JP2503697B2 - 半絶縁性ＧａＡｓ単結晶の製造方法 - Google Patents
半絶縁性ＧａＡｓ単結晶の製造方法Info
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- JP2503697B2 JP2503697B2 JP1324379A JP32437989A JP2503697B2 JP 2503697 B2 JP2503697 B2 JP 2503697B2 JP 1324379 A JP1324379 A JP 1324379A JP 32437989 A JP32437989 A JP 32437989A JP 2503697 B2 JP2503697 B2 JP 2503697B2
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Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は半絶縁性GaAs単結晶の製造方法に係り、特に
横型ボート法によって製造されるCrドープ半絶縁性GaAs
単結晶ウェハの製造方法に関するものである。
横型ボート法によって製造されるCrドープ半絶縁性GaAs
単結晶ウェハの製造方法に関するものである。
［従来の技術］ 石英ボートを使用したCrドープ半絶縁性GaAs単結晶は
水平ブリッジマン法（HB法）、温度傾斜法（GF法）、ゾ
ーンメルト法（ZM法）等の横型ボート法により製造され
ている。
水平ブリッジマン法（HB法）、温度傾斜法（GF法）、ゾ
ーンメルト法（ZM法）等の横型ボート法により製造され
ている。
このCrドープ半絶縁性GaAs単結晶からスライスされた
ウェハ上に、MOVPE（有機金属気相エピタキシー）やMBE
（分子線エピタキシー）等のエピタキシャル成長を行っ
た上で、GaAsFET,IC,LSI等が作られている。
ウェハ上に、MOVPE（有機金属気相エピタキシー）やMBE
（分子線エピタキシー）等のエピタキシャル成長を行っ
た上で、GaAsFET,IC,LSI等が作られている。
このようなIC用GaAsウェハに課される鏡面特性には、
パターン微細化対応及びイオン打込・アニールによる高
活性化がある。パターン微細化対応では、最小パターン
線幅に対応したウェハ表面の微小な凹凸管理、及びフォ
トリソグラフィ時に重要なウェハの平坦度が要求され
る。又イオン打込・アニールによる動作層の活性化で
は、ウェハ表面結晶の質による影響が大きく、非晶質の
存在しない鏡面が望まれる。
パターン微細化対応及びイオン打込・アニールによる高
活性化がある。パターン微細化対応では、最小パターン
線幅に対応したウェハ表面の微小な凹凸管理、及びフォ
トリソグラフィ時に重要なウェハの平坦度が要求され
る。又イオン打込・アニールによる動作層の活性化で
は、ウェハ表面結晶の質による影響が大きく、非晶質の
存在しない鏡面が望まれる。
このうち特に、パターン微細化対応のウェハ表面の微
小な凹凸は、勿論、鏡面ウェハ加工技術による異物管理
にもよるが、より基本的には、GaA単結晶ウェハを半絶
縁性とするために結晶中にドープしたCrが関与してい
る。
小な凹凸は、勿論、鏡面ウェハ加工技術による異物管理
にもよるが、より基本的には、GaA単結晶ウェハを半絶
縁性とするために結晶中にドープしたCrが関与してい
る。
通常、Crドープウェハはアンドープウェハと異なり、
第２図に示すように、ウェハ加工技術を向上しても鏡面
研磨の表面に、散乱断面積0.06μm2以上の凹凸が150〜2
000個／φ３″（直径３インチ）という極めて大きな値
で生じてしまう。このように多数の凹凸がウェハ表面に
あると、微細加工する場合の障害となる。
第２図に示すように、ウェハ加工技術を向上しても鏡面
研磨の表面に、散乱断面積0.06μm2以上の凹凸が150〜2
000個／φ３″（直径３インチ）という極めて大きな値
で生じてしまう。このように多数の凹凸がウェハ表面に
あると、微細加工する場合の障害となる。
尚、第２図はサーフスキャンと呼ばれるテンコール社
製の測定器によって測定した熱処理改善前の微小凹凸測
定マップを示しており、散乱断面積≧0.06μm2で約1,00
0個の例である。
製の測定器によって測定した熱処理改善前の微小凹凸測
定マップを示しており、散乱断面積≧0.06μm2で約1,00
0個の例である。
ここで面研磨後のウェハ表面の散乱断面積0.06μm2以
上の凹凸の個数について規定したのは、散乱断面積＜0.
