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Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur
Herstellung eines Verbindungshalbleiterdünnfilms aus der Gruppe
III-V durch chemisches Aufdampfen metallorganischer
Verbindungen (MOCVD), insbesondere ein Verfahren zum Wachsenlassen
einer GaAs-Schicht oder AlGaAs-Schicht vom p-Typ.
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Das MOCVD-Verfahren wird in großem Umfang zum Aufwachsen
bzw. Züchten eines Verbindungshalbleiterfilms aus der Gruppe
III-V durchgeführt. Ist bei der Herstellung des
Verbindungshalbleiterfilms das Zufuhrverhältnis Elementmaterial aus der
Gruppe V/Elementmaterial aus der Gruppe III, d.h. das
Verhältnis V/III, niedrig, wird unter gleichzeitiger
Verminderung der Filmwachstumsrate die Oberflächenmorphologie
geschädigt. Um diesen Schwierigkeiten zu begegnen, war es
bislang üblich, das Verhältnis V/III hoch genug einzustellen,
um eine Beeinträchtigung bzw. Beschädigung der
Oberflächenmorphologie zu verhindern. Folglich war bislang der
Ausnutzungsgrad des Materials der Gruppe V sehr gering.
Bekanntlich wird der Werkstoff bzw. das Material der Gruppe V
thermisch zersetzt, um den Ausnutzungsgrad des Werkstoffs bzw.
Materials der Gruppe V zu verbessern. Bei diesem Verfahren
kann man jedoch kein qualitativ hochwertiges epitaxiales
Wachstum des Verbindungshalbleiters der Gruppe III-V
erreichen, weswegen es für die Praxis ungeeignet ist.
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Üblicherweise wurde als Dotiermittel vom p-Typ für
Verbindungshalbleiter der Gruppe III-V Be, Zn, Mg oder cd
verwendet. Berylhum ermöglicht sicherlich eine Dotierung in hoher
Konzentration, es ist jedoch stark giftig. Andererseits
zeigt jedes der Elemente Zn, Mg und Cd einen hohen
Dampfdruck
und unter hohen Wachstumstemperaturen einen geringen
Dotierwirkungsgrad. Darüber hinaus kann jedes dieser
Elemente an der Wand von Rohrleitungen adsorbiert werden.
Schließlich neigen die betreffenden Elemente dazu, einen
Memoryeffekt zu zeigen, und zwar dergestalt, daß sich die
Aufnahme des gasförmigen Rohmaterials verzögert. Dies führt
zum Unvermögen, abrupte bzw. steile Dotiermittelprofile zu
erhalten.
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Als Akzeptor bei einem Verbindungshalbleiter der Gruppe III-
V verwendeter Kohlenstoff weist bekanntlich gute elektrische
Eigenschaften auf. Es gibt jedoch bislang nur einige wenige
Berichte betreffend ein Dotiermaterial mit der Fähigkeit zur
Gewährleistung einer Kohlenstoffdotierung bei dem
MOCVD-Verfahren. Unter diesen Umständen bereitet die Herstellung
einer GaAs- oder AlGaAs-Schicht vom p-Typ mit hoher
Trägerkonzentration nach dem MOCVD-Verfahren große
Schwierigkeiten.
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Als Verfahren zum Erreichen einer Kohlenstoffdotierung ohne
Verwendung eines neuen Dotiermaterials wurde vorgeschlagen,
in der Wachstumsstufe einer GaAs-Schicht im Rahmen des
MOCVD-Verfahrens abwechselnd gasförmiges Trimethylgallium
(TMG) und gasförmiges Arsen (AsH&sub3;) zuzuführen. Bei diesem
Verfahren ist jedoch beispielsweise ein in das
Gaszufuhrsystem eingebautes Ventil hohen Belastungen ausgesetzt, da
häufig auf die Zufuhr der beiden verschiedenen Gase
umzuschalten ist. Weiterhin muß beim Umschalten der Gaszufuhr
der Reaktionsofen genügend evakuiert werden. Mit anderen
Worten gesagt, bedarf es einer langen Gasumschaltzeit, was
zu einer niedrigen Wachstumsrate eines Dünnfilms führt.
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Nochmals gesagt, stellt Kohlenstoff ein in einem GaAs- oder
AlGaAs-Halbleiter verwendetes wirksames Fremdatom vom p-Typ
dar. Bislang wurde jedoch noch kein geeignetes Dotiermate
rial zur Gewährleistung einer Kohlenstoffdotierung im Rahmen
des MOCVD-Verfahrens aufgefunden. Andererseits erfordert das
Verfahren zum Wachsenlassen einer GaAs-Schicht vom p-Typ
durch abwechselnde Zufuhr von TMG- und AsH&sub3;-Gas ein häufiges
Umschalten der Gaszufuhr, wodurch die Vorrichtung starken
Belastungen ausgesetzt ist und die GaAs-Schicht nur mit
niedriger Wachstumsrate wächst. Unter diesen Umständen
bereitet die Herstellung einer GaAs- oder AlGaAs-Schicht vom
p-Typ hoher Trägerkonzentration nach dem MOCVD-Verfahren
große Schwierigkeiten.
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Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die Schaffung
eines Verfahrens zur Herstellung eines
Verbindungshalbleiterdünnfilms nach dem MOCVD-Verfahren, welches die Dotierung
des wachsenden Films mit Kohlenstoff in hoher Konzentration
und hoher Steuerbarkeit gestattet.
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Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die
Schaffung eines Verfahrens zur Herstellung eines
Verbindungshalbleiterdünnfilms ohne große Belastung der
Produktionsanlage und Verminderung der Filmwachstumsrate.
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Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist somit ein
Verfahren zur Herstellung eines dünnen Halbleiterfilms einer
Verbindung vom p-Typ mit einem Element der Gruppe III, nämlich
Ga und/oder Al, und einem Element der Gruppe V, nämlich As,
auf einem Substrat durch chemisches Aufdampfen
metallorganischer Verbindungen, umfassend folgende Stufen:
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Wahl einer alkylierten Verbindung mit einer Methylgruppe als
gasförmiges Rohmaterial für die Verbindung des Elements der
Gruppe III;
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Wahl einer hydrierten Verbindung als gasförmiges Rohmaterial
für die Verbindung des Elements der Gruppe V und
Einführen der gasförmigen Rohmaterialien in einen Reaktor
zum epitaxialen Wachsenlassen des Films auf dem Substrat;
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das dadurch gekennzeichnet ist, daß zum Wachsenlassen des
Films auf dem in dem Reaktor befindlichen Substrat das
Molverhältnis (V/III) der Zufuhrrate für das Element der Gruppe
V zur Zufuhrrate des Elements der Gruppe III auf einen Wert
im Bereich zwischen 0,3 und 2,5 eingestellt wird.
