JP3437172B2 - 半導体結晶の製造方法 - Google Patents
半導体結晶の製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、シリコン（Ｓｉ）
原子とゲルマニウム（Ｇｅ）原子と炭素（Ｃ）原子から
なる半導体結晶の製造方法に関する。
原子とゲルマニウム（Ｇｅ）原子と炭素（Ｃ）原子から
なる半導体結晶の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】Ｓｉとヘテロ構造を形成し、超高速半導
体デバイスを作製可能な材料としてＳｉとＧｅからなる
混晶半導体（ＳｉＧｅ）がよく知られている。しかし、
ＳｉＧｅはＳｉに比べ格子定数が大きいため、Ｓｉ層上
にＳｉＧｅ層をエピタキシャル成長させた場合、ＳｉＧ
ｅ層には非常に大きな圧縮歪みが生じる。そのため、あ
る一定の膜厚（臨界膜厚）以上のＳｉＧｅ層をＳｉ層上
に堆積した場合に、ＳｉＧｅ結晶に転位等の欠陥の発生
を伴って、結晶中の歪みが緩和されるという現象が起き
る。また、結晶成長直後には欠陥がない場合でも、半導
体プロセスに不可欠な熱処理を加えた場合に、特にＧｅ
の含有率が高いＳｉＧｅ結晶では結晶中に欠陥が発生し
やすい。つまり、ＳｉＧｅ結晶は、熱的耐性が低いとい
う、デバイス作製という観点から見ると、好ましからぬ
性質も持っている。また、Ｓｉ／ＳｉＧｅヘテロ接合部
において、エネルギーバンドのオフセットが、ＳｉＧｅ
層の価電子帯のみに発生する。従って、キャリアの閉じ
こめは価電子帯だけで起こるため、Ｓｉ／ＳｉＧｅヘテ
ロ構造のＳｉＧｅ層をチャネルとするＭＯＳトランジス
タを形成する場合、正孔をキャリアとするｐチャネル型
トランジスタしか作製することができない。
体デバイスを作製可能な材料としてＳｉとＧｅからなる
混晶半導体（ＳｉＧｅ）がよく知られている。しかし、
ＳｉＧｅはＳｉに比べ格子定数が大きいため、Ｓｉ層上
にＳｉＧｅ層をエピタキシャル成長させた場合、ＳｉＧ
ｅ層には非常に大きな圧縮歪みが生じる。そのため、あ
る一定の膜厚（臨界膜厚）以上のＳｉＧｅ層をＳｉ層上
に堆積した場合に、ＳｉＧｅ結晶に転位等の欠陥の発生
を伴って、結晶中の歪みが緩和されるという現象が起き
る。また、結晶成長直後には欠陥がない場合でも、半導
体プロセスに不可欠な熱処理を加えた場合に、特にＧｅ
の含有率が高いＳｉＧｅ結晶では結晶中に欠陥が発生し
やすい。つまり、ＳｉＧｅ結晶は、熱的耐性が低いとい
う、デバイス作製という観点から見ると、好ましからぬ
性質も持っている。また、Ｓｉ／ＳｉＧｅヘテロ接合部
において、エネルギーバンドのオフセットが、ＳｉＧｅ
層の価電子帯のみに発生する。従って、キャリアの閉じ
こめは価電子帯だけで起こるため、Ｓｉ／ＳｉＧｅヘテ
ロ構造のＳｉＧｅ層をチャネルとするＭＯＳトランジス
タを形成する場合、正孔をキャリアとするｐチャネル型
トランジスタしか作製することができない。
【０００３】以上のようなＳｉ1-XＧｅX結晶の弱点を補
う意味で、最近特に重要視されているのが、ＳｉとＧｅ
とＣからなる混晶半導体（ＳｉＧｅＣ）である。Ｃは、
ＳｉやＧｅに比べて原子半径の小さな元素であり、この
Ｃを結晶に導入することにより、結晶の格子定数を小さ
くし、結晶中の歪みを低減させることが可能となる。ま
た、これにより 、結晶中に蓄積されている歪みの量が
小さくできるので、熱的耐性も向上させることができ
る。さらに、Ｓｉ／ＳｉＧｅＣヘテロ接合部において、
Ｇｅ及びＣの含有率を高くしたときに（Ｇｅが数１０
％、Ｃが数％）、ＳｉＧｅＣ層の価電子帯と伝導帯の両
方にエネルギーバンドのオフセットを生じさせることが
できる。この場合、キャリアの閉じこめは伝導帯と価電
子帯のいずれでもおこり、ｐチャネル型トランジスタの
みならずｎチャネル型トランジスタの作製も可能とな
る。
う意味で、最近特に重要視されているのが、ＳｉとＧｅ
とＣからなる混晶半導体（ＳｉＧｅＣ）である。Ｃは、
ＳｉやＧｅに比べて原子半径の小さな元素であり、この
Ｃを結晶に導入することにより、結晶の格子定数を小さ
くし、結晶中の歪みを低減させることが可能となる。ま
た、これにより 、結晶中に蓄積されている歪みの量が
小さくできるので、熱的耐性も向上させることができ
る。さらに、Ｓｉ／ＳｉＧｅＣヘテロ接合部において、
Ｇｅ及びＣの含有率を高くしたときに（Ｇｅが数１０
％、Ｃが数％）、ＳｉＧｅＣ層の価電子帯と伝導帯の両
方にエネルギーバンドのオフセットを生じさせることが
できる。この場合、キャリアの閉じこめは伝導帯と価電
子帯のいずれでもおこり、ｐチャネル型トランジスタの
みならずｎチャネル型トランジスタの作製も可能とな
る。
【０００４】さらに、ＣをＳｉＧｅ層に導入することに
より、ボロンなどの不純物の拡散を抑制する機能を発揮
する。この場合には、Ｃ原子の含有率が０．１％程度以
下のＳｉＧｅＣ結晶が用いられる。
より、ボロンなどの不純物の拡散を抑制する機能を発揮
する。この場合には、Ｃ原子の含有率が０．１％程度以
下のＳｉＧｅＣ結晶が用いられる。
【０００５】このＳｉＧｅＣ結晶は、後述するように、
溶融法等の熱的平衡状態で行われる方法では形成するこ
とができないため、従来より分子線エピタキシー（Mole
cular Beam Epitaxy: ＭＢＥ）や、化学気相堆積（Chem
ical Vapor Deposition:ＣＶＤ）等の熱的に非平衡な状
態で行われる結晶成長技術が、該結晶の形成に用いられ
てきた。
溶融法等の熱的平衡状態で行われる方法では形成するこ
