JP3414833B2 - 半導体薄膜の製造方法および磁電変換素子の製造方法 - Google Patents
半導体薄膜の製造方法および磁電変換素子の製造方法Info
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Description
用いられる磁電変換素子に適した半導体薄膜の製造方法
に関するものである。
れた周波数特性、非接触検知可能、対ノイズ性が良い等
の利点を有し、主に非接触式の回転変位センサとして広
く応用されている。これらの中で半導体中最大の電子移
動度を有するアンチモン化インジウム(InSb)を用
いた磁電変換素子は、検出出力が大きく、被検出体との
ギャップを広く採れるため最も回転変位検出用センサに
適している。このInSbを用いた磁電変換素子には磁
気抵抗素子とホール素子とがあるが、以下前者を用いて
従来の説明を行う。
によりバルク型と薄膜型とに分けられる。前者はバルク
単結晶を支持基板上に接着し、研磨により薄片化したも
のに加工を加える方法により製造される。この構成では
バルク単結晶を用いているために電子移動度は5〜8m2
/V・sと最も大きく、検出出力が大きい。しかし、その電
子移動度が大きな温度依存性を有するために使いにくい
という欠点がある。また、接着構造のために、高温時に
接着層とInSbの熱膨張係数の差によりInSb薄膜
に亀裂が生じる問題があった。このため、動作温度範囲
は−20〜+80℃程度にとどまり、例えば使用温度範
囲が−50〜+150℃の自動車用のような高温用途に
おいては、信頼性がなく使用されていなかった。
プロセスにより、基板上にInSb薄膜を形成した後、
加工を加える製造方法である。この方法によると、膜中
に存在する粒界や転位により、電子移動度はバルク単結
晶に劣るものの、その温度依存性は緩やかになり使いや
すくなる。また、基板上に直接InSb薄膜を形成する
ため、高温用途での信頼性を確保できる可能性がある。
さらにバルク型より薄く形成できるため素子の高抵抗化
が容易であり、低消費電力化及び小型化が可能であると
いう長所を有している。
は、その使用基板が重要な因子となる。例えばガラス等
の表面が非晶質の基板上にInSb膜を形成した場合に
は、得られる膜は多結晶膜であり、その電子移動度は高
々2〜3m2/V・sであり検出出力が小さい。また、福中ら
はへき開マイカ基板を使用して、単結晶並の電子移動度
を得ている。(福中等、東洋通信機技報No.40(1987))
しかしこの方法ではInSb薄膜のマイカ基板への付着
強度が低いために、InSb薄膜を接着層を介して別の
支持基板上に転写する必要がある。このため、使用温度
はバルク型と同様な範囲に限られる。この他分子線エピ
タキシー法(MBE)を用いてCdTe、サファイア、
BaF2 、GaAs等の基板上にエピタキシャル成長さ
せた例も見られるが、これらの基板は非常に高価であ
る。
は、ChyiらがMBEにより電子移動度3.9m2/V・sのI
nSb薄膜を得ている。(J.-I.Chyi et al,Appl.Phys.
Lett54,11(1989))しかし、この方法ではSi表面の酸
化膜除去のために超高真空(通常10-7Pa以下)下で
900℃以上の高温に保持する工程が必要であり、これ
を製造工程に用いることは容易ではない。
InSb薄膜を容易に且つ安価に直接基板上に形成する
製造方法が得られないために、広く普及するには至って
いなかった。
上述した課題を解決し、バルク型と同等の電子移動度を
有するInSb薄膜を容易に且つ安価に直接基板上に形
成することにより、高温用途にも十分な信頼性をもって
適用できる半導体薄膜の製造方法および磁電変換素子の
製造方法を提供することにある。
に本発明は、表面がSi単結晶からなる基板の表面酸化
膜を除去し且つ表面のSiの未結合手を水素により終端
させる工程と、この水素終端Si単結晶基板上にAl、
Ga、Inから選ばれた少なくとも一つからなる下地層
を形成する工程と、この下地層上に少なくともInとS
bとを含む予備堆積層を形成する工程と、この予備堆積
層上に少なくともInとSbとを含む半導体薄膜を予備
堆積層の形成開始温度より高い温度で形成する工程を有
することを特徴とする半導体薄膜の製造方法である。
して得た半導体薄膜を加工し、これに電極を付設するこ
とを特徴とする磁電変換素子の製造方法である。
素により酸化が防止され、安定な表面が維持される。次
にAlやGa、Inからなる下地層を設けることによ
り、この次に形成される予備堆積層は平滑で大きな結晶
体となるとともに、Si単結晶基板の結晶方位を受け継