06μm2の大きさの凹凸では、デバイス作成後に不良とな
りにくいのに対し、散乱断面積が0.06μm2以上の大きさ
では、デバイス作成後に不良になりやすいと言う経験に
基づくものである。
上の凹凸の個数について規定したのは、散乱断面積＜0.
06μm2の大きさの凹凸では、デバイス作成後に不良とな
りにくいのに対し、散乱断面積が0.06μm2以上の大きさ
では、デバイス作成後に不良になりやすいと言う経験に
基づくものである。
［発明が解決しようとする課題］ 上述したようにCrドープ半絶縁性GaAs単結晶から作っ
たウェハの鏡面研磨表面には、ドープしたCrの影響で非
常に多くの凹凸が発生するため、IC用ウェハに課される
鏡面特性、特に、ますます要求されるより細かい微細化
対応が困難であった。
たウェハの鏡面研磨表面には、ドープしたCrの影響で非
常に多くの凹凸が発生するため、IC用ウェハに課される
鏡面特性、特に、ますます要求されるより細かい微細化
対応が困難であった。
本発明の目的は、インゴット又はウェハを熱処理する
ことによって、前記した従来技術の欠点を解消し、Crド
ープ鏡面ウェハ表面の微小凹凸を低減させる新規な半絶
縁性GaAs単結晶の製造方法を提供することにある。
ことによって、前記した従来技術の欠点を解消し、Crド
ープ鏡面ウェハ表面の微小凹凸を低減させる新規な半絶
縁性GaAs単結晶の製造方法を提供することにある。
［課題を解決するための手段］ 本発明の半絶縁性GaAs単結晶の製造方法は、Crドープ
GaAs単結晶のインゴット又は、このインゴットを切り出
して得たウェハを、1050℃〜1200℃の間の温度で熱処理
して、Crを一旦結晶中に固溶させる。
GaAs単結晶のインゴット又は、このインゴットを切り出
して得たウェハを、1050℃〜1200℃の間の温度で熱処理
して、Crを一旦結晶中に固溶させる。
その後、少なくとも上記熱処理温度から800℃までの
間を50℃/h〜160℃/hの速度で降温させることにより、
ウェハ表面に現われる微小凹凸の数を低減させ、即ち鏡
面研磨後のウェハ表面に現われる散乱断面積≧0.06μm2
の微小凹凸の数が50個以下（直径３インチウェハ換算）
の鏡面特性を持たせるようにしたものである。
間を50℃/h〜160℃/hの速度で降温させることにより、
ウェハ表面に現われる微小凹凸の数を低減させ、即ち鏡
面研磨後のウェハ表面に現われる散乱断面積≧0.06μm2
の微小凹凸の数が50個以下（直径３インチウェハ換算）
の鏡面特性を持たせるようにしたものである。
ここで、熱処理温度を1050℃〜1200℃としているの
は、Crを固溶させるには、1050℃以上にする必要があ
り、一方、1200℃より温度を高くすると融解してしまう
可能性があるためであり、その熱処理時間は、Crが固溶
するだけの時間で十分であり、温度によって変わってく
るものである。
は、Crを固溶させるには、1050℃以上にする必要があ
り、一方、1200℃より温度を高くすると融解してしまう
可能性があるためであり、その熱処理時間は、Crが固溶
するだけの時間で十分であり、温度によって変わってく
るものである。
又、降温下限指定温度は800℃としたが、これ以下の
温度では、Crの拡散速度が遅く降温速度は殆ど無関係と
なるためである。
温度では、Crの拡散速度が遅く降温速度は殆ど無関係と
なるためである。
降温させる速度を50℃/h〜160℃/hとしたのは、50℃/
h以下ではCrの析出が大きくなる（細かく分散されな
い）ため、効果がなくなり、160℃/h以上では結晶中に
別の欠陥（スリップ転位）が発生してしまうためであ
