JP2676144B2 - 砒化ガリウムの成長方法 - Google Patents
砒化ガリウムの成長方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
本発明はシリコン（Si）基板上に高品質なGaAsをエピ
タキシャル成長させる方法に関するものである。 （従来技術および発明が解決しようとする問題点） シリコン（Si）基板上にIII−Ｖ族化合物半導体のひ
とつである砒化ガリウム（GaAs）をエピタキシャル成長
させる場合を例にとり従来の技術を説明する。Si基板上
にGaAsをエピタキシャル成長させる場合には次のような
問題点がある。 （イ）GaAsのジンクブレンド型結晶構造とSiのダイヤモ
ンド型結晶構造の相違により、GaAs層に反位相境界APB
が発生する。 （ロ）通常のGaAsエピタキシャル成長温度ではGaAsが島
状成長してGaAs層表面の平坦性が失われる。 これらの問題点は特開昭61−70715公報にも開示され
ているように、２段階成長法により解決することができ
る。すなわち、清浄化されたSi基板上に450℃以下の成
長温度で200Å以下の厚さのGaAs層を成長させ、その後
通常のGaAsの成長温度でGaAs層を成長させる方法（２段
階成長法）によりSi基板上に反位相境界のない鏡面状の
GaAs層が得られている。すなわち、従来は第１層の厚さ
については反位相境界の発生を抑えることを目的に200
Å以下の値が採用されていた。 しかしながら、Si基板上に２段階成長法により反位相
境界のない鏡面状の表面をもつGaAs層を成長したとして
も、該GaAs層のエッチピット密度は108cm-2程度と高い
値をもつという欠点は解決されていない。このため、Si
基板上に成長したGaAs層を用いてソーターセル等のデバ
イスを形成しても、その性能はバルクGaAsに形成したそ
れと比べて著しく劣っていた。 （発明の目的） 本発明は上記の欠点を改善するために提案されたもの
で、その目的は、Si基板上にエッチピット密度の低い高
品質なGaAs層を成長させる方法を提供することにある。 （問題点を解決するための手段） 上記の目的を達成するため本発明は、シリコン（Si）
の（100）面上に砒化ガリウム（GaAs）層をエピタキシ
ャル成長させるに当たり、該シリコン基板を清浄する工
程と、清浄された該基板上に、450℃以下の温度で、200
Å程度以下の厚さの砒化ガリウムのバッファ層を成長さ
せる工程と、該バッファ層の上に、通常の砒化ガリウム
層の成長温度で、該砒化ガリウム層を成長させる工程と
を含む砒化ガリウムの成長方法において、前記バッファ
層の厚さを20Å以上80Å以下とすることを特徴とする砒
化ガリウムの成長方法を発明の要旨とするものである。 従来は第１の層の厚さは200Å以下であれば反位相境
界のないGaAs層が得られるとされていた。しかしなが
ら、Si基板上にGaAsを成長させる場合に第１の層は続い
て成長する第２の層の土台となるため、その品質は反位
相境界の解決だけでなく第２の層の結晶品質をも決める
としても過言ではない。種々の実験の結果、反位相境界
がなくかつ欠陥密度の少ないGaAs層をSi基板上を得るに
は、第１の層の厚さが20Å以上80Å以下であることが必
須で、80Åより大きな厚さでは高品質なGaAs層が得られ
ないことを開示するものである。 次に本発明の実施例について説明する。なお、実施例
は一つの例示であって、本発明の精神を逸脱しない範囲
で、種々の変更あるいは改良を行いうることは言うまで
もない。 本発明の実施例を、Si（100）基板上にGaAsをエピタ
キシャル成長させる場合を例にとり説明する。この実施
例では、Si（100）基板上に成長する第１の層の成長温
度を350℃とし、続いて成長する第２の層の成長温度を7
00℃とする場合を説明する。説明の便宜上、Si基板上に
成長温度350℃で成長した第１の層の内、アニールを受
けていないものを低温堆積層と定義し、アニールにより
再配列したものを中間層と定義する。この中間層は次の
第２の層が成長する土台となるものである。またアニー
ルとは、基板温度が第１の層を成長した温度から第２の
層を成長する温度まで昇温する過程で第１の層が受ける
熱効果を指す。本実施例の場合、アニール温度は700℃
である。 この実施例で成長法として特願昭61−28974号明細書
に開示されている装置を使用した。 第１図（Ａ），（Ｂ）により、前記の気相成長装置の
概念図を示す。第１図（Ａ）は装置の長手方向に沿う断
面図、同図（Ｂ）は同（Ａ）のＹ−Ｙ線に沿う断面図で
ある。 図において、１は反応管、２は内部に形成された隔
壁、３はボート、４はボート３に収められているIII族
元素、５は基板支持台、６は基板支持台移動用ロッド、
７は基板、８は成長膜を示す。 III族元素４はボート３に入れられ、隔壁２上に置か
れる。隔壁２のガス流の下流側端部2aは隔壁上部のガス
流を下方に導くように下に曲がっている。基板支持台５
は、その上に支持される基板７が、隔壁端部2aとの距離
を隔壁上部のガス流と下部のガス流が合流し反応するの
を妨げない範囲で保ったまま移動できる。反応管１内の
温度は、III族元素の位置では高温に、基板位置では低
温になるように電気炉によって制御される。 第１図（Ａ），（Ｂ）に示した装置を用い、Si（10
