JP3430701B2 - 半導体基板の清浄化方法 - Google Patents
半導体基板の清浄化方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ＺｎＳ、ＺｎＴｅ、Ｃ
ｄＳ、ＣｄＳｅ、ＣｄＴｅ、ＨｇＴｅ、ＨｇＳｅ、Ｈｇ
Ｓ及びこれらの混晶等のII-VI 族化合物半導体基板の表
面清浄化方法に関する。
ｄＳ、ＣｄＳｅ、ＣｄＴｅ、ＨｇＴｅ、ＨｇＳｅ、Ｈｇ
Ｓ及びこれらの混晶等のII-VI 族化合物半導体基板の表
面清浄化方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、ＭＢＥ法でII-VI 族化合物半導体
基板上にII-VI 族化合物半導体をエピタキシャル成長さ
せる際に、成長装置内で基板をクリーニングする方法に
は、例えば、ＺｎＳｅ系基板の場合、加熱によるクリー
ニング、不活性ガスを用いたスパッタリングでのエッチ
ング、又は、反応性ガスを用いた反応性イオンエッチン
グ（ＲＩＥ、Reactive Ion Etching）等が行われてい
た。
基板上にII-VI 族化合物半導体をエピタキシャル成長さ
せる際に、成長装置内で基板をクリーニングする方法に
は、例えば、ＺｎＳｅ系基板の場合、加熱によるクリー
ニング、不活性ガスを用いたスパッタリングでのエッチ
ング、又は、反応性ガスを用いた反応性イオンエッチン
グ（ＲＩＥ、Reactive Ion Etching）等が行われてい
た。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】II-VI 族化合物半導体
基板を使用してＭＢＥ法で成長を行うときに、加熱によ
るクリーニングを行う方法は、J. Cryst. Growth 86(19
88) p.342 〜347 に記載されている。この方法は、基板
を真空中に置いて温度を上げていくと、高速反射電子線
回折（ＲＨＥＥＤ）観察によりスポットパターンが観察
される。これは原子レベルで表面が荒れていることを示
しており、エピタキシャル成長に適した平坦性は得られ
ていない。しかも、最表面層には、数原子層の酸化膜や
炭素系の吸着物が残留しており、良好なエピタキシャル
成長を行うことができない。
基板を使用してＭＢＥ法で成長を行うときに、加熱によ
るクリーニングを行う方法は、J. Cryst. Growth 86(19
88) p.342 〜347 に記載されている。この方法は、基板
を真空中に置いて温度を上げていくと、高速反射電子線
回折（ＲＨＥＥＤ）観察によりスポットパターンが観察
される。これは原子レベルで表面が荒れていることを示
しており、エピタキシャル成長に適した平坦性は得られ
ていない。しかも、最表面層には、数原子層の酸化膜や
炭素系の吸着物が残留しており、良好なエピタキシャル
成長を行うことができない。
【０００４】次に、Ａｒガスでスパッタリングエッチン
グを行う方法は、J. Vac. Sci. Technol B3 （1985）p.
1637〜1640に記載されている。これは、II-VI 族半導体
では、ＧａＡｓにおける硫酸、過酸化水素系の混酸のよ
うな適切な化学エッチャントが見つかっていないため、
スパッタリングでエッチングを行う。この場合、Ａｒイ
オンの運動エネルギーで表面をスパッタするため、研磨
時に残留した加工歪み層は除去できるが、スパッタリン
グによる新たな損傷層が形成され、表面モフォロジーも
荒れ、ＲＨＥＥＤ観察でもスポットパターンしか得られ
ず、良好なエピタキシャル成長を行うことはできない。
グを行う方法は、J. Vac. Sci. Technol B3 （1985）p.
1637〜1640に記載されている。これは、II-VI 族半導体
では、ＧａＡｓにおける硫酸、過酸化水素系の混酸のよ
うな適切な化学エッチャントが見つかっていないため、
スパッタリングでエッチングを行う。この場合、Ａｒイ
オンの運動エネルギーで表面をスパッタするため、研磨
時に残留した加工歪み層は除去できるが、スパッタリン
グによる新たな損傷層が形成され、表面モフォロジーも
荒れ、ＲＨＥＥＤ観察でもスポットパターンしか得られ
ず、良好なエピタキシャル成長を行うことはできない。
【０００５】また、ＲＩＥを行う方法は、J. Vac. Sci.
