DE102004015863B4

DE102004015863B4 - Herstellungsverfahren für einen siliziumdotierten Galliumarsenideinkristallblock und Herstellungsvorrichtung für einen Verbindungshalbleitereinkristallblock

Info

Publication number: DE102004015863B4
Application number: DE200410015863
Authority: DE
Inventors: Ryoichi Nakamura; Yoshikazu Oshika
Original assignee: Dowa Electronics Materials Co Ltd
Current assignee: Dowa Electronics Materials Co Ltd
Priority date: 2003-10-06
Filing date: 2004-03-31
Publication date: 2013-01-17
Anticipated expiration: 2024-04-01
Also published as: DE102004015863A1

Abstract

Herstellungsverfahren eines Silizium-dotierten Galliumarsenideinkristallblock, wobei ein Saatkristall (5), ein Galliumarsenidrohmaterial, ein Siliziumrohmaterial als Dotierstoff und ein Rohmaterial für eine Flüssigkeitseinlagerung in einem Schmelztiegel (4) angeordnet sind; wobei nach dem Schmelzen dieser Rohmaterialien so, dass eine Flüssigkeitseinlagerungsschicht auf einer geschmolzenen Flüssigkeitsschicht aus Galliumarsenidrohmaterial angeordnet ist, eine Rühreinrichtung in der Flüssigkeitseinlagerungsschicht angeordnet wird, und ein vorbestimmter Kristall hergestellt wird, während die Flüssigkeitseinlagerungsschicht bewegt wird, wobei die Rühreinrichtung an einer Position angeordnet wird, an der 20 mm > h > 0 mm erfüllt ist, wenn ein Raumbereich zwischen einer Grenzfläche (18) der geschmolzenen Flüssigkeitsschicht aus Galliumarsenidrohmaterial und der Flüssigkeitseinlagerungsschicht, und einem unteren Ende der Rühreinrichtung als h festgelegt ist, wobei der Silizium-dotierte Galliumarsenideinkristallblock wächst, während die Flüssigkeitseinlagerung durch die Rühreinrichtung bewegt wird, und die Ungleichung 20 mm > h > 0 mm erfüllt ist durch schrittweises oder kontinuierliches Anheben der Rühreinrichtung entsprechend dem Anstieg der Grenzfläche (18), welcher durch das...

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG
1. Gebiet der Erfindung
Die vorliegende Erfindung betrifft ein Herstellungsverfahren für einen siliziumdotierten Galliumarsenideinkristallblock, um eine Galliumarsenidscheibe herzustellen, die das Basismaterial für ein Galliumarsenidbauelement bildet, und ferner betrifft die Erfindung eine Herstellvorrichtung für den Einkristallblock.
2. Beschreibung des Stands der Technik
Um einen n-leitenden GaAs(Galliumarsenid)-Einkristallblock (im Weiteren als Kristallblock bezeichnet) zur Herstellung einer GaAs-Scheibe, die das Material eines GaAs-Bauelements ist, herzustellen, wird ein Verfahren mit vertikalem Schiffchen (ein vertikales Gradienteneinfrierverfahren (VGF-Verfahren) und ein vertikales Trogverfahren (VB)) für das Kristallziehen angewendet. Das vertikale Schiffchen-Verfahren ist ein ausgezeichnetes Verfahren, das einen Kristallblock mit guter Kristallqualität von 500/cm² oder weniger hervorbringen kann, wobei dies durch die Ätzlochdichte (im Weiteren als EPD bezeichnet) bewertet wird (die Bewertung der Kristallqualität durch EPD und ein Messverfahren dazu wird später beschrieben), wobei der Durchmesser und die Länge so sein sollen, um eine GaAs-Scheibe mit geeigneten Herstellungsverfahren zu produzieren.
Wenn dabei der zuvor genannte n-leitende Kristallblock hergestellt wird, wird beispielsweise Si als ein Dotierstoff verwendet, um Ladungsträger bereitzustellen. Mittlerweile gibt es ein Verfahren unter Anwendung von B₂O₃ (Boroxid) als flüssige Einlagerung, um eine Dissoziation von As, das eine flüchtige Komponente darstellt, aus dem Kristallblock bei der Herstellung des Kristallblocks während des vertikalen Schiffchen-Verfahrens zu verhindern. Wenn jedoch B₂O₃ als eine flüssige Einlagerung verwendet wird, reagiert das Si, das als Dotierstoff zugesetzt wird, mit dem B₂O₃, um Siliziumoxid (SiO₂ oder SiO) zu bilden, und daher tritt das Phänomen auf, das die Si-Konzentration in dem Kristallblock nur schwer steuerbar ist. Daher ist es schwierig, den Kristallblock stets in kontinuierlicher Weise mit der gewünschten geeigneten Ladungsträgerkonzentrationsverteilung herzustellen. Die Erfinder dieser Anmeldung schlagen vor, vorher eine geeignete Menge an Si der flüssigen Einlagerung gemäß der Patentschrift 1 zuzuführen, und schlagen vor, einen Kristallblock durch Rühren der flüssigen Einlagerung gemäß der Patentschrift 2 herzustellen.
(Patentschrift 1) Japanische Patentanmeldungsoffenlegungsschrift 3-57079
(Patentschrift 2) Japanische Patentoffenlegungsschrift JP 2000109 400 A
(Patentschrift 3) Japanische Patentoffenlegungsschrift JP 10 218 699 A
Die Patentschrift 2 beschreibt die Bereitstellung eines Kristalls mit einer guten Verteilung der Trägerkonzentration ein Herstellungsverfahren für einen entsprechenden Einkristalls und eine Vorrichtung für die Herstellung.
Die Patentschrift 3 beschreibt ein Verfahren zum Züchten eines Einkristalls mit Halbleiterzusammensetzung mit einheitlicher Dotierungskonzentration im Kristall und zum Steuern einer Dotierung, wenn eine Flüssigkeit zur Versiegelung verwendet wird.
Als Folge des Fortschritts in der Halbleitertechnologie in der jüngeren Zukunft werden nunmehr GaAs-Einzelkristallscheiben mit einer Ladungsträgerkonzentration innerhalb eines vorbestimmten Bereiches, einer durchschnittlichen Kristallqualität von 500/cm² gemäß EPD und einem Durchmesser von 50 mm oder mehr gefordert. Es ist möglich, diese GaAs-Einkristallscheibe aus dem Kristallblock zu gewinnen, der gemäß den Verfahren aus den Patentschriften 1 und 2 hergestellt wird, jedoch ist dabei die Produktivität gering. Da insbesondere der durch die Verfahren der Patentschriften 1 und 2 hergestellte Kristallblock große Verteilungsunterschiede der Ladungsträgerkonzentration in dem Block aufweist, können GaAs-Scheiben mit einer vorbestimmten Ladungsträgerkonzentration lediglich aus einem Teil des Kristallblocks hergestellt werden und der andere Teil des Kristallblocks ist nicht verwendbar.
ÜBERBLICK ÜBER DIE ERFINDUNG
Daher ist es eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, einen Si-dotierten GaAs-Einkristallblock mit einer guten Kristallqualität und einer ausreichenden Blockgröße und einer geringen Ungleichförmigkeit bei der Verteilung der Ladungsträgerkonzentration, ein Herstellungsverfahren dafür und eine Herstellungsvorrichtung für einen Halbleitereinkristallblock bereitzustellen.