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Das erfindungsgemäße Verfahren ermöglicht die Herstellung
einer GaAs- oder AlGaAs-Schicht vom p-Typ einer hohen
Trägerkonzentration in der Größenordnung von 1 x 10¹&sup8; bis
1 x 10²&sup0; cm&supmin;³ ohne Verwendung eines neuen Dotiermaterials.
Genauer gesagt, gestattet die vorliegende Erfindung die
Dotierung eines nach dem MOCVD-Verfahren aufwachsenden
Dünnfilms mit hoher Konzentration an Kohlenstoff. Darüber hinaus
läßt sich die Kohlenstoffdotierung genau steuern. Weiter
kommt es erfindungsgemäß weder zu einer erhöhen Belastung
der Produktionsanlage noch zu einer Verlangsamung der
Filmbildungsrate. Daraus folgt, daß sich das erfindungsgemäße
Verfahren in höchst wirksamer Weise zur Herstellung einer
Halbleitervorrichtung mit einer GaAs- oder AlGaAs-Schicht
vom p-Typ mit hoher Trägerkonzentration eignet.
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Diese Erfindung läßt sich anhand der folgenden detaillierten
Beschreibung im Zusammenhang mit den beigefügten Zeichnungen
besser verstehen. In den Zeichnungen zeigen:
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Fig. 1 einen nach dem erfindungsgemäßen Verfahren
hergestellten Kristall mit pn-Übergang;
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Fig. 2 ein Trägerkonzentrationsprofil des in Fig. 1
dargestellten Kristalls;
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Fig. 3 in schematischer Weise den Aufbau einer zur
Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens
verwendeten MOCVD-Vorrichtung;
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Fig. 4 eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen
der Filmwachstumstemperatur und der
Lochkonzentration bei nach dem erfindungsgemäßen Verfahren
unter verschiedenen Molverhältnissen V/III
hergestellten Dünnfilmen;
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Fig. 5 eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen
der Filmwachstumstemperatur und der
Filmwachstumsrate bei nach dem erfindungsgemäßen Verfahren
unter verschiedenen Molverhältnissen V/III
hergestellten Dünnfilmen;
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Fig. 6 eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen
der Filmwachstumstemperatur und der
Lochkonzentration bei unter verschiedenen Temperaturbedingungen
gewachsenen Dünnfilmen;
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Fig. 7 eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen
der Filmwachstumstemperatur, dem Molverhältnis
V/III und der Oberflächenmorphologie eines
Dünnfilms;
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Fig. 8A, 8B, 9 und 10 Querschnittsdarstellungen von
verschiedenen nach dem erfindungsgemäßen Verfahren
hergestellten Halbleitervorrichtungen und
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Fig. 11 eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen
dem Filmwachstumsdruck und der Lochkonzentration
eines Dünnfilms.
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Das erfindungsgemäße Verfahren ermöglicht das Wachsen eines
Verbindungshalbleiterdünnfilms vom p-Typ hoher
Trägerkonzentration nach dem MOCVD-Verfahren ohne Verwendung eines neuen
Dotiermaterials. Erfindungsgemäß wird zur Lösung der
anstehenden Aufgabe das gasförmige Rohmaterial in geeigneter
Weise ausgewählt. Der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren
hergestellte Dünnfilm enthält als Element der Gruppe III Ga
und/oder Al und als Element der Gruppe V As. Der Dünnfilm
wird durch epitaxiales Wachstum unter Verwendung einer
alkylierten Verbindung mit einer Methylgruppe als gasförmiges
Ausgangsmaterial des Elements der Gruppe III und einer
Hydridverbindung als gasförmiges Rohmaterial des Elements
der Gruppe V hergestellt.
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Erfindungsgemäß wird das Molverhältnis (V/III) der
Zufuhrrate des Elements der Gruppe V zur Zufuhrrate des Elements
der Gruppe III derart eingestellt, daß es in einen Bereich
zwischen einer ersten Bedingung, in der das Verhältnis V/III
kleiner ist als 1 und ein Wachstum eines Dünnfilms mit
nicht-spiegelartiger Oberfläche stattfindet, und einer
zweiten Bedingung, in der das betreffende Verhältnis größer ist
als 1 und das Wachstum eines Dünnfilms mit
nicht-spiegelartiger Oberfläche stattfindet, fällt, um für ein Wachstum des
Dünnfilms mit spiegelartiger Oberfläche zu sorgen. Es ist
wichtig, darauf hinzuweisen, daß die Wachstumsrate des
Dünnfilms durch die Zufuhrrate der Hydridverbindung des Elements
der Gruppe V gesteuert wird.
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Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden
Erfindung wird als alkylierte Verbindung des Elements der
Gruppe III Trimethylgallium (TMG) und/oder
Trimethylaluminium (TMA) verwendet. Andererseits wird als Hydridverbindung
des Elements der Gruppe V Arsin (AsH&sub3;) verwendet.
Zweckmäßigerweise wird das Molverhältnis As/Element der Gruppe III,
d.h. das Verhältnis V/III, auf 0,3 bis 2,5 eingestellt.
Ferner sollte zweckmäßigerweise der Dünnfilm bei Temperaturen
von 450 - 700ºC und Drucken von 1,3 - 533 kPa (1 - 400 Torr)
wachsengelassen werden.
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Bei dem üblichen Verfahren zur Züchtung eines GaAs- oder
AlGaAs-Dünnfilms unter Verwendung von TMG, TMA und AsH&sub3; als
gasförmige Rohmaterialien werden das Verhältnis V/III auf
20 bis 150 eingestellt und das Substrat auf 600 - 800ºC
erwärmt. Da die Verbindung des Elements der Gruppe V, d.h. die
Verbindung der Gruppe V, im Vergleich zur Menge der
Verbindung des Elements der Gruppe III, d.h. der Verbindung der
Gruppe III, in sehr großer Menge zugeführt wird, wird die
Dünnfilm-Wachstumsrate durch die Zufuhrrate der Verbindung
der Gruppe V nicht beeinträchtigt, und sie ist lediglich zur
Zufuhrrate der Verbindung der Gruppe III proportional. Wenn
das Verhältnis V/III im Rahmen des bekannten Verfahrens
unter 20 liegt, wird die Oberflächenmorphologie des
gewachsenen Dünnfilms beeinträchtigt bzw. geschädigt.