Technol B9 （1991）p.1934〜1938に記載されている。
これは、スパッタリングエッチングの欠点、即ちスパッ
タリングによる損傷の発生を極力抑制しようとするもの
で、反応性ガスにＢＣｌ3 を使用したプラズマから生ず
る活性種を利用し、表面を化学的にドライエッチングす
るものである。この場合、ＲＨＥＥＤ観察では原子レベ
ルでの平坦性を示すストリークパターンとなる。しか
し、イオンの運動エネルギーによる損傷が残留し、表面
モフォロジーは荒れる。
Technol B9 （1991）p.1934〜1938に記載されている。
これは、スパッタリングエッチングの欠点、即ちスパッ
タリングによる損傷の発生を極力抑制しようとするもの
で、反応性ガスにＢＣｌ3 を使用したプラズマから生ず
る活性種を利用し、表面を化学的にドライエッチングす
るものである。この場合、ＲＨＥＥＤ観察では原子レベ
ルでの平坦性を示すストリークパターンとなる。しか
し、イオンの運動エネルギーによる損傷が残留し、表面
モフォロジーは荒れる。
【０００６】そこで、本発明は、上記の問題点を解消
し、エピタキシャル成長に適した損傷のない平坦性及び
表面モフォロジーの優れたII-VI 族化合物半導体基板を
得るための基板清浄化方法を提供しようとするものであ
る。
し、エピタキシャル成長に適した損傷のない平坦性及び
表面モフォロジーの優れたII-VI 族化合物半導体基板を
得るための基板清浄化方法を提供しようとするものであ
る。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は、高エネルギー
状態に励起した水素ガスと基板を構成する元素又は該元
素を含有する化合物のビームを照射することにより、上
記の課題を解決したII-VI 族化合物半導体基板の清浄化
方法であり、詳細は以下のとおりである。
状態に励起した水素ガスと基板を構成する元素又は該元
素を含有する化合物のビームを照射することにより、上
記の課題を解決したII-VI 族化合物半導体基板の清浄化
方法であり、詳細は以下のとおりである。
【０００８】（１）ＩＩ−ＶＩ族化合物半導体基板を、
室温から前記化合物半導体の膜形成温度を超える温度に
昇温するとともに、前記半導体基板に対し、ＲＦ（Radi
o Frequency）放電、マイクロ波放電、ＥＣＲ（Electro
n Cyclotron Resonance）放電、又は直流放電のいずれ
かにより励起された水素を照射した後、前記基板を構成
するＩＩ族またはＶＩ族のいずれか一方の元素又は該元
素を含有する化合物のビームを照射することを特徴とす
るＩＩ−ＶＩ族化合物半導体基板の清浄化方法。
室温から前記化合物半導体の膜形成温度を超える温度に
昇温するとともに、前記半導体基板に対し、ＲＦ（Radi
o Frequency）放電、マイクロ波放電、ＥＣＲ（Electro
n Cyclotron Resonance）放電、又は直流放電のいずれ
かにより励起された水素を照射した後、前記基板を構成
するＩＩ族またはＶＩ族のいずれか一方の元素又は該元
素を含有する化合物のビームを照射することを特徴とす
るＩＩ−ＶＩ族化合物半導体基板の清浄化方法。
【０００９】(2) 励起水素ガスの照射開始温度を室温乃
至７００℃間の温度に調整することを特徴とする上記
(1) 記載のII-VI 族化合物半導体基板の表面清浄化方
法。
至７００℃間の温度に調整することを特徴とする上記
(1) 記載のII-VI 族化合物半導体基板の表面清浄化方
法。
【００１０】（３）基板を構成するＩＩ族またはＶＩ族
のいずれか一方の元素又は該元素を含有する化合物のビ
ームを照射する照射開始温度を１００〜７００℃に調整
することを特徴とする上記（１）記載のＩＩ−ＶＩ族化
