显示背板工艺 #06 — ELA ①：纳秒的魔法，从非晶到多晶

我们终于抵达了本系列中最富戏剧性的工序。它的名字是 ELA（Excimer Laser Annealing，准分子激光退火）。紫外激光在数十纳秒之内将硅膜熔化又凝固——在比眨眼还短约百万倍的瞬间，材料的命运就此定下。这正是 LTPS 中的"P（多晶）"被造就的那一刻，LTPS 这个名称本身也因这道工序而存在。

为何要做到这一步——性能的落差

非晶与多晶的差别不是取向问题，而是数量级问题。

项目	a-Si:H	ELA 多晶硅	差异的性质
原子排列	无序（无长程有序）	晶粒的镶嵌	结构不同
电子迁移率	0.5~1 cm²/Vs	数十~数百 cm²/Vs	约 100 倍
P 型器件	事实上不可行	可行（可构成 CMOS）	电路设计自由度
开关比	约 10⁵	10⁹ 以上	四个数量级
器件间离散	小	大（取决于晶界位置）	LTPS 不利
工艺步骤	少	多（增加激光工序）	成本差异

从电子的角度看，非晶是雾中的碎石路，多晶是铺装路面。只是铺装路面有接缝（晶界），而这些接缝在每个位置铺得都不一样——这正是 LTPS 的宿命。第 1 篇所说"LTPS 在迁移率上压倒性领先、却在均匀性上落败"，其依据正是本表第五行。可以说LTPS 工艺的一半，是为夺回这份均匀性而战。

为何非激光不可

使硅结晶最简单的方法是长时间烘烤（固相结晶）。但在显示领域这行不通——因为上一篇所见的温度天花板。玻璃越过应变点便会失去形状，柔性 PI 基板在更低温度下就已受损。

激光优雅地化解了这一两难。关键在于"只加热表面，只加热一瞬"。紫外激光脉冲几乎全部被硅表面数十纳米深处吸收，仅瞬间熔化那一薄层。硅对 308nm 紫外的吸收深度在 10nm 以下，即便在厚 50nm 的硅膜中，光也止于表面附近。

然而仅有浅吸收还不够，因为热量不会停留在被吸收之处。此处起决定作用的是时间。热量在时间 t 内扩散的距离大致为 √(D·t)（D 为热扩散系数），在纳秒量级上这个值小到极致。

脉冲宽度	硅中热扩散距离	玻璃中扩散距离	含义
10ns	约 0.92μm	约 0.09μm	硅膜厚度的数十倍
30ns	约 1.60μm	约 0.16μm	ELA 的代表条件
50ns	约 2.06μm	约 0.21μm	长脉冲型
200ns	约 4.12μm	约 0.42μm	热量开始漏入基板

表中第三列就是这道工序存在的理由。玻璃的热扩散系数约为硅的 百分之一，因此 30ns 脉冲下热量钻入玻璃的深度不足 0.2μm。玻璃厚度约 0.5mm，被加热的仅是最上层的 两千五百分之一。结果便是硅在 1,400℃ 以上熔化又凝固，其下的玻璃却几乎未被加热。对第 5 篇提出的"是提高温度，还是延长时间？"这一问题，ELA 给出的回答是把温度推到极端、把时间压到极端。

纳秒的时间表——从熔化到凝固

把一发脉冲之内发生的事按时间顺序排开，这道工序的性格便更加清晰。

• 0~数 ns——吸收。紫外光在表面 10nm 以内激发电子，能量转移至晶格，温度骤升。
• 数~数十 ns——熔化。自表面开始熔化，熔化前沿向下推进。推进到何处，决定了随后的能量密度区间。
• 数十~数百 ns——凝固。脉冲结束后热量向下逸散，膜自下而上凝固。凝固前沿的速度约为每秒数米，比金属铸造的凝固快六个数量级以上。

此处重要的概念是过冷。凝固如此之快，液体要降到远低于熔点的温度才开始凝固。过冷越深，核就在各处同时生成，晶粒被切得越细。反之过冷较浅时，已有的晶种便缓慢长大形成大晶粒。随后要讲的四个区间，归根结底就是存活了多少晶种与液体过冷有多深的组合。

能量密度决定晶粒

那么激光打得越强越好吗？并非如此。ELA 最耐人寻味之处正在于此——结晶形态随能量密度而完全改变。

区间	熔化状态	结晶机制	晶粒尺寸	评价
① 低能量	仅表层熔化	爆发式结晶	极细	迁移率低
② 部分熔化	上部熔化，下部残留	自残留晶种纵向生长	柱状，约为膜厚	稳定但平平
③ 近完全熔化	仅极少晶种存活	超横向生长	大于膜厚，可超 1μm	最优——但窗口很窄
④ 完全熔化	晶种全灭	过冷后均质形核	重新变细	迁移率骤降