0）基板上にGaAs結晶を成長させた。表面を清浄化した
基板７を、第１図（Ａ）に図示するように、隔壁の端部
2aの下部に位置せしめた。III族元素にはGaを用いる。
隔壁２の下部にはアルシン（AsH3）とH2の混合ガス11
を、隔壁の上部にはH210を流し、反応管１内の空気が十
分置換された後、反応管１を加熱した。反応管内の温度
がGa部で高く、基板７位置で低い温度分布、例えばGa部
（Ts）が850℃、基板温度（TG）が300℃〜700℃の所望
温度になった後、ガス流10にHClを加え（HCl＋H2）の混
合ガスとした。ガス流10の中のAsH3は熱によって主にAs
4の形に分解し、（As4＋H2）の混合ガス流12を形成す
る。一方、HClはGaと反応してGaClを生じ、（GaCl＋
H2）の混合ガス流13を形成する。III族元素Gaを含むガ
ス流13と、Ｖ族元素Asを含むガス流12は、それぞれ独立
した流路を進んで、隔壁２の端部2a付近においてはじめ
て合流し、反応して基板７上にGaAs結晶８が形成され
る。14は排ガスである。GaAsの析出、成長はHClの流入
開始によって始まり、その停止によって停止する。 GaAs結晶の成長の開始および停止を、HClの流入と停
止によるのでなく、基板の移動によって行うことができ
る。すなわち、基板支持台５を隔壁２の下方に、基板７
がガス流13と触れないように位置せしめ、反応管１内が
所望の温度に昇温され、ガス流10中にHClが混入されて
いる状態で、基板支持台５を第１図（Ａ）に図示する位
置に移動させて、ガス流12とガス流13とを基板表面近傍
で合流、反応させることができる。所定時間経過した
後、基板支持台を隔壁２の下部に移動させるとGaAsの成
長は停止する。得られるGaAsの結晶の質、成長速度は、
HClの流入、停止によって成長を制御した場合と全く同
様である。 本発明を実施するにあたり最も重要なことは、低温堆
積層（第１の層）の厚さを20Å以上80Å以下に制御する
ことである。そのための低温堆積層の厚さの制御法と厚
さの測定法を説明する。厚さは段差計（テンコール社の
α−Step）で測定した。GaAsをプロムメタノール溶液で
選択エッチした試料の段差を測定することにより、薄い
方は100Å程度まで測定可能で、その測定精度は±10Å
である。段差の測定が可能な範囲では、低温堆積層の厚
さと成長時間は直線関係にあることを確認しているの
で、100Åより薄い範囲ではこの直線関係を外挿するこ
とにより、低温堆積層の厚さのすべての範囲を成長時間
で制御した。例えば成長温度350℃、HCl流量1ml/分、As
H3流量0.05ml/分、水素全流量２／分のとき、成長時
間２分で60Å、３分で100Å、４分で140Åの厚さの低温
堆積層がSi基板上に成長する。このとき低温堆積層の成
長の開始と停止は基板の移動により行った。 第２図には、Si（100）基板上に成長温度350℃で低温
堆積層を成長し、その後成長温度700℃で該低温堆積層
上にGaAsを2.5μｍ成長した場合の、低温堆積層の厚さ
とGaAs膜のＸ線２結晶半値巾との関係を示した。Ｘ線２
結晶半値巾はエピタキシャル層の結晶性の良否を評価す
るもので、半値巾が小さいほど結晶性が良いことを示
す。第２図では（横軸は低温堆積層の厚さ、縦軸はＸ線
２結晶半値巾を示す。）、低温堆積層の厚さが100Å未
満で半値巾が急激に減少している。特に20Å以上80Å以
下では、200Åの場合の約1/2になっている。すなわち、
従来、半位相境界が発生しないと言われている低温堆積
層の厚さ200Å以下の範囲（第２図でハッチを施した左
側）でも、低温堆積層の厚さによりGaAs膜の結晶性が大
きく変化し、20Å以上80Å以下の範囲でGaAs膜の結晶性
が大幅に向上している。ちなみに、低温堆積層の厚さ14
0ÅのときのGaAs膜のエッチピット密度は103cm-2程度と
高い値を示すのに対し、低温堆積層の厚さ60Åのときの
GaAs膜のエッチピット密度は106cm-2程度と大幅に減少
し、バルクGaAs並みの結晶性が得られている。これより
低温堆積層の厚さを20Å以上80Å以下にすることが、Ga
As膜のエッチピット密度を下げることに効果があり、か
つバルク並みの結晶性を持つGaAs膜がSi基板上に形成で
きることが明らかである。第２図では低温堆積層の厚さ
20Åのところで半値巾が増加している。その原因は、低
温堆積層が薄すぎるためにアニールにより中間層を形成
するときに凝集し、島状の中間層が形成されたためであ
る。低温堆積層が薄すぎてもGaAs膜の結晶性の劣化を招
くので、望ましい低温堆積層の厚さは20Å以上80Å以下
である。 低温堆積層の厚さが80Å以下の範囲で、GaAs膜の結晶
性が大幅に向上する原因は、GaAs膜がエピタキシャル成
長する際の土台となる中間層の結晶性が向上したためで
ある。これを示すのが第３図である。第３図にはSi（10
0）基板上に成長温度350℃で成長した低温堆積層を700
℃でアニールすることにより中間層を形成し、その中間
層を反射高速電子線回折（RHEED）方で観察したRHEED像
の内代表的なものを示した。すなわち第３図は中間層の
RHEED像を示すもので、低温堆積層の厚さは（ａ）は60
Å、（ｂ）は100Å、（ｃ）は140Åである。低温堆積層
