzeichnenden Teil des Anspruchs 1 angegebenen Merkmale.
Die vorliegende Erfindung besteht im wesentlichen aus einer vorhergehenden Musterung durch Bildung eines dünnen Filmes aus einem Material, das bezüglich eines der Oberfläche eines Substrats zugeführten, reagierenden Gases einen im Vergleich zu dem Substrat kleineren Haftkoeffizienten hat, und einem Abscheiden eines dünnen Filmes auf dem so gebildeten Substrat gemäß den folgenden Anforderungen:
(i) den Druck innerhalb der Vakuumkammer oder des Gefäßes innerhalb eines Niederdruckbereiches zu halten, in dem das reagierende Gas keine Dampfphasenreaktion bewirkt, und
(ii) die Oberflächen-Molekülkonzentration des reagierenden Gases über einem dünnen Film, der aus dem Material mit dem niedrigeren Haftungskoeffizienten besteht, unter derjenigen zu halten, die eine Keimbildung verursachen würde.
Praktisch ist es nicht einfach, die Oberflächen-Molekülkonzentration auf dem Material mit dem niedrigeren Haftungskoeffizienten wahrzunehmen. Trotz dessen haben die Erfinder der vorliegenden Anmeldung entdeckt, daß durch die Gesamtmenge des zugeführten reagierenden Gases bestimmt werden kann, ob die Keimbildung geschieht oder nicht. Gemäß der vorliegenden Erfindung wird die zweite Forderung, die vorschreibt, "die Oberflächen-Molekülkonzentration des reagierenden Gases auf dem dünnen Film, der aus dem Material mit dem geringeren Haftungskoeffizienten gebildet wird, unter derjenigen zu halten, die eine Keimbildung verursachen würde", ersetzt durch die Forderung, die vorschreibt, "die Gesamtmenge des zugeführten, reagierenden Gases unter derjenigen zu halten, die die Keimbildung auf einem dünnen Film verursachen würde, der aus einem Material mit einem niedrigeren Haftungskoeffizienten besteht", und das Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung kann durch die letzte Forderung erfüllt werden.
Die Gesamtmenge des zuzuführenden, reagierenden Gases kann nur unter besonderen Bedingungen wirkungsvoll gesteuert werden. Solche Bedingungen können die Parameter wie das Profil der Austrittsöffnung der Gasdüse in der Dünnfilmabscheidungs-Anordnung, der Abstand zwischen der Austrittsöffnung der Gasdüse und dem Wafer, die Größe der Vakuumkammer oder des Gefäßes und so weiter sein. Wenn sich einige dieser Bedingungen ändern, wird sich die Gesamtmenge des reagierenden Gases ändern, die zugeführt werden kann, bis die Keimbildung auf dem dünnen Film mit den geringeren Haftungskoeffizienten eintritt und das selektive Wachstum zusammenbricht.
Dann kann die Forderung, die vorschreibt, "die Oberflächen-Molekülkonzentration des reagierenden Gases auf einem dünnen, aus einem Material mit dem geringeren Haftungskoeffizienten bestehenden Film unter derjenigen zu halten, die Keimbildung verursachen würde" durch die Forderung ersetzt werden, die vorschreibt, "die Gesamtzahl derjenigen Moleküle in dem reagierenden Gas, die auf den Wafer prallen, unter derjenigen zu halten, die Keimbildung auf einem dünnen, aus dem Material mit dem geringeren Haftungskoeffizienten bestehenden Film verursachen würde (d. h. die Anzahl derjenigen Moleküle die auf den Wafer prallen)". Die letztere Forderung kann die allgemeine Forderung sein. Wenn die Anzahl derjenigen Moleküle in dem reagierenden Gas, die auf den Wafer prallen, mit dieser allgemeinen Forderung erfüllt werden kann, kann das selektive Wachstum voranschreiten, ungeachtet irgendeiner Änderung der obigen physikalischen Parameter für die Anordnung zur Dünnfilmabscheidung wie dem Profil der Austrittsöffnung der Gasdüse, dem Abstand zwischen der Austrittsöffnung der Gasdüse und dem Wafer, der Größe der Vakuumkammer oder des Gefäßes, und so weiter.
Der Ausdruck "der Druckbereich" in der ersten Forderung, der keine wesentliche Dampfphasenreaktion hervorrufen wird, auf den hierin Bezug genommen wird, bedeutet den Druckbereich, innerhalb dessen die Wahrscheinlichkeit, daß die reagierenden Gasmoleküle gegen die innere Wand der Vakuumkammer (zur Vakuumseite exponierte Wand) oder den Wafer stoßen, bevor sie innerhalb der Vakuumkammer miteinander kollidieren, beträchtlich angehoben werden kann. In diesem Druckbereich ist die Wahrscheinlichkeit, daß die Moleküle gegen die innere Wand oder den Wafer stoßen, weit größer als die Wahrscheinlichkeit, daß die Moleküle miteinander kollidieren, so daß die Wahrscheinlichkeit, daß die Moleküle dazwischen Wärme austauschen, kleiner wird. Das bedeutet, daß die meisten der Moleküle nur Wärme mit der inneren Wand oder dem Wafer austauschen können. Anders gesagt bedeutet die kleinere Wahrscheinlichkeit dafür, daß die Moleküle dazwischen Wärme austauschen, daß zwischen den Molekülen in ihrer Dampfphase geringe Wärmeleitung vorliegt. Unter diesen Umständen ist es möglich, daß die Moleküle etwas thermische Energie erhalten, welche die thermische Zersetzungsreaktion (Pyrolyse) verursachen würde, aber in der Gesamtdampfphase die thermische Zersetzungsreaktion (Pyrolyse) nicht vorkommen wird, weil die Wärmeleitung in der Gasphase zu klein ist. Im wesentlichen wird keine Dampfphasenreaktion in dem Raum in der Vakuumkammer vorkommen. Wenn die Temperatur der inneren Wand der Vakuumkammer auf eine Temperatur gesetzt wird, die verhindert, daß die reagierenden Gasmoleküle eine thermische Zersetzungsreaktion (Pyrolyse) erzeugen, dann kann das reagierende Gas die thermische Zersetzungsreaktion (Pyrolyse) nur an der Oberfläche des Wafers verursachen. Somit kann unter der thermischen Zersetzungsreaktion (Pyrolyse) des reagierenden Gases ein dünner Film nur an der Oberfläche des Wafers abgeschieden werden.
Um zu vermeiden, daß der Druckbereich keine wesentliche Dampfphasenreaktion verursacht, ist der optimale Weg, den Druck in der Vakuumkammer so einzustellen, daß der mittlere freie Weg, längs dessen sich die reagierenden Gasmoleküle bewegen können, länger als die kürzeste Entfernung zwischen dem Wafer und der inneren Wand der Vakuumkammer ist. D. h. die folgende Gleichung sollte erfüllt werden.
d > L (1),
wobei d der mittlere freie Weg der reagierenden Gasmoleküle und L der kürzeste Abstand zwischen dem Wafer und der inneren Wand sind. Durch Einstellen der Bedingungen, wie sie durch Gleichung (1) angegeben werden, kann die thermische Zersetzungsreaktion (Pyrolyse) ausgeschlossen werden, die sonst durch das reagierende Gas in der Dampfphase verursacht werden könnte. Wenn Gleichung (1) erfüllt ist, ist der mittlere freie Weg der Moleküle länger als die kürzeste Entfernung zwischen dem Wafer und der inneren Wand. Unter dieser Bedingung kommt die thermische Zersetzungsreaktion (Pyrolyse) in der Dampfphase nicht vor, selbst wenn die Moleküle Wärme durch Stöße gegen den Wafer erhalten und von dem Wafer ausgestoßen werden können. Wegen der kleinen Wahrscheinlichkeit dafür, daß diese Moleküle miteinander kollidieren, ist die Wahrscheinlichkeit größer, daß sie gegen die innere Wand oder den Wafer stoßen.
Eine andere Methode besteht darin, die Entfernung zwischen der Austrittsöffnung der Gasdüse und dem Wafer kleiner als den mittleren freien Weg der reagierenden Gasmoleküle einzustellen. So können die reagierenden Gasmoleküle von einem Zusammenstoß miteinander abgehalten werden, während sie sich durch den Raum in der Vakuumkammer bewegen. Das Einstellen des Abstands zwischen der Gasdüse und dem Wafer auf diese Art erhöht die Wahrscheinlichkeit, daß die zugeführten reagierenden Gasmoleküle von der Gasdüse (primäre Moleküle) den Wafer direkt erreichen können, ohne miteinander auf dem Weg zusammenzustoßen.
Was hier berücksichtigt werden sollte, ist ausschließlich die Wahrscheinlichkeit, daß diejenigen Moleküle, denen eine thermische Energie übergeben worden ist, die die mögliche thermische Zersetzungsreaktion (Pyrolyse) bewirken könnte, miteinander kollidieren könnten. Es ist daher nicht notwendig, zu berücksichtigen, daß diejenigen Moleküle, die von der Gasdüse zugeführt worden sind und denen noch keine solche thermische Energie übertragen worden ist, miteinander kollidieren könnten. Wenn die Gleichung (1), d. h., d > L erfüllt ist, kann die obige Bedingung somit nicht in Betracht gezogen werden.
Wenn das reagierende Gas mit der gleichen Rate dem Wafer und dem dünnen Film zugeführt wird, der aus dem Material mit dem im Vergleich zu dem Wafer geringeren Haftungskoeffizienten besteht, muß die Zeit, die benötigt wird, bis die Keimbildung auf dem dünnen, aus dem Material mit dem geringeren Haftungskoeffizienten bestehenden Film aufzutreten beginnt, länger als die für den Wafer sein. Dies gilt, weil die Gesamtmenge an Molekülen, die bis zu der Zeit zugeführt werden müssen, bei der sie diejenige Oberflächen-Molekülkonzentration erreichen, bei der die Keimbildung aufzutreten beginnt, größer sein muß als die für den Wafer. Es sollte gewürdigt werden, daß die einzige Bedingung, unter der die Keimbildung auf dem dünnen, aus dem Material mit dem geringeren Haftungskoeffizienten bestehenden Film aufzutreten beginnt, die Oberflächen- Molekülkonzentration ist. Gemäß der vorliegenden Erfindung wird das epitaktische Wachstum daher unterhalb der kritischen Gesamtzuführungsmenge abgeschlossen worden sein, bei der die Keimbildung beginnen sollte. Somit kann selektives epitaktisches Wachstum für den Wafer sowohl bei der geringeren Temperatur des Wafers als auch bei der höheren Wachstumsrate vorkommen.
Im allgemeinen bezieht sich die Oberflächen-Molekülkonzentration auf die Anzahl der Ansammlungen von einem oder zwei Atomen (oder kritischem Keim), die als Vorstufe pro Einheitsfläche auf dem Wafer vorhanden sind.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