这四区间的划分在学术文献中也如实整理过。准分子激光结晶分为部分熔化区、越过完全熔化阈值的高能量区，以及两者之间的过渡区，最大的晶粒正是在该过渡区的超横向生长（super lateral growth）中获得——以未熔化残留的硅岛为晶种，自液相向侧方再生长，晶粒可超过 1μm。

问题在于这一区间窄得可怕。文献报告超横向生长区的工艺窗口为 ΔE/E ≈ 0.025，即能量的 2.5% 左右。第 5 篇说 RTA 的管理项目是"比起时间更是峰值温度的准确度"，而 ELA 比之严苛得多。脉冲能量每次波动几个百分点，这波动就原样成为晶粒尺寸的斑纹，最终显现为画面的亮度斑（Mura）。激光的脉冲间能量稳定度即画质，这句话正源于此。

不是一次而是多次——重叠照射

ELA 以线形光束逐步移动，使同一位置被多发脉冲叠打。若一发即止，晶粒的尺寸与取向参差不齐；而将同一位置再次熔化凝固，小晶粒消失、大晶粒进一步长大，结构随之重排——这就是二次晶粒生长（secondary grain growth）。取向有利的晶粒吞并邻居而长大。

打多少发由重叠率决定，即扫描步距相对于光束宽度有多密。关系很简单——同一位置被击中的次数为 1/(1−重叠率)。

重叠率	同位置击中次数	扫描步距（光束宽 400μm）	性格
50%	2 发	200μm	快但均匀性不足
80%	5 发	80μm	—
90%	10 发	40μm	—
95%	20 发	20μm	常规运行区间
98%	50 发	8μm	均匀性好但产能骤降

表所展示的是品质与产能之间诚实的交换。把重叠率从 95% 提高到 98%，仅 3 个百分点，同位置击中次数便从 20 发增至 50 发，为 2.5 倍，处理一张基板的时间也随之延长同样倍数。ELA 设备在产线上被称为瓶颈，原因就在这张表里。

此处上一篇的话题被回收。膜中若残留氢，这种二次生长就会受阻——实验报告指出，氢会阻碍晶界处的原子迁移，从而降低生长速度。这正是第 4 篇的脱氢不只是防止膜层爆裂、更左右结晶品质本身的原因。也有报告称表面即便只结一层薄薄的自然氧化膜，也会以同样方式阻断生长，因此 ELA 前的表面状态管理变得举足轻重。

结晶方式的分野——并非只有 ELA

把非晶变为多晶的方法并非只有 ELA。看看各方式给予什么、放弃什么，就能明白 ELA 为何成为量产的标准。

方式	原理	温度・时间	晶粒	局限
固相结晶（SPC）	不熔化，长时间加热于固态重排	600℃ 级 · 数小时~数十小时	细小，缺陷多	受制于玻璃应变点；处理时间不现实
金属诱导结晶（MIC・MILC）	以金属为催化剂降低结晶温度	500℃ 上下 · 数小时	细长晶体	金属污染残留；器件漏电流上升
ELA	以纳秒脉冲仅熔化表层再凝固	瞬间 1,400℃ 以上 · 数十 ns	0.3~1μm 级	能量窗口窄，Mura 难以管理
顺序横向凝固（SLS）	以窄缝分割照射，强制生长方向	与 ELA 同一频段	数 μm 以上，取向一致	扫描次数多，产能低

表的前两行说明了为何走向激光：固相结晶玻璃扛不住，金属诱导则会残留催化剂。最后一行说明了为何在有更好方式的情况下仍用 ELA——能把晶粒做得更大、甚至统一方向的技法确实存在，但扫描随之倍增，无法承担大面积量产的产能。ELA 并非给出最佳结晶品质的方式，而是位于量产所能承受的品质上限之上的方式。

晶界——多晶的宿命

多晶硅是晶粒如镶嵌般拼接的结构，因此其间会形成晶界。晶界是原子排列错位之处，空位与断键聚集于此；电荷一旦被俘获，电子就要翻越势垒。相当于铺装路面上一道道减速带。

晶粒尺寸为何如此重要，用简单的算术便一目了然。电子横穿晶体管沟道时遇到的晶界数目为沟道长度 ÷ 晶粒尺寸。

晶粒尺寸	沟道 3μm	沟道 5μm	沟道 10μm
0.05μm	60 个	100 个	200 个
0.1μm	30 个	50 个	100 个
0.3μm	10 个	17 个	33 个
1μm	3 个	5 个	10 个
3μm	1 个	2 个	3 个

自上而下读这张表，便知迁移率为何以数量级跃升。晶界为 100 个与为 3 个时，电子所受势垒的总和不可同日而语。而更可怕的是右下角那格。晶界只有 3 个，也意味着每个器件因这 3 个落在何处而特性大不相同。晶界有 100 个时会被平均抹平、器件间差异很小；只有 3 个时则如同掷三次骰子，离散度随之扩大。晶粒越大平均性能越好、均匀性却越差的悖论，正由此而来。