の厚さ140Åの場合にはツインポットが見えることから
中間層に双晶が形成されていることがわかる。またRHEE
D像はスポット状であることから表面は凹凸状であるこ
と、＜111＞方向に伸びるオフアングルストリークが見
えることから（111）ファセット４面からなるヒルロッ
クが形成されており、これが表面の凹凸の原因であるこ
とがわかった。一方、低温堆積層の厚さ60Åと100Åの
場合にはツインスポットが見えないので、双晶のない良
好な結晶性を有する中間層が形成されていることがわか
った。また、RHEED像の各回折スポットはストリーク状
に上下方向に伸びており、オフアングルストリークも見
えないことから平坦な表面をもつ中間層であることがわ
かる。すなわち、低温堆積層の厚さを100Å未満にすれ
ば、双晶のない平坦な表面をもつ中間層が形成される。 中間層の平坦性に着目し、低温堆積層の厚さによる変
化を示したのが第４図である。第４図において横軸には
低温堆積層の厚さ、縦軸には（113）回折スポットの縦
−横比を示す。図より表面が原子層オーダーで平坦にな
るほどRHEED像の各回折スポットは表面に垂直な方向
（第３図では上下方向）にストリーク状に伸びる。した
がって、どの程度ストリーク状に伸びるかをもって表面
の平坦性を相互比較することが可能である。第４図で
は、各RHEED像の各回折スポットの伸びを定量化するた
め回折スポットの縦−横比を実測し、低温堆積層の厚さ
による変化を示している。縦−横比が大きいほど表面が
平坦であることを示す。第４図から低温堆積層の厚さが
80Å以下の範囲で縦−横比が大きくなっていることがわ
かる。すなわち、低温堆積層の厚さが80Å以下の範囲で
平坦な表面をもつ中間層が得られていることがわかる。
双晶の発生と表面の平坦化との間には密接な関係があ
り、双晶が発生すると表面に凹凸ができる（この原因は
後述する）ことを考慮すると、第４図はまた低温堆積層
の厚さが80Å以下の範囲で中間層の結晶性が100Å以上
の場合に比べ大幅に向上していることを示している。以
上のことから、低温堆積層の厚さを80Å以下にすれば、
双晶の形成がなく表面の平坦な中間層が得られることが
明らかである。これらの中間層上に同一の成長条件でさ
らにGaAsを成長させた試料につきGaAs/Si界面付近の断
面を透過電子顕微鏡で観察した。その結果、低温堆積層
の厚さ60Åの場合には界面付近のGaAs側に観察される格
子欠陥は少なく良好な界面が形成されていた。しかし、
低温堆積層の厚さ140Åの場合には界面付近のGaAs側に
多数の双晶と積層欠陥があり、その双晶と積層欠陥から
GaAs層の表面に向かって貫通転位が伸びていることが観
察された。この貫通転位がGaAs表面に達したところにエ
ッチピットが形成されることを考慮すると、中間層のRH
EED観察の結果および透過電子顕微鏡観察の結果は、前
述したGaAs層のＸ線２結晶半値巾の結果と良く一致す
る。すなわち、GaAs層のエッチピット密度を下げるため
には中間層における双晶の発生を防ぐ必要があり、それ
は低温堆積層の厚さを80Å以下にすることにより達成で
きる。 中間層に双晶が形成されるメカニズムについて説明す
る。アニールによる低温堆積層の再配列は、Siとの界面
から起こる固相エピタキシャル成長と、低温堆積層内部
に発生する核を中心とする成長により進行する。低温堆
積層内部での核発生は非常に起こりにくいので、低温堆
積層が薄い場合には低温堆積層内部で最初の核発生が起
こる前に界面からの固相エピタキシャル成長により再配
列が完了してしまう。このように固相エピタキシャル成
長によって中間層が形成される場合には、Si基板の結晶
方位を引き継いだ中間層となり双晶の発生は無い。低温
堆積層の厚さ80Å以下がこの場合にあたる。一方、低温
堆積層が十分厚く、界面からの固相エピタキシャル成長
による再配列が完了する前に低温堆積層の内部で最初の
核が発生する場合には、その結晶方位は勝手な方向を向
いている。このような核が成長し隣りの核あるいは界面
からの固相エピタキシャル層と接触したとき、十分方位
を修正することなく合体するものの双晶関係の方位で合
体するものが出てくる。そのため中間層に双晶が発生す
る。また、低温堆積双内部に発生した核は３次元的に成
長しながら（100）面と（111）面からなる多面体を形成
するため、中間層表面に（111）ファセット４面からな
るヒルロックが形成され、中間層表面の平坦性が失われ
る。低温堆積層の厚さ100Å以上がこの場合にあたる。
以上をまとめると、双晶発生の原因はアニール工程にお
いて起こる低温堆積層内部の核発生であり、核発生を防
ぐためには低温堆積層の厚さを80Å以下にすればよい。 GaAs結晶を発光素子へ応用する場合には、数μｍ程度
の深いｐ−ｎ接合を形成する必要から、拡散技術が用い
られる。拡散においては平坦な拡散フロントを所望の深
さに再現性よく形成することが重要である。拡散現象は
GaAs結晶の結晶性に大きく依存し、従来法によりSi基板
上に成長したGaAs膜のようにバルク結晶に比べ結晶性が
劣る場合には拡散を制御することが非常に困難であっ
た。しかし、本発明によりSi基板上に成長したGaAs膜で
は、拡散により所望の深さに平坦なｐ−ｎ接合が形成で
きることを示したのが第５図である。第５図には、低温