る。
h以下ではCrの析出が大きくなる（細かく分散されな
い）ため、効果がなくなり、160℃/h以上では結晶中に
別の欠陥（スリップ転位）が発生してしまうためであ
る。
［作用］ 一般に、結晶インゴットの長さ方向に沿ったCrの濃度
分布は、高濃度ドープほどその分布変化は大きく、特に
インゴット後半部ではCrの偏析や組成的過冷却により多
結晶化して結晶性の劣化を伴う。
分布は、高濃度ドープほどその分布変化は大きく、特に
インゴット後半部ではCrの偏析や組成的過冷却により多
結晶化して結晶性の劣化を伴う。
従って、この多結晶による結晶性の劣化を伴わないウ
ェハを得るには、Crの析出を均一化すると共に析出核を
微細にし、又過冷却を回避する必要がある。これを実行
するためには、出来上がったインゴットをそのままの状
態で、又はインゴットから切り出したウェハ状態にし
て、適当な熱処理を加えてインゴット製造時のCr偏在や
熱ストレスを是正してやれば良い。本発明はこの再処理
原理を利用したものである。
ェハを得るには、Crの析出を均一化すると共に析出核を
微細にし、又過冷却を回避する必要がある。これを実行
するためには、出来上がったインゴットをそのままの状
態で、又はインゴットから切り出したウェハ状態にし
て、適当な熱処理を加えてインゴット製造時のCr偏在や
熱ストレスを是正してやれば良い。本発明はこの再処理
原理を利用したものである。
製造したインゴット又はこれから切り出したウェハを
一旦昇温して結晶中のCrを固溶させた後、比較的緩やか
な速度で降温する。
一旦昇温して結晶中のCrを固溶させた後、比較的緩やか
な速度で降温する。
すると、Crの濃度分布は均一化され、その析出核も微
細になり、鏡面研磨後のウェハ表面に現われる散乱面積
≧0.06μm2の微小凹凸の数が激減する。
細になり、鏡面研磨後のウェハ表面に現われる散乱面積
≧0.06μm2の微小凹凸の数が激減する。
［実施例］ 以下、本発明の実施例を第１図を用いて説明する。
水平ブリッジマン法等の横型ボート法で半絶縁性GaAs
単結晶を得るためには、アンドープで半絶縁性が得られ
るLEC法と異なり、Cr不純物がドープされる。このCrを
ドープして得たCrドープGaAs単結晶インゴット、又はこ
のインゴットから切り出したウェハを1050℃〜1200℃の
間の温度で加熱処理する。すると、インゴット内又はウ
ェハ面内に固相で偏在していたCrが、一旦、結晶中に固
溶してGaAs中に均一に溶け込む。
単結晶を得るためには、アンドープで半絶縁性が得られ
るLEC法と異なり、Cr不純物がドープされる。このCrを
ドープして得たCrドープGaAs単結晶インゴット、又はこ
のインゴットから切り出したウェハを1050℃〜1200℃の
間の温度で加熱処理する。すると、インゴット内又はウ
ェハ面内に固相で偏在していたCrが、一旦、結晶中に固
溶してGaAs中に均一に溶け込む。
その後、少なくとも、上記1050℃〜1200℃の熱処理温
度から800℃までの間を、50℃/h〜160℃/hの速度で降温
させる。この緩やかな降温により、固溶していたCrが固
相を作って析出するが、その析出核が微細になる。
度から800℃までの間を、50℃/h〜160℃/hの速度で降温
させる。この緩やかな降温により、固溶していたCrが固
相を作って析出するが、その析出核が微細になる。
このようにして熱処理したインゴットから切り出した
ウェハ、又はウェハ状態で直接熱処理したウェハを鏡面
研磨して、ウェハ表面の散乱面積が0.06μm2以上の微小
凹凸の数を計数すると、第３図に示すように、φ３″ウ