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Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben gefunden, daß
dann, wenn die metallorganische Verbindung eine Methylgruppe
aufweist, eine das Wachstum von Kristallen vollständig
spiegelartiger glatter Oberfläche gestattende Bedingung lokal
unter die Bedingungen fällt, unter denen das Verhältnis
V/III gering ist und damit die Oberflächenmorphologie
beeinträchtigt bzw. schädigt. Es hat sich gezeigt, daß bei
geringem Verhältnis V/III der Kohlenstoffeinbau in den
wachsenden Dünnfilm steigt, obwohl die Oberflächenmorphologie
des wachsenden Dünnfilms sicherlich geschädigt bzw.
beeinträchtigt wird. Wenn das Verhältnis V/III nur 2,5 oder
weniger beträgt, sinkt die Beeinträchtigung bzw. Schädigung
der Oberflächenmorphologie unter rascher Steigerung des
Kohlenstoffeinbaus in den wachsenden Dünnfilm. Im Falle
eines geringen Verhältnisses V/III wird die
Filmwachstumsrate proportional der Zufuhrrate der Verbindung der Gruppe V
gemacht. Es hat sich auch gezeigt, daß bei einer Senkung der
Substrattemperatur auf einen Wert im Bereich zwischen 450
und 650ºC und einem Verhältnis V/III im Bereich zwischen 0,3
und 2,5 der Kohlenstoffeinbau in den wachsenden Film rasch
steigt. Dadurch kann man im Bereich zwischen 1 x 10¹&sup8; cm&supmin;³
und 1 x 10²&sup0; cm&supmin;³ eine genaue Steuerung der
Lochkonzentration erreichen.
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Im Rahmen des erfindungsgemäßen Verfahrens wird TMG oder TMA
unter Bildung eines Verbindungshalbleiterdünnfilms mit Ga
oder Al zersetzt. Es sei darauf hingewiesen, daß die
Konzentration der Reaktionsspezies, d.h. von mit einer
Methylgruppe oder einer Gruppe -CHx (x = 0 bis 2) gekoppeltem Ga
oder Al auf der Oberfläche des Substrats, auf der ein
Dünnfilm gebildet werden soll, hoch ist, so daß der
Kohlenstoffeinbau in den Dünnfilm erleichtert wird. Die in den Dünnfilm
eingebauten bzw. eingeführten Kohlenstoffatome bilden ein
Akzeptorniveau. Man kann die Trägerkonzentration in der
GaAs- und/oder AlGaAs-Schicht vom p-Typ mit hoher
Reproduzierbarkeit steuern, indem man in geeigneter Weise das
Molverhältnis AsH&sub3;/TMG und/oder TMA in dem wachsenden Film und
die Filmwachstumstemperatur wählt. Erfindungsgemäß wird das
Filmaufwachs- oder -züchtungsverfahren kontinuierlich
durchgeführt. Mit anderen Worten gesagt, braucht das in der
Vorrichtung befindliche Ventil während des Filmwachstums nicht
geöffnet oder geschlossen zu werden. Zwangsläufig brauchen
keine Störungen des Ventils befürchtet werden. Weiterhin
wird erfindungsgemäß kein neues Dotiermittelmaterial
verwendet, so daß auch der Memoryeffekt ausgeschaltet werden kann.
Somit gibt es auch keine nachteiligen Auswirkungen auf
später gebildete weitere Filme. Somit ermöglicht es das
erfindungsgemäße Verfahren, ein für die Herstellung von
Halbleitervorrichtungen in hohem Maße vorteilhaftes steiles
Dotierprofil zu erreichen.
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Nochmals gesagt, gestattet das erfindungsgemäße Verfahren
die Überwindung der dem üblichen MOCVD-Verfahren eigenen
Nachteile, und es ermöglicht die Herstellung einer
Halbleitervorrichtung mit einer GaAs- oder AlGaAs-Schicht vom
p-Typ mit hoher Trägerkonzentration. Es sei auch noch darauf
hingewiesen, daß die Verteilung der Trägerkonzentration in
der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren gewachsenen
Verbindungshalbleiterschicht vom p-Typ steil ist, so daß die
gebildete Halbleitervorrichung akzeptable Eigenschaften
erhält.
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Die vorliegende Erfindung wird anhand der beigefügten
Zeichnungen näher erläutert.
Beisdiel 1
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Durch epitaktisches Wachstum unter Verwendung von TMG, d.h.
eines Materials eines Elements der Gruppe III, und AsH&sub3;,
d.h. eines Materials eines Elements der Gruppe V, als
gasförmige Rohmaterialien wurde ein GaAs-Film hergestellt. Der
GaAs-Film wurde bei 620ºC und einer
Gasströmungsgeschwindigkeit von 60 cm/min oder mehr wachsengelassen. Das TMG-Gas
und das AsH&sub3;-Gas wurden in Mengen von 3 x 10&supmin;&sup6; Mol/min bis
1,8 x 10&supmin;&sup5; Mol/min bzw. 4 x 10&supmin;&sup6; Mol/min bis 8 x 10&supmin;&sup5;
Mol/min zugeführt. Das Verhältnis V/III fiel in den Bereich
zwischen 0,5 und 4. Lag das Verhältnis V/III unter 0,5,
lagerte sich auf der Oberfläche des gebildeten GaAs-Films
metallisches Ga ab. Überstieg das Verhältnis V/III den Wert 4,
war in dem gebildeten GaAs-Film eine Beeinträchtigung der
Oberflächenmorphologie feststellbar. Es zeigte sich, daß die
Filmwachstumsrate 1 um/h bis 5 um/h betrug. Ferner zeigte es
sich, daß bei sämtlichen Prüflingen der gewachsene GaAs-Film
eine Leitfähigkeit vom p-Typ zeigte. Schließlich hat es sich
noch gezeigt, daß die Trägerkonzentration mit abnehmendem
Verhältnis V/III stieg. Die nach der Van der Pauw-Methode
bestimmte Trägerkonzentration vom p-Typ betrug 1 x 10¹&sup9; cm&supmin;³
bis 1 x 10²&sup0; cm&supmin;³. Die Fremdatomkonzentration wurde mittels
Sekundärionenmassenspektroskopie (SIMS) bestimmt. Hierbei
wurde gefunden, daß die Kohlenstoffkonzentration mit der
Trägerkonzentration im wesentlichen identisch war. Die
Änderung in der Gitterkonstante betrug in diesem Falle 0,02%
oder weniger. Dies war 1/5 oder weniger des im Falle eines
Be-Zusatzes zur Bildung praktisch derselben Trägermenge
ermittelten Werts. Weiterhin wurde das Profil der
Kohlenstoffkonzentration überprüft. Hierbei zeigte es sich, daß die
Kohlenstoffkonzentration innerhalb eines Bereichs
unterhalb der Auflösung von 30 nm eine steile Änderung vom Wert
5 x 10¹&sup9; cm&supmin;³ auf den nachweisbaren niedrigsten Wert von
10¹&sup7; cm&supmin;³ oder weniger zeigte.