Die Erfindung stellt ein Herstellungsverfahren eines Silizium-dotierten Galliumarsenideinkristallblock bereit, wobei ein Saatkristall, ein Galliumarsenidrohmaterial, ein Siliziumrohmaterial als Dotierstoff und ein Rohmaterial für eine Flüssigkeitseinlagerung in einem Schmelztiegel angeordnet sind; wobei nach dem Schmelzen dieser Rohmaterialien so, dass eine Flüssigkeitseinlagerungsschicht auf einer geschmolzenen Flüssigkeitsschicht aus Galliumarsenidrohmaterial angeordnet ist, eine Rühreinrichtung in der Flüssigkeitseinlagerungsschicht angeordnet wird, und ein vorbestimmter Kristall hergestellt wird, während die Flüssigkeitseinlagerungsschicht bewegt wird, wobei die Rühreinrichtung an einer Position angeordnet wird, an der 20 mm > h > 0 mm erfüllt ist, wenn ein Raumbereich zwischen einer Grenzfläche der geschmolzenen Flüssigkeitsschicht aus Galliumarsenidrohmaterial und der Flüssigkeitseinlagerungsschicht, und einem unteren Ende der Rühreinrichtung als h festgelegt ist, wobei der Silizium-dotierte Galliumarsenideinkristallblock wächst, während die Flüssigkeitseinlagerung durch die Rühreinrichtung bewegt wird, und die Ungleichung 20 mm > h > 0 mm erfüllt ist durch schrittweises oder kontinuierliches Anheben der Rühreinrichtung entsprechend dem Anstieg der Grenzfläche, welcher durch das Wachstum des Silizium-dotierte Galliumarsenideinkristalls verursacht wird solange der Silizium-dotierte Galliumarsenideinkristall wächst, wobei die Rühreinrichtung eine vorbestimmte Anzahl plattenförmiger Rührplatten an einem Rand einer Drehwelle für die drehende Bewegung hat, wobei die Oberflächen der Rührplatten jeweils an der Drehwelle so angeordnet sind, dass ein Neigungswinkel von 20° bis 70° in Bezug auf eine Grenzfläche eingenommen wird, die durch die geschmolzene Flüssigkeitsschicht aus Galliumarsenidrohmaterial und der Flüssigkeitseinlagerungsschicht in einem Ruhezustand gebildet wird.
Die Erfindung stellt ferner eine Herstellungsvorrichtung für einen Verbindungshalbleitereinkristallblock zur Herstellung eines Verbindungshalbleitereinkristallblocks mittels eines Herstellungsverfahrens wie oben beschrieben bereit, unter Anwendung einer Flüssigkeitseinlagerung, wobei die Vorrichtung umfasst: einen Schmelztiegel; eine Rühreinrichtung, die die in den Schmelztiegel eingefüllte Flüssigkeitseinlagerung drehend bewegt; wobei die Rühreinrichtung höhenverstellbar ist; wobei in der Rühreinrichtung eine vorbestimmte Anzahl an plattenförmigen Rührplatten an einem Rand einer Drehwelle für die drehende Bewegung so vorgesehen ist, dass Oberflächen und die Flüssigkeitseinlagerung einander zugewandt sind; und wobei die Oberflächen der Rührplatten jeweils an der Drehwelle so angeordnet sind, dass diese einen Neigungswinkel von 20° bis 70° in Bezug auf eine Grenzfläche aufweisen, die durch die geschmolzene Flüssigkeitsschicht aus Galliumarsenidrohmaterial und einer Flüssigkeitseinlagerungsschicht im Ruhezustand gebildet wird.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
1 ist eine Längsschnittansicht einer Herstellungsvorrichtung eines Si-dotierten GaAs-Einkristallblocks;
2 ist eine Längsschnittansicht eines Schmelztiegelbereichs der Herstellungsvorrichtung, die in 1 gezeigt ist;
3 ist ein Graph, der eine Positionsjustierung für Rührplatten in der Herstellungsvorrichtung darstellt, die in 1 gezeigt ist;
4 ist ein Graph, der die Ladungsträgerkonzentrationsverteilung in dem Si-dotierten GaAs-Einkristallblock zeigt;
5a und 5b sind eine Seitenansicht bzw. eine Draufsicht eines Beispiels einer Rühreinrichtung gemäß der vorliegenden Erfindung;
6a und 6b sind eine Seitenansicht bzw. eine Draufsicht eines Beispiels der Rühreinrichtung (nicht erfindungsgemäß);
7a und 7b sind eine Seitenansicht bzw. eine Draufsicht eines Beispiels der Rühreinrichtung (nicht erfindungsgemäß).
DETAILLIERTE BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTAN AUSFÜHRUNGSFORMEN
Mit Bezug zu den Zeichnungen wird nunmehr eine Ausführungsform eines Si-dotierten GaAs-Einkristallblocks (der im Weiteren als Si-dotierter Kristallblock bezeichnet ist) und ein Herstellungsverfahren gemäß der vorliegenden Erfindung erläutert. 1 ist eine Längsschnittansicht einer Einkristallherstellungsvorrichtung, die zum Erzeugen des Si-dotierten Kristallblocks gemäß der vorliegenden Erfindung mittels eines vertikalen Gradientenerstarrungsverfahrens verwendet wird, das eine Art des vertikalen Schiffchen-Verfahrens ist, 2 ist eine Längsschnittansicht eines Schmelztiegels, bevor dieser in die Einkristallherstellungsvorrichtung, die in 1 gezeigt ist, eingeladen wird, 3 ist ein Graph, der den Ablauf bei einer Positionssteuerung bzw. Positionseinstellung von Rührplatten, die in der in 1 gezeigten Einkristallherstellungsvorrichtung vorgesehen sind, zeigt, 4 ist ein Graph, der eine Verteilung der Ladungsträgerkonzentration des Si-dotierten Kristallblocks gemäß der Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt und 5a, 6a und 7a sind Seitenansichten von Rührelementen, die in der in 1 gezeigten Einkristallherstellungsvorrichtung vorgesehen sind, und 5b, 6b und 7b sind Draufsichten dieser Rührelemente.
In 1 bezeichnet das Bezugszeichen 4 einen Schmelztiegel und die Herstellung eines Si-dotierten Kristallblocks wird mittels eines Rohmaterials ausgeführt, das in dem Schmelztiegel 4 enthalten ist. Der Schmelztiegel 4 ist beispielsweise von ungefähr zylindrischer Form mit einem Durchmesser von 3 inch, wobei eine obere Seite offen ist und eine untere Seite im Querschnitt eine sich verjüngende Form aufweist, so dass der Durchmesser nach unten graduell kleiner wird, ferner ist die Unterseite geschlossen; ein Saatkristall 5 ist in dem Bereich mit dem kleinen Durchmesser am untersten Ende angeordnet.
Der Schmelztiegel 4 ist in einem zylindrischen Schmelztiegelgehäusebehälter 3, der eine Unterseite aufweist, untergebracht, und der Schmelztiegelgehäusebehälter 3 wird von einem unteren Stab 1 gehalten. Der untere Stab 1 kann sich nach oben und unten und in drehender Weise bewegen mittels eines Antriebsmechanismus, der nicht gezeigt ist, so dass damit der Schmelztiegelgehäusebehälter 3 und der Schmelztiegel 4, der in dem Schmelztiegelgehäuse 3 untergebracht ist, nach oben und nach unten und drehend bewegbar sind.