合物半導体基板の清浄化方法。
のいずれか一方の元素又は該元素を含有する化合物のビ
ームを照射する照射開始温度を１００〜７００℃に調整
することを特徴とする上記（１）記載のＩＩ−ＶＩ族化
合物半導体基板の清浄化方法。
【００１１】(4) 前記II-VI 族化合物半導体基板は、II
族元素がＺｎ、Ｃｄ及びＨｇから選択され、VI族元素が
Ｓ、Ｓｅ及びＴｅから選択された２元以上の多元化合物
であることを特徴とする上記(1) 〜(3) のいずれか１つ
に記載のII-VI 族化合物半導体基板の清浄化方法。
族元素がＺｎ、Ｃｄ及びＨｇから選択され、VI族元素が
Ｓ、Ｓｅ及びＴｅから選択された２元以上の多元化合物
であることを特徴とする上記(1) 〜(3) のいずれか１つ
に記載のII-VI 族化合物半導体基板の清浄化方法。
【００１２】
【作用】本発明は、水素ガスを放電させることによりプ
ラズマ状態を作り、水素を原子又は分子の高エネルギー
状態に励起し、II-VI 族化合物半導体基板に照射するこ
とにより、Ｚｎ−Ｏ等の酸素との結合を完全に還元して
酸化物を除去する。また、炭素系の残留物をＣ−Ｈ系の
炭化水素に変換して蒸発させる。これらの一連の反応
は、特に運動エネルギーを与えずに行うため、損傷層の
ない平坦な清浄表面を形成することができる。そして、
これらの一連のプロセス温度における基板からの構成元
素の蒸発を防止するため、構成元素からなるビームを照
射して表面の劣化を抑制する。
ラズマ状態を作り、水素を原子又は分子の高エネルギー
状態に励起し、II-VI 族化合物半導体基板に照射するこ
とにより、Ｚｎ−Ｏ等の酸素との結合を完全に還元して
酸化物を除去する。また、炭素系の残留物をＣ−Ｈ系の
炭化水素に変換して蒸発させる。これらの一連の反応
は、特に運動エネルギーを与えずに行うため、損傷層の
ない平坦な清浄表面を形成することができる。そして、
これらの一連のプロセス温度における基板からの構成元
素の蒸発を防止するため、構成元素からなるビームを照
射して表面の劣化を抑制する。
【００１３】以下の実施例では、ＺｎＳｅ基板について
説明するが、本発明はこれらに限定されることはなく、
ＺｎＳ、ＺｎＴｅ、ＣｄＳ、ＣｄＳｅ、ＣｄＴｅ、Ｈｇ
Ｔｅ、ＨｇＳｅ、ＨｇＳ及びこれらの混晶半導体基板に
ついても同様に有効である。また、以下の実施例では高
周波放電を用いたが、マイクロ波放電、ＥＣＲ放電、直
流放電も同様に使用することができる。
説明するが、本発明はこれらに限定されることはなく、
ＺｎＳ、ＺｎＴｅ、ＣｄＳ、ＣｄＳｅ、ＣｄＴｅ、Ｈｇ
Ｔｅ、ＨｇＳｅ、ＨｇＳ及びこれらの混晶半導体基板に
ついても同様に有効である。また、以下の実施例では高
周波放電を用いたが、マイクロ波放電、ＥＣＲ放電、直
流放電も同様に使用することができる。
【００１４】
【実施例】１３．５６ＭＨｚの高周波放電により励起さ
れた水素をＺｎＳｅ基板上に照射して表面を清浄化した
後、ＺｎＳｅをエピタキシャル成長させた。上記基板の
洗浄及びエピタキシャル成長は図１のＭＢＥ装置で行っ
た。このＭＢＥ装置は、超高真空チャンバ１の底部に、
原料蒸発用セル２と放電セル３を付設し、前記セルに対
応する位置に半導体基板をホルダー４に固定し、その背
面に設けた基板加熱ヒーター７で所定の温度まで加熱す
る。各セルにはそれぞれセルシャッター６を、基板表面
にはメインシャッター８を設けてビームの照射時間を調
節する。なお、放電セル３には水素ガス１０の供給管を
接続し、超高真空チャンバ１の内壁近くに液体窒素シュ
ラウドを配置した。
れた水素をＺｎＳｅ基板上に照射して表面を清浄化した
後、ＺｎＳｅをエピタキシャル成長させた。上記基板の
洗浄及びエピタキシャル成長は図１のＭＢＥ装置で行っ
た。このＭＢＥ装置は、超高真空チャンバ１の底部に、
原料蒸発用セル２と放電セル３を付設し、前記セルに対
応する位置に半導体基板をホルダー４に固定し、その背
面に設けた基板加熱ヒーター７で所定の温度まで加熱す
る。各セルにはそれぞれセルシャッター６を、基板表面
にはメインシャッター８を設けてビームの照射時間を調
節する。なお、放電セル３には水素ガス１０の供給管を
接続し、超高真空チャンバ１の内壁近くに液体窒素シュ
ラウドを配置した。
【００１５】基板は、ＺｎＳｅ（１００）ウエハを使用
した。このウエハは、研磨終了時の状態で第１結晶にＧ
ｅ（４００）非対称回折の２結晶回折測定でＺｎＳｅ
（４００）回折半値幅が約１０秒を示し、基板の結晶性
が良く、研磨ダメージがないことが分かる。なお、完全
結晶では理論的な回折半値幅が８〜９秒程度になる。研
磨ダメージがある場合や基板の結晶性が悪い場合は回折
半値幅が２０秒以上と大きくなる。
した。このウエハは、研磨終了時の状態で第１結晶にＧ
ｅ（４００）非対称回折の２結晶回折測定でＺｎＳｅ
（４００）回折半値幅が約１０秒を示し、基板の結晶性
が良く、研磨ダメージがないことが分かる。なお、完全
結晶では理論的な回折半値幅が８〜９秒程度になる。研
磨ダメージがある場合や基板の結晶性が悪い場合は回折
半値幅が２０秒以上と大きくなる。
【００１６】このウエハをアセトン、トリクロロエチレ
ン及びイソプロピルアルコールによる有機洗浄で脱脂し
た後、化学的湿式エッチングを行わず上記ＭＢＥ装置に
設置した。その後、ＲＨＥＥＤ観察で調べたところ、室
温でも１×１パターンが確認され、基板特性が良く、最
表面まで単結晶であることが分かった。なお、ウエハの
最表面が多結晶化又はアモルファス化してダメージが残
っている場合は、ＲＨＥＥＤではリング状又はハロー状
のパターンを示す。
ン及びイソプロピルアルコールによる有機洗浄で脱脂し
た後、化学的湿式エッチングを行わず上記ＭＢＥ装置に
設置した。その後、ＲＨＥＥＤ観察で調べたところ、室
温でも１×１パターンが確認され、基板特性が良く、最
表面まで単結晶であることが分かった。なお、ウエハの
最表面が多結晶化又はアモルファス化してダメージが残
っている場合は、ＲＨＥＥＤではリング状又はハロー状
のパターンを示す。
【００１７】次いで、Ｐｄ透過膜を通して純化した水素
ガスを１．０ｓｃｃｍの速度で高周波放電セルを介して
超高真空チャンバに導入した。この時のチャンバ内の到
達真空度は約１×１０-6Ｔｏｒｒであった。流量が安定
した状態で１３．５６ＭＨｚの高周波を１００Ｗ印加し
てプラズマ放電を起こした。プラズマ分光の結果、水素
原子の発光が支配的であることが分かった。
ガスを１．０ｓｃｃｍの速度で高周波放電セルを介して
超高真空チャンバに導入した。この時のチャンバ内の到
達真空度は約１×１０-6Ｔｏｒｒであった。流量が安定
した状態で１３．５６ＭＨｚの高周波を１００Ｗ印加し
てプラズマ放電を起こした。プラズマ分光の結果、水素
原子の発光が支配的であることが分かった。
【００１８】プラズマ放電が安定した後、励起された水
素を上記の条件で流しながら、図２の温度プログラムに
より、基板温度を昇温速度１０〜２０℃／分で５００℃
まで加熱した。なお、上記の基板温度はマニピュレータ
のヒーター近傍の温度である。温度上昇とともに１×１
パターンの強度が徐々に強くなり、４５０〜５００℃で
Ｃ（２×）構造のＺｎ安定化面がストリークパターンと
して観察された。図３は、加速電圧１５ｋＶの電子線を
エピタキシャル層の＜１００＞及びそれと等価な３方向
の、合計４方向から入射したときに観察されたＲＨＥＥ
Ｄパターンを写真撮影したものである。矢印で示した位
置の回折は、通常観察される１×１パターンの１／２の
位置に現れている。これと直交する＜１１０＞入射で
は、１×１パターンしか現れなかった。これは、＜１０
０＞方向が、４回対称で通常の格子配置の２倍の長周期
構造を示しており、いわゆるＣ（２×２）構造が形成さ
れていることが分かる。
素を上記の条件で流しながら、図２の温度プログラムに
より、基板温度を昇温速度１０〜２０℃／分で５００℃
まで加熱した。なお、上記の基板温度はマニピュレータ
のヒーター近傍の温度である。温度上昇とともに１×１
パターンの強度が徐々に強くなり、４５０〜５００℃で
Ｃ（２×）構造のＺｎ安定化面がストリークパターンと
して観察された。図３は、加速電圧１５ｋＶの電子線を
エピタキシャル層の＜１００＞及びそれと等価な３方向
の、合計４方向から入射したときに観察されたＲＨＥＥ
Ｄパターンを写真撮影したものである。矢印で示した位
置の回折は、通常観察される１×１パターンの１／２の
位置に現れている。これと直交する＜１１０＞入射で
は、１×１パターンしか現れなかった。これは、＜１０
０＞方向が、４回対称で通常の格子配置の２倍の長周期
構造を示しており、いわゆるＣ（２×２）構造が形成さ
れていることが分かる。
【００１９】チャンバからウエハを取り出さずに、表面
のＸ線電子分光（ＸＰＳ）測定を行ったところ、Ｚｎ−
Ｏの結合や、炭素の信号が測定限界以下であった。この
ように、基板表面の酸素が除去された結果、この温度に
おける最も安定な再配列がなされ、Ｚｎ安定化状態にあ
ることを示していた。また、ＲＨＥＥＤの回折パターン
は、ウエハが平坦でない場合スポットになるが、平坦な
場合はスポットがつながってストリークパターンを示す
ので、上記のように、Ｃ（２×２）構造のストリークパ
ターンを示すということは、原子レベルで平坦であるこ
と示している。
のＸ線電子分光（ＸＰＳ）測定を行ったところ、Ｚｎ−
Ｏの結合や、炭素の信号が測定限界以下であった。この
ように、基板表面の酸素が除去された結果、この温度に
おける最も安定な再配列がなされ、Ｚｎ安定化状態にあ
ることを示していた。また、ＲＨＥＥＤの回折パターン
は、ウエハが平坦でない場合スポットになるが、平坦な
場合はスポットがつながってストリークパターンを示す
ので、上記のように、Ｃ（２×２）構造のストリークパ
ターンを示すということは、原子レベルで平坦であるこ
と示している。
【００２０】比較のために、水素を放電せずに流しなが
ら、実施例１と同様に図１の温度プログラムにより基板
の清浄化を行ったが、５００℃を７００℃まで温度を上
げても（他の条件は同じ）、図４の（１×１）パターン
が得られるだけで、Ｃ（２×２）パターン（図３）は得
られなかった。なお、図４は、電子線を＜１００＞及び
＜１１０＞から入射したときに観察されたＲＨＥＥＤパ
ターンを写真撮影したものである。この場合、いずれの
方向から入射しても１×１パターンしか観察されず、表
面再配列が生じていないことが分かった。また、７００
℃以上に温度を上げると、表面からＺｎやＳｅの解離が
著しくなり、表面劣化のため基板として使用できなかっ
た。この状態で表面をｉｎ−ｓｉｔｕのＸＰＳ測定で調
べたところ、Ｚｎ−Ｏの結合や炭素の信号が認められ、
清浄表面が得られていないことが確認された。
ら、実施例１と同様に図１の温度プログラムにより基板
の清浄化を行ったが、５００℃を７００℃まで温度を上
げても（他の条件は同じ）、図４の（１×１）パターン
が得られるだけで、Ｃ（２×２）パターン（図３）は得
られなかった。なお、図４は、電子線を＜１００＞及び
＜１１０＞から入射したときに観察されたＲＨＥＥＤパ
ターンを写真撮影したものである。この場合、いずれの
方向から入射しても１×１パターンしか観察されず、表
面再配列が生じていないことが分かった。また、７００
℃以上に温度を上げると、表面からＺｎやＳｅの解離が
著しくなり、表面劣化のため基板として使用できなかっ
た。この状態で表面をｉｎ−ｓｉｔｕのＸＰＳ測定で調
べたところ、Ｚｎ−Ｏの結合や炭素の信号が認められ、
清浄表面が得られていないことが確認された。
【００２１】上記のように励起水素を照射し、加熱して
原子レベルで平坦で清浄な表面が得られた状態で、励起
水素の照射を停止し、直ちに基板の構成元素のうち、Ｓ
ｅの照射を開始した。この照射と同時に基板温度を１０
℃／分の速度で成長温度の３５０℃まで降温させた。こ
れは、基板表面の酸化膜が除去された時点で、表面での
化学的量論比（ｓｔｏｉｃｈｏｍｅｔｒｙ）のずれを抑
えるためである。図５は、電子線をエピタキシャル層の
＜１１０＞から入射したときに観察されたＲＨＥＥＤパ
ターンを写真撮影したものである。矢印で示した位置の
回折は、通常観察される１×１パターンの１／２の位置
に現れている。また、これと直交する＜１００＞入射及
び＜１１０＞入射では、１×１パターンしか現れなかっ
た。これは、＜１１０＞方向が、２回対称で通常の格子
配置の２倍の長周期構造を示しており、いわゆる（２×
１）構造が形成されていることが分かる。
原子レベルで平坦で清浄な表面が得られた状態で、励起
水素の照射を停止し、直ちに基板の構成元素のうち、Ｓ
ｅの照射を開始した。この照射と同時に基板温度を１０
℃／分の速度で成長温度の３５０℃まで降温させた。こ
れは、基板表面の酸化膜が除去された時点で、表面での
化学的量論比（ｓｔｏｉｃｈｏｍｅｔｒｙ）のずれを抑
えるためである。図５は、電子線をエピタキシャル層の
＜１１０＞から入射したときに観察されたＲＨＥＥＤパ
ターンを写真撮影したものである。矢印で示した位置の
回折は、通常観察される１×１パターンの１／２の位置
に現れている。また、これと直交する＜１００＞入射及
び＜１１０＞入射では、１×１パターンしか現れなかっ
た。これは、＜１１０＞方向が、２回対称で通常の格子
配置の２倍の長周期構造を示しており、いわゆる（２×
１）構造が形成されていることが分かる。
【００２２】次に、上記のように調製した表面上にアン
ドープＺｎＳｅのエピタキシャル成長を行った。フラッ
クスはＳｅを２×１０-6Ｔｏｒｒ、Ｚｎを１×１０-6Ｔ
ｏｒｒとした。Ｓｅの照射開始後２時間経過した後、Ｚ
ｎを照射して前記エピタキシャル成長を開始した。成長
開始直後からストリークパターンとなり、初期段階から
２次元成長していることが分かった。成長中のＲＨＥＥ
ＤパターンはＳｅ安定化の２×１パターンを示した。３
時間成長後、基板を取り出したところ、エピタキシャル
層厚が１．５μｍであった。
ドープＺｎＳｅのエピタキシャル成長を行った。フラッ
クスはＳｅを２×１０-6Ｔｏｒｒ、Ｚｎを１×１０-6Ｔ
ｏｒｒとした。Ｓｅの照射開始後２時間経過した後、Ｚ
ｎを照射して前記エピタキシャル成長を開始した。成長
開始直後からストリークパターンとなり、初期段階から
２次元成長していることが分かった。成長中のＲＨＥＥ
ＤパターンはＳｅ安定化の２×１パターンを示した。３
時間成長後、基板を取り出したところ、エピタキシャル
層厚が１．５μｍであった。
【００２３】フォトルミネッセンス法でＨｇ−Ｃｄレー
ザ光を照射して、４．２Ｋでの蛍光スペクトルを見る
と、フリーエキシトンの発光が支配的であり、ＧａＡｓ
上のヘテロエピタキシャル成長で見られるような、歪み
によるフリーエキシトンピークの分離や、欠陥に起因す
るＹ発光は観察されなった。また、結晶性を調べるため
に、厚さ４μｍ程度のエピタキシャル成長を行い、上記
の２結晶Ｘ線回折測定を行ったところ、回折全半値が約
１５秒と、基板と同等レベルのエピタキシャル結晶が形
成されていた。
ザ光を照射して、４．２Ｋでの蛍光スペクトルを見る
と、フリーエキシトンの発光が支配的であり、ＧａＡｓ
上のヘテロエピタキシャル成長で見られるような、歪み
によるフリーエキシトンピークの分離や、欠陥に起因す
るＹ発光は観察されなった。また、結晶性を調べるため
に、厚さ４μｍ程度のエピタキシャル成長を行い、上記
の２結晶Ｘ線回折測定を行ったところ、回折全半値が約
１５秒と、基板と同等レベルのエピタキシャル結晶が形
成されていた。
【００２４】比較のため、励起水素クリーニングのみ行
い、Ｓｅビーム照射を行わずに上記と同様にエピタキシ
ャル成長を行った。励起水素照射により、ＲＨＥＥＤ観
察でＣ（２×２）の清浄なＺｎ安定化面が現れた状態か
ら、マニピュレータ温度を成長温度の３５０℃まで１０
℃／分の速度で降温した。この状態では、ＲＨＥＥＤ観
察でＣ（２×２）のＺｎ安定化パターンのままであっ
た。
い、Ｓｅビーム照射を行わずに上記と同様にエピタキシ
ャル成長を行った。励起水素照射により、ＲＨＥＥＤ観
察でＣ（２×２）の清浄なＺｎ安定化面が現れた状態か
ら、マニピュレータ温度を成長温度の３５０℃まで１０
℃／分の速度で降温した。この状態では、ＲＨＥＥＤ観
察でＣ（２×２）のＺｎ安定化パターンのままであっ
た。
【００２５】成長開始の方法としては、Ｓｅ、Ｚｎいず
れかを先に照射するか、同時に照射する３通りの方法が
あるが、いずれの方法でも、成長開始から、５ｎｍ程度
の成長ではＲＨＥＥＤがスポットとなる３次元に成長
し、その後、ストリークパターンに移行した。成長後、
２結晶Ｘ線回折半値幅は２０秒程度と、Ｓｅ照射したも
のと同程度であったが、断面を透過型電子顕微鏡で観察
すると、成長界面での欠陥密度がＳｅ照射した場合に比
べて１桁程度大きいことが分かった。
れかを先に照射するか、同時に照射する３通りの方法が
あるが、いずれの方法でも、成長開始から、５ｎｍ程度
の成長ではＲＨＥＥＤがスポットとなる３次元に成長
し、その後、ストリークパターンに移行した。成長後、
２結晶Ｘ線回折半値幅は２０秒程度と、Ｓｅ照射したも
のと同程度であったが、断面を透過型電子顕微鏡で観察
すると、成長界面での欠陥密度がＳｅ照射した場合に比
べて１桁程度大きいことが分かった。
【００２６】また、励起水素を照射しない場合は、図４
に見るようにＣ（２×２）面が現れなかった。この面に
エピタキシャル成長を試みたところ、単結晶が成長する
ものの、初期は３次元で成長し、成長後の２結晶Ｘ線回
折半値幅は５０秒程度で、界面の欠陥密度もＳｅ照射を
行わない水素処理の場合より２桁程度大きいことが分か
り、上記の場合と比較しても結晶性で劣ることが判明し
た。
に見るようにＣ（２×２）面が現れなかった。この面に
エピタキシャル成長を試みたところ、単結晶が成長する
ものの、初期は３次元で成長し、成長後の２結晶Ｘ線回
折半値幅は５０秒程度で、界面の欠陥密度もＳｅ照射を
行わない水素処理の場合より２桁程度大きいことが分か
り、上記の場合と比較しても結晶性で劣ることが判明し
た。
【００２７】
【発明の効果】本発明は、励起水素を照射して加熱する
ことにより基板表面を清浄化し、さらに、構成元素のビ
ームを照射することにより良好な成長界面を形成できる
ようになった。
ことにより基板表面を清浄化し、さらに、構成元素のビ
ームを照射することにより良好な成長界面を形成できる
ようになった。
【図１】実施例で使用したＭＢＥ装置の概念図である。
【図２】実施例の温度プログラムを示した図である。
【図３】励起水素照射後の基板のＣ（２×２）ストリー
クパターンを示したＲＨＥＥＤ写真である。
クパターンを示したＲＨＥＥＤ写真である。
【図４】励起水素を照射しない基板の（１×１）のスポ
ッティングパターンを示したＲＨＥＥＤ写真である。
ッティングパターンを示したＲＨＥＥＤ写真である。
【図５】成長前の（２×１）のストリークパターンを示
したＲＨＥＥＤ写真である。
したＲＨＥＥＤ写真である。
Claims (4)
- 【請求項１】 ＩＩ−ＶＩ族化合物半導体基板を、室温
から前記化合物半導体の膜形成温度を超える温度に昇温
するとともに、前記半導体基板に対し、ＲＦ放電、マイ
クロ波放電、ＥＣＲ放電、又は直流放電のいずれかによ
り励起された水素を照射した後、前記基板を構成するＩ
Ｉ族またはＶＩ族のいずれか一方の元素又は該元素を含
有する化合物のビームを照射することを特徴とするＩＩ
−ＶＩ族化合物半導体基板の清浄化方法。 - 【請求項２】 励起水素ガスの照射開始温度を室温乃至
７００℃の間の温度に調整することを特徴とする請求項
１記載のＩＩ−ＶＩ族化合物半導体基板の表面清浄化方
法。 - 【請求項３】 基板を構成するＩＩ族またはＶＩ族のい
ずれか一方の元素又は該元素を含有する化合物のビーム
を照射する照射開始温度を１００〜７００℃に調整する
ことを特徴とする請求項１記載のＩＩ−ＶＩ族化合物半
導体基板の清浄化方法。 - 【請求項４】 前記ＩＩ−ＶＩ族化合物半導体基板は、
ＩＩ族元素がＺｎ、Ｃｄ及びＨｇから選択され、ＶＩ族
元素がＳ、Ｓｅ及びＴｅから選択された２元以上の多元
化合物であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか
１項に記載のＩＩ−ＶＩ族化合物半導体基板の清浄化方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP08350895A JP3430701B2 (ja) | 1995-03-16 | 1995-03-16 | 半導体基板の清浄化方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP08350895A JP3430701B2 (ja) | 1995-03-16 | 1995-03-16 | 半導体基板の清浄化方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08255777A JPH08255777A (ja) | 1996-10-01 |
| JP3430701B2 true JP3430701B2 (ja) | 2003-07-28 |
Family
ID=13804435
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP08350895A Expired - Fee Related JP3430701B2 (ja) | 1995-03-16 | 1995-03-16 | 半導体基板の清浄化方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3430701B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4733729B2 (ja) * | 2008-10-03 | 2011-07-27 | Ｊｘ日鉱日石金属株式会社 | ＺｎＴｅ系化合物半導体の表面処理方法および半導体装置の製造方法 |
| CN102598223B (zh) * | 2009-11-09 | 2015-03-25 | 3M创新有限公司 | 用于半导体的各向异性蚀刻的工艺 |
-
1995
- 1995-03-16 JP JP08350895A patent/JP3430701B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH08255777A (ja) | 1996-10-01 |
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