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Die Oberflächenmorphologie wurde wieder besser, wenn das
Verhältnis V/III in den gasförmigen Rohmaterialien 10 oder
mehr betrug. In diesem Falle war jedoch eine große Zahl von
Oberflächenunebenheiten in der Größenordnung von zehn bis
Hunderttausenden von Oberflächenunebenheiten pro cm²
feststellbar. Wurde andererseits das Verhältnis V/III auf einen
kleinen Wert eingestellt, um das erfindungsgemäße
spiegelartige Wachstum zu ermöglichen, lag die
Oberflächenunebenheitskonzentration unter 10 000/cm². Diese war praktisch
vernachlässigbar.
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Wurde als Rohmaterial der Gruppe III anstelle von TMG
Triethylgallium (TEG) verwendet, lagerte sich auf dem
wachsenden GaAs-Film bei einem Verhältnis V/III von 4 oder weniger
rasch metallisches Ga ab.
Beispiel 2
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Unter Verwendung von TMA und TMG (Materialien von Elementen
der Gruppe III) und AsH&sub3; (Material eines Elements der Gruppe
V) als gasförmigen Rohmaterialien wurde durch epitaxiales
Wachstum ein AlGaAs-Film hergestellt. Der AlGaAs-Film wurde
bei 560 - 620ºC bei einer Gasströmungsgeschwindigkeit von
60 cm/min oder mehr wachsengelassen. Das AsH&sub3;-Gas wurde mit
einer Rate von 1 x 10&supmin;&sup6; Mol/min bis 4 x 10&supmin;&sup5; Mol/min
zugeführt. Andererseits wurden TMA und TMG in Mengen von
1 x 10&supmin;&sup6; Mol/min bis 4 x 10&supmin;&sup5; Mol/min bzw. 3 x 10&supmin;&sup6; Mol/min
bis 1,8 x 10&supmin;&sup5; Mol/min zugeführt. Das Verhältnis V/III fiel
in den Bereich zwischen 0,8 und 2. Lag das Verhältnis V/III
unter 0,8, war die Oberflächenmorphologie des gebildeten
AlGaAs-Films geschädigt. Weiterhin lagerte sich auf der
Oberfläche (des gebildeten AlGaAs-Films) Metall der Gruppe
III ab. Lag das Verhältnis V/III über 2, war in dem
gebildeten AlGaAs-Film eine Schädigung der Oberflächenmorphologie
feststellbar. Es hat sich gezeigt, daß die
Filmwachstumsgeschwindigkeit 1 um/h bis 5 um/h betrug. Der gewachsenen
AlGaAs-Film besaß bei sämtlichen Prüflingen eine
Leitfähigkeit vom p-Typ. Es hat sich ferner gezeigt, daß die
Trägerkonzentration mit abnehmendem Verhältnis V/III stieg. Die
nach der Van der Pauw-Methode bestimmte Trägerkonzentration
vom p-Typ betrug 1 x 10¹&sup9; cm&supmin;³ bis 5 x 10²&sup0; cm&supmin;³. Ferner
wurde die Fremdatomkonzentration durch
Sekundärionenmassenspektroskopie bestimmt. Das Ergebnis hiervon war, daß die
Kohlenstoffkonzentration mit der Trägerkonzentration
praktisch identisch war. Wurde das Verhältnis V/III auf einen
konstanten Wert eingestellt, zeigte es sich, daß ein höherer
Al-Gehalt des gewachsenen Verbindungshalbleiterfilms zu
einer höheren Kohlenstoffkonzentration und höheren
Trägerkonzentration führte. Weiterhin wurde das Profil der
Kohlenstoffkonzentration untersucht. Hierbei wurde gefunden, daß
die Kohlenstoffkonzentration innerhalb eines Bereichs unter
der Auflösung von 30 nm eine steile Änderung vom Wert
5 x 10¹&sup9; cm&supmin;³ bis zum nachweisbaren niedrigsten Wert von
10¹&sup7; cm&supmin;³ oder weniger erfuhr.
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Die Oberflächenmorphologie wurde wieder besser, wenn das
Verhältnis V/III der gasförmigen Rohmaterialien 10 oder mehr
betrug. In diesem Falle war jedoch eine große Zahl von
Oberflächenunebenheiten in der Größenordnung von zehn bis
Hunderttausenden von Oberflächenunebenheiten pro cm²
feststellbar. Wurde andererseits das Verhältnis V/III auf einen
kleinen Wert eingestellt, um das erfindungsgemäße spiegelartige
Wachstum zu ermöglichen, lag die
Oberflächenunebenheitskonzentration unter 10 000/cm². Diese war praktisch
vernachlässigbar.
Beispiel 3
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Nach dem erfindungsgemäßen Verfahren wurde ein
Verbindungshalbleiterkristall mit p-n-Übergang (vgl. Fig. 1)
hergestellt. In der ersten Stufe wurde nach der in Beispiel 2
beschriebenen epitaxialen Wachstumsmethode in der Gasphase
unter Verwendung von TMG, TMA und AsH&sub3; als gasförmige
Rohmaterialien auf der Oberfläche eines GaAs(100)-Substrats 1 vom
p-Typ eine AlGaAs-Schicht 2 vom p-Typ mit einer
Trägerkonzentration vom p-Typ von 2 x 10¹&sup9; cm&supmin;³ in einer Dicke von
900 nm wachsengelassen. Danach wurde auf der Oberfläche der
AlGaAs-Schicht 2 vom p-Typ unter Verwendung von
Triethylgallium (TEG), Triethylaluminium (TEA), AsH&sub3; und Silan
(SiH&sub4;) als gasförmige Rohmaterialien ein AlGaAs-Schicht 3
vom n-Typ mit einer Trägerkonzentration vom n-Typ von
1 x 10¹&sup8; cm&supmin;³ in einer Dicke von 350 nm wachsengelassen.
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Figur 2 zeigt das Trägerkonzentrationsprofil des hierbei
gebildeten Kristalls mit p-n-Übergang. Die Änderung in der
Trägerkonzentration über den p-n-Übergang wurde innerhalb
eines Bereichs unterhalb der Auflösung von 10 nm erreicht.
Dies ist darauf zurückzuführen, daß es der geringe
Diffusionskoeffizient von Kohlenstoff ermöglicht, daß sich bei
dieser Ausführungsform die Lage des p-n-Übergangs im
wesentlichen mit der Heteroübergangsgrenzfläche von
AlxGa1-xAs/AlyGa1-yAs (0 < x; y < 1; x ≠ y) überlappt. Zu
Vergleichszwecken wurde zur Herstellung eines Kristalls mit
p-n-Übergang entsprechend Fig. 2 durch Zusatz von Mg oder Zn
zu der AlGaAs-Schicht 2 vom p-Typ eine Schicht vom n-Typ
gebildet. In diesem Falle erforderte die Änderung in der
Trägerkonzentration über den p-n-Übergang mindestens 20 nm.