Der Schmelztiegelgehäusebehälter 3 ist in einer zylindrischen Heizeinrichtung 17 angeordnet. Die Heizeinrichtung 17 ist aus mehreren Heizelementen aufgebaut, in denen jeweils die Temperatur unabhängig einstellbar ist, so dass ein gewünschter Temperaturgradient und eine gewünschte Temperaturverteilung für den Schmelztiegelgehäusebehälter 3 gebildet werden kann. Ein zylindrisches Wärmeisolationsmaterial 16 ist außerhalb der Heizeinrichtung 17 angeordnet, wobei diese Komponenten in einem dichten Behälter 11 untergebracht sind.
Ein Durchgangsloch, durch das der untere Stab 1 eintritt, ist an einem unteren Bereich des dichten Behälters 11 ausgebildet, wobei ein Dichtring 11a so in das Durchgangsloch eingepasst ist, dass der untere Stab 1 die aufwärts/abwärts und die drehende Bewegung durchführen kann, wobei die Gasdichtigkeit des dichten Behälters 11 bewahrt bleibt. An einem oberen Bereich ist ein Durchgangsloch ausgebildet, durch das ein oberer Stab 2 eintritt, und ein Dichtring 11b ist so in dieses Durchgangsloch eingepasst, dass der obere Stab 2 eine Aufwärts- und Abwärtsbewegung und drehende Bewegungen durchführen kann, wobei die Gasdichtigkeit des dichten Behälters 11 bewahrt bleibt.
Der obere Stab 2 kann präzise Aufwärts- und Abwärtsbewegungen und drehende Bewegungen mittels eines nicht gezeigten Antriebsmechanismus durchführen, wobei eine Drehwelle 21 mit einem Endbereich des Stabes verbunden ist, und eine Rührplatte 10 ist an der Drehwelle 21 montiert, um ein Drehelement 20 zu bilden. Ein unterster Bereich eines Elements, das die Rührplatte 10 bildet, ist als ein unteres Rührplattenende 19 vorgesehen. Hinsichtlich des Schmelzpegels 4 und der Rührplatte 10 werden vorzugsweise Materialien, die die erforderliche Wärmebeständigkeit aufweisen und kaum mit der Schmelzflüssigkeit aus Rohmaterial reagieren, verwendet, beispielsweise Kohlenstoff (C), pBN (prolytisches BN) und dergleichen.
Ferner sind in 1 der Saatkristall 5, ein verfestigter Bereich 6 aus GaAs, ein Schmelzflüssigkeitsbereich aus GaAs, eine Grenzfläche (die im Weiteren als Kristallgrenzfläche 9 bezeichnet wird) des verfestigten Bereichs 6 aus GaAs und des Schmelzflüssigkeitsbereichs 7 aus GaAs, eine B₂O₃-Schicht 8a, eine Schmelzflüssigkeitsgrenzfläche 18 des Schmelzflüssigkeitsbereichs 7 aus GaAs und der B₂O₃-Schicht 8a, und ein Raumbereich h des unteren Rührplattenendbereichs 19 und der Schmelzflüssigkeitsgrenzfläche 18 in dem Schmelztiegel 4 dargestellt, und diese werden detailliert in einem Herstellungsprozess eines Si-dotierten Kristallblocks erläutert, das nachfolgend beschrieben wird.
Als nächstes wird das Rührelement, das in der zuvor genannten Einkristallherstellungsvorrichtung vorgesehen ist, unter Bezugnahme zu den 5a und 5b bis 7a und 7b erläutert.
Ein in den 7a und 7b gezeigtes Rührelement 20c ist so ausgebildet, dass zwei Rührplatten 10 jeweils mit einer näherungsweise quadratischen Plattenform mit einer Höhe d und einer Breite l so angeordnet sind, dass Rührplattenoberflächen, die durch die Höhe d und die Breite l definiert sind, einer Flüssigkeitseinlagerung gegenüberliegend angeordnet sind und jeweils an den Positionen mit 180° Differenz vorgesehen sind, so, dass die Drehwelle dazwischen liegt.
Bei diesem Rührelement 20c ist das untere Rührplattenende 19 durch die Drehwelle 21 und die Rührplatte 10 gebildet.
Ein in den 6a und 6b gezeigtes Rührelement 20b ist ein vorteilhaftes Beispiel im Vergleich zu dem in den 7a und 7b gezeigten Rührelement 20c. Insbesondere ist das in den 6a und 6b gezeigte Rührelement 20b mit vier Rührplatten 10 versehen, die den gleichen Aufbau aufweisen, wie jene in den 7a und 7b an den Positionen bei 90°, wobei die Drehwelle 21 dazwischen liegt. In diesem Rührelement 20b ist das untere Rührplattenende 19 ebenso durch die Drehwelle 21 und die Rührplatten 10 gebildet.
Ein in den 5a und 5b gezeigtes Rührelement 20a ist ein noch vorteilhafteres, erfindungsgemäßes Beispiel als die in den 7a und 7b und 6a und 6b gezeigten Rührelemente 20b bzw. 20c. Insbesondere ist die Rührplatte 10, die den gleichen Aufbau wie das Rührelement 20b aufweist, an der Drehwelle so angeordnet, dass die Oberfläche einen Neigungswinkel θ von 20° bis 70° in Bezug auf eine Grenzfläche aufweist, die durch die Schmelzflüssigkeitsschicht aus GaAs-Rohmaterial und der Flüssigkeitseinlagerungsschicht in einem stationären Zustand gebildet wird (sie besitzt einen Neigungswinkel von 160° bis 110° in Bezug auf eine Grenzfläche, die vor der Bewegungsrichtung der Rührplatte 10 liegt) und die Rührplatte 10 rührt die Flüssigkeitseinlagerung auf Grund der Drehung der Drehwelle 21.
Bei dem Rührelement 20a ist das untere Rührplattenende 19 ebenso durch die Drehwelle 21 und die Rührplatte 10 gebildet, wie dies bei den Rührelementen 20b und 20c der Fall ist.
Es sei nun wieder auf 1 verwiesen, wobei die Überlegungen der Erfinder dieser Anmeldung erläutert werden in Bezug auf einen Mechanismus, der in der Lage ist, einen Si-dotierten Kristallblock mit ausgezeichneter Qualität durch eine Positionssteuerung des Rührelements 20 in der B₂O₃-Schicht 8a und durch die Positionen und die Formen der Rührplatten 10 in dem Rührelement 20 zu erzeugen.
Durch die Steuerung der Heizeinrichtung 17 beginnt sich der Schmelzflüssigkeitsbereich 7 aus Si-dotiertem GaAs, das in dem Schmelztiegel 4 geschmolzen wird, von einem Bereich aus, der mit dem Saatkristall 5 in Kontakt ist, zu verfestigen, um damit den verfestigten Bereich 6 zu bilden. Bei dieser Verfestigung ist das Silizium, das ein Dotiermaterial ist, mehr in dem Schmelzflüssigkeitsbereich 7 als in dem verfestigten Bereich 6 entsprechend seinem Segregationskoeffizienten vorhanden. Während sich der verfestigte Bereich 6 mit fortschreitender Verfestigung ausbreitet, wird der Schmelzsflüssigkeitsbereich 7 kleiner. Folglich steigt die Si-Konzentration in dem Schmelzflüssigkeitsbereich 7 immer stärker an. Der Anstieg der Si-Konzentration in dem Schmelzflüssigkeitsbereich 7 wird als Ursache gesehen, die die Verteilung der Ladungsträgerkonzentration in dem hergestellten Si-dotierten Kristallblock erzeugt.