堆積層の厚さを種々変えて形成した中間層の上にさらに
GaAsを４μｍエピタキシャル成長した試料にＰ型不純物
のZnを拡散し、その拡散フロントを調べたうち代表的な
ものを示した。Znの拡散はZnOを50mole％含むSiO2膜を
拡散源とし、基板温度700℃で60分間行い、Znを約１μ
ｍ拡散した。へき開した断面をステンエッチすることに
よりｐ−ｎ接合を出しそれを光学顕微鏡で観察した。第
５図（ａ）は低温堆積層の厚さが60Åの場合で、平坦な
拡散フロントが形成されておりダイオード特性も良好で
あった。第５図（ｂ）は低温堆積層の厚さが140Åの場
合で、（111）面に沿って異常に早く拡散する部分が発
生しており、（ｂ）図において、斜線を施した部分が、
Znが異常に早く拡散した部分を示す。そのため部分的に
Ｐ層が基板Siまで貫通してしまいダイオード特性は得ら
れなかった。この異常に早い拡散の発生は拡散条件を種
々変えても抑制できなかった。したがって、平坦な拡散
フロントと良好なダイオード特性を得るために必要な結
晶品質を得るためには、低温堆積層の厚さを80Å以下に
する必要がある。 なお第１の半導体層の成長温度を450℃以下と定めた
のは、450℃を超過した場合は第１層が多結晶化して、
その結果、第２層の表面の状態が悪くなるためである。 この発明は上述した実施例のみに限定されるものでは
ない。例えば、基板はしてGeを用いる場合も同様であ
り、またIII−Ｖ族化合物半導体としてGaP,InP等を用い
ても同様に高品質結晶を成長できる。 又、本発明は上述した実施例の成長法に限定されず、
他の成長法例えばMBE,MOCVD法でもできることは言うま
でもない。 （発明の効果） 以上説明したように、本発明によればSi基板上にGaAs
を２段階成長法によりエピタキシャル成長するにあた
り、第１の層の厚さを20Å以上80Å以下としているた
め、反位相境界が無いのは言うまでもなく、欠陥密度が
低く高品質なGaAs層が得られるという利点がある。 又、前述した従来法で成長したGaAs層のエッチピット
密度が108cm-2であるのに対して、本発明により成長し
たGaAs層のエッチピット密度は106cm-2となており、本
発明のエッチピット密度が従来法に比べ著しく低下して
いる効果を有するものである。
タキシャル成長させる方法に関するものである。 （従来技術および発明が解決しようとする問題点） シリコン（Si）基板上にIII−Ｖ族化合物半導体のひ
とつである砒化ガリウム（GaAs）をエピタキシャル成長
させる場合を例にとり従来の技術を説明する。Si基板上
にGaAsをエピタキシャル成長させる場合には次のような
問題点がある。 （イ）GaAsのジンクブレンド型結晶構造とSiのダイヤモ
ンド型結晶構造の相違により、GaAs層に反位相境界APB
が発生する。 （ロ）通常のGaAsエピタキシャル成長温度ではGaAsが島
状成長してGaAs層表面の平坦性が失われる。 これらの問題点は特開昭61−70715公報にも開示され
ているように、２段階成長法により解決することができ
る。すなわち、清浄化されたSi基板上に450℃以下の成
長温度で200Å以下の厚さのGaAs層を成長させ、その後
通常のGaAsの成長温度でGaAs層を成長させる方法（２段
階成長法）によりSi基板上に反位相境界のない鏡面状の
GaAs層が得られている。すなわち、従来は第１層の厚さ
については反位相境界の発生を抑えることを目的に200
Å以下の値が採用されていた。 しかしながら、Si基板上に２段階成長法により反位相
境界のない鏡面状の表面をもつGaAs層を成長したとして
も、該GaAs層のエッチピット密度は108cm-2程度と高い
値をもつという欠点は解決されていない。このため、Si
基板上に成長したGaAs層を用いてソーターセル等のデバ
イスを形成しても、その性能はバルクGaAsに形成したそ
れと比べて著しく劣っていた。 （発明の目的） 本発明は上記の欠点を改善するために提案されたもの
で、その目的は、Si基板上にエッチピット密度の低い高
品質なGaAs層を成長させる方法を提供することにある。 （問題点を解決するための手段） 上記の目的を達成するため本発明は、シリコン（Si）
の（100）面上に砒化ガリウム（GaAs）層をエピタキシ
ャル成長させるに当たり、該シリコン基板を清浄する工
程と、清浄された該基板上に、450℃以下の温度で、200
Å程度以下の厚さの砒化ガリウムのバッファ層を成長さ
せる工程と、該バッファ層の上に、通常の砒化ガリウム
層の成長温度で、該砒化ガリウム層を成長させる工程と
を含む砒化ガリウムの成長方法において、前記バッファ
層の厚さを20Å以上80Å以下とすることを特徴とする砒
化ガリウムの成長方法を発明の要旨とするものである。 従来は第１の層の厚さは200Å以下であれば反位相境
界のないGaAs層が得られるとされていた。しかしなが
ら、Si基板上にGaAsを成長させる場合に第１の層は続い
て成長する第２の層の土台となるため、その品質は反位
相境界の解決だけでなく第２の層の結晶品質をも決める
としても過言ではない。種々の実験の結果、反位相境界
がなくかつ欠陥密度の少ないGaAs層をSi基板上を得るに
は、第１の層の厚さが20Å以上80Å以下であることが必