とができないため、従来より分子線エピタキシー（Mole
cular Beam Epitaxy: ＭＢＥ）や、化学気相堆積（Chem
ical Vapor Deposition:ＣＶＤ）等の熱的に非平衡な状
態で行われる結晶成長技術が、該結晶の形成に用いられ
てきた。
【０００６】このうちＭＢＥ法は、３００−５００℃の
超高真空条件下で原料原子を蒸発させて基板上に向かわ
せ、結晶を基板上に成長させる方法である。しかし、こ
の方法では、原料の交換が必要なこと、微小な凹面上に
結晶成長できないこと、基板の大口径化が困難なことな
どの不具合があり、特にＳｉＧｅＣ結晶の大量生産には
不向きである。
超高真空条件下で原料原子を蒸発させて基板上に向かわ
せ、結晶を基板上に成長させる方法である。しかし、こ
の方法では、原料の交換が必要なこと、微小な凹面上に
結晶成長できないこと、基板の大口径化が困難なことな
どの不具合があり、特にＳｉＧｅＣ結晶の大量生産には
不向きである。
【０００７】次にＣＶＤ法では、Rapid Thermal Chemic
al Vapor Deposition (ＲＴ−ＣＶＤ)法や、Limited Re
action Processing（ＬＲＰ）法が用いられるが、これ
は、中−高真空下に原料ガスを多量の水素とともに導入
して加熱した基板上に結晶を成長させる方法である。Ｓ
ｉＧｅＣ結晶の場合、Ｓｉの原料としては主にシラン
（ＳｉＨ4 ）が、Ｇｅの原料としてはＧｅＨ4 が、Ｃの
原料としてはモノメチルシラン（ＳｉＨ3ＣＨ3）、エチ
レン（Ｃ2Ｈ4）またはアセチレン（Ｃ2Ｈ2）などが用い
られている。また、結晶成長は、従来はＳｉＧｅ層の成
長と同様に５５０−６００℃の温度条件で行われてい
る。
al Vapor Deposition (ＲＴ−ＣＶＤ)法や、Limited Re
action Processing（ＬＲＰ）法が用いられるが、これ
は、中−高真空下に原料ガスを多量の水素とともに導入
して加熱した基板上に結晶を成長させる方法である。Ｓ
ｉＧｅＣ結晶の場合、Ｓｉの原料としては主にシラン
（ＳｉＨ4 ）が、Ｇｅの原料としてはＧｅＨ4 が、Ｃの
原料としてはモノメチルシラン（ＳｉＨ3ＣＨ3）、エチ
レン（Ｃ2Ｈ4）またはアセチレン（Ｃ2Ｈ2）などが用い
られている。また、結晶成長は、従来はＳｉＧｅ層の成
長と同様に５５０−６００℃の温度条件で行われてい
る。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】ＳｉＧｅＣ結晶は、歪
みやバンドオフセット制御の自由度が格段に広がるた
め、ＳｉＧｅ結晶以上に多様で高性能のデバイスを実現
することができる材料であるが、ＳｉＧｅＣ結晶は、以
下に述べるような性質により作製が容易ではない。
みやバンドオフセット制御の自由度が格段に広がるた
め、ＳｉＧｅ結晶以上に多様で高性能のデバイスを実現
することができる材料であるが、ＳｉＧｅＣ結晶は、以
下に述べるような性質により作製が容易ではない。
【０００９】まず、Ｃ原子のＳｉやＧｅへの固溶度は非
常に低く（熱平衡状態でＳｉへは約１０17/ｃｍ3 、Ｇ
ｅへは約１０8/ｃｍ3）、Ｃの含有率が高い（％オーダ
ー）ＳｉＧｅ結晶の作製は、溶融法等の熱的平衡状態で
行なう方法では不可能である。
常に低く（熱平衡状態でＳｉへは約１０17/ｃｍ3 、Ｇ
ｅへは約１０8/ｃｍ3）、Ｃの含有率が高い（％オーダ
ー）ＳｉＧｅ結晶の作製は、溶融法等の熱的平衡状態で
行なう方法では不可能である。
【００１０】また、Ｃ原子は、結晶の格子位置のみなら
ず、格子間にも入り込みやすい性質を有しており、結晶
格子間に入ったＣ原子はキャリアの再結合中心になり、
デバイス特性に悪影響を与えると考えられる。
ず、格子間にも入り込みやすい性質を有しており、結晶
格子間に入ったＣ原子はキャリアの再結合中心になり、
デバイス特性に悪影響を与えると考えられる。
【００１１】さらに、ＳｉＧｅＣ結晶中でＣはＳｉと選
択的に結合する傾向があり、結晶性の炭化珪素（Ｓｉ
Ｃ）が局所的に生じやすい。またＳｉＣは、アモルファ
スに近い構造をとることもある。また結晶成長条件によ
っては、Ｃの凝集物もできやすい。これらの局所的な構
造は、結晶性を低下させる原因になる。
択的に結合する傾向があり、結晶性の炭化珪素（Ｓｉ
Ｃ）が局所的に生じやすい。またＳｉＣは、アモルファ
スに近い構造をとることもある。また結晶成長条件によ
っては、Ｃの凝集物もできやすい。これらの局所的な構
造は、結晶性を低下させる原因になる。
【００１２】このように、比較的Ｃの含有率が高く、且
つ半導体デバイスへの応用が可能な均質性を有する（Ｓ
ｉＣ結晶等の局所的構造がない）ＳｉＧｅＣ結晶、すな
わち比較的Ｃの含有率が高く、欠陥密度の低い良質なＳ
ｉＧｅＣ層をＳｉ層上にエピタキシャル成長させるの
は、非常に困難である。
つ半導体デバイスへの応用が可能な均質性を有する（Ｓ
ｉＣ結晶等の局所的構造がない）ＳｉＧｅＣ結晶、すな
わち比較的Ｃの含有率が高く、欠陥密度の低い良質なＳ
ｉＧｅＣ層をＳｉ層上にエピタキシャル成長させるの
は、非常に困難である。
【００１３】例えば、熱的に非平衡な条件下で行なわれ
る上述のＣＶＤ法によっても、高含有率のＣを含む、欠
陥密度の低い良質なＳｉＧｅＣ結晶を形成させることは
困難であった。
る上述のＣＶＤ法によっても、高含有率のＣを含む、欠
陥密度の低い良質なＳｉＧｅＣ結晶を形成させることは
困難であった。
【００１４】本発明の目的は、半導体デバイスへの応用
が可能な、均質性を有し（ＳｉＣ結晶等の局所的構造が