いだエピタキシャル成長膜となる。次にこの予備堆積層
の形成開始温度より高い温度で半導体薄膜を形成するこ
とにより、予備堆積層は基板と半導体薄膜との格子不整
合と熱膨張係数の差を緩和する働きをする。また、半導
体薄膜の結晶成長速度を増大させることができるため、
個々の結晶がつながった良質の結晶性を有するエピタキ
シャル成長した半導体薄膜が得られる。
晶を設けることができるため、基板との付着強度も強
く、高温における安定性と、高電子移動度を有する半導
体薄膜を容易に且つ安価に提供できるものである。
ることにより、従来生じていたような膜亀裂等による特
性の劣化は生じず、−50〜+150℃の温度範囲でも
十分な信頼性を有すると共に、特性の優れた磁電変換素
子を提供できるものである。
て説明する。 (実施例1)まず、本実施例における工程を図1、2を
用いて順を追って説明する。
i単結晶の(111)面にカットされたものである。こ
のSi単結晶からなる基板1に有機洗浄、酸洗浄及びア
ルカリ洗浄を順次施し、表面の有機物や金属等の汚染物
質を除去した。この後、5%フッ化水素酸水溶液に1分
間浸漬して表面の酸化膜を除去し、次いで超純水中にて
5分間すすぎを行い表面を水素により終端した。
を真空蒸着装置内に納め、装置内の真空度を5×10-4
Pa以下にした。次に、この真空度を保持した状態で、
基板温度を300℃に設定した。次に、図2のAに示す
ように基板温度が安定した時点で、抵抗加熱による蒸着
法を用いて、図1(b)に示すInからなる下地層2を
0.2nmの厚さに形成した。このときの真空度は1×
10-3Pa以下であり、以降の工程においてもこの真空
度を保持した。
法を用いて、図1(c)に示すようにInSbからなる
予備堆積層3を形成した。このときの基板温度は図2の
Bに示すように300℃に保持し、InとSbの蒸着粒
子数比(Sb/In比)を1.5に固定して蒸着した。
次に、基板温度を図2のB−C間に示すように430℃
に昇温し、この温度に保持した。次に図2のCに示すよ
うに、図1(d)に示す半導体薄膜4の形成を行った。
このときのSb/In比は2に保持し、厚さ4μmまで
蒸着した。
て、真空蒸着装置内での反射電子線回折(RHEED)
による膜形成のその場観察により、予備堆積層3及び半
導体薄膜4のInSbは基板1のSi(111)にエピ
タキシャル成長していることが確認された。この半導体
薄膜4について、X線回折(XRD)により結晶性の評
価を行ったところ、図3(a)に示す結果が得られた。
図3(a)には比較のために市販のバルク単結晶のIn
Sb(111)を併せて示している。同図のように、半
導体薄膜4はバルク単結晶と同等の回折パターンを示し
た。またこの半導体薄膜4の電子移動度は、ファンデル
パウ法により測定した結果、室温で3.7〜4.2m2/V
・sの高い値であった。さらに、Si単結晶基板1、下地
層2、予備堆積層3及び半導体薄膜4の各層間における
密着性はいずれも良好であり、−50〜+150℃間の
温度サイクルを繰り返しても、剥離や特性劣化等の問題
は生じなかった。
た方法で得られた半導体薄膜3にフォトリソグラフィー
法による加工を施し、電極5を付加して得たものであ
る。(a)は磁気抵抗素子であり、(b)はホール素子
である。電極5は、チタンと銅を順次EB蒸着により形
成した後、フォトリソグラフィー法による加工を施して
得た。このようにして得られた磁電変換素子は、−50
〜+150℃の温度サイクル試験等を繰り返しても、剥
離、亀裂、特性劣化等の素子劣化は認められず、極めて
高い信頼性を有することが確認された。
動度を有する半導体薄膜、さらには特性の優れた高信頼
性の磁電変換素子を提供できるものである。
いて、各種形成条件は上記に限定されるものではない。
以下その理由について、いくつかの実験結果をもとに工
程を追って詳しく説明する。
浄後の基板1の表面のSiは酸化されており、この酸化
膜は非晶質であるため表面の原子の並びは不規則であ
る。しかしフッ化水素酸水溶液に浸漬させることによ
り、酸化膜は除去され、表面Siの未結合手を水素によ
り終端した表面となることが知られている。(広瀬、応
用物理61,No11,(1992),p1124)特にこれを超純水中です
すぐことにより、1個の水素原子が表面に垂直方向に結
合した原子オーダーで平坦な表面となる。さらにこの水
素は(111)面上で特に安定に存在し続けるため、表
面酸化を防止する効果がある。このようにSi単結晶と
同様な規則的な配列をした安定な表面が得られるもので
ある。この水素終端方法は、フッ化水素酸水溶液以外に