須で、80Åより大きな厚さでは高品質なGaAs層が得られ
ないことを開示するものである。 次に本発明の実施例について説明する。なお、実施例
は一つの例示であって、本発明の精神を逸脱しない範囲
で、種々の変更あるいは改良を行いうることは言うまで
もない。 本発明の実施例を、Si（100）基板上にGaAsをエピタ
キシャル成長させる場合を例にとり説明する。この実施
例では、Si（100）基板上に成長する第１の層の成長温
度を350℃とし、続いて成長する第２の層の成長温度を7
00℃とする場合を説明する。説明の便宜上、Si基板上に
成長温度350℃で成長した第１の層の内、アニールを受
けていないものを低温堆積層と定義し、アニールにより
再配列したものを中間層と定義する。この中間層は次の
第２の層が成長する土台となるものである。またアニー
ルとは、基板温度が第１の層を成長した温度から第２の
層を成長する温度まで昇温する過程で第１の層が受ける
熱効果を指す。本実施例の場合、アニール温度は700℃
である。 この実施例で成長法として特願昭61−28974号明細書
に開示されている装置を使用した。 第１図（Ａ），（Ｂ）により、前記の気相成長装置の
概念図を示す。第１図（Ａ）は装置の長手方向に沿う断
面図、同図（Ｂ）は同（Ａ）のＹ−Ｙ線に沿う断面図で
ある。 図において、１は反応管、２は内部に形成された隔
壁、３はボート、４はボート３に収められているIII族
元素、５は基板支持台、６は基板支持台移動用ロッド、
７は基板、８は成長膜を示す。 III族元素４はボート３に入れられ、隔壁２上に置か
れる。隔壁２のガス流の下流側端部2aは隔壁上部のガス
流を下方に導くように下に曲がっている。基板支持台５
は、その上に支持される基板７が、隔壁端部2aとの距離
を隔壁上部のガス流と下部のガス流が合流し反応するの
を妨げない範囲で保ったまま移動できる。反応管１内の
温度は、III族元素の位置では高温に、基板位置では低
温になるように電気炉によって制御される。 第１図（Ａ），（Ｂ）に示した装置を用い、Si（10
0）基板上にGaAs結晶を成長させた。表面を清浄化した
基板７を、第１図（Ａ）に図示するように、隔壁の端部
2aの下部に位置せしめた。III族元素にはGaを用いる。
隔壁２の下部にはアルシン（AsH3）とH2の混合ガス11
を、隔壁の上部にはH210を流し、反応管１内の空気が十
分置換された後、反応管１を加熱した。反応管内の温度
がGa部で高く、基板７位置で低い温度分布、例えばGa部
（Ts）が850℃、基板温度（TG）が300℃〜700℃の所望
温度になった後、ガス流10にHClを加え（HCl＋H2）の混
合ガスとした。ガス流10の中のAsH3は熱によって主にAs
4の形に分解し、（As4＋H2）の混合ガス流12を形成す
る。一方、HClはGaと反応してGaClを生じ、（GaCl＋
H2）の混合ガス流13を形成する。III族元素Gaを含むガ
ス流13と、Ｖ族元素Asを含むガス流12は、それぞれ独立
した流路を進んで、隔壁２の端部2a付近においてはじめ
て合流し、反応して基板７上にGaAs結晶８が形成され
る。14は排ガスである。GaAsの析出、成長はHClの流入
開始によって始まり、その停止によって停止する。 GaAs結晶の成長の開始および停止を、HClの流入と停
止によるのでなく、基板の移動によって行うことができ
る。すなわち、基板支持台５を隔壁２の下方に、基板７
がガス流13と触れないように位置せしめ、反応管１内が
所望の温度に昇温され、ガス流10中にHClが混入されて
いる状態で、基板支持台５を第１図（Ａ）に図示する位
置に移動させて、ガス流12とガス流13とを基板表面近傍
で合流、反応させることができる。所定時間経過した
後、基板支持台を隔壁２の下部に移動させるとGaAsの成
長は停止する。得られるGaAsの結晶の質、成長速度は、
HClの流入、停止によって成長を制御した場合と全く同
様である。 本発明を実施するにあたり最も重要なことは、低温堆
積層（第１の層）の厚さを20Å以上80Å以下に制御する
ことである。そのための低温堆積層の厚さの制御法と厚
さの測定法を説明する。厚さは段差計（テンコール社の
α−Step）で測定した。GaAsをプロムメタノール溶液で
選択エッチした試料の段差を測定することにより、薄い
方は100Å程度まで測定可能で、その測定精度は±10Å
である。段差の測定が可能な範囲では、低温堆積層の厚
さと成長時間は直線関係にあることを確認しているの
で、100Åより薄い範囲ではこの直線関係を外挿するこ
とにより、低温堆積層の厚さのすべての範囲を成長時間
で制御した。例えば成長温度350℃、HCl流量1ml/分、As
H3流量0.05ml/分、水素全流量２／分のとき、成長時
間２分で60Å、３分で100Å、４分で140Åの厚さの低温
堆積層がSi基板上に成長する。このとき低温堆積層の成
長の開始と停止は基板の移動により行った。 第２図には、Si（100）基板上に成長温度350℃で低温
堆積層を成長し、その後成長温度700℃で該低温堆積層
上にGaAsを2.5μｍ成長した場合の、低温堆積層の厚さ
とGaAs膜のＸ線２結晶半値巾との関係を示した。Ｘ線２
結晶半値巾はエピタキシャル層の結晶性の良否を評価す
るもので、半値巾が小さいほど結晶性が良いことを示