ない）、良好な結晶性を持つＳｉＧｅＣ結晶を基板上に
成長させる方法を提供することにある。
が可能な、均質性を有し（ＳｉＣ結晶等の局所的構造が
ない）、良好な結晶性を持つＳｉＧｅＣ結晶を基板上に
成長させる方法を提供することにある。
【００１５】
【課題を解決するための手段】本発明の半導体結晶の製
造方法は、Ｓｉ基板が保持された容器内に、Ｓｉ 2 Ｈ 6 ガ
スまたはＳｉ 3 Ｈ 8 ガスと、ＧｅＨ 4 ガスと、ＳｉＨ 3 ＣＨ
3 ガスとを導入し、上記Ｓｉ基板の温度が３００℃以上
４９０℃以下で上記Ｓｉ 2 Ｈ 6 ガスまたはＳｉ 3 Ｈ 8 ガス、
ＧｅＨ 4 ガス、ならびにＳｉＨ 3 ＣＨ 3 ガスを熱分解する
ことにより、Ｓｉ原子とＧｅ原子とＣ原子とを含有する
半導体結晶を上記Ｓｉ基板上に製造する方法である。
造方法は、Ｓｉ基板が保持された容器内に、Ｓｉ 2 Ｈ 6 ガ
スまたはＳｉ 3 Ｈ 8 ガスと、ＧｅＨ 4 ガスと、ＳｉＨ 3 ＣＨ
3 ガスとを導入し、上記Ｓｉ基板の温度が３００℃以上
４９０℃以下で上記Ｓｉ 2 Ｈ 6 ガスまたはＳｉ 3 Ｈ 8 ガス、
ＧｅＨ 4 ガス、ならびにＳｉＨ 3 ＣＨ 3 ガスを熱分解する
ことにより、Ｓｉ原子とＧｅ原子とＣ原子とを含有する
半導体結晶を上記Ｓｉ基板上に製造する方法である。
【００１６】これにより、ＳｉとＧｅとＣとを含み、結
晶性が良好な半導体結晶を基板上に形成させることがで
きる。
晶性が良好な半導体結晶を基板上に形成させることがで
きる。
【００１７】また、上記半導体結晶の製造方法におい
て、上記半導体結晶の形成を、熱ＣＶＤ法により行うこ
とにより、結晶性が良好な半導体結晶を効率良く基板上
に形成することができる。さらに、すでにパターニング
された部材を有する基板上にも良好な結晶性を持つ半導
体結晶を形成することができる。
て、上記半導体結晶の形成を、熱ＣＶＤ法により行うこ
とにより、結晶性が良好な半導体結晶を効率良く基板上
に形成することができる。さらに、すでにパターニング
された部材を有する基板上にも良好な結晶性を持つ半導
体結晶を形成することができる。
【００１８】上記半導体結晶の製造方法において、上記
半導体結晶に含まれるＳｉの原料ガスとして、Ｓｉ2 Ｈ
6 もしくはＳｉ3 Ｈ8 を使用することにより、４９０℃
以下の低温においても半導体結晶の成長速度を約４−８
ｎｍ／ｍｉｎ程度とすることができる。従って、良好な
結晶性を持つ半導体結晶を有する半導体デバイスを量産
することが可能になる。
半導体結晶に含まれるＳｉの原料ガスとして、Ｓｉ2 Ｈ
6 もしくはＳｉ3 Ｈ8 を使用することにより、４９０℃
以下の低温においても半導体結晶の成長速度を約４−８
ｎｍ／ｍｉｎ程度とすることができる。従って、良好な
結晶性を持つ半導体結晶を有する半導体デバイスを量産
することが可能になる。
【００１９】
【発明の実施の形態】本発明の実施形態を、図を用いて
以下に説明する。
以下に説明する。
【００２０】図１（ａ）−（ｂ）は、Ｓｉ基板上に熱Ｃ
ＶＤ法を用いてＳｉＧｅＣ層を形成する工程を示した図
である。
ＶＤ法を用いてＳｉＧｅＣ層を形成する工程を示した図
である。
【００２１】まず、図１（ａ）に示す工程で、Ｓｉ基板
１の前処理を行なう。Ｓｉ基板上１にＳｉＧｅＣ等の結
晶を成長させる場合、Ｓｉ基板１の前処理は非常に重要
であるので、必ず行なう。ここで、基板としては、（０
０１）面のＳｉウエハーを用いる。
１の前処理を行なう。Ｓｉ基板上１にＳｉＧｅＣ等の結
晶を成長させる場合、Ｓｉ基板１の前処理は非常に重要
であるので、必ず行なう。ここで、基板としては、（０
０１）面のＳｉウエハーを用いる。
【００２２】はじめに、硫酸−過酸化水素水混合溶液で
Ｓｉ基板１の表面を洗浄し、Ｓｉ基板１の表面上の有機
物、金属汚染物質を除去する。次に、アンモニア−過酸
化水素水溶液にてＳｉ基板１の表面を洗浄し、Ｓｉ基板
１の表面上の付着物を除去する。続いて、フッ化水素酸
を用いてＳｉ基板１の表面上の自然酸化膜を取り去る。
次に、再びアンモニア−過酸化水素水溶液にＳｉ基板１
を浸漬し、Ｓｉ基板１の表面に薄い保護酸化膜を形成す
る。
Ｓｉ基板１の表面を洗浄し、Ｓｉ基板１の表面上の有機
物、金属汚染物質を除去する。次に、アンモニア−過酸
化水素水溶液にてＳｉ基板１の表面を洗浄し、Ｓｉ基板
１の表面上の付着物を除去する。続いて、フッ化水素酸
を用いてＳｉ基板１の表面上の自然酸化膜を取り去る。
次に、再びアンモニア−過酸化水素水溶液にＳｉ基板１
を浸漬し、Ｓｉ基板１の表面に薄い保護酸化膜を形成す
る。
【００２３】次に、図１（ｂ）に示す工程で、前処理さ
れたＳｉ基板１を、結晶成長装置内に導入する。本実施
形態では、結晶成長装置として超高真空化学気相成長装
置（ＵＨＶ−ＣＶＤ装置）を用いている。この方法は、
結晶成長を１．３×１０-8Ｐａ（１．０×１０-10 Ｔｏ
ｒｒ）以下の超高真空に減圧して行なう半導体結晶の製
造方法である。本実施形態においては、Ｓｉ基板１を結
晶成長室へ導入してから一旦、結晶成長室内の圧力を
２．６６×１０-7 Ｐａ（２．０×１０-9 Ｔｏｒｒ）ま
で減圧している。
れたＳｉ基板１を、結晶成長装置内に導入する。本実施
形態では、結晶成長装置として超高真空化学気相成長装
置（ＵＨＶ−ＣＶＤ装置）を用いている。この方法は、
結晶成長を１．３×１０-8Ｐａ（１．０×１０-10 Ｔｏ
ｒｒ）以下の超高真空に減圧して行なう半導体結晶の製
造方法である。本実施形態においては、Ｓｉ基板１を結
晶成長室へ導入してから一旦、結晶成長室内の圧力を