おいても知られている。例えばフッ化アンモニウム水溶
液や、真空蒸着装置内における水素プラズマ(A.Kishim
oto,Jap.J.Appl.Phys,Vol29,No10(1990),p2273)、水素
イオンビーム照射または水素中での加熱等を適用するこ
ともできる。特に(111)以外の面では、安定性が悪
く大気中で酸化が進行するため、真空蒸着装置内におい
て水素終端処理を行うことが好ましい。
長機構とともに述べる。半導体薄膜4の結晶性は、予備
堆積層3の結晶性に大きく依存する。この予備堆積層3
の結晶性は、Inからなる下地層2の厚さと、予備堆積
層3の形成開始温度とに大きく影響される。下地層2の
Inの厚さがInSbの(111)における単原子層に
相当する厚さ(0.1nm)に満たない場合(形成しな
い場合も含む)や、2nmを越える場合には多結晶が混
在し良質の予備堆積層3は得られない。これはSb/I
n比を変化させた場合においても同様であった。また
0.1〜2nmの範囲であっても、基板温度が低いと
(111)配向膜しか得られず、高いとInが凝集して
この上の予備堆積層3は塊状になるため、良質のものは
得られない。よって、Inからなる下地層2の厚さと、
予備堆積層3の形成開始温度は、それぞれ0.1nm以
上2nm以下、250℃以上350℃以下にすることが
必要である。
bはエピタキシャル成長膜となるものの、図5に示すよ
うに化学量論組成の得られるSb/In比は極狭いもの
であり、これを安定に制御することは難しい。しかし、
Sb過剰の膜であれば昇温により化学量論組成とするこ
とが可能である。なぜなら、Sbは蒸気圧が高いので、
昇温により過剰のSbを脱離させることができるためで
ある。このとき基板温度は、Sbの蒸気圧が蒸着装置内
の圧力になる温度以上にすることが必要である。すなわ
ち本実施例では1×10-3Paとなる370℃以上にす
る。但し過剰のSbが含まれる部分が厚くなると、Sb
が脱離不可能となるため膜厚が厚すぎるのは好ましくな
い。ここで過剰のSbは脱離するため、以下、形成され
るInSbの膜厚をInの積算膜厚(Inの蒸着速度×
蒸着時間)により規定する。実験からInSbの膜厚は
Inの積算膜厚の約8/3倍となる結果が得られてお
り、これはSb過剰側であれば、Sb/In比を変えて
も同様であることが確認された。このInの積算膜厚を
用いると、過剰のSbが脱離可能な予備堆積層3のIn
積算膜厚は、50nm程度までにすることが好ましい。
また薄い場合には、昇温により凝集してしまうため、
1.5nm以上必要であった。なおSb/In比が大き
過ぎると、昇温した場合に予備堆積層3が疎な膜となり
結晶性が悪くなるため、6以下にすることが望ましい。
板温度370℃以上で3m2/V・s以上で良好な電子移動度
が得られた。これに対し370℃以下ではSb過剰の組
成となるため良質のものは得られない。また好ましくは
400℃以上において約3.5m2/V・s以上の高特性の膜
が得られる。これは高温ほど結晶粒の面方向の成長速度
が増大し、個々の結晶粒がつながった良質の膜をとなる
ことによる。またSb/In供給比の許容範囲も広いた
め容易に化学量論組成のInSbを得ることができる。
なお半導体薄膜4の形成温度が460℃以上の高温にな
ると、InSbからのSbの脱離が激しくなり、結晶性
と表面性が悪化するため、良質のInSb薄膜は得られ
ない。よって半導体薄膜4の形成温度は370〜460
℃の範囲とすることが重要となる。また好ましくは40
0〜460℃の範囲がよい。
能な範囲(Inの蒸着速度で0.01〜1nm/s、I
nSbはその8/3倍)では差異は認められず、厚さの
制御が可能な範囲で、形成に要する時間を考慮しながら
自由に選択できる。
様に高電子移動度の半導体薄膜4を得ることができる。
3と形成を分離して行ったが、これを連続して行っても
良い。
用いたが、(100)面のものを用いた場合において
も、図3(b)に示すように(100)にエピタキシャ
ル成長した半導体薄膜が得られる。この(100)にお
いても電子移動度は(111)と同等であり、成長面に
よらず特性の良好な半導体薄膜を得ることができる。 (実施例2)本実施例における工程は、基本的には実施
例1と同様の工程であるが、予備堆積層3の形成条件の
み異なる。実施例1では、予備堆積層3の形成の際に基
板温度を一定に保持して行ったが、本実施例ではこれを
昇温しながら行った。
に示す。実施例1と同じ方法で下地層2まで形成した
後、図6のBに示すように300℃で形成を開始した。
この直後から基板温度を昇温し始め、形成終了時に基板