Diese und andere Aufgaben, Vorzüge und Merkmale der vorliegenden Erfindung können mit Hilfe der detaillierten Beschreibung zahlreicher bevorzugter Ausführungsformen verstanden werden, die mit Bezug auf die begleitenden Zeichnungen folgt, bei denen:
Fig. 1 ein schematisches Diagramm ist, das die Anordnung der Vorrichtung zum Gebrauch in der Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt;
Fig. 2 das Molekülstrukturmodell für Si&sub2;H&sub6;-Gas zeigt;
Fig. 3 zwei Fotografien (a) und (b) darstellt, die zeigen, daß in der Ausführungsform der vorliegenden Erfindung die Keimbildung des polykristallinen Siliziums nicht auf der Oxidschicht auftritt, wobei (a) das RHEED-Bild und (a) das SEM-Bild zeigt;
Fig. 4 zwei Fotografien (a) und (b) darstellt, die zeigen, daß die Keimbildung des polykristallinen Siliziums in der Ausführungsform der vorliegenden Erfindung auf der Oxidschicht auftritt, wobei (a) das RHEED-Bild und (b) das SEM-Bild zeigt;
Fig. 5 eine grafische Darstellung ist, die die Abhängigkeit der Temperatur des Substrates von der kritischen Gesamtzuführungsmenge des reagierenden Gases veranschaulicht. Soweit die Gesamtzuführungsmenge des reagierenden Gases die kritische Menge nicht überschreitet, wurde das SEG (selektives epitaktisches Wachstum) ausgeführt;
Fig. 6 ein schematisches Modellierungsdiagramm ist, das den Prozeß veranschaulicht, während dessen ein polykristalliner Siliziumfilm auf der Oxidschicht gezüchtet wird;
Fig. 7 eine grafische Darstellung ist, die die Abhängigkeit der Substrat- (oder Wafer-) Temperatur von der epitaktischen Si-Wachstumsrate veranschaulicht;
Fig. 8 eine grafische Darstellung ist, die die Abhängigkeit der Temperatur des Substrates von der kritischen Gesamtzuführungsmenge des reagierenden Gases veranschaulicht. Sofern die Gesamtzuführungsmenge des reagierenden Gases die kritische Menge nicht überschritt, wurde das SEG auf dem Silizium-Substrat durchgeführt, das zuvor mit dem Si&sub3;N&sub4; gemustert worden ist;
Fig. 9 zwei SEM-Fotografien (a) und (b) darstellt, die den polykristallinen, auf den Oberflächen des SiO&sub2;-Filmes bzw. des Si&sub3;N&sub4;-Filmes abgeschiedenen Filmes zeigt, wobei (a) für SiO&sub2; und (b) für Si&sub3;N&sub4; steht;
Fig. 10 eine grafische Darstellung ist, die die Abhängigkeit derjenigen kritischen Gesamtzuführungsmenge des reagierenden Gases darstellt, die gemäß einer anderen Ausführungsform der vorliegenden Erfindung den Zusammenbruch des selektiven Wachstums verursacht; und
Fig. 11 eine grafische Darstellung ist, die die Beziehungen zwischen der Flußrate des Si&sub2;H&sub6;-Gases und dem Druck in einer weiteren Ausführungsform der vorliegenden Erfindung veranschaulicht.

