JPH01234394A - 結晶成長方法 - Google Patents
結晶成長方法Info
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- JPH01234394A JPH01234394A JP6258688A JP6258688A JPH01234394A JP H01234394 A JPH01234394 A JP H01234394A JP 6258688 A JP6258688 A JP 6258688A JP 6258688 A JP6258688 A JP 6258688A JP H01234394 A JPH01234394 A JP H01234394A
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Landscapes
- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
本発明は結晶基板上への結晶成長方法に関する。本発明
は原理的に気相成長方法や液相成長方法などの各種エピ
タキシャル成長方法に応用できるが、以下では分子線成
長方法を例に説明する。
は原理的に気相成長方法や液相成長方法などの各種エピ
タキシャル成長方法に応用できるが、以下では分子線成
長方法を例に説明する。
（従来の技術）
近年高速バイポーラ素子、マイクロ波用素子あるいは超
格子構造素子などへの応用を目的とじてこれまでのシリ
コン薄膜成長技術に比べ、より低温で成長が行なわれ、
しかも原子層レベルでの成長の制御ができるという特徴
を有する高真空内でのシリコン分子性成長（ＳｉＭＢＥ
）技術が盛んに研究開発されている。
格子構造素子などへの応用を目的とじてこれまでのシリ
コン薄膜成長技術に比べ、より低温で成長が行なわれ、
しかも原子層レベルでの成長の制御ができるという特徴
を有する高真空内でのシリコン分子性成長（ＳｉＭＢＥ
）技術が盛んに研究開発されている。
この様な分子線成長技術を用いると、たとえばＳｉでは
成長温度は、（１００）面で約２００°Ｃまで下げられ
るが、（１１１）面では６５０°Ｃと高く、これ以下の
温度で成長すると結晶性が極めて悪くなる。現在のシリ
コンのバイポーラトランジスタ製造プロセスでは選択エ
ツチングを行う関係上（１１１）面を用いることが多く
、（１１１）面における成長温度を下げることが必要で
ある。
成長温度は、（１００）面で約２００°Ｃまで下げられ
るが、（１１１）面では６５０°Ｃと高く、これ以下の
温度で成長すると結晶性が極めて悪くなる。現在のシリ
コンのバイポーラトランジスタ製造プロセスでは選択エ
ツチングを行う関係上（１１１）面を用いることが多く
、（１１１）面における成長温度を下げることが必要で
ある。
（発明が解決しようとする問題点）
本発明の目的は、この様な従来の欠点を除去せしめて、
■族（１１１）面上への同種■族元素の成長法において
従来の成長温度より低温でしかも結晶性が良好である結
晶成長方法を提供することにある。
■族（１１１）面上への同種■族元素の成長法において
従来の成長温度より低温でしかも結晶性が良好である結
晶成長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）
本発明は、単結晶■族元素（１１１）基板上への同種■
族元素のエピタキシャル成長において、清浄化した■族
元素（１１１）基板上に予めスズ（Ｓｎ）を０．３原子
層以上形成させた後、同種■族元素のエピタキシャル成
長を始めることを特徴とする。
族元素のエピタキシャル成長において、清浄化した■族
元素（１１１）基板上に予めスズ（Ｓｎ）を０．３原子
層以上形成させた後、同種■族元素のエピタキシャル成
長を始めることを特徴とする。
（作用）
初めに、本発明の原理について５ｉ（１１１）上のＳｉ
のホモエピタキシャル成長の場合を例に取って説明する
。５ｉ（１１１）清浄面上には第１図（ａ）に示したよ
うな原子層ステップがある。５ｉ（１１１）上のＳｉの