温度が430℃に達するように一定速度で昇温した。こ
のときのSb/In比は1.5から2に増大させながら
形成し、他の形成条件は実施例1と同様とした。この後
半導体薄膜4の形成は実施例1と同様である。
EDやXRDによる結晶性の評価により、実施例1と同
様にエピタキシャル成長していることが確認された。ま
た室温での電子移動度は3.5〜4.0m2/V・sであり、
実施例1とほぼ同様の値が得られた。さらに、各層間に
おける密着性はいずれも良好であり、作成した磁電変換
素子は、温度サイクル試験等による素子劣化は認められ
ず、極めて高い信頼性を有することが確認された。
記に限定されるものではない。これを予備堆積層3の形
成過程をもとに説明する。
1と同様であり、この状態では予備堆積層3はSb過剰
となる。そこで本実施例では、形成開始後、形成を継続
しながらSbが脱離する温度である370℃以上に昇温
した。この方法によれば、実施例1と同様の理由により
昇温によりSbを脱離させ、化学量論組成とすることが
可能である。但し昇温しながら形成を継続しているため
過剰のSbが含まれる部分が厚くなると、Sbが脱離不
可能となるためInの積算膜厚が15nm程度になるま
でに370℃以上に昇温することが好ましい。370℃
以上となれば図5の化学量論組成の得られる範囲内であ
ればSb/In比や形成膜厚、昇温速度は自由に選択で
きる。
様に高電子移動度の半導体薄膜4を得ることができる。
おいて、基板温度は形成膜厚に伴い連続的に高めたが、
図7に示すように段階的に高めても同様の結果が得られ
る。
3と半導体薄膜4の形成を分離して行ったが、これらは
連続して行っても良い。
本的には実施例1と同様の工程であるが、予備堆積層3
の形成条件のみ異なる。実施例1では、予備堆積層3の
形成の際に基板温度を一定に保持して行ったが、本実施
例ではこれを降温しながら行った。
に示す。実施例1と同じ方法で下地層2を形成した後、
図8のBに示すように300℃で形成を開始した。この
直後から基板温度を降下し始め、形成終了時に基板温度
が200℃になるように一定速度で降温した。このとき
のSb/In比は2に保持して形成し、他の成長条件は
実施例1と同様である。この後、基板温度を430℃ま
で昇温した。この後の半導体薄膜4の形成は、実施例1
と同様である。
1と同様にエピタキシャル成長していることが確認され
た。また室温での電子移動度は4.6〜5.0m2/V・sで
あり、実施例1より高い値が得られた。さらに、各層間
の密着性や作成した磁電変換素子は、実施例1と同様に
極めて高い信頼性を有することが確認された。
記に限定されるものではない。これを予備堆積層3の形
成過程をもとに説明する。
例1と同様にSb過剰のエピタキシャル成長膜となって
いた。しかし基板温度の低下とともに、エピタキシャル
成長から非晶質膜へと連続的に変化していることがRH
EEDで観察された。この非晶質となる温度は、Sb/
In比が大きいほど高いが、1.5以上であれば230
℃以下に低下させることにより確実に得られた。またこ
のときの形成膜厚は、実施例1と同様である。この状態
から次の半導体薄膜4を形成する温度(370〜460
℃)へ昇温することにより、過剰のSbが脱離するとと
もに下層のエピタキシャル成長部を核にして上層が固相
成長し、実施例1より平滑な予備堆積層3となった。こ
のとき、昇温速度が高ければ高いほど平滑にして良質の
InSb薄膜が得られるが、装置の加熱機構に制限され
るため、3℃/s以上は検討できなかった。一方昇温速
度が0.5℃/s未満の場合には、下層からの固相成長
とは別に上層の非晶質部内でのランダムな固相成長が進
行し、多結晶の混在する膜となった。よって、少なくと
も370℃に達するまでは0.5℃/s以上の速度で昇
温することが重要となる。
形成した半導体薄膜4は、370〜460℃にわたって
3.5m2/V・s以上の高い電子移動度が得られた。特に4
00℃以上では4.0m2/V・s以上の優れたものであっ
た。またこれらの膜の表面は平坦であった。
様に高電子移動度の半導体薄膜4を得ることができる。
成温度は連続的に低めて行ったが、図9に示すように段
階的に低めても良い。このような場合においても予備堆
積層3の表層は非晶質となり、昇温により固相成長し良
質の予備堆積層3となる。
3と形成を分離して行ったが、これを連続して行っても
良い。 (実施例4)本実施例における工程は、基本的には実施
例1と同様の工程であるが、予備堆積層3の形成条件の
み異なる。実施例1では、予備堆積層3の形成の際にS
b/In比を一定に保持して行ったが、本実施例ではこ