EINZELHEITEN DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORMEN

Die vorliegende Erfindung wird detaillierter mit Bezug auf eine besonders bevorzugte Ausführungsform beschrieben werden, bei der ein Disilan-(Si&sub2;H&sub6;)-Gas als reagierendes Gas während des epitaktischen Wachstumsprozesses von Silizium aus einer Gasquelle benutzt wird, der gemäß der vorliegenden Erfindung auftreten kann.
Mit Bezug auf Fig. 1 ist eine schematische Darstellung gezeigt, die die Anordnung der typischen Vorrichtung veranschaulicht, die in der Ausführungsform, die unten beschrieben wird, benutzt weiden kann. Es sollte als selbstverständlich angenommen werden, daß die Größen, Formen und relativen Positionen der in Fig. 1 gezeigten Bestandteile nur schematisch wiedergegeben sind, um das Konzept der vorliegenden Erfindung würdigen zu helfen. Eine Vakuumkammer 1 besitzt eine in sie hineinragende Gasdüse 2 und enthält einen mit flüssigem Stickstoff gekühlten Mantel 3, der entlang der inneren Wand angebracht ist. Über dem Raum, der durch den mit flüssigem Stickstoff gekühlten Mantel 3 abgegrenzt ist, ist ein Waferhalter 4 vorhanden. Ein Heizelement 5 ist so angeordnet, daß es dem Waferhalter 4 auf der gegenüberliegenden Seite zugewandt ist.
Die Vakuumkammer 1 kann mit einer Turbomolekularpumpe 6 (welche eine Pumpgeschwindigkeit von 1000 Liters besitzt) und einer ölabgedichteten Hilfsrotationspumpe 7 evakuiert werden, die an dem Fuß der Vakuumkammer angeordnet sind. Ein nacktes Ionenvakuumeter 8 ist an der lateralen Seite der Vakuumkammer 1 angebracht und für irgendeine Veränderung des Druckes innerhalb der Vakuumkammer 1 zur Messung des Druckes darin empfindlich. Ein RHEED-Gerät (Beugung rückgestreuter hochenergetischer Elektronen) enthält eine Elektronenkanone 10 und einen Schirm 11, und kann benutzt werden, um die Oberflächenbedingungen des Wafers 9 in seinem Halter 4 zu beobachten.
Ein Gaseinlaßröhrensystem 13 ist mit der Gasdüse 2 über ein Dreiwegeventil 12 verbunden. Das Gaseinlaßröhrensystem 13 enthält einen Masseflußregler 14, Ventile 15, 16 und einen Regler 17, welche wie gezeigt miteinander verbunden sind. Der Regler 17 ist mit einem Gasversorgungsbehälter 18 verbunden, welcher in diesem Fall ein Disilangas enthält. Das Dreiwegeventil 12 ist außerdem mit einem Auslaßsystem verbunden, das eine Turbomolekularpumpe 19 und eine ölabgedichtete Hilfsrotationspumpe 20 enthält. Dieses Auslaßsystem entfernt jedes zurückgebliebene Gas aus den Röhren in dem Gaseinlaßsystem.
In der oben beschriebenen Anordnung kann die Vakuumkammer 1 einen Druck von weniger als 1.3 · 10&supmin;&sup7; Pa (1 · 10&supmin;&sup9; Torr) erreichen. In der beschriebenen Ausführungsform kann der von der Gasdüse 2 gestreute Anteil der reagierenden Gasmoleküle durch den mit flüssigem Stickstoff gekühlten Mantel 3 völlig absorbiert werden, und der Anteil der nicht gestreuten Moleküle kann vollständig direkt von der Gasdüse 2 aus durch den Raum fliegen und den Wafer erreichen. Die Gesamtmenge der Moleküle, die den Wafer erreicht haben, kann über die Gesamtmenge des reagierenden Gases, die zugeführt worden ist, bestimmt werden. Der mit flüssigem Stickstoff gekühlte Mantel 3 kann durch einen wassergekühlten Mantel ersetzt werden (so wie der, der in der japanischen Patentanmeldung Nr. 2-253002 offenbart ist). In diesem Fall kann die Gesamtmenge der Moleküle, die den Wafer erreicht haben, auch aus der Gesamtmenge des zugeführten reagierenden Gases bestimmt werden, obwohl einige der gestreuten Moleküle, die von dem wassergekühlten Mantel absorbiert worden sind, den Wafer erreicht haben könnten.
Die Flußrate des zugeführten Si&sub2;H&sub6;-Gases kann durch den Masseflußregler 14 in dem Gaseinlaßsystem 13 geregelt und dann durch die Gasdüse 2 der Vakuumkammer 1 zugeführt werden, wobei es den Zwischenraum in Richtung des Wafers durchläuft. Der Gasfluß kann durch das Dreiwegeventil 12 geschaltet werden. Wenn das Gas nicht auf den Wafer geliefert wird, wird der Gasfluß zur Verbindung mit der Auslaßturbomolekularpumpe 19, die ihn hinausbefördert, geschaltet.
In der folgenden Diskussion wird angenommen, daß Si&sub2;H&sub6;-Gas in die Vakuumkammer 1 eingeführt wird und der Druck des Si&sub2;H&sub6;-Gases in der Kammer 1 geringer als 0.2 Pa (1.5 x 10&supmin;³ Torr) ist. Dann wird der Versuch gemacht, zu bestimmen, ob die in der Gleichung (1) spezifizierte Bedingung, d. h. d > L, in diesem Fall erfüllt werden kann. Der Abstand zwischen dem Wafer 9 und dem mit flüssigem Stickstoff gekühlten Mantel 3 ist mit 40 mm (L = 40 mm) angegeben.
Der mittlere freie Weg "d" (m) der Moleküle ist dann durch die folgende Gleichung gegeben:
d = 3.11 · 10-²&sup4; · T/P·D² (2),
wo T die Temperatur des Gases (K), P der Druck (Pa), und D der Durchmesser eines Moleküls (m) ist.
Die obige Gleichung (2) kann dann benutzt werden, um den mittleren freien Weg flur die Si&sub2;H&sub6;-Gasmoleküle zu bestimmen. Das in Fig. 2 gezeigte Gasmolekül-Strukturmodell kann benutzt werden, wenn der Durchmesser D eines gegebenen Moleküls in dem Si&sub2;H&sub6;-Gas herausgefunden wird. In diesem Modell wird angenommen, daß der Abstand zwischen Siliziumatomen 2.34 Å, und der Abstand zwischen einem Siliziumatom und einem H- Atom 1.48 Å ist. Die von einem Si-Atom und drei H-Atomen gebildete dreieckige Pyramide hat eine Spitze (θ wie gezeigt) von 110.2º. Daher kann die Höhe der dreieckigen Pyramide berechnet werden, was 0.475 Å ergibt.
Der Durchmesser D von einem gegebenen Molekül in dem Si&sub2;H&sub6;-Gas kann durch Berechnung (Abstand zwischen Si-Atomen) + 2 (Höhe der dreieckigen Pyramide) gefunden werden, und ist D = 3.29 Å oder 3.29 · 10&supmin;¹&sup0; m.
Wenn der Ausdruck T/P·D² durch den Wert von D = 3.29 · 10&supmin;¹&sup0; m, T = 298 K (unter der Annahme der Raumtemperatur von 25ºC) und P = 1.5 · 10&supmin;³ Torr = 0.1995 Pa ersetzt wird, ergibt sich der resultierende mittlere freie Weg für die Si&sub2;H&sub6;-Gasmoleküle wie folgt:
d = 42.9 · 14&supmin;³ m = 42.9 mm.
L = 40 mm, daher kann man mit den obigen Werten sehen, daß die Gleichung (1), d. h. d > L, erfüllt ist. Wenn der Druck der Vakuumkammer 1 kleiner als 0.2 Pa (1.5 · 10&supmin;³ Torr) ist, heißt das dann, daß der Druckbereich, der keine wesentliche Dampfphasenreaktion hervorrufen würde, eingestellt worden ist.
Gewöhnlich hat jedes Molekül in dem reagierenden Gas eine Größe (Durchmesser D) von einigen Ängstrom (Å), und die Anordnung ist so, daß der kürzeste Abstand zwischen dem Wafer und der inneren Wand (zur Vakuumseite exponierte Wand) der Vakuumkammer 1 in etwa einige Zentimeter (cm) ist. Wenn daher der Druck in der Vakuumkammer 1 auf weniger als 0.13 Pa (1 · 10&supmin;³ Torr) eingestellt wird, ist somit die Bedingung erreicht, unter welcher im wesentlichen keine Dampfphasenreaktion erfolgen wird.
Wenn das reagierende Gas eine Mischung von verschiedenen Gasen enthält, kann der mittlere freie Weg der Moleküle in jedem einzelnen Gas einige Zentimeter oder mehr betragen, vorausgesetzt, daß der innere Gesamtdruck gleich 0.13 Pa (1 · 10&supmin;³ Torr) oder weniger ist.
Die vorhergehende Beschreibung betrachtet die Wahrscheinlichkeiten des Auftreffens der reagierenden Gasmoleküle auf den Wafer und die innere Wand und des Zusammenstoßens miteinander. Wenn die Wärmeleitung in der Gasphase sehr klein ist, kann die Wärme jedoch makroskopisch die Wärme nicht gleichmäßig durch die Dampfphase transportiert werden. Das bedeutet, daß im wesentlichen keine Dampfphasenreaktion auftreten wird.
In der Praxis haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung keinen Abbau der Selektivität entdeckt, die möglicherweise, wie unten beschrieben, durch die Gasphasenreaktion hervorgerufen werden könnte, wenn der Druck des zugeführten Si&sub2;H&sub6;-Gases in der Vakuumkammer 1 ungefähr 2 Pa (1.5 · 10&supmin;² Torr) in der Anordnung der in Fig. 1 gezeigten Vorrichtung war.
Dies wird vermutet, weil die Wärmeleitung der reagierenden Si&sub2;H&sub6;-Gasmoleküle zu klein war, um sie unter dem Druck von 2 Pa (1.5 · 10&supmin;² Torr) thermisch zu zersetzen. Dies kann insbesondere durch die Tatsache erklärt werden, daß sogar dann, wenn die Wahrscheinlichkeit zu einem gewissen Grad erhöht werden kann, daß die Moleküle mit solchen Molekülen, die thermische Energie haben, zusammenstoßen können, im wesentlichen keine Dampfphasenreaktion auftreten würde, wenn nicht die Wärme gleichmäßig über die gesamten reagierenden Gasmoleküle in der Dampfphase verteilt ist.
Es ist sehr wichtig beim Zulassen des selektiven Wachstums auf dem Wafer, daß die Vakuumkammer 1 unter einem Druckbereich gehalten werden sollte, der im wesentlichen keine Dampfphasenreaktion hervorrufen wird.