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In Beispiel 3 wurden zum Wachsenlassen der AlGaAs-Schicht 2
vom p-Typ gemeinsam TMG und TMA verwendet. Erfindungsgemäß
kann man jedoch anstelle der Kombination TMG und TMA auch
die Kombination TMG und TEA oder TEG und TMA benutzen. Es
ist wichtig darauf hinzuweisen, daß das Kristallwachstum zur
Bildung einer guten Verbindungshalbleiterschicht vom n-Typ
mit einem hohen Maß an Steuerbarkeit bei einem Verhältnis
V/III oberhalb des Werts, bei dem die Oberflächenmorphologie
geschädigt wird, stattfinden soll, und zwar unabhängig
davon, welche Kombination von Verbindungen von Elementen der
Gruppe III (vgl. oben) eingesetzt wird.
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In Beispiel 3 wurde der p-n-Übergang an der
Heteroübergangsgrenzfläche von AlxGa1-xAs/AlyGa1-yAs (0 < x; y < 1; x ≠ y)
gebildet. Man kann jedoch auch an der
Homoübergangsgrenzfläche der GaAs/GaAs-Struktur oder an der
Homoübergangsgrenzfläche der AlGaAs/AlGaAs-Struktur einen akzeptablen p-n-
Übergang bilden. Offensichtlich läßt sich darüber hinaus die
technische Idee der vorliegenden Erfindung auch auf die
Bildung einer Verbindungshalbleiterschicht vom p-Typ mit Ga
und/oder Al als Element der Gruppe III und As als Element
der Gruppe V übertragen.
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Figur 3 zeigt schematisch die Bauweise einer in den
nachfolgend beschriebenen Beispielen 4 bis 7 verwendeten
MOCVD-Vorrichtung. Wie aus der Zeichnung hervorgeht, enthält die
Vorrichtung ein Reaktionsgefäß 11. In dem Reaktionsgefäß 11
befindet sich ein auf einer Drehachse 12 gelagerter Halter 13
aus Graphit. Auf dem Halter 13 befindet sich ein Einkristall
eines GaAs-Substrats 14. Der Halter 13 wird mit Hilfe einer
Hochfrequenzspule 15 erwärmt, um das Substrat 14 auf einer
hohen vorgegebenen Temperatur zu halten.
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Einer Gasleitung 18 wird ein Trägergas (gasförmiger H&sub2;) zu
geführt. Das Trägergas wird ferner über Durchflußregler 41,
42, 43 in Waschflaschen 31, 32, 33 mit darin befindlichen
alkylierten Verbindungen mit einer Methylgruppe, d.h. TMG,
TMA und Trimethylindium (TMI) geleitet. Diese Waschflaschen
werden mit konstante Temperatur aufweisenden Bädern 21, 22,
23 auf einer vorgegebenen Temperatur gehalten. Das durch die
Waschflaschen geleitete Gas wird mit dem durch die
Gasleitung 18 strömenden Trägergas gemischt und dann über
einen Gaseinlaß 16 am oberen Ende des Reaktionsgefäßes 11 in
das Reaktionsgefäß 11 eingeleitet. Das im Reaktionsgefäß
befindliche Gas wird durch eine an eine unter hydraulischem
Druck arbeitende Pumpe 46 angeschlossene Gasauslaßleitung 17
ausgetragen. Weiterhin ist in der Gasauslaßleitung 17 ein
Nadelventil 47 vorgesehen.
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Andererseits werden hydrierte Verbindungen, wie AsH&sub3; und
SiH&sub4; über Durchflußregler 44 bzw. 45 in die Gasleitung 18
eingeleitet. Wenn das mit TMG- und TMA-Dämpfen und mit dem
gasförmigen AsH&sub3; gemischte Trägergas in das Reaktionsgefäß
11 eingeführt wird, werden die gasförmigen Rohmaterialien
auf dem Substrat 14 unter Wachsen einer GaAs- und AlGaAs-
Schicht thermisch zersetzt.
Beispiel 4
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Unter Benutzung der in Fig. 3 dargestellten Vorrichtung
wurde ein epitaxiales Wachstum durchgeführt. Als Trägergas
diente gasförmiger H&sub2;. Das Trägergas wurde darüber hinaus in
einer Menge von 5 l in das Reaktionsgefäß einströmen
gelassen. Der Druck im Reaktionsgefäß wurde auf 93 kPa (70 Torr)
eingestellt. Weiterhin wurde gasförmiger Wasserstoff mit
einer Strömungsgeschwindigkeit von 15 sccm in die
TMG-Waschflaschen 31 geleitet. Durch Ändern der
Strömungsgeschwindigkeit des gasförmigen AsH&sub3; wurde auf dem GaAs-Substrat 14 ein
GaAs-Film einer Dicke von 1 um wachsengelassen. In diesem
Beispiel wurde das Molverhältnis R von AsH&sub3;/TMG auf einen so
kleinen Wert eingestellt, daß die Filmwachstumsrate
lediglich
zur Zufuhrrate von AsH&sub3;, d.h. der Verbindung des
Elements der Gruppe V, proportional war.
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Es zeigte sich, daß die Leitfähigkeit des hierbei erhaltenen
dünnen Films vom p-Typ war. Ferner wurden Änderungen in der
Lochkonzentration relativ zur Änderung in der
Kristallwachstumstemperatur zwischen 450ºC und 650ºC und zur Änderung im
Molverhältnis R AsH&sub3;/TMG im Bereich zwischen 0,3 und 2,5
gemessen. Die Ergebnisse sind in Fig. 4 dargestellt. Es zeigt
sich, daß sich die Lochkonzentration im Bereich zwischen
1 x 10¹&sup8; und 8 x 10¹&sup9; cm&supmin;³ fortlaufend ändert. Bei
Betrachtung mit Hilfe eines Interferenzmikroskops zeigte es sich,
daß die Oberfläche des gewachsenen Kristalls so glatt wie
eine Spiegelfläche war. Figur 5 zeigt die Beziehung zwischen
der Filmwachstumsrate und der Temperatur für Fälle, in denen
das Molverhältnis R AsH&sub3;/TMG auf 1,1, 1,5, 2,1 bzw. 2,5
eingestellt wurde. Wie aus der graphischen Darstellung
hervorgeht, läßt sich die Filmwachstumsrate durch Einstellen der
Filmwachstumstemperatur und des Verhältnisses R bestimmen.
Dadurch wird es möglich, die Dicke des gebildeten Films zu
steuern. Hinzu kommt, daß die in Fig. 4 und 5 dargestellten
Versuchsergebnisse mit hoher Reproduzierbarkeit erhalten
wurden.
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Es wurde ein weiterer Versuch durchgeführt, um einen dünnen
AlGaAs-Film vom p-Typ mit spiegelartiger glatter Oberfläche
herzustellen. Hierbei wurden zusammen mit dem TMG-Gas
gasförmiger Wasserstoff und verdünntes TMA-Gas in das
Reaktionsgefäß eingeleitet. Es hat sich als möglich erwiesen,
die Lochkonzentration mit hoher Reproduzierbarkeit innerhalb
eines Bereichs von 1 x 10¹&sup8; bis 1 x 10²&sup0; cm&supmin;³ zu steuern,
indem man in geeigneter Weise die Fumwachstumstemperatur
und die AsH&sub3;-Strömungsrate regelt.
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Eine Untersuchung der Beziehung zwischen dem Molverhältnis R
und der Lochkonzentration erbrachte die in Fig. 6
dargestellten Ergebnisse. Wie aus der graphischen Darstellung von
Fig. 6 hervorgeht, betrug die Trägerkonzentration nicht mehr
als 1 x 10¹&sup5; cm&supmin;³, wenn - wie beim Stand der Technik - das
Molverhältnis R 20 oder mehr betrug. Andererseits stieg die
Trägerkonzentration deutlich an, wenn das Molverhältnis R 3
oder weniger betrug. Es sei darauf hingewiesen, daß sich die
Trägerkonzentration noch weiter erhöhen läßt, wenn die
Filmwachstumstemperatur Ts sinkt. In der Tat wurde die Beziehung
zwischen der Trägerkonzentration und dem Molverhältnis R in
einem Temperaturbereich zwischen 450 und 650ºC, in welchem
ein gutes Kristallwachstum erreicht wird, untersucht. Eine
Trägerkonzentration von 7 x 10¹&sup9; cm&supmin;³ wurde bei einer
Filmwachstumstemperatur Ts von 520ºC und einem Molverhältnis R
von 0,75 erreicht. Bei einer Filmwachstumstemperatur Ts von
650ºC und einem Molverhältnis R von 1,5 oder bei einer
Filmwachstumstemperatur Ts von 550ºC und einem Molverhältnis R
von 2,5 wurde eine Trägerkonzentration von 1 x 10¹&sup8; cm&supmin;³
erreicht.
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Es wurde ein weiterer Versuch durchgeführt, bei dem TMG und
TMA gleichzeitig in das Reaktionsgefäß eingeleitet wurden.
Bei diesem Versuch wurden die Substrattemperatur auf 520ºC
und das Mischungsverhältnis der TMG- und TMA-Gase (d.h.
TMA/(TMG + TMA)) auf 0,2 eingestellt. Weiterhin betrug das
Verhältnis V/III 0,8 oder weniger. Erhalten wurde ein
Al0,07Ga0,93As-Kristall einer Lochkonzentration von
1 x 10²&sup0; cm&supmin;³. Dieser Versuch belegt, daß das Molverhältnis
R auf einen Wert innerhalb eines Bereichs von 0,3 bis 2,5
eingestellt werden muß, damit man eine fur eine GaAs- oder
AlGaAs-Schicht vom p-Typ in einer Halbleitervorrichtung
erforderliche Trägerkonzentration von 1 x 10¹&sup8; bis 1 x 10²&sup0;
cm&supmin;³ erreicht.
-
Figur 7 zeigt den Oberflächenzustand des gewachsenen Films
in bezug auf die Filmwachstumsrate und das Molverhältnis
V/III. Es hat sich gezeigt, daß die Oberflächenmorphologie
in dem gewachsenen Film beeinträchtigt wird, wenn das
Molverhältnis V/III weit von dem Bereich 0,3 bis 2,5
abweicht.
-
Die Minoritätsträgerlebensdauer einer nach dem
erfindungsgemäßen Verfahren aufgewachsenen GaAs-Schicht vom p-Typ
wurde mit Hilfe einer zeitaufgelösten
Photolumineszenzintensitätsmeßmethode bestimmt. Dabei wurde bei einer
p-Typträgerkonzentration von 2 x 10¹&sup9; cm&supmin;³ ein Wert von 600 ps
ermittelt. Dieser Wert entspricht im wesentlichen der
Minoritätsträgerlebensdauer einer GaAs-Schicht vom p-Typ
derselben Trägerkonzentration, die unter Verwendung eines
Dotiermittels nach einem anderen Verfahren wachsengelassen
worden war (vgl. hierzu beispielsweise H.C. Casey und M.B.
Panish "Heterostructure Laser", S. 161, Academic Press,
1978). Dies belegt, daß ein nach dem erfindungsgemäßen
Verfahren gewachsener Dünnfilm hervorragende
Kristalleigenschaften aufweist.
Beispiel 5
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Mit Hilfe des erfindungsgemäßen Verfahrens wurden in Fig. 8A
und 8B dargestellte Heterobipolartransistoren hergestellt.
Der in Fig. 8A dargestellte Transistor umfaßt ein
halbisolierendes GaAs-Substrat 60, eine nicht-dotierte
GaAs-Pufferschicht 61, eine n&supmin;-GaAs-Kollektorschicht 62, eine p&spplus;-GaAs-
Basisschicht 63, eine nicht-dotierte GaAs-Abstandschicht 64,
eine n-Al0,3Ga0,7As-Emitterschicht 65, eine n&spplus;-GaAs-Schicht
66 und eine ohmsche n&spplus;-InGaAs-Kontaktschicht 67.
Andererseits umfaßt der in Fig. 8B dargestellte Transistor ein
halbisolierendes GaAs-Substrat 60, eine nicht-dotierte GaAs-
Pufferschicht 61, eine n&supmin;-GaAs-Kollektorschicht 62, eine
p&spplus;-AlxGa1-xAs (x = 0 bis 0,3)-Basisschicht 68, eine AlGaAs-
Abstandschicht 69, eine n-Al0,3Ga0,7As-Emitterschicht 65,
eine n&spplus;-GaAs-Schicht 66 und eine ohmsche
n&spplus;-InGaAs-Kontaktschicht 67.
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Bei der Herstellung des in Fig. 8A dargestellten Bipolar
transistors wurden die Schichten 61, 62 und 64 bis 67 nach
einem erfindungsgemäßen epitaxialen Wachstumsverfahren
gebildet. Hierbei wurden die AsH&sub3;-Strömungsgeschwindigkeit auf
400 sccm und die Filmwachstumstemperatur auf 680ºC
eingestellt. Andererseits wurde die p&spplus;-GaAs-Basisschicht 63 bei
einer Filmwachstumstemperatur von 550ºC, einer
Strömungsgeschwindigkeit des 10% H&sub2;-verdünnten AsH&sub3; von 10 sccm, einer
H&sub2;-Strömungsgeschwindigkeit in die TMG-Waschflasche von
13,05 sccm und einem Molverhältnis R V/III von 1
hergestellt.
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Bei der Herstellung des in Fig. 8B dargestellten bipolaren
Transistors wurde die AlGaAs-Basisschicht 68 in bezug auf
die Filmwachstumstemperatur, die
AsH&sub3;-Strömungsgeschwindigkeit und die H&sub2;-Gasströmungsgeschwindigkeit in der TMG-
Waschflasche in entsprechender Weise wie bei der Herstellung
des in Fig. 8A dargestellten Transistors gebildet. Darüber
hinaus wurde die H&sub2;-Gasströmungsgeschwindigkeit in der TMA-
Waschflasche kontinuierlich geändert, damit die AlGaAs-
Basisschicht 68 einen Zusammensetzungsgradienten erhält. Es
zeigte sich, daß beide in den Fig. 8A und 8B dargestellten
Heterobipolartransistoren akzeptable
Gleichstromeigenschaften zeigten.
Beisdiel 6
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Nach dem erfindungsgemäßen Verfahren wurde eine in Fig. 9
dargestellte Verbindungshalbleitervorrichtung hergestellt.
Wie aus der Zeichnung hervorgeht, umfaßt die Vorrichtung ein
halbisolierendes GaAs-Substrat 70, eine nicht-dotierte GaAs-
Pufferschicht 71, eine nicht-dotierte
Al0,3Ga0,7As-Abstandschicht 72, eine p&spplus;-Al0,3Ga0,7As-Lochlieferschicht 73 und
eine nicht-dotierte GaAs-Schicht 74. Die p&spplus;-Al0,3Ga0,7As-
Lochlieferschicht 73 wurde unter den Bedingungen, daß das
Molverhältnis AsH&sub3; zu den TMG- und TMA-Materialien der
Gruppe III auf einen Wert im Bereich zwischen 1 und 2 und
die Filmwachstumstemperatur auf einen Wert im Bereich von
550ºC bis 620ºC eingestellt wurden, gebildet. Die hierbei
erhaltene Lochlieferschicht 73 zeigte eine gute
spiegelartige glatte Oberfläche. Die erhaltene
Verbindungshalbleitervorrichtung zeigt gute Gleichstromeigenschaften.
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Wie die vorhergehenden Beispiele zeigen, ermöglicht das
erfindungsgemäße Verfahren duch MOCVD die Bildung einer
GaAs- oder AlGaAs-Schicht vom p-Typ eines gewünschten
Dotierprofils innerhalb einer Trägerkonzentration im Bereich von 1 x
10¹&sup8; bis 1 x 10²&sup0; cm&supmin;³. Festzustellen ist, daß sich das
Dotierprofil erfindungsgemäß genau steuern läßt. Im Ergebnis
ermöglicht somit das erfindungsgemäße Verfahren auf einfache
Weise die Herstellung einer Haibleitervorrichtung mit einer
eine hohe Trägerkonzentration erfordernden GaAs- oder
AlGaAs-Schicht vom p-Typ. Woraufferner hingewiesen werden
muß, ist, daß im Rahmen des erfindungsgemäßen Verfahrens die
Schicht vom p-Typ kontinuierlich wachsengelassen werden
kann. Dadurch kann man auf einen zum Umschalten der
Gaszufuhr erforderlichen speziellen Ventilbetrieb verzichten.
Demzufolge ist die Filmzüchtungsvorrichtung keinen
speziellen Belastungen unterworfen. Weiterhin braucht kein
zusätzliches Rohmaterial als Dotiermaterial vom p-Typ
eingesetzt zu werden. Somit wird die Vorrichtung, insbesondere
deren Leitungssystem, nicht mit Fremdatomen "verschmutzt",
so daß ein Dünnfilm hoher Reinheit wachsen kann.
Beispiel 7
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In diesem Beispiel wird ein Heterobipolartransistor der aus
Fig. 10 ersichtlichen Bauweise hergestellt. Dieser enthält
eine mit hoher Fremdatomkonzentration dotierte dünne
Basisschicht
vom p-Typ. Wie aus der Zeichnung hervorgeht, umfaßt
der Heterobipolartransistor eine nicht-dotierte
GaAs-Pufferschicht 81, eine n&spplus;-GaAs-Kontaktschicht 82 mit einer
Si-Konzentration von 4 x 10¹&sup8; cm&supmin;³, eine n-GaAs-Kollektorschicht
5 83 einer Si-Konzentration von 7 x 10¹&sup6; cm&supmin;³, eine p&spplus;-GaAs-
Basisschicht 84 einer Lochkonzentration von 5 x 10¹&sup9; cm&supmin;³,
eine n-In0,1Al0,36Ga0,54As-Emitterschicht 85 einer
Si-Konzentration von 5 x 10¹&sup7; cm&supmin;³, eine
n-Al0,3Ga0,7As-Emitterschicht 86 einer Si-Konzentration von 5 x 10¹&sup7; cm&supmin;³ und
eine n&spplus;-GaAs-Kontaktschicht 87 einer Si-Konzentration von
4 x 10¹&sup8; cm&supmin;³. Diese Schichten 81 bis 87 wurden in der
angegebenen Reihenfolge nach der MOCVD-Methode unter Verwendung
von TMG, TMA, TMI, DMZ, AsH&sub3; und SiH&sub4; als gasformige
Rohmaterialien auf der Oberfläche eines GaAs-Substrats 80 einer
Kristallachsenrichtung von < 100> gebildet. Die p&spplus;-GaAs-
Basisschicht 84 besaß eine Stärke von 80 nm und war auf der
Seite der Kollektorschicht mit Zn in einer Dicke von 60 nm
und auf der Seite der Emitterschicht mit C in einer Dicke
von 20 nm dotiert. In der üblichen Vorrichtung diente Zn
alleine als Fremdatom vom p-Typ der GaAs-Basisschicht. In
diesem Fall neigt die Emitterschicht vom n-Typ wegen der
Diffusion des Zn zu einer Umkehr zum p-Typ. Um dieser
Schwierigkeit zu begegnen, war es bislang üblich, zwischen der
p&spplus;-GaAs-Basisschicht und der n-Al0,3Ga0,7As-Emitterschicht
86 eine nicht-dotierte GaAs-Schicht vorzusehen. Bei der in
Fig. 10 dargestellten Ausführungsform ist jedoch der der
Abstandschicht der üblichen Vorrichtung entsprechende Teil
mit C dotiert. Die Verteilung der Kohlenstoffatome in
Dickerichtung wurde mittels SIMS bestimmt. Es hat sich
gezeigt, daß eine schwache Diffusion der Kohlenstoffatome in
Richtung auf die n-Al0,3Ga0,7As-Emitterschicht 86
stattgefunden hat. Die Gleichstromeigenschaften der erhaltenen
Halbleitervorrichtung haben sich jedoch immer noch als
akzeptabel erwiesen. Auch die "Einschalt"- bzw.
"Durchschalt"-Spannung hat sich als normal erwiesen. Dies belegt, daß
trotz der Kohlenstoffdiffusion der Heteroübergang und der
p-n-Übergang in der gewünschten Form gebildet wurden.
-
Die in Fig. 10 dargestellte Haibleitervorrichtung ist
dadurch gekennzeichnet, daß zwischen der
n-AlGaAs-Emitterschicht 86 und der p&spplus;-GaAs-Basisschicht 84 eine
indiumhaltige Schicht, d.h. eine InGaAs-Schicht oder AlGalnAs-
Schicht neu eingefügt und Kohlenstoff als Dotiermittel vom
p-Typ zumindest in einem Teil der p&spplus;-GaAs-Basisschicht ver
wendet wurden. Es sei darauf hingewiesen, daß Kohlenstoff
amphoter ist. Ist er in einer GaAs- oder AlGaAs-Schicht
enthalten, wird Kohlenstoff praktisch zu 100% aktiviert und
wirkt dann als Akzeptor. Wenn er andererseits in einer
InGaAs- oder InAlGaAs-Schicht enthalten ist, neigt der
Kohlenstoff dazu, als Donator zu wirken. Dies ist bei einer
Struktur aus einer mit einer hohen Konzentration an
Kohlenstoff dotierten AlGaAs- oder GaAs-Schicht und einer direkt
auf der AlGaAs- oder GaAs-Schicht befindlichen
InAlGaAs- oder InGaAs-Schicht vom n-Typ von Bedeutung. Genauer gesagt,
wirken die Kohlenstoffatome auch dann, wenn sie aus der
AlGaAs- oder GaAs-Schicht diffundiert sind, innerhalb der
In-haltigen Schicht als Fremdatom vom n-Typ, was dazu führt,
daß sich die Lage des p-n-Übergangs nicht verschiebt. Kurz
gesagt ist es möglich, die Abweichung zwischen der Emitter-
Basis-Heterogrenzfläche und der p-n-Übergangsgrenzfläche in
einem Heterobipolartransistor unter Verwendung einer
InAlGaAs-Schicht als Teil der Emitterschicht auf der Seite
der Basisschicht oder unter Verwendung einer InGaAs-Schicht
als Teil der GaAs-Basisschicht auf der Seite der
Emitterschicht zu unterdrücken.
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Man kann auch die Bildung von Kristallfehlern an der
Emitter-Basis-Übergangsgrenzfläche verhindern, indem man die
Dicke der In-haltigen Schicht geringer macht als die
kritische Dicke, bei der eine Umlagerung stattfindet.
Beisdiel 8
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Unter Verwendung der in Fig. 3 dargestellten Vorrichtung
wurde die Beziehung zwischen der Lochkonzentration und dem
Druck im Reaktionsgefäß untersucht.
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Speziell wurde auf dem Substrat 14 eine GaAs-Schicht in
einer Dicke von 1 um wachsengelassen. Bei diesem Versuch
wurden 10 l gasförmiger H&sub2; als Trägergas in das
Reaktionsgefäß 11 eingeleitet. Gleichzeitig wurde das Reaktionsgefäß
über die Gasauslaßleitung 17 evakuiert. Gasförmiger
Wasserstoff wurde dem TMG-Druckmischer 31 mit einer
Strömungsgeschwindigkeit von 15 sccm zugeführt. Ferner wurde dem
Reaktionsgefäß 11 so viel gasförmiges AsH&sub3; zugeführt, daß das
Molverhältnis AsH&sub3;/TMG 2 betrug. Zur Bildung der gewünschten
GaAs-Schicht wurde die Temperatur im Reaktionsgefäß auf
550ºC eingestellt, um die gasförmigen Rohmaterialien
thermisch zu zersetzen. Während des epitaxialen Wachstums wurde
die Öffnung des in der Gasauslaßleitung 17 montierten
Nadelventils 47 so eingestellt, daß der Druck im Reaktionsgefäß
11 auf 1,3 bis 533 kPa (1 - 400 Torr) gesteuert wurde. Es
hat sich gezeigt, daß die gebildete GaAs-Schicht vom p-
Leitungstyp war. Ferner hat es sich gezeigt, daß sich die
Lochkonzentration entsprechend der Druckänderung im
Reaktionsgefäß 11 zwischen 1,3 und 533 kPa (1 und 400 Torr)
kontinuierlich von 1 x 10¹&sup7; bis 8 x 10¹&sup9; cm&supmin;³ änderte. Darüber
hinaus wurde das aus Fig. 11 ersichtliche Ergebnis mit hoher
Reproduzierbarkeit erhalten. Die erhaltene GaAs-Schicht
wurde mit Hilfe eines Interferenzmikroskops betrachtet.
Hierbei zeigte es sich, daß der gewachsene Kristall eine
spiegelglatte Oberfläche aufwies.
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Es wurde ein weiterer Versuch durchgeführt, bei dem zusammen
mit dem TMG-Gas mit gasförmigem Wasserstoff verdünntes TMA-
Gas dem Reaktionsgefäß zugeführt wurde. Im Rahmen dieses
Versuchs war es ebenfalls möglich, eine AlGaAs-Schicht vom
p-Typ mit spiegelglatter Oberfläche herzustellen. Ferner
konnte die Lochkonzentration mit hoher Reproduzierbarkeit
durch Einstellen des Drucks innerhalb des Reaktionsgefäßes
auf 1,3 - 533 kPa (1 - 400 Torr) innerhalb eines Bereichs
von 1 x 10¹&sup8; bis 1 x 10²&sup0; cm&supmin;³ gesteuert werden.
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Die der vorliegenden Erfindung zugrundeliegende technische
Idee kann auch bei der Herstellung der verschiedensten
Halbleitervorrichtungen, z.B. von Heterobipolartransistoren, p-
Kanal-HEMT, Halbleiterlasern und Heißelektronentransistoren
mit GaAs-, AlGaAs- und AlAs-Schichten vom p-Typ ausgenutzt
werden.