２．６６×１０-7 Ｐａ（２．０×１０-9 Ｔｏｒｒ）ま
で減圧している。
【００２４】次に、水素ガス雰囲気中でＳｉ基板１を８
５０℃まで加熱し、Ｓｉ基板１上に形成されている保護
酸化膜を除去し、清浄なＳｉ基板１表面を露出させる。
５０℃まで加熱し、Ｓｉ基板１上に形成されている保護
酸化膜を除去し、清浄なＳｉ基板１表面を露出させる。
【００２５】続いて、Ｓｉ基板１の温度を結晶成長を行
なう４９０℃まで低下させて原料ガスを導入し、厚さ１
００ｎｍ程度のＳｉＧｅＣ層２をＳｉ基板１上に成長さ
せる。結晶の成長は、本実施形態では４９０℃で行なう
が、原料ガスが分解可能な約３００℃以上で、４９０℃
以下の温度であれば良好な結晶性を持つＳｉＧｅＣ層を
形成することができる。
なう４９０℃まで低下させて原料ガスを導入し、厚さ１
００ｎｍ程度のＳｉＧｅＣ層２をＳｉ基板１上に成長さ
せる。結晶の成長は、本実施形態では４９０℃で行なう
が、原料ガスが分解可能な約３００℃以上で、４９０℃
以下の温度であれば良好な結晶性を持つＳｉＧｅＣ層を
形成することができる。
【００２６】また、Ｓｉの原料ガスとして比較的低温で
分解しやすいＳｉ2 Ｈ6 を、Ｇｅの原料としてＧｅＨ4
を、Ｃの原料としてＳｉＨ3 ＣＨ3 をそれぞれ用いる。
各ガスの圧力は、Ｓｉ2 Ｈ6 が９．１×１０-3 Ｐａ
（７×１０-5 Ｔｏｒｒ），ＧｅＨ4 が４．２×１０-2
Ｐａ（３×１０-4 Ｔｏｒｒ），Ｓｉ3 Ｈ8 が１．１×
１０-3 Ｐａ（９×１０-6 Ｔｏｒｒ）と一定に固定され
ている。
分解しやすいＳｉ2 Ｈ6 を、Ｇｅの原料としてＧｅＨ4
を、Ｃの原料としてＳｉＨ3 ＣＨ3 をそれぞれ用いる。
各ガスの圧力は、Ｓｉ2 Ｈ6 が９．１×１０-3 Ｐａ
（７×１０-5 Ｔｏｒｒ），ＧｅＨ4 が４．２×１０-2
Ｐａ（３×１０-4 Ｔｏｒｒ），Ｓｉ3 Ｈ8 が１．１×
１０-3 Ｐａ（９×１０-6 Ｔｏｒｒ）と一定に固定され
ている。
【００２７】ここで、Ｓｉの原料ガスとしてはＳｉ2 Ｈ
6 の他に低温分解性のＳｉ3 Ｈ8 も用いることができ
る。ただし、Ｓｉの原料ガスとして一般に用いられるシ
ラン（ＳｉＨ4 ）は、低温（４９０℃程度）での結晶成
長性が悪いため、本実施形態では使用しない。また、こ
こで用いられる原料ガスの圧力は、これまで報告されて
いるＳｉＧｅＣ結晶の成長方法における圧力条件と比較
して低く設定してある。これは、Ｓｉ2 Ｈ6 などのＳｉ
の原料ガスは爆発性ガスであるため、ＳｉＧｅＣ結晶の
成長工程においては原料ガスの圧力が低い方が安全性の
面で好ましいからである。また、原料ガスの圧力が低い
ことにより、原料ガスが節約でき、コスト面でも有利に
なる。
6 の他に低温分解性のＳｉ3 Ｈ8 も用いることができ
る。ただし、Ｓｉの原料ガスとして一般に用いられるシ
ラン（ＳｉＨ4 ）は、低温（４９０℃程度）での結晶成
長性が悪いため、本実施形態では使用しない。また、こ
こで用いられる原料ガスの圧力は、これまで報告されて
いるＳｉＧｅＣ結晶の成長方法における圧力条件と比較
して低く設定してある。これは、Ｓｉ2 Ｈ6 などのＳｉ
の原料ガスは爆発性ガスであるため、ＳｉＧｅＣ結晶の
成長工程においては原料ガスの圧力が低い方が安全性の
面で好ましいからである。また、原料ガスの圧力が低い
ことにより、原料ガスが節約でき、コスト面でも有利に
なる。
【００２８】尚、本実施形態では、超高真空化学気相成
長装置（ＵＨＶ−ＣＶＤ装置）を用いてＳｉ基板１上に
ＳｉＧｅＣ層２を堆積したが、ＬＲＰ装置やＲＴ−ＣＶ
Ｄ装置を用いてもよい。
長装置（ＵＨＶ−ＣＶＤ装置）を用いてＳｉ基板１上に
ＳｉＧｅＣ層２を堆積したが、ＬＲＰ装置やＲＴ−ＣＶ
Ｄ装置を用いてもよい。
【００２９】また、本実施形態では、基板として（００
１）面のＳｉウエハーを用いたが、これ以外の面方位を
持つＳｉウエハーを用いてもよく、すでにパターニング
された部材を有する基板上にも良好な結晶性を持つＳｉ
ＧｅＣ層を形成することが可能である。以上の工程によ
り、Ｓｉ基板１上に良好な結晶性を持つＳｉＧｅＣ層２
を形成することができる。
１）面のＳｉウエハーを用いたが、これ以外の面方位を
持つＳｉウエハーを用いてもよく、すでにパターニング
された部材を有する基板上にも良好な結晶性を持つＳｉ
ＧｅＣ層を形成することが可能である。以上の工程によ
り、Ｓｉ基板１上に良好な結晶性を持つＳｉＧｅＣ層２
を形成することができる。
【００３０】本実施形態において、ＳｉＧｅＣ結晶の成
長温度を４９０℃で行なったが、これは、結晶成長に最
適な温度を探る目的で以下に行なった検討の結果から導
かれた温度である。
長温度を４９０℃で行なったが、これは、結晶成長に最
適な温度を探る目的で以下に行なった検討の結果から導
かれた温度である。
【００３１】まず、本実施形態と同様の方法でＳｉ基板
の前処理を行なった後、ＵＨＶ−ＣＶＤ法を用いてＳｉ
基板上にＳｉＧｅＣ層を堆積させた。結晶の成長温度は
４８０℃から５２０℃の間の各温度で行なった。原料ガ
スも本実施形態と同様にＳｉの原料としてＳｉ2 Ｈ6
を、Ｇｅの原料としてＧｅＨ4 を、Ｃの原料としてＳｉ
Ｈ3 ＣＨ3 を用い、各ガスの圧力も本実施形態と同じと
した。
の前処理を行なった後、ＵＨＶ−ＣＶＤ法を用いてＳｉ
基板上にＳｉＧｅＣ層を堆積させた。結晶の成長温度は
４８０℃から５２０℃の間の各温度で行なった。原料ガ
スも本実施形態と同様にＳｉの原料としてＳｉ2 Ｈ6
を、Ｇｅの原料としてＧｅＨ4 を、Ｃの原料としてＳｉ
Ｈ3 ＣＨ3 を用い、各ガスの圧力も本実施形態と同じと
した。
【００３２】次に、以上の操作で作製した試料のＳｉＧ
ｅＣ層の結晶性を、Ｘ線回折スペクトルを測定すること
によって調べた。図２にその結果を示す。ここで、各試
料におけるＳｉＧｅＣ層の膜厚は、全て約１００ｎｍに
設定した。
ｅＣ層の結晶性を、Ｘ線回折スペクトルを測定すること
によって調べた。図２にその結果を示す。ここで、各試
料におけるＳｉＧｅＣ層の膜厚は、全て約１００ｎｍに
設定した。
【００３３】まず、図２において、全ての試料で観測さ
れる３４．５６度付近のピークは、基板として用いたＳ
ｉの（００４）面の回折によるピークであり、エピタキ
シャル成長されたＳｉＧｅＣ層とは無関係である。ここ
で注目すべきＳｉＧｅＣ結晶層のピークは、３４．０―
３４．１度の間に現れているピークである。
れる３４．５６度付近のピークは、基板として用いたＳ
ｉの（００４）面の回折によるピークであり、エピタキ
シャル成長されたＳｉＧｅＣ層とは無関係である。ここ
で注目すべきＳｉＧｅＣ結晶層のピークは、３４．０―
３４．１度の間に現れているピークである。
【００３４】図２より、５２５℃で成長させた試料のス
ペクトルには、ＳｉＧｅＣ結晶の（００４）面に起因す
る回折ピークが角度３４．０度付近に観測されている。
しかし、ピーク形状は非常にブロードで強度も弱い。一
般にＸ線回折スペクトルのピークの強度及び半値幅（ピ
ーク強度の１／２の強度でのピーク幅）は、結晶性と非
常に強い相関があることが知られている。つまり、結晶
性が良い場合は、ピークの強度は強くなり、半値幅は狭
くなる。逆に結晶性が悪い場合は、ピークの強度は弱
く、半値幅は広くなる傾向がある。このことから、５２
５℃で成長させた試料のＳｉＧｅＣ層は、結晶性が非常
に悪く、結晶内に欠陥などが多く存在することが推測さ
れる。
ペクトルには、ＳｉＧｅＣ結晶の（００４）面に起因す
る回折ピークが角度３４．０度付近に観測されている。
しかし、ピーク形状は非常にブロードで強度も弱い。一
般にＸ線回折スペクトルのピークの強度及び半値幅（ピ
ーク強度の１／２の強度でのピーク幅）は、結晶性と非
常に強い相関があることが知られている。つまり、結晶
性が良い場合は、ピークの強度は強くなり、半値幅は狭
くなる。逆に結晶性が悪い場合は、ピークの強度は弱
く、半値幅は広くなる傾向がある。このことから、５２
５℃で成長させた試料のＳｉＧｅＣ層は、結晶性が非常
に悪く、結晶内に欠陥などが多く存在することが推測さ
れる。
【００３５】また、ノマルスキー顕微鏡による結晶表面
の観察によっても、５２５℃で成長させた試料のＳｉＧ
ｅＣ層には凹凸が見られ、表面形態が非常に悪いことも
判明した（図示せず）。
の観察によっても、５２５℃で成長させた試料のＳｉＧ
ｅＣ層には凹凸が見られ、表面形態が非常に悪いことも
判明した（図示せず）。
【００３６】次に、成長温度を５１０℃−５００℃程度
まで下げた場合、ピーク強度は少し増大するものの、依
然として半値幅は大きい。このことから、５１０℃−５
００℃付近で成長させた試料のＳｉＧｅＣ層では、５２
５℃で成長させた試料のＳｉＧｅＣ層に比べて、若干の
結晶性の改善はなされるものの、半導体デバイスの活性
領域として十分利用できる程度に結晶性が良好であると
は考えにくい。また、成長温度が５１０℃−５００℃付
近である試料の表面をノマルスキー顕微鏡で観察したと
ころ、表面形態は改善されていなかった（図示せず）。
まで下げた場合、ピーク強度は少し増大するものの、依
然として半値幅は大きい。このことから、５１０℃−５
００℃付近で成長させた試料のＳｉＧｅＣ層では、５２
５℃で成長させた試料のＳｉＧｅＣ層に比べて、若干の
結晶性の改善はなされるものの、半導体デバイスの活性
領域として十分利用できる程度に結晶性が良好であると
は考えにくい。また、成長温度が５１０℃−５００℃付
近である試料の表面をノマルスキー顕微鏡で観察したと
ころ、表面形態は改善されていなかった（図示せず）。
【００３７】しかしながら、４９０℃までＳｉＧｅＣ層
の温度を下げると、ピーク形状の様子は一変し、非常に
シャープなピークが３４．０５度付近に現れている。さ
らに、ＳｉＧｅＣ層の成長温度が４９０℃のときのスペ
クトルでは、３４．０５度付近のピークの前後に多くの
小さなピーク群が観測されている。この小さなピーク
は、Ｘ線回折像でFringeを形成するもので、結晶性のか
なり良好な結晶でしか観測されない。これらの事実か
ら、４９０℃で成長させた試料のＳｉＧｅＣ層は結晶性
が良好であることが分かる。
の温度を下げると、ピーク形状の様子は一変し、非常に
シャープなピークが３４．０５度付近に現れている。さ
らに、ＳｉＧｅＣ層の成長温度が４９０℃のときのスペ
クトルでは、３４．０５度付近のピークの前後に多くの
小さなピーク群が観測されている。この小さなピーク
は、Ｘ線回折像でFringeを形成するもので、結晶性のか
なり良好な結晶でしか観測されない。これらの事実か
ら、４９０℃で成長させた試料のＳｉＧｅＣ層は結晶性
が良好であることが分かる。
【００３８】さらに、４８０℃で成長させた試料のＳｉ
ＧｅＣ層でも、４９０℃で成長させた場合と同様のシャ
ープな回折ピークが、ほぼ同じ回折角位置に観測されて
いる。これは、４８０℃で成長させたＳｉＧｅＣ層の結
晶性が非常に良好である上に、格子位置に入り込んだＣ
の含有率も４９０℃で成長させたときと変化していない
ことを示している。ここで、４９０℃及び４８０℃で作
製した試料の組成をVegard則を用いて見積もったとこ
ろ、Ｇｅ原子が３０％、Ｃ原子が１．２％となり、Ｇｅ
及びＣの含有率がともに高いＳｉＧｅＣ層が作製されて
いることが判明した。また、４９０℃と４８０℃で作製
されたそれぞれの試料表面のノマルスキー顕微鏡による
観察においても、それぞれのＳｉＧｅＣ層表面に凹凸は
観測されず、表面形態も改善されていることが判明した
（図示せず）。
ＧｅＣ層でも、４９０℃で成長させた場合と同様のシャ
ープな回折ピークが、ほぼ同じ回折角位置に観測されて
いる。これは、４８０℃で成長させたＳｉＧｅＣ層の結
晶性が非常に良好である上に、格子位置に入り込んだＣ
の含有率も４９０℃で成長させたときと変化していない
ことを示している。ここで、４９０℃及び４８０℃で作
製した試料の組成をVegard則を用いて見積もったとこ
ろ、Ｇｅ原子が３０％、Ｃ原子が１．２％となり、Ｇｅ
及びＣの含有率がともに高いＳｉＧｅＣ層が作製されて
いることが判明した。また、４９０℃と４８０℃で作製
されたそれぞれの試料表面のノマルスキー顕微鏡による
観察においても、それぞれのＳｉＧｅＣ層表面に凹凸は
観測されず、表面形態も改善されていることが判明した
（図示せず）。
【００３９】ここで、Vegard則とは、混合結晶の格子定
数と混合率との関係についての法則で、これに従えば、
例えばＳｉの含有率がｘ、Ｇｅの含有率が（１−ｘ）で
あるＳｉxＧｅ1-x結晶の格子定数ＡSiGeは、Ｓｉの格子
定数をＡSi、Ｇｅの格子定数をＡGeとすると、ＡSiGe＝
ｘＡSi＋（１−ｘ）ＡGeとなる。各結晶の格子定数が判
明していれば、これを用いて結晶の組成を求めることが
できる。
数と混合率との関係についての法則で、これに従えば、
例えばＳｉの含有率がｘ、Ｇｅの含有率が（１−ｘ）で
あるＳｉxＧｅ1-x結晶の格子定数ＡSiGeは、Ｓｉの格子
定数をＡSi、Ｇｅの格子定数をＡGeとすると、ＡSiGe＝
ｘＡSi＋（１−ｘ）ＡGeとなる。各結晶の格子定数が判
明していれば、これを用いて結晶の組成を求めることが
できる。
【００４０】次に、上記と同様の、ＳｉＧｅＣ層の結晶
性と成長温度との関係の検討を、Ｇｅ及びＣの含有率が
異なる各種のＳｉＧｅＣ層について行った。ここで、Ｓ
ｉＧｅＣ層中のＧｅの含有率とＣの含有率は、Ｓｉ2 Ｈ
6 の圧力を一定にして、ＧｅＨ4 とＳｉＨ3 ＣＨ3 の圧
力を変化させることで制御した。その他の条件は本実施
形態と同様とした。この結果をまとめたのが図３であ
る。
性と成長温度との関係の検討を、Ｇｅ及びＣの含有率が
異なる各種のＳｉＧｅＣ層について行った。ここで、Ｓ
ｉＧｅＣ層中のＧｅの含有率とＣの含有率は、Ｓｉ2 Ｈ
6 の圧力を一定にして、ＧｅＨ4 とＳｉＨ3 ＣＨ3 の圧
力を変化させることで制御した。その他の条件は本実施
形態と同様とした。この結果をまとめたのが図３であ
る。
【００４１】図３は、縦軸にＳｉＧｅＣ層の成長温度、
横軸に作製したＳｉＧｅＣ層中のＣの含有率をとり、そ
れぞれの結晶性の良否を示したものである。良否の判定
は、上記方法と同じくＸ線回折スペクトルの測定及びノ
マルスキー顕微鏡での観察により行った。図中ではＧｅ
の含有率の違いをマークの種類で示し、塗りつぶしたマ
ークは結晶性が良いもの、白抜きのマークは結晶性が悪
いものを示す。
横軸に作製したＳｉＧｅＣ層中のＣの含有率をとり、そ
れぞれの結晶性の良否を示したものである。良否の判定
は、上記方法と同じくＸ線回折スペクトルの測定及びノ
マルスキー顕微鏡での観察により行った。図中ではＧｅ
の含有率の違いをマークの種類で示し、塗りつぶしたマ
ークは結晶性が良いもの、白抜きのマークは結晶性が悪
いものを示す。
【００４２】図３において、例えば、横軸のＣの含有率
が１．２％付近のところにプロットされた○印あるいは
●印は、Ｇｅを３０．５％、Ｃを１．２％含有するＳｉ
ＧｅＣ層を作製したときの結果であり、成長温度が４９
０℃以下で結晶性は良好（●）、５００℃以上で結晶性
が悪い（○）ことを示している。また、Ｃの含有率が
１．４％のところに□あるいは■で示されているのは、
Ｇｅの含有率２６．８％、Ｃの含有率１．４％のＳｉＧ
ｅＣ層で、この場合も、４９０℃以下では結晶性が良好
（■）であるが、これ以上の成長温度では、結晶性が良
くない（□）ことを示している。また、図中の点線は、
Ｃの含有率が異なる各ＳｉＧｅＣ層において、結晶性が
良好から不良になる境界の成長温度を結んだ近似曲線で
ある。
が１．２％付近のところにプロットされた○印あるいは
●印は、Ｇｅを３０．５％、Ｃを１．２％含有するＳｉ
ＧｅＣ層を作製したときの結果であり、成長温度が４９
０℃以下で結晶性は良好（●）、５００℃以上で結晶性
が悪い（○）ことを示している。また、Ｃの含有率が
１．４％のところに□あるいは■で示されているのは、
Ｇｅの含有率２６．８％、Ｃの含有率１．４％のＳｉＧ
ｅＣ層で、この場合も、４９０℃以下では結晶性が良好
（■）であるが、これ以上の成長温度では、結晶性が良
くない（□）ことを示している。また、図中の点線は、
Ｃの含有率が異なる各ＳｉＧｅＣ層において、結晶性が
良好から不良になる境界の成長温度を結んだ近似曲線で
ある。
【００４３】この結果を総合的に見ると、結晶性の良否
は、Ｇｅの含有率にあまり大きく依存せず、多少のばら
つきはあるものの、４９０℃−５００℃の温度領域を境
にして変化していることが分かる。すなわち、ＳｉＧｅ
Ｃ結晶の成長温度がこの温度領域よりも高ければＳｉＧ
ｅＣ結晶の結晶性は悪くなり、低ければＳｉＧｅＣ結晶
の結晶性が良くなることがこの結果より明確に示されて
いる。特に、Ｃの含有率が１％を超えるＳｉＧｅＣ試料
については、ＳｉＧｅＣ層の成長温度が４９０℃よりも
低温の場合、全てのＳｉＧｅＣ試料が良好な結晶性を示
した。
は、Ｇｅの含有率にあまり大きく依存せず、多少のばら
つきはあるものの、４９０℃−５００℃の温度領域を境
にして変化していることが分かる。すなわち、ＳｉＧｅ
Ｃ結晶の成長温度がこの温度領域よりも高ければＳｉＧ
ｅＣ結晶の結晶性は悪くなり、低ければＳｉＧｅＣ結晶
の結晶性が良くなることがこの結果より明確に示されて
いる。特に、Ｃの含有率が１％を超えるＳｉＧｅＣ試料
については、ＳｉＧｅＣ層の成長温度が４９０℃よりも
低温の場合、全てのＳｉＧｅＣ試料が良好な結晶性を示
した。
【００４４】また、Ｃの含有率が１％未満のＳｉＧｅＣ
層については、Ｃの含有率が小さいほど結晶性が良好か
ら不良になる境界の温度が高くなる。
層については、Ｃの含有率が小さいほど結晶性が良好か
ら不良になる境界の温度が高くなる。
【００４５】ここで、４９０℃程度まで結晶成長の温度
を低下させた場合に、なぜ良好な結晶が得られるかにつ
いて考える。文献（J.Mi et al.,J.Vac.Sci.Technol.B1
4,166,'96)によると、Ｃ原子がＳｉＧｅＣ結晶の成長中
に結晶内に取り込まれる過程では、中間生成物としてＳ
ｉＣＨ4 が生成されると考えられている。結晶の成長温
度が低い場合、この中間生成物は成長中の結晶表面であ
まり動き回らないまま表面サイトで分解され、ＳｉやＣ
原子として結晶の格子位置に取り込まれると考えられ
る。そして、一旦結晶の格子位置に取り込まれたＳｉや
Ｃ原子は、温度が低いため脱離しにくいと考えられる。
しかし、結晶の成長温度が高い場合は、この中間生成物
ＳｉＣＨ4 は、成長表面を動き回りやすく、格子間等に
入り込んで正常な結晶成長を阻害すると考えられる。ま
た、この中間生成物が表面サイトで分解されて、一旦エ
ピタキシャル成長中の結晶表面に取り込まれてからも、
熱のエネルギーによって容易に脱離し、格子間位置等に
入り込むなどして正常な結晶成長を阻害するものと推測
される。従って、上記で得られた結果と合わせると、４
９０℃を越える成長温度では、ＳｉＣＨ4 が動き回りや
すく、さらに格子位置Ｃ原子が脱離しやすいため、結晶
性が悪くなったと考えられる。
を低下させた場合に、なぜ良好な結晶が得られるかにつ
いて考える。文献（J.Mi et al.,J.Vac.Sci.Technol.B1
4,166,'96)によると、Ｃ原子がＳｉＧｅＣ結晶の成長中
に結晶内に取り込まれる過程では、中間生成物としてＳ
ｉＣＨ4 が生成されると考えられている。結晶の成長温
度が低い場合、この中間生成物は成長中の結晶表面であ
まり動き回らないまま表面サイトで分解され、ＳｉやＣ
原子として結晶の格子位置に取り込まれると考えられ
る。そして、一旦結晶の格子位置に取り込まれたＳｉや
Ｃ原子は、温度が低いため脱離しにくいと考えられる。
しかし、結晶の成長温度が高い場合は、この中間生成物
ＳｉＣＨ4 は、成長表面を動き回りやすく、格子間等に
入り込んで正常な結晶成長を阻害すると考えられる。ま
た、この中間生成物が表面サイトで分解されて、一旦エ
ピタキシャル成長中の結晶表面に取り込まれてからも、
熱のエネルギーによって容易に脱離し、格子間位置等に
入り込むなどして正常な結晶成長を阻害するものと推測
される。従って、上記で得られた結果と合わせると、４
９０℃を越える成長温度では、ＳｉＣＨ4 が動き回りや
すく、さらに格子位置Ｃ原子が脱離しやすいため、結晶
性が悪くなったと考えられる。
【００４６】以上の検討結果から、結晶の成長温度を４
９０℃以下に抑えると、Ｓｉの原料ガス圧力が低い条件
下でも、良好な結晶性を持つＳｉＧｅＣ結晶を作製する
ことが可能であると判断できる。特に、炭素の含有率が
１％を超え、且つ結晶性が良好なＳｉＧｅＣ結晶を作製
するには、４９０℃以下という低温で結晶成長を行うこ
とが有効である。この検討結果から、本実施形態におけ
る結晶成長の温度条件が導かれたのである。
９０℃以下に抑えると、Ｓｉの原料ガス圧力が低い条件
下でも、良好な結晶性を持つＳｉＧｅＣ結晶を作製する
ことが可能であると判断できる。特に、炭素の含有率が
１％を超え、且つ結晶性が良好なＳｉＧｅＣ結晶を作製
するには、４９０℃以下という低温で結晶成長を行うこ
とが有効である。この検討結果から、本実施形態におけ
る結晶成長の温度条件が導かれたのである。
【００４７】ところで、一般に、ＣＶＤ法等を用いて半
導体結晶を成長させる場合、成長温度を低く設定する
と、結晶の成長速度が遅くなり、結晶成長工程のスルー
プットが低下するという問題が存在する。
導体結晶を成長させる場合、成長温度を低く設定する
と、結晶の成長速度が遅くなり、結晶成長工程のスルー
プットが低下するという問題が存在する。
【００４８】しかし、本実施形態においては、Ｓｉの原
料ガスとして従来主流であったＳｉＨ4 に代えて低温で
分解しやすいＳｉ2 Ｈ6 を用いたため、４９０℃でＳｉ
ＧｅＣ結晶を作製した場合の結晶の成長速度は約４−８
ｎｍ／ｍｉｎ程度と、ＳｉＧｅ結晶を量産型の成長装置
で作製する場合と比較して遜色ない成長速度が実現でき
る。よって、量産時にも結晶の成長速度についての不具
合はないと考えられる。
料ガスとして従来主流であったＳｉＨ4 に代えて低温で
分解しやすいＳｉ2 Ｈ6 を用いたため、４９０℃でＳｉ
ＧｅＣ結晶を作製した場合の結晶の成長速度は約４−８
ｎｍ／ｍｉｎ程度と、ＳｉＧｅ結晶を量産型の成長装置
で作製する場合と比較して遜色ない成長速度が実現でき
る。よって、量産時にも結晶の成長速度についての不具
合はないと考えられる。
【００４９】本発明により、良好な結晶性を持つＳｉＧ
ｅＣ結晶を形成することができるので、例えば、Ｓｉ基
板上に本実施形態に基づいてＳｉＧｅＣ層を堆積し、Ｓ
ｉＧｅＣ層上にＳｉ層をさらに堆積し、そのＳｉ層上に
ゲート電極を形成することにより、超高速で稼働するｎ
チャネル型及びｐチャネル型ＭＯＳトランジスタなどを
製造することができる。
ｅＣ結晶を形成することができるので、例えば、Ｓｉ基
板上に本実施形態に基づいてＳｉＧｅＣ層を堆積し、Ｓ
ｉＧｅＣ層上にＳｉ層をさらに堆積し、そのＳｉ層上に
ゲート電極を形成することにより、超高速で稼働するｎ
チャネル型及びｐチャネル型ＭＯＳトランジスタなどを
製造することができる。
【００５０】
【発明の効果】本発明の半導体結晶の製造方法によれ
ば、４９０℃以下の温度でＳｉとＧｅとＣを含む結晶を
基板上にエピタキシャル成長させることにより、良好な
結晶性を持つＳｉＧｅＣ結晶層を基板上に形成すること
ができる
ば、４９０℃以下の温度でＳｉとＧｅとＣを含む結晶を
基板上にエピタキシャル成長させることにより、良好な
結晶性を持つＳｉＧｅＣ結晶層を基板上に形成すること
ができる
【図１】（ａ）−（ｂ）は本発明の実施形態にかかるＳ
ｉＧｅＣ層の形成工程を示す断面図である。
ｉＧｅＣ層の形成工程を示す断面図である。
【図２】４８０−５２５℃までの各温度下で成長させた
ＳｉＧｅＣ層におけるＸ線回折スペクトルを示す図であ
る。
ＳｉＧｅＣ層におけるＸ線回折スペクトルを示す図であ
る。
【図３】Ｃ及びＧｅの含有率が異なる各種ＳｉＧｅＣ層
における結晶性と成長温度との関連性を示す図である。
における結晶性と成長温度との関連性を示す図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 平９−283533（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
H01L 21/205
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｓｉ基板が保持された容器内に、Ｓｉ 2
Ｈ 6 ガスまたはＳｉ 3 Ｈ 8 ガスと、ＧｅＨ 4 ガスと、ＳｉＨ
3 ＣＨ 3 ガスとを導入し、上記Ｓｉ基板の温度が３００℃
以上４９０℃以下で上記Ｓｉ 2 Ｈ 6 ガスまたはＳｉ 3 Ｈ 8 ガ
ス、ＧｅＨ 4 ガス、ならびにＳｉＨ 3 ＣＨ 3 ガスを熱分解
することにより、Ｓｉ原子とＧｅ原子とＣ原子とを含有
する半導体結晶を上記Ｓｉ基板上に製造する、半導体結
晶の製造方法。 - 【請求項２】 請求項１に記載の半導体結晶の製造方法
において、 上記半導体結晶の形成を、熱ＣＶＤ法により行うことを
特徴とする半導体結晶の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１に記載の半導体結晶の製造方法
において、上記半導体結晶における炭素の含有率が０．８％以上
１．８％以下である ことを特徴とする半導体結晶の製造
方法。 - 【請求項４】 請求項１に記載の半導体結晶の製造方法
において、 上記半導体結晶における炭素の含有率が１．０％を超え
て１．８％以下であることを特徴とする半導体結晶の製
造方法 。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001084225A JP3437172B2 (ja) | 2000-03-23 | 2001-03-23 | 半導体結晶の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000-81201 | 2000-03-23 | ||
| JP2000081201 | 2000-03-23 | ||
| JP2001084225A JP3437172B2 (ja) | 2000-03-23 | 2001-03-23 | 半導体結晶の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001338879A JP2001338879A (ja) | 2001-12-07 |
| JP3437172B2 true JP3437172B2 (ja) | 2003-08-18 |
Family
ID=26588121
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001084225A Expired - Fee Related JP3437172B2 (ja) | 2000-03-23 | 2001-03-23 | 半導体結晶の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3437172B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100681964B1 (ko) * | 2000-10-16 | 2007-02-15 | 가부시키가이샤 히타치세이사쿠쇼 | 반도체 장치 및 그 제조 방법 |
-
2001
- 2001-03-23 JP JP2001084225A patent/JP3437172B2/ja not_active Expired - Fee Related
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