Die B₂O₃-Schicht 8a liegt in einer weiter oben liegenden Schicht des Schmelzflüssigkeitsbereichs 7. Wie zuvor beschrieben ist, besitzt die B₂O₃-Schicht 8a die Eigenschaft, Si zu absorbieren, und dies ist der Grund, warum die Gleichförmigkeit der Verteilung der Ladungsträgerkonzentration in dem erzeugten Si-dotierten Kristallblock gesteuert wird. Die Erfinder der vorliegenden Anmeldung erarbeiteten das Konzept, dass, wenn die B₂O₃-Schicht 8a positiv verwendet wird, indem die Eigenschaft des Absorbierens des Siliziums gesteuert wird, und eine vorbestimmte Menge an Si in dem Schmelzflüssigkeitsbereich 7 durch diese B₂O₃-Schicht 8a absorbiert wird, der Anstieg in der Si-Konzentration in dem Schmelzflüssigkeitsbereich 7 beschränkt wird, und das Anwachsen der Verteilung der Ladungsträgerkonzentration des erzeugten Si-dotierten Kristallblocks wird ebenso beschränkt.
Die geschmolzene B₂O₃-Schicht, die die B₂O₃-Schicht 8a bildet, besitzt jedoch eine hohe Viskosität, so dass die Si-Diffusionsgeschwindigkeit gering bleibt, und daher ist es schwierig, die B₂O₃-Schicht 8a zum Absorbieren von Si in dem Schmelzflüssigkeitsbereich 7 zu veranlassen, und ein vorbestimmtes Verhältnis beizubehalten.
Die Erfinder der vorliegenden Anmeldung rührten experimentell die B₂O₃-Schicht 8a mit hoher Viskosität in kraftvoller Weise, wobei das Rührelement 20 verwendet wurde, um die B₂O₃-Schicht 8a zur Absorption von Si dem Schmelzflüssigkeitsbereich 7 zu veranlassen und dabei das vorbestimmte Verhältnis beizubehalten. Als Folge davon wird der Anstieg bei der Verteilung der Ladungsträgerkonzentration in dem erzeugten Si-dotierten Kristallblock beschränkt, was jedoch nicht ausreichend war.
Ferner bewegten die Erfinder der vorliegenden Anmeldung das Rührelement 20 nahe an die Schmelzflüssigkeitsgrenzfläche 18, rührten die B₂O₃-Schicht 8a und die diffundierten Si in die B₂O₃-Schicht 8a. So dann war der Anstieg in der Verteilung der Ladungsträgerkonzentration in dem hergestellten Si-dotierten Kristallblock beschränkbar, indem der Raumbereich h zwischen der Schmelzflüssigkeitsgrenzfläche 18 und dem unteren Rührplattenende 19 auf 20 mm oder weniger und noch besser auf 10 mm oder weniger eingestellt wurde. Da die Position der Schmelzflüssigkeitsgrenzfläche 18 mit dem Wachstum des erzeugten Si-dotierten Kristallblocks ansteigt, ist es vorteilhaft, eine Positionsnachführung des Rührelements 20 auszuführen, um den günstigen Raumbereich h beizubehalten; diese Maßnahme wird detailliert in den Beispielen beschrieben.
Ferner führten die Erfinder der vorliegenden Anmeldung Untersuchungen in Hinblick auf die Anzahl und den Aufbau der Rührplatten 10, die das Rührelement 20 bilden, aus.
Als Ergebnis ergibt sich: im Vergleich zu dem Rührelement 20c gemäß dem Stand der Technik, das mit zwei Rührplatten 10 an der Drehwelle 21 versehen ist, wie dies in den 7a und 7b gezeigt ist, besaß das Rührelement 20b, das mit vier Rührplatten 10 an der Drehwelle 21 versehen ist, wie dies in den 6a und 6b gezeigt ist, eine größere Wirkung beim Unterdrücken des Anstiegs bei der Verteilung der Ladungsträgerkonzentration in dem erzeugten Si-dotierten Kristallblock, wenn die anderen Bedingungen gleich waren.
Ferner kann bei dem Rührelement 20a, das mit vier Rührplatten 10 an der Drehwelle 21 so versehen ist, dass jede den Neigungswinkel θ von 20° bis 70° in Bezug auf die Grenzfläche aufweist, die durch die Schmelzflüssigkeitsschicht aus GaAs-Rohmaterial und der Flüssigkeitseinlagerungsschicht im Ruhezustand gebildet wird, eine größere Wirkung beim Unterdrücken der Zunahme in der Verteilung der Ladungsträgerkonzentration des erzeugten Si-dotierten Kristallblocks im Vergleich zu dem Rührelement 20b erreicht werden, wenn die sonstigen Bedingungen die gleichen waren. Der Grund dafür wird darin gesehen, dass die B₂O₃-Schmelzschicht in der Bewegungsrichtung der Rührplatten 10 effizient aufgewirbelt wird und eine Rührwirkung der B₂O₃-Schicht in der Nähe der Schmelzflüssigkeitsgrenzfläche 18 gefördert wird. Dies wird detaillierter in den Beispielen beschrieben.
Ferner untersuchten die Erfinder der vorliegenden Anmeldung die Wirkung, dass die Beziehung zwischen dem Bereich, der durch den Drehort gebildet wird, der entsteht, wenn das untere Rührplattenende 19 in dem Rührplattenelement 20 sich dreht, und dem Bereich der Schmelzflüssigkeitsgrenzfläche 18 den Anstieg in der Verteilung der Ladungsträgerkonzentration in dem erzeugten Si-dotierten Kristallblock beschränkt.
Als Ergebnis davon wurde herausgefunden, dass, wenn der Bereich, der durch den Drehort entsteht, der gebildet wird, wenn sich das untere Rührplattenende 19 dreht, 50% oder mehr des Bereichs der Schmelzflüssigkeitsgrenzfläche 18 bildet, die Wirkung der Beschränkung des Anstieges in der Verteilung der Ladungsträgerkonzentration in dem erzeugten Si-dotierten Kristallblocks erreicht wird; dabei ist es vorteilhafter, dass der Bereich 70% oder mehr einnimmt.
Im Weiteren wird die vorliegende Erfindung detaillierter auf der Grundlage der Beispiele beschrieben.
(Beispiel 1)
Zunächst werden der Saatkristall 5, das GaAs-Rohmaterial 13, das Si-Rohmaterial 14 als Dotierstoff und das B₂O₃-Rohmaterial 8b als das Rohmaterial für die Flüssigkeitseinlagerung in den Schmelztiegel 4 eingeführt, wie dies in 2 gezeigt ist.
Ein Beispiel für die Mengen der in den Schmelztiegel 4 zu dieser Zeit eingeladenen Rohmaterialien ist wie folgt:

– GaAs-Rohmaterial 13 ... 6000 g
– Si-Rohmaterial 14 als Dotierstoff ... 280 wtppm für das GaAs-Rohmaterial
– B₂O₃-Rohmaterial als das Rohmaterial für die Flüssigkeitseinlagerung (B₂O₃, wobei Si-Oxid mit 3 Gewichtsprozent ausgedrückt in Si-Konzentration hinzugefügt wird) ... 365 g

Der Schmelztiegel 4, in den diese Rohmaterialien eingeführt werden, wird in die in 1 gezeigte Einkristallherstellungsvorrichtung eingeladen, und mit Ausnahme des Saatkristalls 5 werden die Rohmaterialien entsprechend der Technologie mit dem vertikalen Gradientenerstarrungsverfahren geschmolzen. Wenn das Schmelzen der Rohmaterialien abgeschlossen ist, ist der Saatkristall 5 an dem untersten Bereich in dem Schmelztiegel 4 angeordnet, auf welchem der Schmelzflüssigkeitsbereich liegt; auf dem Schmelzflüssigkeitsbereich ist die B₂O₃-Schicht angeordnet.