れを増加しながら行った。
ロファイルを図10に示す。実施例1と同じ方法で下地
層2を形成した後、図10のBに示すように300℃で
形成した。このとき形成膜厚の増加とともにSb/In
比を増加しながら形成を行った。初期のSb/In比は
2とし、形成終了時に10になるように一定速度で増加
させた。他の形成条件は実施例1と同様である。この
後、実施例3と同様に基板温度を430℃まで昇温し
た。この後の半導体薄膜4の形成は、実施例1と同様で
ある。
1と同様にエピタキシャル成長していることが確認され
た。また室温での電子移動度は4.2〜4.7m2/V・sで
あり、実施例3に近い優れた値が得られた。さらに、各
層間の密着性や作成した磁電変換素子は、実施例1と同
様に極めて高い信頼性を有することが確認された。
記に限定されるものではない。これを予備堆積層3の形
成過程をもとに説明する。
1と同様にエピタキシャル成長膜となっている。しかし
Sb/In比の増大とともによりSbが過剰となり、非
晶質へと変化することがRHEEDにより確認された。
すなわちこの方法により実施例3と同様な予備堆積層3
が形成できる。この後実施例3と同様に昇温することに
より、良質の予備堆積層3とすることができる。このと
き初期のSb/In比は実施例1で述べたように6以下
が好ましい。またこの温度範囲で非晶質が形成されるに
はSb/In比は8以上必要であり、さらに好ましくは
10以上に増加させるのがよい。
様に高電子移動度の半導体薄膜4を得ることができる。
成時におけるSb/In比は連続的に増加させたが、段
階的に増加させても良い。
3と形成を分離して行ったが、これを連続して行っても
良い。 (実施例5)本実施例における工程は、基本的には実施
例2と同様の工程であるが、下地層2の形成方法と予備
堆積層3の形成条件が異なる。本実施例における温度プ
ロファイルは図6と同様であるが、温度は異なる。
入までは、実施例2と同様である。この状態から基板温
度を380℃に設定した。次に、電子ビーム蒸着法(E
B蒸着法)によりAlからなる下地層2を0.2nmの
厚さに形成した。次にこの温度で、抵抗加熱によるIn
とSbの二元蒸着法を用いて予備堆積層3の形成を開始
した。この直後から基板温度を昇温し始め、形成終了時
に基板温度が430℃に達するように一定速度で昇温し
た。このときのSb/In比は2に固定し、他の形成条
件は実施例2と同様である。この後半導体薄膜4の形成
は実施例2と同様である。
1と同様にエピタキシャル成長していることが確認され
た。また室温での電子移動度は4.1〜4.8m2/V・sで
あり、実施例3に近い優れた値が得られた。さらに、各
層間の密着性や作成した磁電変換素子は、実施例1と同
様に極めて高い信頼性を有することが確認された。
成条件は上記に限定されるものではない。これを形成過
程をもとに説明する。
1に示したInと同様に、下地層2の厚さと予備堆積層
3の形成開始温度とにより得られる膜の結晶性は大きな
影響を受ける。実施例1に示したInの場合と同様な実
験をAlにおいても行った結果、予備堆積層3がエピタ
キシャル成長する下地層2の膜厚は、0.1〜3nmで
あった。また形成開始温度は、250℃〜430℃の範
囲でエピタキシャル成長膜が得られた。
様に高電子移動度の半導体薄膜4を得ることができる。
ただし上記の温度範囲内であっても、高い温度で形成を
始めた場合には、予備堆積層3の表面が荒れるため、4
00℃以下にすることが好ましい。また半導体薄膜4は
400℃以上で形成した方がより良質となるので、低温
で予備堆積層3の形成を開始した後、昇温する方が望ま
しい。
備堆積層3の形成を昇温しながら行ったが、この方法に
限定されるものではない。例えば、予備堆積層3の形成
開始温度が250℃〜370℃であれば、予備堆積層3
はSb過剰の膜となるため実施例1〜4の方法が全て適
用できる。また370℃〜400℃であれば、形成開始
当初より化学量論組成を容易に得ることができるため、
実施例1及び2の方法が工程が簡易となり、好ましい。 (実施例6)本実施例における工程は、基本的には実施
例5と同様の工程であるが、下地層2の形成方法が異な
る。実施例5では下地層2はAlであったが、本実施例
ではこれをGaとした。
入した後、基板温度を380℃に設定した。次に、EB
蒸着法によりGaからなる下地層2を0.2nmの厚さ
に形成した。以後の予備堆積層3及び半導体薄膜4の形
成は実施例5と同様である。
1と同様にエピタキシャル成長していることが確認され
た。また室温での電子移動度は4.1〜4.7m2/V・sで