ホモエピタキシャル成長の場合、飛来したＳｉ分子はス
テップ間のテラスに付着するが、テラス上のダングリン
グボンドが垂直でありこのダングリングボンドと結合し
ても不安定であるために、表面拡散し、１原子当たり２
本のダングリングボンドが有効に作用するステップ端に
おいて格子に組み込まれる。低温で成長し、ステップ端
に達するエネルギーがない場合は、テラス上で２次元核
発生してしまい、テラス上に垂直に立つ１本のダングリ
ングボンドの周りに回転の自由度があるため、積層欠陥
が多数発生する。一方、５ｉ（１００）上のＳｉのホモ
エピタキシャル成長の場合には５ｉ（１００）のテラス
上の１原子当たり２本のダングリングボンドが有効に作
用し飛来したＳｉは表面拡散することなく成長位置に入
ることができる。この様に（１１１）面において高い成
長温度を必要とするのはテラス上を表面拡散するための
エネルギーが（１００）面より余分にいるからである。
のホモエピタキシャル成長の場合を例に取って説明する
。５ｉ（１１１）清浄面上には第１図（ａ）に示したよ
うな原子層ステップがある。５ｉ（１１１）上のＳｉの
ホモエピタキシャル成長の場合、飛来したＳｉ分子はス
テップ間のテラスに付着するが、テラス上のダングリン
グボンドが垂直でありこのダングリングボンドと結合し
ても不安定であるために、表面拡散し、１原子当たり２
本のダングリングボンドが有効に作用するステップ端に
おいて格子に組み込まれる。低温で成長し、ステップ端
に達するエネルギーがない場合は、テラス上で２次元核
発生してしまい、テラス上に垂直に立つ１本のダングリ
ングボンドの周りに回転の自由度があるため、積層欠陥
が多数発生する。一方、５ｉ（１００）上のＳｉのホモ
エピタキシャル成長の場合には５ｉ（１００）のテラス
上の１原子当たり２本のダングリングボンドが有効に作
用し飛来したＳｉは表面拡散することなく成長位置に入
ることができる。この様に（１１１）面において高い成
長温度を必要とするのはテラス上を表面拡散するための
エネルギーが（１００）面より余分にいるからである。
この５ｉ（１１１）清浄面上にＳｎを約０．３原子層蒸
着すると市川等によってサーフエースサイエンス１４０
巻３７ページ（Ｔ、Ｉｃｈｉｋａｗａ、 ５ｕｒｆ、
Ｓｃｉ、 １４０ （１９８４） ３７．）に示されて
いるようにＳｎは表面上で彊×ＷＲ３００構造をつくる
。（第１図（ｂ））■×４肪０８構造ができると表面の
バンド構造は共有結合性の強いものから金属結合性の強
いものに変化する。従って、（１１１）面上をＳｉが表
面拡散するときに乗り越えなければならない、各ダング
リングボンドに起因する表面拡散ポテンシャルは減少し
、このＷＸ ４助０’構造上にＳｉが飛来したとき、そ
のＳｉはＳｎのない場合より低い温度で容易に表面拡散
できるようになり、より低い温度で成長サイトであるス
テップ端に達することができる。（第１図（ｃ））Ｓｉ
の成長が進んでも、ハンセンによってコンスティテユシ
ョンオブバイナリイ ア ロ イ ズ（”Ｃｏ
ｎ５ｔｉｔｕｔｉｏｎ ｏｆ Ｂｉｎａｒｙ Ａ１１ｏ
ｙｓ。
着すると市川等によってサーフエースサイエンス１４０
巻３７ページ（Ｔ、Ｉｃｈｉｋａｗａ、 ５ｕｒｆ、
Ｓｃｉ、 １４０ （１９８４） ３７．）に示されて
いるようにＳｎは表面上で彊×ＷＲ３００構造をつくる
。（第１図（ｂ））■×４肪０８構造ができると表面の
バンド構造は共有結合性の強いものから金属結合性の強
いものに変化する。従って、（１１１）面上をＳｉが表
面拡散するときに乗り越えなければならない、各ダング
リングボンドに起因する表面拡散ポテンシャルは減少し
、このＷＸ ４助０’構造上にＳｉが飛来したとき、そ
のＳｉはＳｎのない場合より低い温度で容易に表面拡散
できるようになり、より低い温度で成長サイトであるス
テップ端に達することができる。（第１図（ｃ））Ｓｉ
の成長が進んでも、ハンセンによってコンスティテユシ
ョンオブバイナリイ ア ロ イ ズ（”Ｃｏ
ｎ５ｔｉｔｕｔｉｏｎ ｏｆ Ｂｉｎａｒｙ Ａ１１ｏ
ｙｓ。
ＭｃＧｒｏｗ−Ｈｉｌｌ、 １９５８’つに示されてい