Es sei nun wiederum auf 1 verwiesen; die Temperatur der Heizeinrichtung 17 wird zu dieser Zeit abgesenkt und die Verfestigung des Schmelzflüssigkeitsbereichs 7 beginnt. Die Verfestigung geht von einem Bereich aus, der mit dem Saatkristall 5 an dem unteren Bereich des Schmelzpegels 4 in Kontakt ist, und der Temperaturgradient aus 2°C/cm wird so eingestellt, dass die Verfestigung allmählich nach oben fortschreitet. Die Verfestigung ist auch der Wachstumsprozess des Si-dotierten Kristallblocks aus dem Saatkristall 5. Das Verhältnis des Gewichts des verfestigten GaAs-Bereichs zu dem Gewicht des gesamten GaAs-Rohmaterials wird als Verfestigungsverhältnis g bezeichnet. Das Verfestigungsverhältnis g wächst von 0 bis 1 an, wenn die Verfestigung voranschreitet und der verfestigte Bereich 6 anwächst. Wenn daher das Verfestigungsverhältnis g einen spezifischen Wert annimmt, bedeutet dies, dass die Kristallgrenzfläche 9 des verfestigten Bereichs 6 aus GaAs und dem Schmelzflüssigkeitsbereich 7 aus GaAs an einer speziellen Position entsprechend dem Wert von g entsprechend einem Verhältnis von 1:1 ist. Die dadurch gekennzeichnete Position ist natürlich die gleiche Position, nachdem gesamte Schmelzflüssigkeitsbereich 7 verfestigt ist und der Si-dotierte Kristallblock ist fertiggestellt. Somit kann die Position bei der Kristallwachstumsorientierung des fertiggestellten Si-dotierten Kristallblocks aus dem Verfestigungsverhältnis g bestimmt werden.
Wenn g = 0.15 nach dem Beginn des Verfestigens des Schmelzflüssigkeitsbereichs 7 näherungsweise erfüllt ist, werden die Rührplatten 10 der Rührelemente 20a bis 20c, die in den 5a und 5b bis 7a und 7b gezeigt sind, in die B₂O₃-Schicht 8a abgesenkt, und das untere Rührplattenende 19 wird in der Nähe der Schmelzflüssigkeitsgrenzfläche 18 angeordnet, um das Bewegen bzw. Rühren der B₂O₃-Schicht 8a zu beginnen. Wenn dabei ein Rühren der B₂O₃-Schicht 8a ausgeführt wird, wobei der Raumbereich h zwischen dem unteren Rührplattenende 19 und der Schmelzflüssigkeitsgrenzfläche 18 auf 20 mm oder weniger, vorteilhafterweise auf 10 mm oder weniger, eingestellt wird, kann der Si-dotierte Kristallblock mit geringerer Verteilung der Ladungsträgerkonzentration erzeugt werden. In diesem Beispiel nimmt der Bereich, der durch den Bewegungsort des unteren Rührplattenendes 19 gebildet wird, 70% der Fläche der Grenzfläche ein, die von der geschmolzenen Flüssigkeitsschicht aus GaAs-Rohmaterial und der zuvor bezeichneten Flüssigkeitseinlagerungsschicht in einem stationären Zustand gebildet wird.
Wenn andererseits das untere Rührplattenende 19 zu sehr abgesenkt wird, und mit der Schmelzflüssigkeitsgrenzfläche 18 in Kontakt kommt, wird dem Schmelzflüssigkeitsbereich 7 mittels den Rührplatten 10 Wärme entzogen und es tritt eine Ungleichförmigkeit der Schmelzflüssigkeitstemperatur in diesem Bereich auf. Wenn das untere Rührplattenende 19 die Schmelzflüssigkeitsgrenzfläche 19 berührt, wird der Schmelzflüssigkeitsbereich 7 bewegt, wodurch eine Schwingung zu der Kristallgrenzfläche 9 bewirkt wird. Die Ungleichförmigkeit in der Schmelzflüssigkeitstemperatur und ein Schwingen der Kristallgrenzfläche 19 führt zu einem negativen Einfluss auf das Wachstum des Si-dotierten Kristallblocks, und daher ist es vorteilhaft, dass das untere Rührplattenende 19 nicht mit der Schmelzflüssigkeitsgrenzfläche 18 in Berührung kommt.
Wie zuvor beschrieben ist, ist es vorteilhaft, die Rühreinrichtung an der Position 20 mm > h > 0 mm in dem Raumbereich h zwischen dem unteren Ende der Rühreinrichtung und der Schmelzflüssigkeitsgrenzfläche anzuordnen.
Wenn das Wachstum des Si-dotierten Kristallblocks fortschreitet und das Verfestigungsverhältnis g ansteigt, hebt sich die Schmelzflüssigkeitsgrenzfläche 18, da der verfestigte Bereich 6 aus GaAs eine Dichte von 5.2 aufweist, während der Schmelzflüssigkeitsbereich 7 eine Dichte von 5.7 besitzt. Daher ist es vorteilhaft, die Position der Rührplatten 10 schrittweise oder kontinuierlich entsprechend dem Anstieg der Schmelzflüssigkeitsgrenzfläche 18 anzuheben, um zu verhindern, dass das untere Rührplattenende 19, die in der Nähe der Schmelzflüssigkeitsgrenzfläche 18 angeordnet sind, mit der Schmelzflüssigkeitsgrenzfläche 18 in Kontakt kommen.
Der zuvor genannte Vorgang des Anhebens der Position der Rührplatten 10 schrittweise oder kontinuierlich entsprechend dem Anstieg der Schmelzflüssigkeitsgrenzfläche 18 wird unter Bezugnahme auf 3 erläutert.
3 ist ein Graph, in dem das Verfestigungsverhältnis g auf der horizontalen Achse und der Raumbereich h (mm) zwischen dem unteren Rührplattenende und der Schmelzflüssigkeitsgrenzfläche auf der vertikalen Achse aufgetragen ist. Im Beispiel dieser Ausführungsform betrug die Dicke der B₂O₃-Schicht ungefähr 40 mm und die Schmelzflüssigkeitsgrenzfläche hob sich ungefähr um 10 mm an, wenn sich das Verfestigungsverhältnis g von 0.15 auf 0.8 erhöhte. Die Positionssteuerung für die Rührplatten wurde unter den folgenden drei Bedingungen für den Anstieg von 10 mm dieser Schmelzflüssigkeitsgrenzfläche ausgeführt, und es wurden 5 Arten von Si-dotierten Kristallblöcken insgesamt in den Beispielen 1 bis 4 und in einem Vergleichsbeispiel hergestellt.
(Beispiel 1, nicht erfindungsgemäß)
Im Beispiel 1 wurde zunächst das Rührelement 20c, das in den 7a und 7b erläutert ist, als die Rühreinrichtung verwendet. Dann wurden, wie dies durch die gestrichelten Linien in 3 gezeigt ist, die Rührplatten auf die Position mit h = 5 mm abgesenkt, wenn g = 0.15 war, und die Verfestigung schritt fort bis zur Zeit mit g = 0.5, h war ungefähr 0 und daher wurden die Rührplatten um 10 mm angehoben und die Verfestigung schritt weiter fort; zum Zeitpunkt g = 0.8 (dabei war h = 5.7 mm), wurden die Rührplatten aus der B₂O₃-Schicht herausgezogen.