あり、実施例5とほぼ同等の値が得られた。さらに、各
層間の密着性や作成した磁電変換素子は、実施例1と同
様に極めて高い信頼性を有することが確認された。
定されるものではない。これを形成過程をもとに説明す
る。
の場合と同様な実験をGaにおいても行った結果、予備
堆積層3がエピタキシャル成長する下地層2の膜厚は、
Inの場合と同様に0.1〜2nmであった。しかし温
度範囲はInと異なり、250℃〜400℃の温度範囲
でエピタキシャル成長膜が得られた。
様に高電子移動度の半導体薄膜4を得ることができる。
ただし実施例5と同様に、上記の温度範囲内であって
も、380℃以上では表面が荒れるため、低温で予備堆
積層3の形成を開始した後、昇温する方が望ましい。
備堆積層3の形成を昇温しながら行ったが、実施例5と
同様にこの方法に限定されるものではない。 (実施例7)本実施例における工程は、基本的には実施
例5と同様の工程であるが、下地層2の形成方法が異な
る。実施例5では下地層2はAlであったが、本実施例
ではこれをAlとInの混合したものとした。
入した後、基板温度を380℃に設定した。次に、EB
蒸着法によりAlを蒸着すると同時に抵抗加熱法により
Inを蒸着し下地層2を形成した。このときのAlとI
nの蒸着粒子数比を3/2とし、0.2nmの厚さに形
成した。以後の予備堆積層3及び半導体薄膜4の形成は
実施例5と同様である。
1と同様にエピタキシャル成長していることが確認され
た。また室温での電子移動度は4.3〜4.9m2/V・sで
あり、実施例5と同等以上の値が得られた。さらに、各
層間の密着性や作成した磁電変換素子は、実施例1と同
様に極めて高い信頼性を有することが確認された。
定されるものではない。これを形成過程をもとに説明す
る。
タキシャル成長膜の得られる下地層2の厚さと予備堆積
層3の形成開始温度との関係は、InとAlで異なる。
Inの場合は0.1〜2nmで250℃〜350℃であ
り、Alの場合は0.1〜3nmで250℃〜430℃
である。また加えてGaの場合は実施例6に示したよう
に0.1〜2nmで250℃〜400℃である。これら
より下地層の厚さ及び形成開始温度の下限は全て同じで
あり、これらは混合した場合でも変わらなかった。また
上限はそれぞれ異なるが、混合した場合にはこれらの混
合比から単純に比例配分した値で決定しても良い。よっ
て、この下限と上限の範囲に制御することにより混合比
は自由に選定することができる。
度で形成を始めた場合には、予備堆積層3の表面が荒れ
るため、実施例6、及び7に述べたように、低温で予備
堆積層3の形成を開始した後、昇温する方が望ましい。
に限定しなくても、同様に高電子移動度の半導体薄膜4
を得ることができる。
備堆積層3の形成を昇温しながら行ったが、実施例5と
同様にこの方法に限定されるものではない。 (実施例8)本実施例における工程は、基本的には実施
例7と同様の工程であるが、予備堆積層3の形成方法が
異なる。実施例7ではInSbであったが、本実施例で
はこれをAlInSbからInSbへと変化させた。
l/In比が3/2の下地層2を形成した。この後EB
蒸着と抵抗加熱による3元蒸着法を用いてAlとInと
Sbとを同時に蒸着を開始した。このときのAl/In
比は3/2とし、Sbの蒸着速度は、AlとInの合計
した蒸着粒子数との比が2になるよう固定した。この状
態から実施例7と同様に基板温度を上げるとともに、A
l/In比を変化させ、AlとInの積算膜厚の和が1
2nmとなるまでにAl/In比が0になるようにした。
以降はInとSbのみ蒸着し、他の形成条件は実施例7
と同様である。以後の半導体薄膜4の形成も実施例7と
同様である。
1と同様にエピタキシャル成長していることが確認され
た。また室温での電子移動度は4.5〜5.0m2/V・sで
あり、実施例3と同等の高い値が得られた。さらに、各
層間の密着性や作成した磁電変換素子は、実施例1と同
様に極めて高い信頼性を有することが確認された。
定されるものではない。これを形成過程をもとに説明す
る。
場合、界面でAlSbが形成される。このとき界面で組
成が急に変化するため、AlSbとInSbの格子定数
の差により、ミスフィット転位が生じ結晶性が劣化し易
い。これを防止するために組成の変化を緩やかに変化さ
せる必要がある。そこで本実施例では、Alの組成を徐
々に減少させた。この方法により、AlInSbからI
nSbへと格子定数を徐々に変化させることができ、表
面の平坦な良質の結晶性を有する半導体薄膜4を得るこ
とができた。またこれは、Al単体の下地層2や、Ga