す。第２図では（横軸は低温堆積層の厚さ、縦軸はＸ線
２結晶半値巾を示す。）、低温堆積層の厚さが100Å未
満で半値巾が急激に減少している。特に20Å以上80Å以
下では、200Åの場合の約1/2になっている。すなわち、
従来、半位相境界が発生しないと言われている低温堆積
層の厚さ200Å以下の範囲（第２図でハッチを施した左
側）でも、低温堆積層の厚さによりGaAs膜の結晶性が大
きく変化し、20Å以上80Å以下の範囲でGaAs膜の結晶性
が大幅に向上している。ちなみに、低温堆積層の厚さ14
0ÅのときのGaAs膜のエッチピット密度は103cm-2程度と
高い値を示すのに対し、低温堆積層の厚さ60Åのときの
GaAs膜のエッチピット密度は106cm-2程度と大幅に減少
し、バルクGaAs並みの結晶性が得られている。これより
低温堆積層の厚さを20Å以上80Å以下にすることが、Ga
As膜のエッチピット密度を下げることに効果があり、か
つバルク並みの結晶性を持つGaAs膜がSi基板上に形成で
きることが明らかである。第２図では低温堆積層の厚さ
20Åのところで半値巾が増加している。その原因は、低
温堆積層が薄すぎるためにアニールにより中間層を形成
するときに凝集し、島状の中間層が形成されたためであ
る。低温堆積層が薄すぎてもGaAs膜の結晶性の劣化を招
くので、望ましい低温堆積層の厚さは20Å以上80Å以下
である。 低温堆積層の厚さが80Å以下の範囲で、GaAs膜の結晶
性が大幅に向上する原因は、GaAs膜がエピタキシャル成
長する際の土台となる中間層の結晶性が向上したためで
ある。これを示すのが第３図である。第３図にはSi（10
0）基板上に成長温度350℃で成長した低温堆積層を700
℃でアニールすることにより中間層を形成し、その中間
層を反射高速電子線回折（RHEED）方で観察したRHEED像
の内代表的なものを示した。すなわち第３図は中間層の
RHEED像を示すもので、低温堆積層の厚さは（ａ）は60
Å、（ｂ）は100Å、（ｃ）は140Åである。低温堆積層
の厚さ140Åの場合にはツインポットが見えることから
中間層に双晶が形成されていることがわかる。またRHEE
D像はスポット状であることから表面は凹凸状であるこ
と、＜111＞方向に伸びるオフアングルストリークが見
えることから（111）ファセット４面からなるヒルロッ
クが形成されており、これが表面の凹凸の原因であるこ
とがわかった。一方、低温堆積層の厚さ60Åと100Åの
場合にはツインスポットが見えないので、双晶のない良
好な結晶性を有する中間層が形成されていることがわか
った。また、RHEED像の各回折スポットはストリーク状
に上下方向に伸びており、オフアングルストリークも見
えないことから平坦な表面をもつ中間層であることがわ
かる。すなわち、低温堆積層の厚さを100Å未満にすれ
ば、双晶のない平坦な表面をもつ中間層が形成される。 中間層の平坦性に着目し、低温堆積層の厚さによる変
化を示したのが第４図である。第４図において横軸には
低温堆積層の厚さ、縦軸には（113）回折スポットの縦
−横比を示す。図より表面が原子層オーダーで平坦にな
るほどRHEED像の各回折スポットは表面に垂直な方向
（第３図では上下方向）にストリーク状に伸びる。した
がって、どの程度ストリーク状に伸びるかをもって表面
の平坦性を相互比較することが可能である。第４図で
は、各RHEED像の各回折スポットの伸びを定量化するた
め回折スポットの縦−横比を実測し、低温堆積層の厚さ
による変化を示している。縦−横比が大きいほど表面が
平坦であることを示す。第４図から低温堆積層の厚さが
80Å以下の範囲で縦−横比が大きくなっていることがわ
かる。すなわち、低温堆積層の厚さが80Å以下の範囲で
平坦な表面をもつ中間層が得られていることがわかる。
双晶の発生と表面の平坦化との間には密接な関係があ
り、双晶が発生すると表面に凹凸ができる（この原因は
後述する）ことを考慮すると、第４図はまた低温堆積層
の厚さが80Å以下の範囲で中間層の結晶性が100Å以上
の場合に比べ大幅に向上していることを示している。以
上のことから、低温堆積層の厚さを80Å以下にすれば、
双晶の形成がなく表面の平坦な中間層が得られることが
明らかである。これらの中間層上に同一の成長条件でさ
らにGaAsを成長させた試料につきGaAs/Si界面付近の断
面を透過電子顕微鏡で観察した。その結果、低温堆積層
の厚さ60Åの場合には界面付近のGaAs側に観察される格
子欠陥は少なく良好な界面が形成されていた。しかし、
低温堆積層の厚さ140Åの場合には界面付近のGaAs側に
多数の双晶と積層欠陥があり、その双晶と積層欠陥から
GaAs層の表面に向かって貫通転位が伸びていることが観
察された。この貫通転位がGaAs表面に達したところにエ
ッチピットが形成されることを考慮すると、中間層のRH
EED観察の結果および透過電子顕微鏡観察の結果は、前
述したGaAs層のＸ線２結晶半値巾の結果と良く一致す
る。すなわち、GaAs層のエッチピット密度を下げるため
には中間層における双晶の発生を防ぐ必要があり、それ
は低温堆積層の厚さを80Å以下にすることにより達成で
きる。 中間層に双晶が形成されるメカニズムについて説明す
る。アニールによる低温堆積層の再配列は、Siとの界面
から起こる固相エピタキシャル成長と、低温堆積層内部