(Beispiel 2, nicht erfindungsgemäß)
Im Beispiel 2 wurde das Rührelement 20c, das in den 7a und 7b erläutert ist, als die Rühreinrichtung verwendet. Dann wurden, wie dies durch die durchgezogene Linie in 3 gezeigt ist, die Rührplatten zu der Position mit h = 5 mm zum Zeitpunkt mit g = 0.15 abgesenkt und die Verfestigung schritt voran, während die B₂O₃-Schicht bewegt wurde; dies ist das Beispiel, in welchem die Rührplatten kontinuierlich entsprechend dem Anstieg der Schmelzflüssigkeitsgrenzfläche angehoben wurde, wobei h = 5 mm beibehalten wurde, und zum Zeitpunkt mit g = 0.8 wurden die Rührplatten aus der B₂O₃-Schicht herausgezogen.
(Vergleichsbeispiel)
Im Vergleichsbeispiel wurde das Rührelement 20c, das in den 7a und 7b erläutert ist, als die Rühreinrichtung verwendet. Dies ist das Beispiel, in welchem die Rührplatten auf die Position mit h = 20 mm z. Z. g = 0.15 abgesenkt wurde, wie dies durch die einzeln gepunkteten Linien in 3 dargestellt ist, und die Verfestigung wurde fortgesetzt, während die B₂O₃-Schicht bewegt bzw. gerührt wurde; zum Zeitpunkt g = 0.5 wurden die Rührplatten um 10 mm angehoben und die Verfestigung ging weiter; schließlich wurden zur Zeit g = 0.8 (zu diesem Zeitpunkt war h = 20.7 mm) die Rührplatten aus der B₂O₃-Schicht herausgezogen. In den Beispielen 1 und 2 sowie in dem Vergleichsbeispiel betrug die Drehfrequenz der Rührplatten eine Umdrehung pro Minute und die Zeit vom Beginn der Verfestigung bis zur Fertigstellung wurde auf 20 Stunden festgelegt.
(Beispiel 3, nicht erfindungsgemäß)
Der Si-dotierte Kristallblock wurde in ähnlicher Weise wie in Beispiel 2 hergestellt mit der Ausnahme, dass das Rührelement 20b, das in den 6a und 6b erläutert ist, in die B₂O₃-Schicht 8a als die Rühreinrichtung abgesenkt wurde.
(Beispiel 4)
Der Si-dotierte Kristallblock wurde in ähnlicher Weise wie im Beispiel 2 hergestellt, mit der Ausnahme, dass das Rührelement 20a, das in den 5a und 5b erläutert ist, in die B₂O₃-Schicht 8a als die Rühreinrichtung abgesenkt wurde.
Hierbei wurde die Oberfläche der Rührplatte 10 so eingestellt, dass diese den Neigungswinkel θ von 60° in Bezug auf die Grenzfläche aufwies, die durch die geschmolzene Flüssigkeitsschicht aus GaAs-Rohmaterial und die zuvor genannte Flüssigkeitseinlagerungsschicht im Ruhezustand gebildet wird.
Jeder der Si-dotierten Kristallblöcke, die gemäß den Beispielen 1 bis 4 hergestellt wurden, hatte einen Durchmesser von 50 mm oder mehr und eine Kristallqualität von 500/cm² oder weniger im Durchschnitt, wobei dies durch EPD bewertet war, in dem Bereich von dem Bereich des Verfestigungsverhältnisses von 0.1 bis zu dem Bereich mit dem Verfestigungsverhältnis von 0.8.
Die Bewertung des hergestellten Si-dotierten Kristallblocks wird von dem Bereich mit dem Verfestigungsverhältnis von 0.1 bis zu dem Bereich mit dem Verhältnis von 0.8 ausgeführt. Dies liegt daran, dass Bereiche in diesem Intervall im Allgemeinen verwendet werden, wenn Scheiben aus dem hergestellten Si-dotierten Kristallblock hergestellt werden, da mit dem Verfestigungsverhältnis von 0.1 oder höher Irregularitäten der Kristallstruktur auf Grund der Verbindungsoberfläche mit dem Saatkristall im Wesentlichen nicht vorkommen, und da mit dem Verfestigungsverhältnis von 0.8 oder geringer Schwankungen in dem Ga/As-Zusammensetzungsverhältnis auf Grund des Freisetzens von Arsen und Irregularität in der Kristallstruktur auf Grund der Schmelzflüssigkeitsgrenzfläche im Wesentlichen nicht vorkommen.
Um den Bereich mit dem Verfestigungsverhältnis von 0.1 bis zu dem Bereich mit dem Verhältnis von 0.8 des hergestellten Kristallblocks zu bestimmen, wird ein geeigneter Teilbereich des Endes an der Seite des Saatkristalls abgeschnitten, nachdem das Gesamtgewicht des hergestellten Kristallblocks gemessen ist, anschließend wird das Gewicht des abgeschnittenen Bereichs gemessen und dieses Gewicht und das Gesamtgewicht des Kristallblocks werden verglichen, um den Bereich mit dem Verfestigungsverhältnis von 0.1 zu bestimmen. In ähnlicher Weise wird ein geeigneter Teilbereich des anderen Endes des Kristallblocks abgeschnitten, dann wird das Gewicht gemessen und der Bereich mit dem Verfestigungsverhältnis von 0.8 wird dann bestimmt.
Das Bestimmen kann auf der Grundlage des einfachen Verfahrens des Berechnens der Bereiche mit den Verfestigungsverhältnissen von 0.1 und 0.8 aus dem Wert des Innendurchmessers des Schmelztiegels und dem Beladungswert des GaAs-Rohmaterials und des Si-Rohmaterials, das als Dotierstoff dient, durchgeführt werden.
Anschließend wird die EPD und ein Messverfahren dazu in einfacher Weise erläutert.
Wenn beispielsweise die Scheibe aus einem GaAs-Einkristall Kristalldefekte aufweist, beginnt, wenn diese Scheibe in eine spezielle korrosive Reaktionslösung eingetaucht wird, das Ätzen von dem Kristalldefektbereich aus und es bilden sich Löcher (Lochfraßöffnungen) darin aus. Wenn die Ätzlochdichte, d. h. die Anzahl der Ätzlöcher, die durch Ätzen pro Einheitsfläche erzeugt werden, gemessen wird, kann die Kristallqualität der Schiebe bewertet werden. Wenn daher die EPD-Bewertung der Scheibe, die aus dem vorbestimmten Bereich des Si-dotierten Kristallblocks hergestellt wurde, ausgeführt wird, kann die Kristallqualität des Si-dotierten Kristallblocks bewertet werden.
Bei der EPD-Bewertung der Si-dotierten GaAs-Einkristallscheibe gemäß der vorliegenden Erfindung wird die Oberfläche der Scheibe mit einer Sulfatspiegelflächenätzlösung aus H₂SO₄:H₂O₂:H₂O = 3:1:1 vorbehandelt, und wird danach in die KOH-Schmelzflüssigkeit bei der Flüssigkeitstemperatur von 320°C 30 bis 40 Minuten lang eingetaucht, um Ätzlöcher zu erzeugen, wobei die Anzahl der Ätzlöcher dann gemessen wurde.
Anschließend wurde die Ladungsträgerkonzentrationsverteilung in jeder Position von jedem der hergestellten Si-dotierten Kristallblöcke mittels des Van der Pauw-Verfahrens gemessen. Dabei wurde die Messung der Ladungsträgerkonzentrationsverteilung im Intervall von dem Bereich mit dem Verfestigungsverhältnis von 0.1 bis zu dem Bereich mit dem Verhältnis von 0.8 aus dem gleichen Grunde durchgeführt, wie dies in 3 erläutert ist.