の場合でも同様であり、下地層2のIn:Al:Gaの
比から半導体層4のその比に緩やかに変化させることに
より良質の半導体薄膜4を得ることができる。
様に高電子移動度の半導体薄膜4を得ることができる。
備堆積層3の形成を昇温しながら行ったが、実施例5と
同様にこの方法に限定されるものではない。
ても、連続的に変化させても良い。 (実施例9)図4(a)に示した磁気抵抗素子は、高感
度にするには電子移動度が大きいことが望まれる。これ
まで示したInSbの電子移動度をより大きくするには
InBiを混合する方法が知られている。(雨宮、電気
学会論文誌,93-C,No12,(1973),p273)そこで本実施例で
は、実施例8をもとに、半導体薄膜4の組成を変化させ
た。
まで形成した後、InとSbとBiの抵抗加熱による3
元蒸着法を用いて、半導体薄膜4の形成を開始した。こ
のときInとSbの蒸着は同条件とし、Biの蒸着速度
はBi/In比が0.02に固定した。他の形成条件は
実施例8と同様である。
1と同様にエピタキシャル成長していることが確認され
た。また室温での電子移動度は4.8〜5.4m2/V・sで
あり、実施例8以上の高い値が得られた。さらに、各層
間の密着性や作成した磁電変換素子は、実施例1と同様
に極めて高い信頼性を有することが確認された。
定されるものではない。これを形成過程をもとに説明す
る。
半導体薄膜4を形成する温度範囲ではBiは膜中から再
蒸発することはない。よってIn/Bi比を一定値(1
/X)に制御することにより、Sbの比によらずその組
成のInSb1-XBiXが得られる。つまり目的のInと
Biの比にしておくだけで、Sbとの比や蒸着速度等自
由に設定できる。なお、InBiの混入により電子移動
度の向上は可能であるが、2.6%以上になるとInS
bの結晶構造が変化し、特性が劣化するためこれ以下に
する必要がある。
様に高電子移動度の半導体薄膜4を得ることができる。
備堆積層3の形成を昇温しながら行ったが、実施例5と
同様にこの方法に限定されるものではない。 (実施例10)図4(b)に示したホール素子は、高感
度にするには電子移動度よりもホール係数が大きいこと
が求められる。InSbのホール係数を大きくするには
GaSbを混合することが知られている。(J.Appl.Phy
s.Vol.44,No.4,1973,p1625)そこで本実施例では、実施
例8をもとに、半導体薄膜4の組成を変化させた。ただ
し実施例8での下地層2及び予備堆積層3に含まれるA
lを、本実施例ではGaとした。
下地層2を形成した。AlをGaに変えた以外は、形成
条件は同じである。この後3元蒸着により予備堆積層3
の形成を同様に開始した。この後、Ga:Inを3:2
から1:9になるよう次第に変化させた。GaとInの
積算膜厚の和が10nmに達した後は、この比を1:9に
固定し、予備堆積層3を形成した。このときの他の形成
条件は実施例8と同様である。この後、同様にGa:I
nを1:9とし、Sbの蒸着はGaとInの合計した蒸
着粒子数との比が2になるよう固定して、半導体薄膜4
の形成を行った。他の条件は実施例8と同様である。こ
うして得られた半導体薄膜4は、実施例1と同様にエピ
タキシャル成長していることが確認された。また室温で
のホール係数は、実施例8のInSb膜が320cm3/C
であったのに対し、480cm3/Cの値が得られた。さら
に、各層間の密着性や作成した磁電変換素子は、実施例
1と同様に極めて高い信頼性を有することが確認され
た。
定されるものではない。これを形成過程をもとに説明す
る。
導体薄膜4を形成する温度範囲では基板から再蒸発する
ことはない。よってIn/Ga比を一定値(1-X/X)に
しておけば、Sbとの比や他の条件によらずその組成の
In1-XGaXSbが得ることができる。
様に高電子移動度の半導体薄膜4を得ることができる。
備堆積層3の形成を昇温しながら行ったが、実施例5と
同様にこの方法に限定されるものではない。
4としてInSbを主として、この単体と、InBi、
GaSbとの混晶を用いたが、この他にもリン化In、
砒化Inとの混晶を用いても、エピタキシャル成長をし
た結晶性のよい半導体薄膜4を得ることができる。
が、張り合わせ法やイオン注入法によって作成されるS
OI(Silicon on Insulator)構造の基板のように、表
面がSi単結晶であればよい。
2、予備堆積層3及び半導体薄膜4をともに真空蒸着法
で形成したが、PAD法(プラズマアシスティドデポジ
ション法)、ICB法(イオンクラスタビーム法)等、
適切なプラズマ、イオン等のエネルギーを利用した成膜