に発生する核を中心とする成長により進行する。低温堆
積層内部での核発生は非常に起こりにくいので、低温堆
積層が薄い場合には低温堆積層内部で最初の核発生が起
こる前に界面からの固相エピタキシャル成長により再配
列が完了してしまう。このように固相エピタキシャル成
長によって中間層が形成される場合には、Si基板の結晶
方位を引き継いだ中間層となり双晶の発生は無い。低温
堆積層の厚さ80Å以下がこの場合にあたる。一方、低温
堆積層が十分厚く、界面からの固相エピタキシャル成長
による再配列が完了する前に低温堆積層の内部で最初の
核が発生する場合には、その結晶方位は勝手な方向を向
いている。このような核が成長し隣りの核あるいは界面
からの固相エピタキシャル層と接触したとき、十分方位
を修正することなく合体するものの双晶関係の方位で合
体するものが出てくる。そのため中間層に双晶が発生す
る。また、低温堆積双内部に発生した核は３次元的に成
長しながら（100）面と（111）面からなる多面体を形成
するため、中間層表面に（111）ファセット４面からな
るヒルロックが形成され、中間層表面の平坦性が失われ
る。低温堆積層の厚さ100Å以上がこの場合にあたる。
以上をまとめると、双晶発生の原因はアニール工程にお
いて起こる低温堆積層内部の核発生であり、核発生を防
ぐためには低温堆積層の厚さを80Å以下にすればよい。 GaAs結晶を発光素子へ応用する場合には、数μｍ程度
の深いｐ−ｎ接合を形成する必要から、拡散技術が用い
られる。拡散においては平坦な拡散フロントを所望の深
さに再現性よく形成することが重要である。拡散現象は
GaAs結晶の結晶性に大きく依存し、従来法によりSi基板
上に成長したGaAs膜のようにバルク結晶に比べ結晶性が
劣る場合には拡散を制御することが非常に困難であっ
た。しかし、本発明によりSi基板上に成長したGaAs膜で
は、拡散により所望の深さに平坦なｐ−ｎ接合が形成で
きることを示したのが第５図である。第５図には、低温
堆積層の厚さを種々変えて形成した中間層の上にさらに
GaAsを４μｍエピタキシャル成長した試料にＰ型不純物
のZnを拡散し、その拡散フロントを調べたうち代表的な
ものを示した。Znの拡散はZnOを50mole％含むSiO2膜を
拡散源とし、基板温度700℃で60分間行い、Znを約１μ
ｍ拡散した。へき開した断面をステンエッチすることに
よりｐ−ｎ接合を出しそれを光学顕微鏡で観察した。第
５図（ａ）は低温堆積層の厚さが60Åの場合で、平坦な
拡散フロントが形成されておりダイオード特性も良好で
あった。第５図（ｂ）は低温堆積層の厚さが140Åの場
合で、（111）面に沿って異常に早く拡散する部分が発
生しており、（ｂ）図において、斜線を施した部分が、
Znが異常に早く拡散した部分を示す。そのため部分的に
Ｐ層が基板Siまで貫通してしまいダイオード特性は得ら
れなかった。この異常に早い拡散の発生は拡散条件を種
々変えても抑制できなかった。したがって、平坦な拡散
フロントと良好なダイオード特性を得るために必要な結
晶品質を得るためには、低温堆積層の厚さを80Å以下に
する必要がある。 なお第１の半導体層の成長温度を450℃以下と定めた
のは、450℃を超過した場合は第１層が多結晶化して、
その結果、第２層の表面の状態が悪くなるためである。 この発明は上述した実施例のみに限定されるものでは
ない。例えば、基板はしてGeを用いる場合も同様であ
り、またIII−Ｖ族化合物半導体としてGaP,InP等を用い
ても同様に高品質結晶を成長できる。 又、本発明は上述した実施例の成長法に限定されず、
他の成長法例えばMBE,MOCVD法でもできることは言うま
でもない。 （発明の効果） 以上説明したように、本発明によればSi基板上にGaAs
を２段階成長法によりエピタキシャル成長するにあた
り、第１の層の厚さを20Å以上80Å以下としているた
め、反位相境界が無いのは言うまでもなく、欠陥密度が
低く高品質なGaAs層が得られるという利点がある。 又、前述した従来法で成長したGaAs層のエッチピット
密度が108cm-2であるのに対して、本発明により成長し
たGaAs層のエッチピット密度は106cm-2となており、本
発明のエッチピット密度が従来法に比べ著しく低下して
いる効果を有するものである。
【図面の簡単な説明】
第１図は本発明を実施するにあたり使用した成長装置の
概念図、第２図は本発明の効果を示す図であって、Si
（100）基板上に成長温度350℃で低温堆積層を成長し、
その後成長温度700℃で該低温堆積層上にGaAs膜を2.5μ
ｍ成長した場合の、低温堆積層の厚さとGaAs膜のＸ線２
結晶半値巾との関係を示す。第３図は結晶の構造を示す
写真で、中間層の反射高速電子線回折（RHEED）像、第
４図は中間層表面の平坦性が低温堆積層の厚さにより変
化することを示したもので、縦軸には表面の平坦性を示
すRHEED像の回折スポットの縦−横比をとった。第５図
はSi基板上に成長したGaAs膜にZnを拡散した場合の拡散
フロントの状態を示したものである。 １……反応管 ２……内部に形成された隔壁 ３……ボート ４……ボート３に収められているIII族元素 ５……基板支持台 ６……基板支持台移動用ロッド ７……基板 ８……成長膜