In dem Si-dotierten Kristallblock des Beispiels 1 betrug die Ladungsträgerkonzentration des Bereichs mit dem Verfestigungsverhältnis von 0.1 C_0.1 = 0.9 × 10¹⁸/cm³, die Ladungsträgerkonzentration des Bereichs mit dem Verfestigungsverhältnis von 0.7 betrug C_0.7 = 1.24 × 10¹⁸/cm³, die Ladungsträgerkonzentration des Bereichs mit dem Verfestigungsverhältnis von 0.8 betrug C_0.8 = 1.39 × 10¹⁸/cm³ und die Ladungsträgerkonzentrationsverteilung in dem Kristallblock betrug C_0.8/C_0.1 = 1.54 < 2.0. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 1 aufgeführt.
In dem Si-dotierten Kristallblock des Beispiels 2 betrug die Ladungsträgerkonzentration des Bereichs mit dem Verfestigungsverhältnis von 0.1 C_0.1 = 0.91 × 10¹⁸/cm³, die Ladungsträgerkonzentration des Bereichs mit dem Verfestigungsverhältnis von 0.7 C_0.7 = 1.25 × 10¹⁸/cm³, die Ladungsträgerkonzentration des Bereichs mit dem Verfestigungsverhältnis von 0.8 C_0.8 = 1.29 × 10¹⁸/cm³, und die Ladungsträgerkonzentrationsverteilung in dem Kristallblock betrug C_0.8/C_0.1 = 1.42 < 2.0. Die Ergebnisse davon sind ebenso in Tabelle 1 aufgeführt.
In dem Si-dotierten Kristallblock des Beispiels 3 betrug die Ladungsträgerkonzentration des Bereichs mit dem Verfestigungsverhältnis von 0.1 C_0.1 = 0.89 × 10¹⁸/cm³, die Ladungsträgerkonzentration des Bereichs mit dem Verfestigungsverhältnis von 0.7 C_0.7 = 1.11 × 10¹⁸/cm³, die Ladungsträgerkonzentration des Bereichs mit dem Verfestigungsverhältnisses von 0.8 C_0.8 = 1.15 × 10¹⁸/cm³, und die Ladungsträgerkonzentrationsverteilung in dem Kristallblock betrug C_0.8/C_0.1 = 1.29 < 1.4. Das Ergebnis ist auch in Tabelle 1 aufgeführt.

In dem Si-dotierten Kristallblock des Beispiels 4 betrug die Ladungsträgerkonzentration des Bereichs mit dem Verfestigungsverhältnis von 0.1 C_0.1 = 0.89 × 10¹⁸/cm³, die Ladungsträgerkonzentration des Bereichs mit dem Verfestigungsverhältnisses 0.7 C_0.7 = 1.08 × 10¹⁸/cm³, die Ladungsträgerkonzentration des Bereichs mit dem Verfestigungsverhältnis von 0.8 C_0.8 = 1.11 × 10¹⁸/cm³, und die Ladungsträgerkonzentrationsverteilung in dem Kristallblock betrug C_0.8/C_0.1 = 1.25 < 1.4. Das Ergebnis ist ebenso in Tabelle 1 aufgeführt. (Tabelle 1)

Verfestigungsverhältnis	1-Verfestigungsverhältnis	Beispiel 1	Beispiel 2	Beispiel 3	Beispiel 4
0.8	0.2	1.39 × 10¹⁸	1.29 × 10¹⁸	1.15 × 10¹⁸	1.11 × 10¹⁸
0.7	0.3	1.25 × 10¹⁸	1.25 × 10¹⁸	1.11 × 10¹⁸	1.08 × 10¹⁸
0.1	0.9	0,90 × 10¹⁸	0.91 × 10¹⁸	0.89 × 10¹⁸	0,89 × 10¹⁸
C_0.8/C_0.1		1.54	1.42	1.29	1.25

In dem Si-dotierten Kristallblock des Vergleichsbeispiels betrug die Ladungsträgerkonzentration des Bereichs mit dem Verfestigungsverhältnis von 0.1 C_0.1 = 0.88 × 10¹⁸/cm³, die Ladungsträgerkonzentration des Bereichs mit dem Verfestigungsverhältnis von 0.8 C_0.8 = 1.83 × 10¹⁸/cm³, und die Ladungsträgerkonzentrationsverteilung in dem Kristallblock betrug C_0.8/C_0.1 = 2.08 > 2.0.
Als ein konventionelles Beispiel für einen weiteren Vergleich wurde ein Si-dotierter Kristallblock in ähnlicher Weise zu den zuvor dargestellten Beispielen hergestellt unter Verwendung des Rührelements 20c, das in den 7a und 7b gezeigt ist, als die Rühreinrichtung entsprechend dem Verfahren, wie es in der Patentschrift 2 (die Rührplatten waren in dem zentralen Teil der B₂O₃-Schicht zum Umrühren derselben angeordnet). Wenn die Ladungsträgerkonzentrationsverteilung in dem hergestellten Si-dotierten Kristallblock als konventionelles Beispiel gemessen wurde, betrug die Ladungsträgerkonzentration in dem Bereich mit dem Verfestigungsverhältnis von 0.1 C_0.1 = 0.92 × 10¹⁸/cm³, die Ladungsträgerkonzentration in dem Bereich mit dem Verfestigungsverhältnis von 0.8 C_0.8 = 1.94 × 10¹⁸/cm³, und die Ladungsträgerkonzentrationsverteilung in dem Kristallblock betrug C_0.8/C_0.1 = 2.10 > 2.0.
Die Ladungsträgerkonzentrationsverteilung an jeder Position in jedem der Si-dotierten Blöcke gemäß den Beispielen 1 bis 4, dem Vergleichsbeispiel und dem konventionellen Beispiel ist in 4 gezeigt. 4 ist ein Graph, in welchem der logarithmische Wert von (1 – g) auf der horizontalen Achse aufgetragen ist, indem die Position in dem Si-dotierten Kristallblock durch das Verfestigungsverhältnis g ausgedrückt wird, und der logarithmische Wert der Ladungsträgerkonzentration in dem Si-dotierten Kristallblock an der Stelle, die durch das entsprechende Verfestigungsverhältnis bestimmt ist, ist auf der vertikalen Achse aufgetragen. In 4 sind die Daten für das Beispiel 1 durch eine kurz gestrichelte Linie gezeigt, die Daten für das Beispiel 2 sind durch die dicke durchgezogene Linie dargestellt, die Daten für das Beispiel 3 sind durch die dünne durchgezogene Linie dargestellt, die Daten für das Beispiel 4 sind durch die langgestrichelte Linie dargestellt, die Daten für das Vergleichsbeispiel sind durch die einmal gepunktete Linie und die Daten für das konventionelle Beispiel sind durch die zweimal gepunktete Linie dargestellt.