Wenn das selektive epitaktische Wachstum zwischen Si und SiO&sub2; unter Benutzung von Si&sub2;H&sub6;-Gas als Quelle auftritt, liefert der Teil des reagierenden Gases, der vor dem Erreichen des Wafers vorgespalten worden ist, praktisch kein selektives epitaktisches Wachstum.
Dies kann durch die folgenden Gründe erklärt werden:
(a) wenn festes Si bei einer Vakuumverdampfung abgeschieden wird, bewirkt das Si-Atom kein selektives epitaktisches Wachstum, als ob auf dem Wafer selektives, epitaktisches Wachstum nicht auftritt; und
(b) wenn die innere Wand (zur Vakuumseite exponierte Wand) der Vakuumkammer eine hohe Temperatur hat, ist der epitaktische Film, der selektiv wächst, dünn.
Dies wird z. B. von Recannelli et al (Appl. Phys. Lett. 58 (19), 13. Mai 1991, S. 2096 - 2098 "Low-temperature selective epitaxy by ultrahigh-vacuum chemical vapor deposition from SiH&sub4; and GeH&sub4;/H&sub2;") beschrieben. Der angenommene Grund für dies ist die Reduzierung der Selektivität, die durch das reagierende Gas verursacht worden sein könnte, das ein wenig zersetzt war, als es der auf hoher Temperatur befindlichen inneren Wand exponiert wurde. Um es deutlicher zu sagen, verursacht das reagierende Gas in seiner Dampfphase die Zersetzungsreaktion, die ihrerseits ein begleitendes Produkt in der Dampfphase erzeugen kann, und dieses Produkt kann auf dem Wafer abgeschieden werden. Die Zersetzungsreaktion von Si&sub2;H&sub6; kann Siliziumatome oder Moleküle wie SinHy erzeugen, mit denen selektives epitaktisches Wachstum in der Gasphase vermischt wird und die auf den Wafer wie in einer Vakuumverdampfung abgeschieden werden.
Während des epitaktischen Wachstumsprozesses besteht ein Wafer 9 aus einem 10 cm- (vier-inch) (001)-Wafer, der einen SiO&sub2; Film enthält, der zuvor durch den CVD-Prozeß abgeschieden worden ist und gemustert ist. Bevor der Wafer dann auf seinen Halter 4 gesetzt wird, wird er in einer kochenden Ätzlösung (H&sub2;O : H&sub2;O&sub2; : NH&sub3;OH = 20 : 6 : 1) gespült. In der Vakuumkammer 1 wird der Wafer durch Erhitzen mit dem Heizelement 5, bis zu 850ºC für zehn (10) Minuten, thermisch gereinigt, wodurch eine natürlich entstandene Oxidschicht entfernt wird. Das selektive, epitaktische Wachstum tritt dann auf dem Wafer durch eine Temperaturvariation auf. Aus den veröffentlichten Artikeln über selektives epitaktisches Wachstum ist offensichtlich, daß im Vergleich zwischen einem SiO&sub2;-Film und einem Si-Film (Wafer) der Haftungskoeffizient von SiO&sub2; geringer als der von Si ist. Ob selektives Wachstum vorhanden ist oder nicht, kann dem auf dem Schirm 11 des RHEED-Gerätes erscheinenden Bildes entnommen werden. Wenn auf der Oxidschicht, die während des Musterungsprozesses gebildet wurde, keine Keimbildung von polykristallinem Silizium beobachtet wird, enthält das Bild des RHEED-Geräts 2 · 1 + Halos, wie in Fig. 3 (a) gezeigt, und das Bild vom SEM (Rasterelektronenmikroskop) zeigt den Oberflächenzustand des Wafers 9, wie in Fig. 3 (b) gezeigt. Wenn eine Keimbildung polykristallinen Siliziums auf der Oxidschicht vorhanden ist, enthält das Bild vom RHEED-Gerät 2 · 1 + Ringe, wie in Fig. 4 (a) gezeigt, und das SEM-Bild zeigt den Oberflächenzustand des Wafers 9, wie in Fig. 4 (b) gezeigt. Um einen Abbau des RHEED-Filaments durch das reagierende Gas (Disilan) zu verhindern, das innerhalb der Kammer 1 vorgesehen wird, wird die Beobachtung von RHEED periodisch durchgeführt. In ähnlicher Weise wird das Filament des Ionen-Vakuummeters 8 ausgeschaltet gehalten, um seinen Abbau zu verhindern. Nachdem das selektive Wachstum vollendet ist, kann die Wachstumsrate ausgerechnet werden und durch Messen der Stufenhöhe des Dicke des epitaktischen Filmes, der um die Mitte des Wafers liegt, bestimmt werden, nachdem jedwede während des Musterungsprozesses gebildete Oxidschicht unter Benutzung von Flußsäure-Lösung (HF) entfernt worden ist.
Die RHEED-Bilder können in regelmäßigen Zeit-Intervallen beobachtet werden, und die Zeit, die benötigt wird, bis das selektive epitaktische Wachstum zusammenbricht, kann durch Ansehen der sich verändernden Bilder gemessen werden. Als ein Ergebnis kann beobachtet werden, daß die Keimbildung von polykristallinem Silizium auf der Oxidschicht nach einer Inkubationsperiode auftritt und das Produkt der Inkubationsperiode und der Flußrate des reagierenden Gases, d. h., die Menge des während der Inkubationsperiode zugeführten reagierenden Gases ungeachtet seiner Flußrate konstant bleibt, wenn der Wafer eine Temperatur von 600ºC hat. Daraus kann abgeleitet werden, daß die Gesamtmenge des Gases, die zugeführt werden muß, bis die Keimbildung des polykristallinen Siliziums aufzutreten beginnt, d. h. die kritische Menge an Gas, die in dem Moment, in dem die Keimbildung des polykristallinen Siliziums auftritt, zugeführt wurde, ungeachtet der Flußrate des zugeführten Gases konstant bleibt.
Mit Bezug auf Fig. 5 zeigen die Kurven die Abhängigkeit der kritischen Gesamtzuführungsmenge des Gases, bei der die Bildung des polykristallinen Siliziums auftritt, was und den Zusammenbruch des selektiven epitaktischen Wachtums verursacht, von der Wafertemperatur. Man kann den Kurven in Fig. 5 entnehmen, daß für Wafertemperaturen unter 650ºC die kritische Gesamtzuführungsmenge des Gases allein in Abhängigkeit von der Temperatur der Wafers anstatt von der Flußrate des reagierenden Gases variieren und abnehmen kann, wenn die Temperatur des Wafers steigt. Es ist ebenso klar aus Fig. 5, daß für eine Temperatur des Wafers oberhalb 750ºC die kritische Gesamtzuführungsmenge des Gases in Abhängigkeit sowohl von der Wafertemperatur als auch von der Gasflußrate variieren und mit steigender Wafertemperatur zunehmen, aber mit steigender Flußrate abnehmen kann.
Die Tatsache, daß die kritische Gesamtzuführungsmenge des reagierenden Gases in dem Niedertemperaturbereich (unter 650ºC) existiert, bedeutet, daß der Keimbildungsmechanismus des polykristallinen Siliziums auf der Oberfläche von SiO&sub2; der gleiche Mechanismus wie der Mechanismus der dreidimensionalen Inselepitaxie gemäß dem konventionellen MBE-(Molekularstrahlepitaxie)-Verfahren ist, bei dem die Keimbildung beginnt, wenn die Moleküldichte auf der Oberfläche der Oxidschicht eine bestimmte Moleküldichte überschreitet.
Das oben Gesagte kann durch Modellierung des selektiven, epitaktischen Wachstumsmechanismus wie folgt gewürdigt werden:
Zuerst wird angenommen, daß der polykristalline Silizium-Film auf der Oxidschicht (SiO&sub2;) und der epitaktische Silizium-Film auf dem Silizium (Wafer) nicht miteinander wechsel wirken. Noch genauer wird angenommen, daß die Abscheidung des polykristallinen Silizium-Films auf SiO&sub2; durch den Bildungsmechanismus des polykristallinen Siliziums zu der Zeit entsteht, wenn die gesamte Waferoberfläche die Oxidschicht enthält, und der Silizium-Film auf dem Silizium durch den epitaktischen Wachstumsmechanismus entsteht, wobei der Unterschied zwischen den beiden Wachstumsvorgängen das selektive, epitaktische Wachstum ergibt.
Die Keimbildung und das Wachstum des polykristallinen Silizium-Films auf der Oxidschicht durchlaufen die in Fig. 6 gezeigten Schritte. Im besonderen
(i) Aufprallen der Si&sub2;H&sub6;-Moleküle auf die Oxidschicht;
(ii) Der größte Teil der Si&sub2;H&sub6;-Moleküle wird in den Raum zurückreflektiert, und einige Moleküle lassen sich auf der Oxidschicht nieder und werden thermisch zersetzt;
(iii) Die durch die thermische Zersetzung gebildeten Vorläufer des Keimes bleiben auf der Oxidschicht und wachsen nach und nach an;
(iv) Wenn die Menge der Vorläufer ihre kritische Siliziummenge überschreitet, bei der die Keimbildung des polykristallinen Siliziums beginnt, wird ein polykristalliner Silizium-Film auf der Oxidschicht gebildet und wächst hierauf. Zu dieser Zeit wird das selektive, epitaktische Wachstum zusammengebrochen sein.
Der Prozeß, durch welchen Si&sub2;H&sub6;-Moleküle thermisch zersetzt werden und somit Silizium gebildet wird, kann praktisch komplizierte Schritte enthalten. Es ist jedoch denkbar, daß am Ende, wenn die Menge der Vorläufer (ein Si-Atom oder Si verbunden mit mehreren H-Atomen) eine gewisse Menge (einiger Atome) überschreitet, ein polykristallines Silizium gebildet werden kann.
Beim Durchlaufen der obigen Schritte (i) bis (iv) wird das epitaktische Wachstum des Si auf Si auf dem gemusterten Substrat unabhängig von der auf der Oxidschicht auftretenden Reaktion voranschreiten. Dieser Unterschied wird als das selektive, epitaktische Wachstum hervortreten.
Dies kann durch einen Ausdruck in Form einer Gleichung wie folgt erklärt werden:
Die Gleichung enthält mehrere Parameter, die wie folgt, definiert werden:
Wafertemperatur: konstant
Wirkungsgrad der Zersetzung von Si&sub2;H&sub6; auf SiO&sub2; (unter der Annahme, daß die zurückreflektierten Moleküle nicht zersetzt werden): P