残留的晶界怎么办？之后以氢化用氢填补晶界的断键——工序初期费尽力气赶出的氢，最后又被送回，这一讽刺至此圆满。不过投放方式不同：最初赶出的是弥散于整个膜中的氢，之后补入的则是瞄准晶界这一特定位置的氢。

常见误解

• "激光打得越强晶粒越大"——表中④区间即为反例。晶种全灭后，过冷液体在各处同时凝固，反而更细。越过最优点性能就会下降。
• "玻璃不熔化，所以没有热问题"——玻璃虽不熔化，但表层会被加热，而这加热每发脉冲重复一次、共重复数十次。第 5 篇所见的反复热冲击导致的基板变形与应力依然存在。
• "晶粒大就一定好"——对平均迁移率有利，对器件间离散不利。OLED 背板先看均匀性而非晶粒尺寸，原因即在于此。
• "ELA 是一次通过的工序"——重叠率 95% 时同一位置要熔化凝固 20 次。一个点所经历的不是一次结晶，而是二十次再结晶。

现场盯着什么

把前面的数字转换成管理项目，就成了这样。

• 脉冲能量稳定度——工艺窗口仅 2.5%，因此需常态监视每发脉冲的能量偏差。激光介质老化时输出会缓慢下滑，一旦该变化越出窗口，晶粒便整体改变。诀窍不在于看能量计的读数，而在于看斜率。
• 晶粒状态的间接测量——不可能每次都切片观察，故采用非破坏方法。表面反射率或散射光的变化与晶粒尺寸相关，因而可用光学测量在产线上即时判定。
• Mura 检查——最终判定终归是肉眼可见的斑纹。沿扫描方向出现条纹便怀疑重叠与步距，出现不规则斑点便怀疑脉冲能量——花纹的形状指认着原因。
• 光学系统污染——熔融的硅飞溅并堆积在镜片或视窗上，透过率下降，实际到达的能量便悄然减少。设定值未变而只有结果变差，这是典型的陷阱，因此光学部件的清洗周期即是工艺稳定性。

小结——以及下一篇

• ELA 是仅在纳秒间熔化表面、不加热玻璃即完成结晶的技术。玻璃的热扩散系数为硅的百分之一，正是这一点使之成为可能。
• 晶粒尺寸是能量密度的函数，最优点（超横向生长）的窗口窄至 2.5% 左右。
• 以多发叠打养大晶粒（重叠率 95% 即 20 发），但残留的氢会阻碍这一生长。
• 晶粒养大则平均性能提升、均匀性变差。残留的晶界日后以氢化安抚。

下一篇（第 7 篇）将进入实际产生这束激光的设备——为何偏偏是 308nm，参差不齐的光束如何被整形为均匀的线光束，扫描步距与重叠为何会造就Mura 与摩尔纹，以及腔体中通入的气体为何要掺氧。

参考资料

• "Excimer laser crystallization techniques for polysilicon TFTs," Applied Surface Science 154-155, 449 (2000)：部分熔化・完全熔化・过渡区的划分，超横向生长与 1μm 以上晶粒——本文工艺窗口 ΔE/E ≈ 0.025 的出处
• "Surface melt dynamics and super lateral growth regime in long pulse duration excimer laser crystallization of a-Si films," Thin Solid Films 337, 143 (1999)：脉冲宽度与表面熔化行为、超横向生长区
• "Phase-field modelling of excimer laser lateral crystallization of silicon thin films," Thin Solid Films 427, 309 (2003)：熔化・凝固前沿的移动与横向生长的数值模型
• "Location Control of Super Lateral Growth Grains in Excimer Laser Crystallization," Jpn. J. Appl. Phys. 45, L970 (2006)：控制超横向生长晶粒位置的尝试
• "New theory of undercooling during rapid solidification: application to pulsed laser," Applied Physics A 88, 179 (2007)：本文"纳秒的时间表"一节中过冷与凝固速度的依据
• "Effect of Hydrogen on Secondary Grain Growth of Polycrystalline Silicon Films," Jpn. J. Appl. Phys. 45, 6908 (2006)：残留氢阻碍二次晶粒生长的实验依据——与第 4 篇脱氢的连接点
• "The grain growth blocking effect of polycrystalline silicon film by thin native oxide," Appl. Phys. Lett. 75, 460 (1999)：表面自然氧化膜阻断晶粒生长的现象
• T. Sameshima, S. Usui, M. Sekiya, "XeCl excimer laser annealing used in the fabrication of poly-Si TFT's," IEEE Electron Device Letters 7(5), 276 (1986)：以准分子激光结晶制作多晶硅 TFT 的最早报告
• "Excimer-laser annealing for low-temperature poly-Si TFTs," J. Inf. Disp. 4(1) (2003)：ELA 工艺概要与相对 a-Si 的 TFT 特性——本文迁移率比较表的依据
• Excimer laser — Wikipedia：准分子激光的原理与波长
• Grain boundary — Wikipedia：晶界的结构与电学影响
• Thermal diffusivity — Wikipedia：本文热扩散长度 √(D·t) 计算的依据