Wie durch das Ergebnis in 4 gezeigt ist, sind, wenn eine Scheibe mit 76 mm Durchmesser mit einer Ladungsträgerkonzentration im Bereich von 0.8 bis 1.5 × 10¹⁸/cm³ herzustellen ist, alle Bereiche von dem Bereich mit dem Verfestigungsverhältnis von 0.1 bis zu dem Bereich mit dem Verhältnis von 0.8 in den Si-dotierten Kristallblöcken der Beispiele 1 und 2 verwendbar, während der Si-dotierte Kristallblock des Vergleichsbeispiels lediglich zu 87% verwendbar ist und wobei in dem konventionellen Si-dotierten Kristallblock lediglich 82% verwendbar sind. D. h., es stellte es sich heraus, dass es einen großen Unterschied in der Produktivität der Scheibe, die den gewünschten Ladungsträgerkonzentrationsbereich aufweist, zwischen den Si-dotierten Kristallblöcken gemäß den Beispielen 1 bis 4 und dem Vergleichsbeispiel und dem konventionellen Beispiel gibt.
Ferner wurde die Fläche, die durch den Drehort der Rührplatte gebildet wird, auf 50% oder mehr, vorzugsweise auf 70% oder mehr der Fläche der Grenzfläche gesetzt, die durch die Schmelzflüssigkeitsschicht des Rohmaterials und der Flüssigkeitseinlagerungsschicht im stationären Zustand gebildet wird, ferner wurde der Raumbereich h zwischen dem unteren Rührplattenende und der Schmelzflüssigkeitsgrenzfläche in genauer Weise gesteuert, die Anzahl der Rührplatten wurde erhöht und die Oberflächen der Rührplatten wurden so festgelegt, dass diese den geeigneten Neigungswinkel θ in Bezug auf die Grenzfläche besitzen, die durch die Schmelzflüssigkeitsschicht des Rohmaterials und die Flüssigkeitseinlagerungsschicht im Ruhezustand gebildet wird. Somit konnten die Si-dotierten Kristallblöcke mit der Ladungsträgerkonzentrationsverteilung in dem Si-dotierten Kristallblock von C_0.8/C_0.1 < 2 und ferner mit einer Verteilung von C_0.5/C_0.1 < _1.4 erhalten werden. Als Folge davon, dass die oben genannten Ladungsträgerkonzentrationsverteilungen erzielt werden konnten, wurde die Länge von dem Bereich mit dem Verfestigungsverhältnis von 0.1 bis zu dem Bereich mit dem Verhältnis von 0.8 des hergestellten Si-dotierten Kristallblocks nutzbar, selbst wenn 0.8 bis 1.2 × 10¹⁸/cm³ als Spezifikation des Ladungsträgerkonzentrationsbereichs in dem Si-dotierten Kristallblock vorgegeben wird, wodurch die Produktivität bis zu der Grenze angehoben werden kann, die durch die Kristallblockform vorgegeben ist.
Wie bislang erläutert ist, beruht die vorliegende Erfindung darauf, den Silizium-dotierten Galliumarsenideinkristallblock zur Herstellung einer Silizium-dotierten Galliumarsenideinkristallscheibe mit Silizium als Ladungsträgerdonator bereitzustellen, wobei,
Bereiche mit Verfestigungsverhältnissen von 0.1 bis 0.8, wenn diese kristallisiert und dann von einer Oberfläche, die mit einem Substratkristall in Kontakt ist, in einem Produktionsprozess des Kristallblocks verfestigt wurden, von einem Gesamtgewicht des Kristallblocks, einem Gewicht eines geeigneten Schnittbereiches eines Endes des Kristallblocks an einer Seite der Saatschicht und einem Gewicht eines geeigneten Schnittbereichs des anderen Endes bestimmt werden,
wenn Konzentrationen der Ladungsträger in den Bereichen mit den Verfestigungsverhältnissen von 0.1 und 0.8 zu C_0.1 bzw. C_0.8 festgelegt werden, wird C_0.8/C_0.8 < 2 erfüllt, und
wobei in dem Kristallblock ein Mittelwert der Kristallqualität, wie sie durch die Ätzlochdichte des Bereichs mit den Verfestigungsverhältnissen 0.1 bis 0.8 bewertet wird, 500/cm² oder weniger beträgt, und
wobei die Scheiben mit der Ladungsträgerkonzentrationen in einem gewünschten Bereich mit hoher Produktivität aus dem Kristallblock mit dieser Struktur hergestellt werden können.

Claims

Herstellungsverfahren eines Silizium-dotierten Galliumarsenideinkristallblock, wobei ein Saatkristall (5), ein Galliumarsenidrohmaterial, ein Siliziumrohmaterial als Dotierstoff und ein Rohmaterial für eine Flüssigkeitseinlagerung in einem Schmelztiegel (4) angeordnet sind; wobei nach dem Schmelzen dieser Rohmaterialien so, dass eine Flüssigkeitseinlagerungsschicht auf einer geschmolzenen Flüssigkeitsschicht aus Galliumarsenidrohmaterial angeordnet ist, eine Rühreinrichtung in der Flüssigkeitseinlagerungsschicht angeordnet wird, und ein vorbestimmter Kristall hergestellt wird, während die Flüssigkeitseinlagerungsschicht bewegt wird, wobei die Rühreinrichtung an einer Position angeordnet wird, an der 20 mm > h > 0 mm erfüllt ist, wenn ein Raumbereich zwischen einer Grenzfläche (18) der geschmolzenen Flüssigkeitsschicht aus Galliumarsenidrohmaterial und der Flüssigkeitseinlagerungsschicht, und einem unteren Ende der Rühreinrichtung als h festgelegt ist, wobei der Silizium-dotierte Galliumarsenideinkristallblock wächst, während die Flüssigkeitseinlagerung durch die Rühreinrichtung bewegt wird, und die Ungleichung 20 mm > h > 0 mm erfüllt ist durch schrittweises oder kontinuierliches Anheben der Rühreinrichtung entsprechend dem Anstieg der Grenzfläche (18), welcher durch das Wachstum des Silizium-dotierte Galliumarsenideinkristalls verursacht wird solange der Silizium-dotierte Galliumarsenideinkristall wächst, wobei die Rühreinrichtung eine vorbestimmte Anzahl plattenförmiger Rührplatten (10) an einem Rand einer Drehwelle (21) für die drehende Bewegung hat, wobei die Oberflächen der Rührplatten (10) jeweils an der Drehwelle (21) so angeordnet sind, dass ein Neigungswinkel von 20° bis 70° in Bezug auf eine Grenzfläche eingenommen wird, die durch die geschmolzene Flüssigkeitsschicht aus Galliumarsenidrohmaterial und der Flüssigkeitseinlagerungsschicht in einem Ruhezustand gebildet wird.
Herstellungsvorrichtung für einen Verbindungshalbleitereinkristallblock zur Herstellung eines Verbindungshalbleitereinkristallblocks mittels eines Herstellungsverfahrens gemäß Anspruch 1 unter Anwendung einer Flüssigkeitseinlagerung, wobei die Vorrichtung umfasst: einen Schmelztiegel (4); eine Rühreinrichtung, die die in den Schmelztiegel (4) eingefüllte Flüssigkeitseinlagerung drehend bewegt; wobei die Rühreinrichtung höhenverstellbar ist; wobei in der Rühreinrichtung eine vorbestimmte Anzahl an plattenförmigen Rührplatten (10) an einem Rand einer Drehwelle (21) für die drehende Bewegung so vorgesehen ist, dass Oberflächen und die Flüssigkeitseinlagerung einander zugewandt sind; und wobei die Oberflächen der Rührplatten (10) jeweils an der Drehwelle (21) so angeordnet sind, dass diese einen Neigungswinkel von 20° bis 70° in Bezug auf eine Grenzfläche aufweisen, die durch die geschmolzene Flüssigkeitsschicht aus Galliumarsenidrohmaterial und einer Flüssigkeitseinlagerungsschicht im Ruhezustand gebildet wird.