Si&sub2;H&sub6;-Flußrate: F (Anzahl/Zeit)
Menge der auf SiO&sub2; pro Zeiteinheit gebildeten Vorläufer: n (Anzahl).
Es wird angenommen, daß die Vorläufer Si-Atome sind, was Partikel in endgültiger Form bedeutet, aus denen das polykristalline Silizium zusammengesetzt ist. Die Menge der Vorläufer steigt solange an, wie Si&sub2;H&sub6; zugeführt wird, aber sie nimmt nicht ab. Dies kann durch die Tatsache veranschaulicht werden, daß sich die kritische Gesamtzuführungsmenge nicht ändern wird, selbst wenn das reagierende Gas in Abständen mit Unterbrechungen wie in einigen praktischen experimentellen Situationen zugeführt wird, bei denen die Zufuhr des reagierenden Gases unterbrochen wird, um die Beobachtung der RHEED-Bilder zuzulassen.
Die kritische Menge der Vorläufer, die gebildet wird, bis die Abscheidung des polykristallinen Silizium-Films beginnt: Qc (Anzahl)
Die kritische Menge der Vorläufer, die gebildet wird, bis die Abscheidung des polykristallinen Siliziumfilms so beginnt, daß sie tatsächlich beobachtet werden kann: qc (Anzahl)
Die Menge der als SiO pro Zeiteinheit verdampften Moleküle: E (Anzahl/Zeit).
Wenn die Anzahl "n" der auf SiO&sub2; pro Zeiteinheit gebildeten Vorläufer zunimmt, steigt die Anzahl E der als SiO verdampften Moleküle im Verhältnis zu "n". Wenn "n" einen bestimmten Wert überschreitet, wird "E" durch die Begrenzung der Reaktion beschränkt. Das heißt, die Rate von "E" wird durch die Reaktionsrate begrenzt und bleibt im Vergleich zu der ansteigenden Rate von "n" konstant.
Nun kann die Menge "n" der auf SiO&sub2; pro Zeiteinheit gebildeten Vorläufer wie folgt gefunden werden:
n = 2F · P (3)
Dies kann aus der folgenden Reaktionsgleichung verstanden werden:
Es wird jedoch angenommen, daß Si der obigen Reaktionsgleichung kein Si-bildendes Si- Atom, sondern ein Si-Atom ist, das einen Vorläufer bildet (Schritt iii in Fig. 6).
Die kritische Anzahl "qc" der tatsächlich zu beobachtenden Vorläufer kann wie folgt ausgedrückt werden:
q = (Anzahl der "n" der auf SiO&sub2; pro Zeiteinheit zu bildenden Vorläufer) · (Zeit "t", die benötigt wird, um die kritische Anzahl zu erreichen). (5)
Wenn SiO nicht verdampft wird (Niedertemperaturbereich), kann dann die Zeit "t", die benötigt wird, um die kritische Anzahl zu erreichen, wie folgt, ausgedrückt werden, da die auf SiO&sub2; gebildeten Vorläufer (Si-Atome) nicht verringert werden:
qc = (Anzahl "Qc" der Vorläufer, die gebildet werden, bis der polykristalline Siliziumfilm beginnt, abgeschieden zu werden) / (Anzahl "n" der pro Zeiteinheit zu bildenden Vorläufer).
Symbolisch
t = Qc/n. (7)
Daher erhält man aus Gleichung (5) die tatsächlich zu beobachtende kritische Anzahl "qc" wie folgt:
qc = (Qc / n) · n = Qc. (8)
Es kann der obigen Gleichung (8) entnommen werden, daß die kritische Anzahl "qc" nicht von der Flußrate F von Si&sub2;H&sub6; abhängt. Mit Erhöhen der Temperatur des Wafers nimmt die Migrationslänge der auf SiO&sub2; gebildeten Vorläufer zu (Entfernung, über die sich die Moleküle bewegen können) und die Zersetzungsrate (Wirkungsgrad der Zersetzung) von Si&sub2;H&sub6; nimmt zu, so daß mehr Vorläufer gebildet werden. Als Folge wird die Wahrscheinlichkeit, daß diese Vorläufer auf andere zersetzte Moleküle treffen, größer. Als ein Ergebnis wird die Wahrscheinlichkeit, das polykristallines Silizium gebildet wird, größer; so daß die kritische Anzahl "qc" der Vorläufer mit der Erhöhung der Wafertemperatur abnehmen kann.
Die nächste Überlegung ist der Fall, wo SiO&sub2; verdampft wird (Hochtemperaturbereich). In diesem Fall wird die Anzahl "n" von pro Zeiteinheit gebildeten Vorläufern gleich n-E (Anzahl), da SiO gemäß der folgenden Gleichung verdampft wird:
Die Zeit, die benötigt wird, um die kritische Anzahl zu erreichen, kann aus der Gleichung (6) wie folgt erhalten werden:
t = Qc/(n-E). (10)
Demgemäß ist die kritische Anzahl "qc" von praktisch zu beobachtenden Vorläufern gegeben als:
qc = [Qc/(n - E)] · n = [Qc/(2F · P - E)] · 2F · P = Qc/(1-E/2F · P). (11)
Dem oben Gesagten kann entnommen werden, daß die kritische Anzahl von der Flußrate des zugeführten reagierenden Gases abhängt. Gleichung (11) kann ebenfalls entnommen werden, daß:
(i) die zu beobachtende kritische Anzahl "qc" größer als der theoretische Wert der Anzahl "Qc" sein wird; d. h., sie wird mit Erhöhung der Temperatur des Wafers zunehmen.
(ii) wenn die Si&sub2;H&sub6;-Flußrate F klein ist und wenn 2FP gleich der Menge der verdampften Moleküle E ist, wird die rechte Seite der Gleichung unendlich groß werden; umgekehrt nähert sich die rechte Seite der Gleichung Qc an, wenn F groß ist, und wenn 2F · P größer als E wird; das heißt, die kritische Anzahl "qc" hängt von der Flußrate des reagierenden Gases ab.
Mit Bezug auf Fig. 7 wird gezeigt, wie die von der Temperatur des Wafers abhängende Wachstumsrate des auf dem Wafer aufgewachsenen, epitaktischen Silizium-Films aussieht. Die Wachstumsrate kann durch Messung der Stufenhöhe des selektiv aufgewachsenen Filmes bestimmt werden. Die Ergebnisse zeigen, daß eine Wachstumsrate zwischen einigen 0.1 nm/min und 10 nm/min sogar in dem Niedertemperaturbereich (unter 650ºC) erreicht werden kann. Außerdem wurde gefunden, daß das selektive epitaktische Wachstum bei allen Temperaturbereichen durch Einstellen der Gesamtmenge des zuzuführenden, reagierenden Gases unter seine kritische Gesamtzuführungsmenge, wie in Fig. 5 gezeigt, erhalten werden kann. Ein schnell selektiv gezüchteter epitaktischer Siliziumfilm mit einer Dicke von 128 nm kann erhalten werden durch das Bereitstellen einer Wafertemperatur von 700ºC, einer Gasflußrate von 30 s&supmin;¹cm³ und einer Wachstumsrate von 64 nm/min.
Es sollte selbstverständlich sein, daß die Bedingung, bei der keine Gasphasenreaktion auftreten wird, auch dann erfüllt werden kann, wenn anstelle des mit flüssigem Stickstoff gekühlten Mantels 3 ein wassergekühlter Mantel benutzt wird. Dies ist in der gleichzeitig anhängigen Patentanmeldung (japanische Patentanmeldung 2-253002) beschrieben, die von den Erfindern der vorliegenden Erfindung eingereicht wurde. Die Benutzung des wassergekühlten Mantels verbessert die Wachstumsrate weiter und, liefert dickere epitaktische Filme.
In der bislang beschriebenen Ausführungsform wird das selektive epitaktische Wachstum speziell auf dem Siliziumwafer oder -substrat ausgeführt. Natürlich kann das selektive epitaktische Wachstum auch auf andere Substrate wie GaAs-Substrate angewandt werden. In jedem Fall kann die Art des zu benutzenden reagierenden Gases von der Art des Materials für das gewählte Material abhängen. Die Art des zu benutzenden Musterungsmaterials kann ebenso von der Art des gewählten reagierenden Gases abhängen. In diesem Fall sollte ein Musterungsmaterial gewählt werden, das den niedrigen Haftungskoeffizienten bezüglich des reagierenden Gases bereitstellt.
Fig. 8 zeigt die bei einem Ausführungsbeispiel erhaltenen Ergebnisse, wo das selektive epitaktische Wachstum auf einem Siliziumwafer, der mit dem Si&sub3;N&sub4; gemustert worden ist, stattgefunden hat. Bei diesem Ausführungsbeispiel ist wie für das vorhergehende Ausführungsbeispiel das Si&sub2;H&sub6; als reagierende Gas benutzt worden, und das epitaktische Si- Wachstum erfolgt auf dem Si-Wafer. In diesem Fall wird Si nicht zu SiO auf der Si&sub3;N&sub4;- Schicht oxidiert, und daher wird Si niemals verdampft werden. Für Wafertemperaturen von über 750ºC wird die kritische Gesamtzuführungsmenge, die den Zusammenbruch des selektiven Wachstums verursacht, somit nicht von der Flußrate des Si&sub2;H&sub6;-Gases abhängen. Ein anderes wichtiges Ergebnis kann der Fig. 8 entnommen werden. Das ist die Tatsache, daß die kritische Zuführungsmenge, die den Zusammenbruch des selektiven Wachstums verursacht, entsprechend abnimmt, wenn die Temperatur des Wafers höher ist. Dies geschieht vermutlich, weil die Zersetzungsrate (Wirkungsgrad der Zersetzung) von Si&sub2;H&sub6; zunimmt und daher mehr Vorläufer gebildet werden, wenn die Wafer-Temperatur höher ist; weiterhin neigen Ansammlungen von Atomen, die als Vorläufer (oder kritische Keime) zusammengebunden sind, leichter dazu, auf dem Substrat zu wandern. Wenn es sehr leicht für diese Ansammlungen (kritische Keime) ist, zu wandern, kann die Wahrscheinlichkeit ansteigen, daß diese andere Ansammlungen treffen und sich mit ihnen verbinden. Die Filmabscheidung wird kurz, nachdem diese Ansammlungen (kritische Keime) zusammenzuwachsen beginnen, auftreten. Wenn die Temperatur des Wafers ansteigt, kann die Abscheidung des Filmes somit beginnen, selbst wenn die Oberflächen-Molekülkonzentration klein ist. Aus diesem Grund kann das selektive epitaktische Wachstum bei kleiner kritischer Gesamtzuführungsmenge zusammenbrechen, wenn der Wafer die höhere Temperatur aufweist. Bei derselben Temperatur des Wafers ist die kritische Gesamtzuführungsmenge für Si&sub3;N&sub4; ungefähr gleich einem Zehntel derjenigen für SiO&sub2;. Dies ist vermutlich so, weil die Absorptionslage von Si&sub2;H&sub6;-Molekülen auf Si&sub3;N&sub4; eine um zehnmal höhere Dichte als für SiO&sub2; hat.