概念図、第２図は本発明の効果を示す図であって、Si
（100）基板上に成長温度350℃で低温堆積層を成長し、
その後成長温度700℃で該低温堆積層上にGaAs膜を2.5μ
ｍ成長した場合の、低温堆積層の厚さとGaAs膜のＸ線２
結晶半値巾との関係を示す。第３図は結晶の構造を示す
写真で、中間層の反射高速電子線回折（RHEED）像、第
４図は中間層表面の平坦性が低温堆積層の厚さにより変
化することを示したもので、縦軸には表面の平坦性を示
すRHEED像の回折スポットの縦−横比をとった。第５図
はSi基板上に成長したGaAs膜にZnを拡散した場合の拡散
フロントの状態を示したものである。 １……反応管 ２……内部に形成された隔壁 ３……ボート ４……ボート３に収められているIII族元素 ５……基板支持台 ６……基板支持台移動用ロッド ７……基板 ８……成長膜
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 山本 ▲みつ▼夫
神奈川県厚木市森の里若宮３番１号 日
本電信電話株式会社厚木電気通信研究所
内
(72)発明者 太刀川 正美
神奈川県厚木市森の里若宮３番１号 日
本電信電話株式会社厚木電気通信研究所
内
(56)参考文献 特開 昭61−70715（ＪＰ，Ａ)
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 １．シリコン（Si）の（100）面上に砒化ガリウム（GaA
s）層をエピタキシャル成長させるに当たり、 該シリコン基板を清浄する工程と、 清浄された該基板上に、450℃以下の温度で、200Å程度
以下の厚さの砒化ガリウムのバッファ層を成長させる工
程と、 該バッファ層の上に、通常の砒化ガリウム層の成長温度
で、該砒化ガリウム層を成長させる工程とを含む砒化ガ
リウムの成長方法において、 前記バッファ層の厚さを20Å以上80Å以下とすることを
特徴とする砒化ガリウムの成長方法。 ２．請求項１に記載の化合物半導体の成長方法におい
て、 前記バッファ層を成長する前記温度が350℃であり、 前記砒化ガリウム層を成長する温度が700℃であること
を特徴とする砒化ガリウムの成長方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62185556A JP2676144B2 (ja) | 1987-07-27 | 1987-07-27 | 砒化ガリウムの成長方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62185556A JP2676144B2 (ja) | 1987-07-27 | 1987-07-27 | 砒化ガリウムの成長方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6430210A JPS6430210A (en) | 1989-02-01 |
| JP2676144B2 true JP2676144B2 (ja) | 1997-11-12 |
Family
ID=16172873
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62185556A Expired - Lifetime JP2676144B2 (ja) | 1987-07-27 | 1987-07-27 | 砒化ガリウムの成長方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2676144B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7939069B2 (en) | 2005-11-09 | 2011-05-10 | Abbott Laboratories | Human BNP immunospecific antibodies |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102619169B (zh) * | 2012-04-23 | 2014-03-12 | 柳州欧维姆机械股份有限公司 | 可换主缆的索夹 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0236060B2 (ja) * | 1984-09-14 | 1990-08-15 | Kogyo Gijutsuin | Kagobutsuhandotainoseichohoho |
-
1987
- 1987-07-27 JP JP62185556A patent/JP2676144B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7939069B2 (en) | 2005-11-09 | 2011-05-10 | Abbott Laboratories | Human BNP immunospecific antibodies |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6430210A (en) | 1989-02-01 |
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