るように、ＳｎはＳｉ中にほとんど固溶しないためにほ
とんどすべてのＳｎは表面に偏析され、表面のＳｎ濃度
は変化せず、ＷＸ 彊Ｒ３０°構造も保たれる。以上述
べた理由により、（１１１）表面にＳｎを蒸着し釣Ｘｖ
訂協０°構造をつくると、Ｓｉ表面拡散ポテンシャルを
減少でき、（１１１）面における成長温度を下げること
ができる。
るように、ＳｎはＳｉ中にほとんど固溶しないためにほ
とんどすべてのＳｎは表面に偏析され、表面のＳｎ濃度
は変化せず、ＷＸ 彊Ｒ３０°構造も保たれる。以上述
べた理由により、（１１１）表面にＳｎを蒸着し釣Ｘｖ
訂協０°構造をつくると、Ｓｉ表面拡散ポテンシャルを
減少でき、（１１１）面における成長温度を下げること
ができる。
（実施例）
次に発明の実施例について具体的に説明する。
反射高速電子線回折法（ＲＨＥＥＤ）はＭＢＥ法の初期
より結晶成長時の基板清浄化のモニター及び結晶成長モ
ードの決定のためにもちいられてきた。近年、ＭＢＥ成
長中にＲＨＥＥＤパターンの強度が振動することが報告
されている。このＲＨＥＥＤパターンの振動の一周期は
一分子層の成長に正確に対応する。この振動は飛来した
Ｓｉが表面上で２次元核形成を行い、２次元核が成長し
て合体し、再び平坦な表面に戻るプロセスを繰り返すこ
とによって生ずる。５ｉ（１００）面ではこの振動は２
００〜１２００°Ｃの広い成長温度範囲で観察されるが
、５ｉ（１１１）面では６５０°Ｃ以上で消える。これ
は、原理を説明した所で述べたように、（１１１）面で
は６５０°Ｃで２次元核形成による成長からステップ端
における成長に成長様式が変化するからである。従って
、（１１１）面では振動が観察される低温領域で成長す
ると結晶性が極めて悪い。
より結晶成長時の基板清浄化のモニター及び結晶成長モ
ードの決定のためにもちいられてきた。近年、ＭＢＥ成
長中にＲＨＥＥＤパターンの強度が振動することが報告
されている。このＲＨＥＥＤパターンの振動の一周期は
一分子層の成長に正確に対応する。この振動は飛来した
Ｓｉが表面上で２次元核形成を行い、２次元核が成長し
て合体し、再び平坦な表面に戻るプロセスを繰り返すこ
とによって生ずる。５ｉ（１００）面ではこの振動は２
００〜１２００°Ｃの広い成長温度範囲で観察されるが
、５ｉ（１１１）面では６５０°Ｃ以上で消える。これ
は、原理を説明した所で述べたように、（１１１）面で
は６５０°Ｃで２次元核形成による成長からステップ端
における成長に成長様式が変化するからである。従って
、（１１１）面では振動が観察される低温領域で成長す
ると結晶性が極めて悪い。
第２図は、５ｉ（１１１）清浄表面上に基板温度５００
°ＣでＳｉを照射し途中でＳｎセルシャッターを開いた
ときのＲＨＥＥＤ振動を示したものである。Ｓｎシャッ
ターを開いても振動に大きな変化はないが、一定時間た
つと振動は急激に減衰し消える。これは、表面に偏析し
たＳｎが一定値（０，３原子層）に達すると２次元核形
成による成長からステップ端における成長に成長様式が
変化したことを示しており、表面におけるＳｎの存在が
成長様式の変化に関して、成長温度を上げることと同じ
効果を持つことを示している。振動が消えた時のＲＨＥ
ＥＤパターンはシャープなψ秋ｖ訂侶ｏ°構造を示して
おり、 Ｓｎセルシャッターを閉じて、その上にＳｉを
成長してもパターンは変わらない。このことも原理で述
べたことを裏ずけている。
°ＣでＳｉを照射し途中でＳｎセルシャッターを開いた
ときのＲＨＥＥＤ振動を示したものである。Ｓｎシャッ
ターを開いても振動に大きな変化はないが、一定時間た
つと振動は急激に減衰し消える。これは、表面に偏析し
たＳｎが一定値（０，３原子層）に達すると２次元核形
成による成長からステップ端における成長に成長様式が
変化したことを示しており、表面におけるＳｎの存在が
成長様式の変化に関して、成長温度を上げることと同じ
効果を持つことを示している。振動が消えた時のＲＨＥ
ＥＤパターンはシャープなψ秋ｖ訂侶ｏ°構造を示して
おり、 Ｓｎセルシャッターを閉じて、その上にＳｉを