Zum Vergleich des tatsächlich abgeschiedenen polykristallinen Silizium-Films sind zwei SEM-Fotografien in Fig. 9(a) und (b) gezeigt. In Fig. 9 zeigt (a) das Foto für den SiO&sub2;- Film und (b) zeigt das Foto für den Si&sub3;N&sub4;-Film. Für beide Fotografien ist die Temperatur des Wafers 580ºC. Wie man aus Fig. 9 (a) und (b) sieht, sind die Keimdichten deutlich unterschiedlich. ·
Das selektive epitaktische Wachstum kann genauso auftreten, wenn ein Si/Ge-Film unter Benutzung von Si&sub2;H&sub6;- und GeH&sub4;-Gasen abgeschieden wird.
Für die selektive W-CVD hat man ebenso gefunden, daß es eine kritische Gesamtzufüh rungsmenge gibt. Es wurde ebenso gefunden, daß das Exponieren von amorphem Si zu Si&sub2;H&sub6; die Abscheidung eines polykristallinen Filmes verursacht. Dies zeigt, daß der selektive polykristalline Silizium-Film auf ähnliche Art zwischen der Oxidschicht und amorphem Si abgeschieden werden kann. Der selektive polykristalline Silizium-Film kann auch zwischen Si&sub3;N&sub4; und SiO&sub2; abgeschieden werden.
In der Beschreibung, die bisher vorangegangen ist, wurde die kritische Gesamtmenge für das reagierende Gas, das bis oder kurz bevor das selektive epitaktische Wachstum zusammenbricht, zugeführt werden kann, auf der Basis einer besonderen, z. B. der in Fig. 1 gezeigten Anordnung der Dünnfilmabscheidungsvorrichtung bestimmt, die so konfiguriert ist, daß sie besonderen physikalischen Anforderungen wie dem Abstand zwischen Gasdüse 2 und Wafer 9, der Größe der Vakuumkammer 1, der Größe des mit flüssigem Stickstoff gekühlten Mantels 3 etc. genügt. Wenn diese physikalischen Anforderungen für die Vorrichtung von denjenigen für die im obigen Ausführungsbeispiel beschriebene Vorrichtung abweichen, würde die kritische Gesamtzuführungsmenge, die bestimmt werden kann, selbstverständlich einen unterschiedlichen Wert haben.
Das Verfahren der vorliegenden Erfindung kann dahingehend erweitert werden, daß es auf die Gesamtmenge der reagierenden Gasmoleküle, die auf die Oberfläche des Wafers 9 prallen, anwendbar ist. Dann kann das Verfahren universell und unabhängig von irgendwelchen besonderen physikalischen Geräteparametern der Vorrichtung angewendet werden.
Die folgende Beschreibung sieht ein Verfahren zur Steuerung des selektiven Wachstums unter Benutzung der Gesamtmenge der auf die Oberfläche des Wafers 9 aufprallenden, reagierenden Gasmoleküle vor.
Die Menge solcher reagierender Gasmoleküle, die auf die Waferoberfläche aufprallen, d. h. die Flächenstoßhäufigkeit Γm (g/cm² · sec), kann wie folgt ausgedrückt werden:
Gm = 5.8 · 10&supmin;² · P · (M/T)1/2 (12),
wobei P (Torr) der Druck des reagierenden Gases, T (K) die Temperatur des reagierenden Gases, und M die Molmasse der reagierenden Gasmoleküle ist.
Die aus der Gleichung (12) gefundene Flächenstoßhäufigkeit rm (g/cm² · sec) kann an Hand der Anzahl der reagierenden Gasmoleküle, Γn (Anzahl/cm² · sec) wie folgt ausgedrückt werden:
Γn = 5.8 · 10&supmin;² · P (M/T)1/2 · (1/M) · NA (13),
wobei NA die Avogadrosche Konstante (6.02 · 10²³) ist. Unter der Annahme, daß die Zeit, die bis zum Zusammenbrechen des selektiven epitaktischen Wachstums, nachdem die kritischen Keime auf der SiO&sub2;-Schicht ihre kritische Menge erreicht haben, benötigt wird, tkrit (sec) ist, kann die Gesamtmenge Γkrit (Anzahl/cm²) der reagierenden Gasmoleküle, die auf die Waferoberfläche prallen, bevor die Keimbildung beginnt, aus Gleichung (13) wie folgt entnommen werden:
Γ = 5.8 · 10&supmin;² · P (1/TM)1/2 · NA · tkrit = Γn · tkrit. (14)
Dies ist die kritische Gesamtmenge der aufprallenden Moleküle.
Mit Bezug auf die Fig. 10 und 11 sind dort die Daten angegeben, die sich aus dem selektiven epitaktischen Wachstum ergeben, das auftritt, wenn der wassergekühlte Mantel benutzt wurde. Wie man Fig. 10 entnimmt, sind die Daten in Form von Graphen dargestellt, um die Beziehungen zwischen der Temperatur des Wafers und der kritischen Gesamtzuführungsmenge des Si&sub2;H&sub6;-Gases zu veranschaulichen. Wie aus Fig. 11 ersichtlich ist, sind die Daten dort ebenfalls in Form von Graphen dargestellt, um die Beziehung zwischen der Flußrate des Si&sub2;H&sub6;-Gases und dem Druck innerhalb der Vakuumkammer 1 zu veranschaulichen.
Jetzt findet man die kritische Gesamtmolekülmenge Γkrit durch Anwendung der obigen Daten auf die Gleichung (14). Für die Temperatur des Wafers T5 = 680ºC war die kritische Gesamtzuführungsmenge 20 cm³. Wenn Si&sub2;H&sub6;-Gas der Vakuumkammer mit einer Rate (v) von 10 s&supmin;¹cm³ zugeführt wurde, war der Druck innerhalb der Vakuumkammer ungefähr 0.16 Pa (1.2 · 10&supmin;³ Torr).
Dann kann die Zeit tkrit, die erforderlich ist, bis das selektive Wachstum zusammenbricht wie folgt ausgedrückt werden:
tkrit = Qc/ν (15)
wobei v die Flußrate des reagierenden zugeführten Gases ist, d. h.,
t = 20/10 = 2 min = 120 sec.
Die Molmasse M von Si&sub2;H&sub6;-Gas ist gleich 62.22. Unter der Annahme einer Temperatur von 25ºC = 298 K und Einsetzen in die Gleichung (14) für T:
Γkrit = 5.8 · 10&supmin;² · 1.2 · 10&supmin;² · (1/298 · 62.22)1/2 · 6.02 · 10²³ · 120
= 3.70 · 10¹&sup9; (Anzahl/cm²).
Die kritische Gesamtmenge der aufprallenden Moleküle Γkrit bleibt ungeachtet der Flußrate des zugeführten reagierenden Gases konstant. Zum Beispiel ist der Druck innerhalb der Vakuumkammer unter der Annahme einer Flußrate des reagierenden Gases von 5 s&supmin;¹cm³ ungefähr 8 · 10&supmin;² Pa (6 · 10&supmin;&sup4; Torr), wie man in Fig. 11 sieht, und tkrit ist 240 sec, daher wird die kritische Gesamtmenge der aufprallenden Moleküle aus Gleichung (14) wie folgt abgeleitet:
Γkrit = 5.8 · 10&supmin;² · 6 · 10&supmin;&sup4; · (1/298 · 62.22)1/2 · 6.02 · 10²³ · 240 = 3.70 · 10¹&sup9; (Anzahl/cm²).
Der sich ergebende Wert ist derselbe.
Durch Variation der Flußrate des reagierenden Gases zwischen 1 s&supmin;¹cm³ und 10 s&supmin;¹cm³ kann die kritische Gesamtmenge der aufprallenden Moleküle Γkrit zwischen ungefähr 3.7 · 10¹&sup9; und 6 · 10¹&sup9; (Anzahl/cm²) schwanken. Γkrit kann einen gewissen Wertebereich aufweisen, vermutlich auf Grund einiger Flußraten-Regelungsfehler in dem Massefluß- Regler oder auf Grund von Druckmeßfehlern.
Die kritische Gesamtmenge der aufprallenden Moleküle Γkrit, die bis zu der Zeit des Zusammenbruchs des selektiven epitaktischen Wachstums erreicht werden kann, besitzt ihren Wert völlig unabhängig von den physikalischen Anforderungen für die Anordnung der Dünnfilmabscheidung. Zum Beispiel schließen solche physikalischen Anforderungen die Form der Austrittsöffnung der Gasdüse 2, den Abstand zwischen Austrittsöffnung und Wafer, die Temperatur des Mantels, die geometrische Konfiguration und die physische Größe der Vakuumkammer etc. ein. Änderungen einer oder aller solcher physikalischer Anforderungen wird die kritische Gesamtmenge Γkrit der aufprallenden Moleküle nicht beeinflußen. Sie wird auch durch die Flußrate des zugeführten, reagierenden Gases nicht beeinflußt. Die physikalischen Parameter, die die kritische Gesamtmenge der aufprallenden Moleküle Γkrit bestimmen, sind die physikalischen Werte des Druckes, der Temperatur und der Molekülmenge des reagierenden Gases und zusätzlich das Material und die Temperatur des Substrates oder Wafers, das den Haftungskoeffizienten bestimmt.
Tabelle 1 zeigt die in Fig. 10 angegebenen Wafertemperaturen und die entsprechenden, auf den jeweiligen Wafertemperaturen basierenden, kritischen Gesamtmengen der aufprallenden Moleküle Γkrit. Tabelle 1
Die in der obigen Tabelle angegebenen Werte für die kritischen Gesamtmengen der aufprallenden Moleküle sind einzigartig für die Wafertemperaturen von 680ºC, 630ºC, 580ºC und 530ºC, wenn das reagierende Gas Si&sub2;H&sub6;-Gas ist. Daher wird das selektive epitaktische Wachstum zu der Zeit, wenn jene kritischen Gesamtmengen der aufprallenden Moleküle erfüllt sind, ungeachtet irgendwelcher Änderungen der anderen physikalischen Parameter zusammenbrechen.
Das hat eine unterschiedliche Bedeutung für die vorher beschriebene kritische Gesamtzuführungsmenge. Die kritische Gesamtzuführungsmenge hat unter gewissen Bedingungen einen identischen Wert. Die gewissen Bedingungen schließen zum Beispiel die Form der Austrittsöffnung der Gasdüse, den Abstand zwischen Wafer und der Austrittsöffnung der Gasdüse und ihre relativen Positionen, die Temperatur des Mantels und die physikalischen Dimensionen der Vakuumkammer ein. Daher kann die für ein Gerät bekannte kritische Gesamtzuführungsmenge von derjenigen eines anderen Geräts unterschiedlich sein.