方式を適用すると、成膜温度をより一層低温化できると
ともに、特性の良好な半導体薄膜を得ることができる。
本発明は、バルク型と同等の電子移動度を有するInS
b薄膜を容易に且つ安価に直接基板上に形成することに
より、高温用途にも十分な信頼性をもって適用できる半
導体薄膜の製造方法および磁電変換素子の製造方法を提
供できる。
示す側断面模式図。
示す図。
製造された半導体薄膜のX線回折パターン。(b)は、
実施例1によりSi(100)上に製造された半導体薄
膜のX線回折パターン。
素子の構造を示す斜視模式図。(b)は、実施例1によ
り製造されたホール素子の構造を示す斜視模式図。
In比)及び基板温度と、得られる半導体薄膜の組成と
の関係を示す図。
示す図。
度の変化を示す図。
示す図。
度の変化を示す図。
を示す図。
Claims (14)
- 【請求項1】表面がシリコン単結晶からなる基板の表面
酸化膜を除去し且つ表面のシリコンの未結合手を水素原
子により終端させる工程と、この水素終端した基板上に
アルミニウム、ガリウム、インジウムから選ばれた少な
くとも1つからなる下地層を形成する工程と、この下地
層上に少なくともインジウムとアンチモンとを含む予備
堆積層を形成する工程と、この予備堆積層上に少なくと
もインジウムとアンチモンとを含む半導体薄膜を前記予
備堆積層の形成開始温度より高い温度で形成する工程を
有する半導体薄膜の製造方法。 - 【請求項2】下地層がアルミニウムからなり、この下地
層を0.1〜3nmの厚さに形成し、予備堆積層を25
0〜430℃の温度範囲で形成開始し、半導体薄膜を3
70〜460℃の温度範囲で、予備堆積層形成開始温度
より高い温度で形成する請求項1記載の半導体薄膜の製
造方法。 - 【請求項3】下地層がガリウムからなり、この下地層を
0.1〜2nmの厚さに形成し、予備堆積層を250〜
400℃の温度範囲で形成開始し、半導体薄膜を370
〜460℃の温度範囲で、予備堆積層形成開始温度より
高い温度で形成する請求項1記載の半導体薄膜の製造方
法。 - 【請求項4】下地層がインジウムからなり、この下地層
を0.1〜2nmの厚さに形成し、予備堆積層を250
〜350℃の温度範囲で形成開始し、半導体薄膜を37
0〜460℃の温度範囲で形成する請求項1記載の半導
体薄膜の製造方法。 - 【請求項5】予備堆積層が、インジウムとアンチモンと
からなる請求項1記載の半導体薄膜の製造方法。 - 【請求項6】予備堆積層が、アルミニウムとインジウム
とアンチモンとからなり、予備堆積層の膜厚の増加とと
もにアルミニウムの組成比が減少しているものである請
求項1記載の半導体薄膜の製造方法。 - 【請求項7】予備堆積層が、ガリウムとインジウムとア
ンチモンとからなる請求項1記載の半導体薄膜の製造方
法。 - 【請求項8】予備堆積層のアルミニウムとガリウムとイ
ンジウムとの比が、予備堆積層の、下地層に接する面側
から半導体層に接する面側にかけて、下地層のアルミニ
ウムとガリウムとインジウムとの比から半導体薄膜のそ
れらの比に連続的叉は段階的に変化したものである請求
項1記載の半導体薄膜の製造方法。 - 【請求項9】予備堆積層を、形成開始温度に保持した状
態で形成する請求項1記載の半導体薄膜の製造方法。 - 【請求項10】 予備堆積層を、その形成膜厚の増加と
ともにインジウムに対するアンチモンの蒸着粒子数比を
増大させながら形成した後、この状態から、基板を少な
くとも370℃の温度に達するまで0.5℃/s以上の
速度で基板温度を昇温する請求項9記載の半導体薄膜の
製造方法。 - 【請求項11】予備堆積層を、その形成膜厚の増加とと
もに基板温度を上昇させて形成する請求項1記載の半導
体薄膜の製造方法。 - 【請求項12】予備堆積層を、その形成膜厚の増加とと
もに基板温度を下降させていき、その後この状態から基
板を少なくとも370℃の温度に達するまで0.5℃/
s以上の速度で基板温度を昇温する請求項1記載の半導
体薄膜の製造方法。 - 【請求項13】半導体薄膜が、リン化インジウム、砒化
インジウム、ビスマス化インジウム叉はアンチモン化ガ
リウムから選ばれた少なくとも一つとアンチモン化イン
ジウムとの混晶叉はアンチモン化インジウムの単体から
なることを特徴とする請求項1記載の半導体薄膜の製造
方法。 - 【請求項14】請求項1から請求項13に記載のいずれ
かの半導体薄膜の製造方法を適用して得た半導体薄膜を
加工し、これに電極を付設することを特徴とする磁電変
換素子の製造方法。
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