成長してもパターンは変わらない。このことも原理で述
べたことを裏ずけている。
実際に、５ｉ（１１１）清浄面上にＳｎを０．３原子層
蒸着した後、成長温度を変えてＳｉを成長した膜の結晶
性を調べると第３図のようになる。結晶性はジルトルエ
ツチングした後エッチビットを数えることによって評価
し、Ｓｉの成長速度は２７Ｖｓ一定とした。なおＳｉの
膜厚は５００人〜ｘｏｏｏＡ成長させた。比較のために
Ｓｎ蒸着しない場合も併せて示した。この図から明らか
なように、５ｉ（１１１）面にＳｎを０．３原子層蒸着
した表面上にＳｉを成長させた方が、成長温度を約３０
０°Ｃ下げることができる。表面に蒸着するＳｎは０．
３原子層以上必要である。それ以下ではＳｎは表面上で
’ｊ’； Ｘ’Ｊ訂協０°構造をつくらず、従ってＳｉ
の表面拡散を促進することができない。またＳｎが１原
子層より厚くなるとＳｎの島状成長が起こるため、１原
子層以下であることが必要である。
蒸着した後、成長温度を変えてＳｉを成長した膜の結晶
性を調べると第３図のようになる。結晶性はジルトルエ
ツチングした後エッチビットを数えることによって評価
し、Ｓｉの成長速度は２７Ｖｓ一定とした。なおＳｉの
膜厚は５００人〜ｘｏｏｏＡ成長させた。比較のために
Ｓｎ蒸着しない場合も併せて示した。この図から明らか
なように、５ｉ（１１１）面にＳｎを０．３原子層蒸着
した表面上にＳｉを成長させた方が、成長温度を約３０
０°Ｃ下げることができる。表面に蒸着するＳｎは０．
３原子層以上必要である。それ以下ではＳｎは表面上で
’ｊ’； Ｘ’Ｊ訂協０°構造をつくらず、従ってＳｉ
の表面拡散を促進することができない。またＳｎが１原
子層より厚くなるとＳｎの島状成長が起こるため、１原
子層以下であることが必要である。
以上Ｓｉエピタキシャル膜を５ｉ（１１１）基板上に成
長させる場合について述べたが、ＳｎのＧｅに対する性
質はＳｉに対する性質にたいへん良く似ており、Ｇｅエ
ピタキシャル膜をＧｅ（１１１）基板上に成長させる場
合についても同様のことが確認された。
長させる場合について述べたが、ＳｎのＧｅに対する性
質はＳｉに対する性質にたいへん良く似ており、Ｇｅエ
ピタキシャル膜をＧｅ（１１１）基板上に成長させる場
合についても同様のことが確認された。
さらに、本実施例ではＳｉ、 Ｇｅ（１１１）基板を対
象としたが、本発明の方法は表面にのみＳｉ、 Ｇｅ（
１１１）面が存在する５Ｏ８（Ｓｉｌｉｃｏｎ ｏｎ
５ａｐｐｈｉｒｅ）基板や更に一般に５ＯＩ（Ｓｉｌｉ
ｃｏｎ ｏｎ Ｉｎ５ｕｌａｔｏｒ）基板等にも当然適
用できる。また固体ソースを原料とした分子線成長方法
によりエピタキシャル成長した例を示したが、本発明は
ガスソース分子線成長方法、他の気相あるいは液相成長
にも適用できることは言うまでもない。
象としたが、本発明の方法は表面にのみＳｉ、 Ｇｅ（
１１１）面が存在する５Ｏ８（Ｓｉｌｉｃｏｎ ｏｎ
５ａｐｐｈｉｒｅ）基板や更に一般に５ＯＩ（Ｓｉｌｉ
ｃｏｎ ｏｎ Ｉｎ５ｕｌａｔｏｒ）基板等にも当然適
用できる。また固体ソースを原料とした分子線成長方法
によりエピタキシャル成長した例を示したが、本発明は
ガスソース分子線成長方法、他の気相あるいは液相成長
にも適用できることは言うまでもない。
（発明の効果）
以上、詳細に述べた通り本発明によれば、■族（１１１
）面上への同種■族元素の分子線成長法において、表面
上に予めＳｎを蒸着することによって、同種■族元素に
対する基板表面の表面拡散ポテンシャルを減少でき、従
来の成長温度より低温でしかも結晶性が良好な結晶を形
成することができる。
）面上への同種■族元素の分子線成長法において、表面
上に予めＳｎを蒸着することによって、同種■族元素に
対する基板表面の表面拡散ポテンシャルを減少でき、従
来の成長温度より低温でしかも結晶性が良好な結晶を形
成することができる。
第１図（ａ）、 （ｂ）、 （ｃ）は、本発明の詳細な
説明するための概念図、第２図は、５ｉ（１１１）清浄
素面上に基板温度５００°ＣでＳｉを照射し途中でＳｎ
セルシャッターを開いたときのＲＨＥＥＤ振動を示す図
、第３図は成長温度とエッチピット密度との関係を示す
図である。 図において １・・・５ｉ（１１１）基板、２・・・Ｓｎ原子、３・
・・Ｓｉ原子である。
説明するための概念図、第２図は、５ｉ（１１１）清浄
素面上に基板温度５００°ＣでＳｉを照射し途中でＳｎ
セルシャッターを開いたときのＲＨＥＥＤ振動を示す図
、第３図は成長温度とエッチピット密度との関係を示す
図である。 図において １・・・５ｉ（１１１）基板、２・・・Ｓｎ原子、３・
・・Ｓｉ原子である。
Claims (1)
- 単結晶IV族元素（１１１）基板上への同種IV族元素の
エピタキシャル成長において、清浄化したIV族元素（１
１１）基板上に予めスズ（Ｓｎ）を０．３原子層以上１
原子層以下形成させた後、同種IV族元素のエピタキシャ
ル成長を始めることを特徴とする結晶成長方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6258688A JPH0776150B2 (ja) | 1988-03-15 | 1988-03-15 | 結晶成長方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6258688A JPH0776150B2 (ja) | 1988-03-15 | 1988-03-15 | 結晶成長方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01234394A true JPH01234394A (ja) | 1989-09-19 |
| JPH0776150B2 JPH0776150B2 (ja) | 1995-08-16 |
Family
ID=13204573
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6258688A Expired - Lifetime JPH0776150B2 (ja) | 1988-03-15 | 1988-03-15 | 結晶成長方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0776150B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005079298A (ja) * | 2003-08-29 | 2005-03-24 | Shin Etsu Handotai Co Ltd | 発光素子及び発光素子の製造方法 |
| WO2018230301A1 (ja) * | 2017-06-15 | 2018-12-20 | 信越半導体株式会社 | エピタキシャルウェーハの製造方法 |
-
1988
- 1988-03-15 JP JP6258688A patent/JPH0776150B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005079298A (ja) * | 2003-08-29 | 2005-03-24 | Shin Etsu Handotai Co Ltd | 発光素子及び発光素子の製造方法 |
| WO2018230301A1 (ja) * | 2017-06-15 | 2018-12-20 | 信越半導体株式会社 | エピタキシャルウェーハの製造方法 |
| JP2019004050A (ja) * | 2017-06-15 | 2019-01-10 | 信越半導体株式会社 | エピタキシャルウェーハの製造方法 |
| CN110678964A (zh) * | 2017-06-15 | 2020-01-10 | 信越半导体株式会社 | 外延片的制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0776150B2 (ja) | 1995-08-16 |
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