Die folgende Beschreibung ist vorgesehen für die zwei unterschiedlichen Mäntel, die ihre jeweilig unterschiedlichen Temperaturen besitzen. Eine Anordnung enthält einen Mantel mit zirkulierendem flüssigen Stickstoff, und die andere Anordnung enthält einen Mantel mit zirkulierendem Wasser. Es wurde gefunden, daß die kritische Gesamtzufübrungsmenge für eine den Mantel mit zirkulierendem Wasser enthaltende Anordnung gleich einem Zehntel derjenigen für die Anordnung mit einem Mantel mit zirkulierendem flüssigen Stickstoff ist. Die in Fig. 5 dargestellten Kurven sind die für den Mantel mit zirkulierendem flüssigen Stickstoff, die in Fig. 10 dargestellten Kurven sind die für den Mantel mit zirkulierendem Wasser. Beim Auftreffen auf die Oberfläche des Mantels mit zirkulierendem Wasser werden die zugeführten, reagierenden Gasmoleküle gestreut, wobei der gößere Teil auf den Wafer prallen. Bei dem Mantel mit zirkulierendem flüssigen Stickstoff werden die reagierenden Gasmoleküle, die auf die Oberfläche des Mantels treffen, von dem Mantel absorbiert. Daher muß mehr reagierendes Gas zugeführt werden, bis es sein Größenniveau erreicht, das den Beginn der Keimbildung verursacht, das heißt bis die kritische Gesamtzuführungsmenge erreicht werden kann.
Man mag sich bewußt sein, daß sich die kritische Gesamtzuführungsmenge in Abhängigkeit von den unterschiedlichen Temperaturen der Mäntel ändern kann. Es gibt andere Faktoren, die die kritische Gesamtzuführungsmenge beeinflussen, aber wenn die kritischen Bedingungen, die den Zusammenbruch des selektiven epitaktischen Wachstums verursachen, hinsichtlich der Anzahl der Moleküle betrachtet werden, die auf den Wafer aufprallen können, können jene anderen Faktoren unbeachtet gelassen werden, da sie den Zustand des Dünnfilmabscheidungs-Gerätes und seine innere Anordnung oder Konstruktion nicht beeinflussen. Wenn daher die kritische Gesamtmenge der auf einen besonderen Wafer aufprallenden Moleküle eines besonderen zugeführten reagierenden Gases für ein besonderes Gerät bestimmt werden kann, bedeutet das, daß es möglich ist, das selektive epitaktische Wachstum bei einem anderen Gerät mittels der kritischen Gesamtmenge der aufprallenden Moleküle zu steuern.
Man versteht aus der vorhergehenden Beschreibung, daß gemäß dem Verfahren der vorliegenden Erfindung das selektive epitaktische Wachstum beendet werden kann, bevor die Keimbildung beginnt, die durch die reagierenden Gasmoleküle auf dem Wafer verursacht wird, das das zuvor aufgemusterte Material mit dem niedrigen Haftungskoeffizienten bezüglich der reagierenden Gasmoleküle enthält, so daß das selektive epitaktische Wachstum zuverlässig fortschreiten kann. Es kann auch gewürdigt werden, daß das Verfahren der vorliegenden Erfindung Anwendung finden kann, wo Halbleiterbauelemente hergestellt und Bauelemente mit sehr hoch integrierten Schaltkreisen produziert werden, da es sicherstellt, daß die schnelle Wachstumsrate ohne Erhöhung der Temperatur des Wafers erreicht werden kann.
Der Stand der Technik nimmt an, daß das selektive epitaktische Wachstum nur bei kleinen Gas-Flußraten oder einer niedrigen Wafertemperatur möglich ist (zum Beispiel Hirayama et al., Appl. Phys. Lett. 52 (26), 27. Juni 1988, S. 2242-2243). Solange wie diese Annahme befolgt wird, muß die Wachstumsrate in dem System, in dem sie von der Gasflußrate und der Temperatur des Wafers abhängt, niedrig gehalten werden.
Das Verfahren der vorliegenden Erfindung basiert auf der Entdeckung, daß das selektive epitaktische Wachstum von der Gesamtmenge des zuzuführenden Gases (der Tatsache, daß es die Gesamtzuführungsmenge gibt, die den Zusammenbruch der selektiven Wirkung verursacht), anstatt von der Flußrate des Gases und/oder der Wafertemperatur abhängt. Gemäß dem Verfahren muß daher das Wachstum beendet sein, bevor die kritische Gesamtzuführungsmenge erreicht wird. Solange der kritischen Gesamtzuführungsmenge gefolgt wird, ist es möglich, die Flußrate des Gases und/oder die Wafertemperatur, von der die Wachstumsrate abhängt, zu verändern, und die Wachstumsrate kann wie erforderlich durch Steigerung der Flußrate des Gases und/oder der Wafertemperatur erhöht werden. (Für das selektive epitaktische Wachstum unter Benutzung von Si&sub2;H&sub6;-Gas verursacht die Wasserstoff Abspaltungsreaktion von der Oberfläche eine begrenzte Wachstumsrate, was es unmöglich macht, die Wachstumsrate etwas weiter zu erhöhen.)
Wenn die Temperatur des Wafers konstant ist, wird die Bedingung, unter der das selektive Wachstum zusammenbricht, durch die Gesamtmenge des zugeführten Gases, aber nicht dadurch bestimmt, wie das Gas zugeführt worden ist. Die kritische Gesamtzuführungsmenge, die den Zusammenbruch des selektiven epitaktischen Wachstums verursacht, ist zum Beispiel 20 cm³ für die Wafertemperatur von 600ºC, was aus Fig. 8 bestimmt werden kann. Bei Annahme einer Flußrate des reagierenden Gases von 30 s&supmin;¹cm³, wird das selektive Wachstum zusammenbrechen, wenn diese Flußrate 40 Sekunden lang anhält. Bei einer Flußrate von 15 s&supmin;¹km³ wird das selektive Wachstum zusammenbrechen, wenn diese für 80 Sekunden anhält, und bei einer Flußrate von 10 s&supmin;¹cm³, wenn diese 120 Sekunden lang anhält. Das selektive Wachstum wird bei einer Flußrate von 10 s&supmin;¹cm³ auch zusammenbrechen, wenn diese jeweils für 10 Sekunden bei zwölf Intervallen mit je zehn Sekunden anhält. Wenn das Gas in Intervallen zugeführt wird, wird die Bedingung, unter der das selektive Wachstum zusammenbricht, auch durch die Gesamtmenge des Gases, das auf diese Art zugeführt worden ist, bestimmt.
Wie aus der obigen Beschreibung entnommen werden kann, besteht das bedeutendste Merkmal der vorliegenden Erfindung darin, daß die Bedingung, unter der das selektive epitaktische Wachstum zusammenbrechen wird, durch die Gesamtmenge des zugeführten reagierenden Gases definiert werden kann. Folglich tritt das selektive Wachstum immer auf, wenn die Zufuhr des Gases gestoppt wird, bevor die Gesamtmenge erreicht wird. Das bedeutet, daß selektives epitaktisches Wachstum über die zugeführte Gesamtmenge des reagierenden Gases gesteuert werden kann. In dieser Hinsicht sieht das Verfahren der vorliegenden Erfindung ein Konzept vor, das sich grundlegend vom Konzept der Regelung des selektiven Wachstums als Inkubationszeit bis zum Beginn der Filmbildung unterscheidet (zum Beispiel Murata et al. Appl. Phys. Lett 54 (11), 13. März 1989, S. 1007- 1009, "Low-temperature silicon selective deposition and epitaxy on silicon using the thermal decomposition of silane under ultraclean environment"). Der Unterschied liegt in dem Mittel der Regelung des selektiven Wachstums, das heißt für die vorliegende Erfindung ist das Mittel durch die "Gesamtmenge des zugeführten Gases" verwirklicht, wohingegen es bei Murata et al. durch die "Inkubationsperiode" verwirklicht wird.
Genauer bestehen mehrere mögliche Methoden, das selektive Wachstum zu steuern. Eine Methode ist es, die Zufuhr des reagierenden Gases zu stoppen, bevor die kritische Zufuhrmenge erreicht wird, vorausgesetzt, daß die kritische Gesamtzuführungsmenge vorher aus den Bedingungen zur Filmabscheidung bekannt ist (solchen wie Material und Temperatur eines Wafers, die Art des zuzuführenden reagierenden Gases, etc.), und dann das Auftreten von selektivem Wachstum zuzulassen. Eine ander Methode ist eine, die benutzt werden kann, wenn die kritische Gesamtzuführungsmenge nicht auf irgendeine Art bestimmt werden kann und bei der zuvor ein Film unter angemessenen Abscheidungsbedingungen abgeschieden und dann die Gesamtzuführungsmenge des reagierenden Gases zu der Zeit, zu der das selektive Wachstum zusammenbricht, bestimmt wird; diese kritische Gesamtmenge wird dann als die Bedingung für selektives Wachstum, unter der selektives Wachstum vorliegt, benutzt.
Wenn die kritische Gesamtmenge der aufprallenden Moleküle Γkrit hinsichtlich der Beziehung zwischen einem besonderen Wafermaterial und einem besonderen reagierenden Gas bekannt ist, kann die kritische Gesamtzuführungsmenge Qc für ein besonderes Gerät aus den Gleichungen (14) und (15) wie folgt bestimmt werden:
Γkrit = 5.8 · 10&supmin;² · P · (1/T/M)1/2 · NA · Qc/V (16)
Man kann Qc aus Gleichung (16) finden. M und NA sind Konstanten und T ist die Raumtemperatur. Daher kann die kritische Gesamtmenge Qc auf einem besonderen Gerät durch vorheriges Feststellen des Druckes P für irgendeinen Wert "v" der Flußrate berechnet werden. Das bedeutet, daß keine Notwendigkeit besteht, tatsächlich zuvor einen Film abzuscheiden, um die Gesamtzuführungsmenge des reagierenden Gases zu der Zeit, wenn das selektive Wachstum zusammenbrechen wird, festzustellen.