ェハ換算で50個以下まで低減させることができる。尚、
第３図は上記測定装置によって測定した熱処理改善後の
微小凹凸測定マップを示し、散乱断面積≧0.06μm2で約
30個の例である。但し、マップ上の黒点は≧0.012μm2
の凹凸の各点に相当するため、≧0.06μm2のものの数と
は一致しない。
ウェハ、又はウェハ状態で直接熱処理したウェハを鏡面
研磨して、ウェハ表面の散乱面積が0.06μm2以上の微小
凹凸の数を計数すると、第３図に示すように、φ３″ウ
ェハ換算で50個以下まで低減させることができる。尚、
第３図は上記測定装置によって測定した熱処理改善後の
微小凹凸測定マップを示し、散乱断面積≧0.06μm2で約
30個の例である。但し、マップ上の黒点は≧0.012μm2
の凹凸の各点に相当するため、≧0.06μm2のものの数と
は一致しない。
ここで、上記実施例では、熱処理温度の指定範囲を限
定し、熱処理時間の範囲を限定していないが、熱処理の
時間に関してはCrが固溶するだけの時間で十分であり、
温度によって変わってくるものであるから一義的に決め
られない。
定し、熱処理時間の範囲を限定していないが、熱処理の
時間に関してはCrが固溶するだけの時間で十分であり、
温度によって変わってくるものであるから一義的に決め
られない。
又、降温下限指定温度を800℃としたが、これ以下の
温度では、Crの拡散速度が遅くなって降温速度が殆ど無
関係となり、析出核の微細化が期待できないためであ
る。
温度では、Crの拡散速度が遅くなって降温速度が殆ど無
関係となり、析出核の微細化が期待できないためであ
る。
尚、上記実施例ではCrドープ半絶縁性インゴット又は
ウェハについてのみ述べたが、本発明はInを同時に添加
したCr−Inドープ低転位密度半絶縁性GaAsインゴット又
はウェハについても適用できる。
ウェハについてのみ述べたが、本発明はInを同時に添加
したCr−Inドープ低転位密度半絶縁性GaAsインゴット又
はウェハについても適用できる。
以上述べたように本実施例によれば、Crドープ半絶縁
性単結晶インゴット、又はそれから得たウェハに対して
熱処理を加えることにより、ウェハの鏡面研磨表面の微
小凹凸が改善されるため、IC、LSI製造過程でのより細
かい微細加工が可能になり、GaAsIC,LSIの発展に大きく
寄与することができる。
性単結晶インゴット、又はそれから得たウェハに対して
熱処理を加えることにより、ウェハの鏡面研磨表面の微
小凹凸が改善されるため、IC、LSI製造過程でのより細
かい微細加工が可能になり、GaAsIC,LSIの発展に大きく
寄与することができる。
次に、本発明の具体的実施例を比較例と共に述べる。
（実施例１） HB法で成長させたCr濃度約0.5ppmwのφ３″ウェハ用G
aAsインゴットブロック200gを、石英アンプル中に補償
量のAs5.0gと共に真空封じした後、1,100℃で10時間熱
処理した後、100℃/hの速度で室温まで冷却した、得ら
れたインゴットブロックを、スライスし、φ３″に加工
した後、鏡面研磨を行い、表面に発生した散乱断面積0.
06μm2以上の微小凹凸の数を計測した結果、約30個／φ
３″であった。この値は、熱処理なしのウェハと比較
し、約１桁少ない値であった。
aAsインゴットブロック200gを、石英アンプル中に補償
量のAs5.0gと共に真空封じした後、1,100℃で10時間熱
処理した後、100℃/hの速度で室温まで冷却した、得ら
れたインゴットブロックを、スライスし、φ３″に加工
した後、鏡面研磨を行い、表面に発生した散乱断面積0.
06μm2以上の微小凹凸の数を計測した結果、約30個／φ
３″であった。この値は、熱処理なしのウェハと比較
し、約１桁少ない値であった。
（実施例２） 熱処理温度を1050℃とし、50時間熱処理した後、100
℃/hで降温したところ、微小凹凸の数が約50個／φ３″
であった。1050℃より低い温度（例えば1000℃）では、
時間を長くしても効果は少なかった。
℃/hで降温したところ、微小凹凸の数が約50個／φ３″
であった。1050℃より低い温度（例えば1000℃）では、
時間を長くしても効果は少なかった。
（実施例３） 熱処理温度を1,200℃とし、５時間熱処理した後、100
℃/hで降温したところ、微小凹凸の数が約20個／φ３″
であった。1,200℃より温度を高くすると、融解する可
能性があり、温度制御が難しく、得策ではない。
℃/hで降温したところ、微小凹凸の数が約20個／φ３″
であった。1,200℃より温度を高くすると、融解する可
能性があり、温度制御が難しく、得策ではない。
（実施例４） 1,100℃で10時間熱処理した後、50℃/hで室温まで降
温した結晶を、ウェハに加工、研磨し、微小凹凸を測定
したところ約50個／φ３″であった。
温した結晶を、ウェハに加工、研磨し、微小凹凸を測定
したところ約50個／φ３″であった。
（実施例５） 降温速度を160℃/hとした以外は実施例４と同一の方
法で熱処理及び加工、研磨を行った所、微小凹凸は約30
個／φ３″であった。
法で熱処理及び加工、研磨を行った所、微小凹凸は約30
個／φ３″であった。
（比較例１） 降温速度を30℃/hとした以外は、実施例４と同一の方
法で熱処理及び加工、研磨を行った所、微小凹凸は、約
500個／φ３″であった。
法で熱処理及び加工、研磨を行った所、微小凹凸は、約
500個／φ３″であった。
［発明の効果］ （１） 本発明により製造された半絶縁性GaAs単結晶に
おいては、鏡面特性が極めて良好なので、ICの微細化に
対応することができる。
おいては、鏡面特性が極めて良好なので、ICの微細化に
対応することができる。
（２） 本発明半絶縁性GaAs単結晶の製造方法において
は、インゴットの製造方法そのものに改良を加えること
なく、製造後のインゴット又はウェハに熱処理を加える
という簡単な手法で、Crドープ鏡面ウェハ表面の微小凹
凸を大幅低減させることができる。
は、インゴットの製造方法そのものに改良を加えること
なく、製造後のインゴット又はウェハに熱処理を加える
という簡単な手法で、Crドープ鏡面ウェハ表面の微小凹
凸を大幅低減させることができる。
第１図は本発明の実施例を示す熱処理工程図、第２図は
熱処理改善前の微小凹凸測定マップ図（散乱断面積≧0.
06μm2で約1000個）、第３図は熱処理改善後の微小凹凸
測定マップ図（散乱断面積≧0.06μm2で約30個）であ
る。
熱処理改善前の微小凹凸測定マップ図（散乱断面積≧0.
06μm2で約1000個）、第３図は熱処理改善後の微小凹凸
測定マップ図（散乱断面積≧0.06μm2で約30個）であ
る。
Claims (1)
- 【請求項１】Crドープ半絶縁性GaAs単結晶のインゴット
又は、このインゴットを切り出して得たウェハを、1050
℃〜1200℃の間の温度で熱処理して、Crを一旦結晶中に
固溶させ、その後、少なくとも上記熱温度から800℃ま
での間を50℃/h〜160℃/hの速度で降温させ、鏡面研磨
後のウェハ表面に現われる散乱断面積≧0.06μm2の微小
凹凸の数が50個以下（直径３インチウェハ換算）である
ことを特徴とする半絶縁性GaAs単結晶の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1324379A JP2503697B2 (ja) | 1989-10-12 | 1989-12-14 | 半絶縁性ＧａＡｓ単結晶の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1-265632 | 1989-10-12 | ||
| JP26563289 | 1989-10-12 | ||
| JP1324379A JP2503697B2 (ja) | 1989-10-12 | 1989-12-14 | 半絶縁性ＧａＡｓ単結晶の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03224216A JPH03224216A (ja) | 1991-10-03 |
| JP2503697B2 true JP2503697B2 (ja) | 1996-06-05 |
Family
ID=26547073
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1324379A Expired - Lifetime JP2503697B2 (ja) | 1989-10-12 | 1989-12-14 | 半絶縁性ＧａＡｓ単結晶の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2503697B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP3170928B1 (en) * | 2014-07-17 | 2021-06-16 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Semi-insulating gaas single crystal |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5460858A (en) * | 1977-10-25 | 1979-05-16 | Hitachi Cable Ltd | Manufacture of gallium arsenide crystal wafer |
-
1989
- 1989-12-14 JP JP1324379A patent/JP2503697B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03224216A (ja) | 1991-10-03 |
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