Claims

1. Ein Verfahren zum Abscheiden eines dünnen Films auf nur einer Oberfläche von wenigstens einer Art von Material auf einem Substrat, dessen Oberfläche aus wenigstens zwei Arten von Materialen besteht, so daß die Abscheidung nicht auf Materialien geschieht, auf denen die Abscheidung nicht erwünscht ist, enthaltend die Schritte:

des Plazierens eines Substrats an eine Position innerhalb einer Vakuumkammer, des Evakuierens der Vakuumkammer, bis ein vorherbestimmter Druck erreicht ist, und des Einführens eines reagierenden Gases in die Vakuumkammer, nachdem der vorherbestimmte Druck erreicht ist;

des Einstellens des Drucks in der mit dem reagierenden Gas gefüllten Vakuumkammer auf einen Druckbereich, bei dem die mittlere freie Weglänge "d" der reagierenden Gasmoleküle größer als die kürzeste Entfernung "L" zwischen dem innerhalb der Vakuumkammer positionierten Substrat und der zur Vakuumseite exponierten Wand der Vakuumkammer ist, d. h. d > L;

des Züchtens eines dünnen Films auf nur einer Oberfläche von wenigstens einer Art von Material auf dem Substrat, dessen Oberfläche aus wenigstens zwei Arten von Materialien besteht;

und dann des Anhaltens der Einführung des reagierenden Gases in die Vakuumkammer;

dadurch gekennzeichnet, daß die Einführung des reagierenden Gases in die Vakuumkammer so gesteuert wird, daß die Gesamtmenge der auf das Substrat aufprallenden Moleküle des reagierenden Gases unter einer Menge sein wird, welche zur Kristallisationskeimbildung auf der Oberfläche der anderen Arten von Materialien, auf denen die Abscheidung nicht erwünscht ist, ausreichend ist.

2. Ein Verfahren gemäß Anspruch 1, worin die Gesamtmenge der auf das Substrat aufprallenden Moleküle des reagierenden Gases durch die Steuerung der Gesamtzuführungsmenge des in die Vakuumkammer eingeführten reagierenden Gases gesteuert wird, so daß sie unter der Menge sein wird, welche für die Kristallisationskeimbildung auf der Oberfläche der anderen Arten von Materialien, auf denen die Abscheidung nicht erwünscht ist, ausreichend ist.

3. Ein Verfahren gemäß Anspruch 2 und enthaltend die weiteren Schritte des Messens der Gesamtzuführungsmenge des in die Vakuumkammer eingeführten reagierenden Gases zu der Zeit, wenn die Gesamtzuführungsmenge des reagierenden Gases eine Menge erreicht, welche zur Kristallisationskeimbildung auf der Oberfläche von anderen Arten von Materialien, auf welchen die Abscheidung nicht erwünscht ist, ausreichend ist, und, wenn nachfolgend ein Film auf anderen Substraten gebildet wird, des Anhaltens der Einführung des reagierenden Gases in die Vakuumkammer, wenn die Gesamtzuführungsmenge der Einführung die gemessene Gesamtzuführungsmenge erreicht.

4. Das in einem der Ansprüche 1 bis 3 definierte Verfahren, worin der auf nur der Oberfläche von zumindest einer Art von Material gezüchtete Film ein Film mit epitaktischem Wachstum ist.

5. Das in einem der Ansprüche 1 bis 4 definierte Verfahren, worin der Druck in der mit dem reagierenden Gas gefüllten Vakuumkammer auf einen Wert von weniger als 2 Pa (1,5 · 10&supmin;² Torr) gesetzt ist.

6. Das in einem der Ansprüche 1 bis 5 definierte Verfahren, worin die Gesamtmenge des in die Vakuumkammer eingeführten reagierenden Gases in Abhängigkeit von der Temperatur des Substrats gesteuert wird.

7. Das in einem der Ansprüche 1 bis 6 definierte Verfahren, worin die Oberfläche des Substrats aus SiO&sub2; und Si besteht und das reagierende Gas Si&sub2;H&sub6;-Gas ist, und worin ein epitaktischer Si-Film nur auf der Siliziumoberfläche gezüchtet wird.

8. Das in einem einem der Ansprüche 1 bis 7 definierte Verfahren, worin die Oberfläche des Substrats aus Si&sub3;N&sub4; und Si besteht und das reagierende Gas Si&sub2;H&sub6;-Gas ist, und worin ein epitaktischer Si-Film nur auf der Siliziumoberfläche gezüchtet wird.

9. Das Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, worin die wenigstens zwei Arten von Materialien, aus welchen die Oberfläche des Substrats besteht, jeweilig verschiedene Besetzungskoeffizienten bezüglich des eingeführten reagierenden Gases haben.

10. Das in einem der Ansprüche 1 bis 9 definierte Verfahren, worin die Einführung des reagierenden Gases in die Vakuumkammer angehalten wird, bevor die Gesamtmenge der auf das Substrat aufprallenden Gasmoleküle einen Wert Γkrit erreicht, welchen man nach der folgenden Gleichung erhält:

Γkrit = 5.8 · 10&supmin;² · PNA tkrit/ TM (Anzahl/cm²),

wobei T die Temperatur des reagierenden Gases, M die Molekularmasse der reagierenden Gasmoleküle und NA die Avogadro-Konstante sind. P ist der Druck des reagierenden Gases in der Vakuumkammer, und tkrit ist der Quotient aus der Gesamtmenge des zugeführten reagierenden Gases Qc zu der Zeit, wenn ein Film auf der aus den anderen Arten von Materialien bestehenden Oberfläche erzeugt wurde, und aus der Flußrate "v" des reagierenden Gases für den Druck P, d. h.

tkrit = Qc/V.

11. Das in einem der Ansprüche 1 bis 10 definierte Verfahren, worin die Oberfläche des Substrats aus SiO&sub2; und Si besteht und das reagierende Gas Si&sub2;H&sub6; ist, und worin die Bedingungen, unter denen die Beziehung zwischen der Temperatur des Substrats und der kritischen Gesamtmolekülmenge existiert, wie folgt definiert sind: