JPH01723A

JPH01723A - ３−ｖ族化合物結晶物品およびその形成方法

Info

Publication number: JPH01723A
Application number: JP63-72791A
Authority: JP
Inventors: 博之徳永; 隆夫米原
Original assignee: キヤノン株式会社
Priority date: 1987-03-26
Filing date: 1988-03-26
Publication date: 1989-01-05
Anticipated expiration: 2012-09-30

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。

Description

【発明の詳細な説明】［産業上の利用分野］本発明はＩＩＩ　−Ｖ族化合物結晶物品およびその形成
法に関し、特にλ古島形成面の材料の種類による堆積材
料の核形成密度の差を利用して作成した■−Ｖ族化合物
車結晶物品ないし粒径が制御されたＩＩＩ　−Ｖ族化合
物多結晶物品およびそれ等の形成方法に関するものであ
る。

本発明は、例えば半導体集積回路、光集積回路、光素子
等に使用される単結晶や多結晶等の結晶の形成に適用さ
れる。

［従来の技術］従来、半導体電子素子や光素子等に用いられる単結晶薄
膜は、単結晶基体上にエピタキシャル成長させることで
形成されていた。例えば、Ｓｔ単結晶基板（シリコンウ
ェハ）上には、Ｓｉ、Ｇｅ、ＧａＡｓ等を液相、気相ま
たは固相からエピタキシャル成長することが知られてお
り、またＧａＡｓ１結晶基板上にはＧａＡｓ、ＧａＡＪ
２　Ａｓ等の単結晶がエピタキシャル成長することが知
られている。このようにして形成された半導体薄膜を用
いて、半導体素子および集積回路、半導体レーザやＬＥ
Ｄ等の発光素子等が作製される。

また、最近、二次元電子ガスを用いた超高速トランジス
タや、量子井戸を利用−した超格子素子等の研究開発が
盛んであるが、これらを可能にしたのは、例えば超高真
空を用いたＭＢＥ　　（分子線エピタキシー）やＭＯＣ
ＶＤ（有機金属化学気相法）等の高精度エピタキシャル
技術である。

このような単結晶基板上のエピタキシャル成長では、基
板の単結晶材料とエピタキシャル成長層との間に、、格
子定数と熱膨張係数とを整合をとる必要がある。この整
合が不十分であると格子欠陥がエピタキシャル層に発達
する。また基板を構成する元素がエピタキシャル層に拡
散することもある。

このように、エピタキシャル成長による従来の単結晶薄
膜の形成方法は、その基板材料に大きく依存することが
分る。Ｍａｔｈｅｗｓ等は、基板材料とエヒタキシャル
成長層との組合せを調べている（ＥＰＩＴ八ＸＩへＬ　
　ＧＲＯＷＴＨ，Ａｃａｄｅｍｉｃ　　Ｐｒｅｓｓ、　
　Ｎｅｗ　　Ｙｏｒｋ。

１９７５　ｅｄ、　ｂｙ　Ｊ、Ｗ、Ｍａｔｈｅｗｓ）。

また、基板の大きさは、現在Ｓｉウェハて６インチ程度
であり、Ｇａ八へ、サファイア基板の大型化は更に遅れ
ている。加えて、単結晶基板は製造コストが高いために
、チップ当りのコストが高くなる。

このように、従来の方法によって、良質な素子が作製可
能な単結晶層を形成するには、基板材料の種類が極めて
狭い範囲に限定されるという問題点を有していた。・一方、半導体素子を基板の法線方向に積層形成し、高集
積化および多機能化を達成する三次元集積回路の研究開
発が近年盛んに行われており、また安価なガラス上に素
子をアレー状に配列する太陽電池や液晶画素のスイッチ
ングトランジスタ等の大面積半導体装置の研究開発も年
々型んになりつつある。

これら両者に共通することは、半導体薄膜を非晶質絶縁
物基体上に形成し、該半導体薄膜にトランジスタ等の電
子素子を形成する技術を必要とすることである。その中
でも特に、非晶質絶縁物基体−Ｆに高品質の単結晶半導
体層を形成する技術が望まれている。

−Ｉ投的に、５ｉｎ２等の非晶質絶縁物基体上に薄膜を
堆積させると、基体材料の長距離秩序の欠如によって、
堆積膜の結晶構造は非晶質または多結晶となる。ここで
非晶質膜とは、最近接原子程度の近距離秩序は保存され
ているが、それ以上の長距離秩序はない状態のものであ
り、多結晶膜とは、特定の結晶方位を持たない単結晶粒
が粒界で隔離されて集合したものである。

例えば、ＳｉＯ２上にＳｉをＣＶＤ法によって形成する
場合、堆積温度が約６００℃以下であれば非晶質シリコ
ンとなり、それ以上の温度であれば粒径が数百〜数千人
の間で分布した多結晶シリコンとなる。ただし、多、結
晶シリコンの粒径およびその分布は形成方法によって大
ぎく変化する。

更に、非晶質膜または多結晶膜をレーザや棒状ヒータ等
のエネルギビームによって溶融固化させることによって
、ミクロンあるいはミリメートル程度の大粒径の多結晶
薄膜が得られている（Ｓｉｎｇｌｅ−Ｃｒｙｓｔａｌ　
５ｉｌｉｃｏｎ　ｏｎ　ｎｏｎ−ｓｉｎｇｌｅ−ｃｒｙ
ｓｔａｌ　１ｎｓｕｌａｔｏｒｓ、　Ｊｏｕｒｎａｌ　
ｏｆ　ｃｒｙｓｔａｌＧｒｏｗｔｈ　ｖｏｌ、６３．　
Ｎｏ、３．０ｃｔｏｂｅｒ、　１９８３　ｅｄｉｔｅｄ
ｂｙ　Ｇ、　Ｗ、　［：ｕｌｌｅｎ）。

このようにして形成された各結晶構造の薄膜にトランジ
スタを形成し、その特性から電子易動度を測定すると、
非晶質シリコンでは〜０．１ｃｍ２／Ｖ−ｓｅｃ　、数
百人の粒径を有する多結晶シリコンでは１〜１０ｃｍ２
／Ｖ−ｓｅｃ　、溶融固化による大粒径の多結晶シリコ
ンでは単結晶シリコンの場合と同程度の易動度が得られ
ている。

この結果から、結晶粒内の単結晶領域に形成された素子
と、粒界にまたがって形成された素子とは、その電気的
特性に大きな差異のあることが分る。すなわち、従来法
で得られていた非晶質基体上の半導体堆積膜は非晶質構
造または粒径分布をもった多結晶構造であり、それ等の
堆積膜中に作製された半導体電子素子は、単結晶層に作
製された半導体電子素子に比べて、その性能が大きく劣
るものとなる。そのために、用途としては簡単なスイッ
チング素子、太陽電池、光電変換素子等に限られている
。

また、溶融同化によって大粒径の多結晶薄膜を形成する
方法は、ウェハごとに非晶質薄膜または多結晶薄膜を大
粒径化多結品薄１模とするのにエネルギビームを走査す
るために、大粒径化に多大な時間を要し、量産性に乏し
く、また大面積化に向かないという問題点を有していた
。

［発明が解決しようとする問題点］他方、ＩＩＩ　−Ｖ族化合物半導体は、超高速デバイス
、光素子などの、Ｓｔでは実現できない新しいデバイス
を実現し得る材料として期待されているが、ＩＩＩ　−
Ｖ族化合物結晶は、これまで５１単結晶基体上あるいは
ＩＩＩ　−Ｖ族化合物単結晶基体上にしか成長させるこ
とができず、デバイス作製上の大きな障害となっていた
。

以上述へたように、従来のＩＩＩ　−Ｖ族化合物結晶成
長方法およびそれによって形成される結晶では、三次元
集積化や大面積化が容易ではなく、デバイスへの実用的
な応用が困難であり、優れた特１生を有するデバイスを
作製するために必要料される一！Ｉｉ結晶および多結晶
等の結晶を容易に、かつ低コストで形成することができ
なかった。

木発明はこのような従来の欠点を解決し、大面積に成長
させた良質のＩＩＩ　−Ｖ族化合物結晶物品、結晶粒径
および結晶粒の所在位置が所望通りに良く制御されたＩ
ＩＩ　−Ｖ族化合物結晶物品およびＳｉＯ２などの非晶
質絶縁性基体上に形成されたＩＩＩ　−Ｖ族化合物結晶
物品を提供することにある。

また木発明の他の目的は上述したＩＩＩ　−Ｖ族化合物
結晶物品を、特別な装置を用いず、簡単な工程で効率よ
く形成する方法を提供することを目的とする。

ｃ問題点を解決するための手段〕かかる目的を達成するために、本発明は、核形成密度の
小さい非核形成面（ＳＮＤＳ）と、非核形成面（ＳＮＤ
Ｓ）に隣接して配され、単一核のみより結晶成長するに
充分小さい面積と非核形成面（ＳＮＤＳ）の核形成密度
（ＮＤＳ）　より大きい核形成密度（ＮＤＬ）　　とを
有し、非晶質材料からなる核形成面（ＳＮＤＬ）Ｌ）と
を有する基体と該基体上の前記単一核より成長して、核
形成面（ＳＮＤＬ）を越えて非核形成面（ＳＮＤＳ）に
延在しているＩＩＩ　−Ｖ族化合物単結晶とを有するこ
とを特徴とする。

また本発明は、核形成密度の小さい非核形成面（ＳＮＤ
Ｓ）と、単一核のみより結晶成長するに充分小さい面積
と非核形成面（ＳＳＯ３）の核形成密度（ＮＤＳ）より
大きい核形成密度（ＮＤＬ）を有し、非晶質材料で形成
された核形成面（ＳＮＤＬ）Ｌ）とを隣接して配された
自由表面を有する基体に、周期律表第ＩＩＩ族原子供給
用の原料と周期律表第Ｖ族原子供給用の原料とを含む気
相中で結晶形成処理を施して、単一核よりＩＩＩ　−Ｖ
族化合物単結晶を成長させることを特徴とする。

さらに本発明は、核形成密度の小さい非核形成面（ＳＮ
ＤＳ）を有する基体の非核形成面（ＳＮＤＳ）の所望位
置に非核形成面（ＳＮＤ−）の核形成密度（ＮＤＳ）よ
り大きい核形成密度（ＮＤＬ）を有し、かつ単一核のみ
より結晶成長するに充分小さい面積の核形成面（ＳＮＤ
Ｌ）を非晶質材料で形成し、次いで、周期律表第１Ｉ＋
族原子供給用の原料と周期律表第Ｖ族原子供給用の原料
とを含む気相中で前記基体に結晶形成処理を施して、単
一核を核形成面（ＳＮＤＬ）に形成し該単一核よりＩＩ
Ｉ　−Ｖ族化合物単結晶を成長させることを特徴とする
。

［作　用］本発明によるＩＩＩ　−Ｖ族化合物結晶物品は、従来の
ように下地基板の材料に制約されることがないために、
三次元集積化、大面積化および低コスト化を容易に達成
することができる。例えば、ＩＩＩ　−■族化合物の単
結晶や多結晶を非晶質絶縁物基体上に容易°に形成する
ことができるために、電気的特性の優れた素子の多層化
を達成でき、従来にない多機能の集積回路を実現するこ
とができる。

また本発明のＩＩＩ　−Ｖ族化合物結晶の形成方法は、
非核形成面（ＳＮＤＳ）形成用の材料より核形成密度（
ＮＯ）の十分大きい材料で核形成面（ＳＮＤＬ）Ｌ）を
単一の核だけが成長するように十分微細な大きさに形成
することによって、その微細な核形成面（ＳＮＯＬ）の
存在する箇所と一対一に対応して単結晶を選択的に成長
させるものであり、これによって必要な大ぎざの単結晶
、複数の島状の単結晶、粒径および粒径分布が制御され
た多結晶等の結晶を任意の材料の下地基板上に容易に形
成することがで籾。

る。しかも、特別に新たな製造装置を必要とせ０ず、通
常の半導体プロセスで使用される装置を用いて形成する
ことができる。

［実施態様の説明］本発明をより良く理解するためにまず、金属や半導体の
一般的な薄膜形成過程を説明する。

堆積面（結晶成長面）が飛来する原子と異なる種類の材
料、特に非晶質材料である場合、飛来する原子゛は基体
表面を自由に拡散し、または再蒸発（脱１１ｆｔ）する
。そして原子同志の衝突の末、核が形成され、その自由
エネルギＧが最大となるような核（臨界様）の大きさｒ
ｃ（＝−２σｏ／ｇｖ）以上になると、Ｇは減少し、核
は安定に三次元的に成長を続け、島状となる。ｒｃを越
えた大きさの核を「安定核」と呼び、以降の本発明の詳
細な説明に於いて、何等断わることなしに「核」と記し
た場合は、この「安定核」を示すものとする。

また、「安定核」の中ｒの小さいものを「初期核」と呼
ぶ。核を形成することによって生ずる自由エネルギＧは
、Ｇ＝　４πｆ（θ）（ｏ、ｒ２＋１／３　・ｇｖ　−ｒ
３）ｆ（θ）　＝’ｌ／４　（２−３ｃｏｓθ＋ｃｏｓ
２θ）ただし、ｒ：核の曲率半径 θ：核の接触角ｇｖ：単位堆積あたりの自由エネルギ σ０：核と真空間の表面エネルギと表わされる。Ｇの変化の様子を第１図に示す。

同図において、Ｇが最大値であるときの安定核の曲率半
径がｒｃである。

このように核が成長して島状になり、更に成長して島同
志の接触が進行し、場合によっては合体が起こり、網目
状構造を経て最後に連続膜となって基体表面を完全に覆
う。このような過程を経て基体上に薄膜が堆積する。

下達したような堆積過程において、基体表面の単位面積
当りに形成□される核の密度、核の大きさ、核形成速度
は、堆積の系の状態で決定され、特に飛来原子と基体表
面物質との相互作用が重要な因子となる。また、堆積物
質と基体との界面の界面エネルギの結晶面に対する異方
性によフである特定の結晶方位が基板に平行に成長する
が、基体が非晶質である場合には、基体平面内での結晶
方位は一定ではない。このために、核あるいは島同志の
衝突により粒界が形成され、特にある程度の大きさ以上
の島同志の衝突であれば合体が起きるとそのまま粒界が
形成される。形成された粒界は固相では移動しにくいた
めに、その時点で粒径が決定される。

次に、堆積面上に選択的に堆積膜を形成する選択的堆積
膜形成法について述べる。選択的堆積膜形成方法とは、
表面エネルギ、付着係数、脱離係数、表面拡散速度等と
いう薄膜形成過程での核形成を左右する因子の材料、間
での差を利用して、基体上に選択的に薄膜を形成する方
法である。

第２図（Ａ）および（Ｂ）は選択的堆積膜形成法の説明
図である。まず同図（Ａ）に示すように、基板１上に、
基板１と上記因子の異なる材料から成る薄膜２を所望部
分に形成する。そして、適当な堆積条件によって適当な
材料から成る薄膜の堆積を行うと、薄膜３は薄膜２の自
由表面上にのみ成長し、基板１の自由表面上には成長し
ないという現象を生じさせることができる。この現象を
利用することで、自己整合的に成形された薄膜３を成長
させることができ、従来のようなレジストを用いたりソ
ゲラフイエ程の省略が可能となる。

このような選択的堆積膜形成法による堆積を行うことが
できる材料としては、例えば基板１としてＳｉＯ２、薄
ＩＩ！　２としてＳｉ、　ＧａＡｓ、窒化シリコン、そ
して堆積させる薄膜３としてＳｉ、　Ｗ、　ＧａＡｓ。

ＩｎＰ等がある。

ＩＩＩ　−Ｖ族化合物結晶はＳｉ基板、ＩＩＩ−Ｖ族化
合物基板上に成長させることかでき、５ｉｎ２基板上に
は成長しにくいことが知られている。しかし、ＳｉＯ２
基板に周期律表のＩＩＩ族元素（原子）、Ｖ族元素（原
子）のイオン、またはＩＩ族元素（原子）、Ｖｌ族元素
（原子）のイオンを打込んで、イオン打込み部の核形成
密度（ＮＤ）を高め、５ｉｎ２基板の核形成密度との差
（△ＮＤ）を十分に大きくして、ＩＩＩ　−Ｖ族化合物
の選択堆積を行うことができる。

またＳｉＯ２など小さい核形成密度（ＮＤＳ）を有する
材料面に、大きな核形成密度（ＮＤＬ）を有する異なる
材料を付加し核形成密度差（八ＮＤ）を利用して選択的
に堆積膜を形成することもできる。

本発明は、このような核形成密度差（△ＮＤ）　に基づ
く、選択的堆積法を利用するものであって、堆積面（結
晶形成面）を形成する材料より核形成密度が十分大きく
、前記材料とは異種の材料から成る核形成面を単一の核
だけが成長するように十分微細に形成することによって
、その微細な核形成面だけに単結晶を選択的に成長させ
るものである。

なお、単結晶の選択的成長は、核形成面の電子状態、特
にダングリングボンドの状態によって決定されるために
、核形成面を形成する核形成密度の低い材料（例えばＳ
ｉＯ２）はバルク材料である必要はなく、核形成面は任
意の材料の基板の表面に形成されていればよい。

以下、本発明を図面に基づいて詳細に説明する。

第３図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明による結晶の形成方法
の第１実施態様例を示す形成工程図であり、第４図（Ａ
）およ、び（Ｂ）は、第３図（Ａ）および（Ｄ）におけ
る斜視図である。

まず、第３（八）および第４図（Ａ）　に示すように、
高融点ガラス、石英、アルミナ、セラミックスなどの高
温に耐える材質の基板４上に、選択核形成を可能にする
核形成密度の小さい薄膜５［非核形成面（ＳＮＤＳ）　
］　を形成し、その上に核形成密度の小さい薄膜５を形
成する材料とは異種の材料を薄く堆積させ、リソグラフ
ィ等によってパターニングすることで異種材料から成る
核形成面（ＳＮＤＬ）（またはｒｓｅｅｄ、１　と呼ぶ
）６を十分微細に形成して、結晶形成用の基体を得る。

ただし、基板４の大きさ、結晶構造および組成は任意の
ものでよく、通常の半導体技術で作成した機能素子か既
に形成された基板であってもよい。また異種材料から成
る核形成面（ＳＮＤＬ）　６とは、上述したように、Ｇ
ａやＡｓ等を薄膜５にイオン注入して形成される変質領
域も含めるものとする。さらに核形成面（ＳＮＤＬ）と
は、実質的に核が形成される面であれば良く、非晶質材
料で構成される。

次に、適当な堆積条件を選択することによって核形成面
（ＳＮＤＬ）　６だけにＲ膜材料の単一の核か形成され
る。すなわち、核形成面（ＳＮＤＬ）　６は、単一の核
のみが形成される程度に十分微細に形成する必要がある
。核形成面（ＳＮＤＬ）　６の大きさは、材料の種類に
よって異なるが、数ミクロン以下であればよい。さらに
核は単結晶構造を保ちながら成長し、第３図ＣＢ）に示
すように島状の単結晶粒７となる。島状の単結晶粒７が
形成されるためには、すでに述べたように、薄膜５の自
由表面上では全く核形成が起こらないように結晶形成処
理条件を決めることが望ましいものである。

島状の単結晶軸７は単結晶構造を保ちながら核形成面（
ＳＮＯＬ）　６を中心にして更に成長しくｌａｔｅｒａ
ｌｏｖｅｒｇｒｏｗｔｈ）　、同図（Ｃ）　に示すよう
に薄膜５の一部または全体を覆うことが出来る（単結晶
７八）。

続いて、必要に応じてエツチングまたは研磨によって単
結晶７Ａの表面を平坦化し、第３図（Ｄ）および第４図
＋８）に示すように、所望の素子を形成することができ
る単結晶層８が薄膜５上に形成される。　このように非
核形成面（ＳＮＴ）Ｓ）を形成する薄膜５が基板４上に
形成されているために、支持体となる基板４は任意の材
料を使用することができる。さらにこのような場合には
基板４に通常の半導体技術によって機能素子等が形成さ
れたものであっても、その上に容易に単結晶層８を形成
することができる。

なお、上記実施態様例では、非核形成面（ＳＮＤＳ）を
薄膜５で形成したが、勿論第５図に示すように、選択核
形成を可能にする核形成密度（ＮＤ）の小さい材料から
成る基板をそのまま用いて、核形成面（ＳＮＤＬ）を所
望に応じた任意位置に設けることで結晶形成用の基体を
用意して、該基体上に単結晶層を同様に形成してもよい
。

第５図（八）〜（ＤＪは、本発明の第２実施態扛例を示
す結晶の形成工程図である。同図に示すように、選択核
形成を可能にする核形成密度（ＮＤ）の小さい材料から
成る基板９上に、核形成密度（ＮＤ）の大きい材料から
成る核形成面（ＳＮＤＬ）　６を十分微小に形成、する
ことで結晶形成用の基体として、該基体上に、第１実施
態様例と同様にして単結晶層８を形成することができる
。

第６図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明による結晶の形成方法
の第３実施態様例を示す形成工程図であり、第７図（Ａ
）および（Ｂ）は、第６図（八）および（Ｄ）における
斜視図である。

第６図（Ａ）および第７図（Ａ）　に示すように、非晶
質絶縁性の基板ｌｌ上に、距離ｌを隔てて上記基板１１
とは異種の材料で核形成面（ＳＮＤＬ）　１２−１．１
２−２を十分に小さく配置する。この距離℃は、例えば
半導体素子または素子群を形成するために必要とされる
単結晶領域の大きさと同じかまたはそれ以上に設定され
る。

次に、適当な結晶形成条件を選択することによって、核
形成面（ＳＮＤＬ）　１２−１．１２−２だけに結晶形
成材料の核の唯一が形成される。すなわち、核形成面１
２−１．１２−２は単一の核のみが形成される程度に十
分微細な大きさ（面積）に形成する必要がある。核形成
面（ＳＮＤＬ）　１２−１．１２−２の大きさは、材料
の種類によって異なるが、好ましくは１０μｍ以下、よ
り好まし・くけ５μｍ以下、最適には１μｍ以下が望ま
しい。さらに、核は単結晶構造を保ちなから成長し、第
６図（Ｂ）に示すように島状の単結晶粒１３−１．１３
−２となる。島状の単結晶粒１３−１゜１３−２が形成
されるためには、すでに述べたように、基板１１上の核
形成面（ＳＮＤＬ）以外の表面で全く核の形成が起こら
ないように結晶形成処理条件を決めることが望ましいも
のである。

島状の４Ｌ結晶粒１３−１．１３−２の基板１１の法線
方向の結晶方位は、基板１１の材料および核を形成する
材料の界面エネルギを最小にするように一定に決まる。

なぜならば、表面あるいは界面エネルギは結晶面によっ
て異方性を有するからである。しかしながら、すてに述
べたように、非晶質基板における基板面内の結晶方位は
決定されない。

島状の単結晶粒１３−１．１３−２はさらに成長して、
単結晶１３Ａ−１，１３八−２となり、第６図（Ｃ）に
示すように隣りの単結晶１３Ａ−１，１３Ａ−２が互い
に接触するが、基板面内の結晶方位は一定ではないため
に、核形成面（ＳＮＤＬ）　１２−１と１２−２の中間
位置に結晶粒界１４が形成される。

続いて、単結晶１３八−１，１３Ａ−２は三次元的に成
長するが、成長速度の遅い結晶面がファセットとして現
わわる。その為に、エツチングまたは研磨によって単結
晶１３Ａ−１，１３Ａ−２の表面の平坦化を行い、更に
粒界１４の部分を除去して、第６図（Ｄ）および第７図
（Ｂ）　　に示すように粒界を含まない単結晶の薄１ｔ
ｓ−ｔ、１ｓ−２，ｔｓを格子状に形成する。この単結
晶薄膜１５−１．１５−２．１５の大きさは、上述した
ように核形成面（ＳＮＤＬ）１２の間隔℃によって決定
される。すなわち、核形成面（ＳＮＤＬ）１２の形成パ
ターンを適当に定めることによって、粒界の位置を制御
することができ、゛所望の大きさの単結晶を所望の配列
で形成することができる。

第８図（Ａ）〜（Ｄ）は、本発明の第４実施態様例を示
す結晶の形成工程図である。同図に示すように、第１実
施態様例と同様に所望の基板４上に、核形成密度（ＮＤ
）の小さい材料から成る薄膜状の非核形成面（ＳＮＤＳ
）　５を形成し、その上に間隔ｌで核形成密度（ＮＤ）
の大きい異種材料から成る核形成面（ＳＮＤＬ）１２を
形成して基体を用意し、上記第３実施態様例と同様にし
て単結晶層１５を形成することができる。

第９図（八）〜（Ｃ）は、本発明による結晶の形成方法
の第５実施態様例を示す形成工程図であり、第１Ｏ図（
Ａ）および（Ｂ）は、第９図（Ａ）および（Ｃ）におけ
る斜視図である。

まず、第９図（Ａ）および第１０図（Ａ）に示すように
、非晶質絶縁性基板１１に所望の大きさおよび形状の凹
部１６を形成し、その中に単一核のみが形成され得るに
充分微小面積サイズの核形成面（ＳＮＤＬ）１２を形成
する。

続いて、第９図（Ｂ）に示すように、第１実施態様例と
同様にして島状の単結晶粒１３を成長させる。

そして、第９図（Ｃ）および第１０図（Ｂ）に示すよう
に、単結晶粒１３が凹部１６を埋めるまで成長させ、単
結晶層１７を形成する。

本実施態様例では、凹部１６内に単結晶粒１３が成長す
るために、平坦化および粒界部分の除去工程が不要とな
る。

第１１図（Ａ）〜（Ｃ）は、本発明の第６実施態様例を
示す結晶の形成工程図である。同図に示すように、第１
実施態様例と同様の任意の基板４上に、核形成密度（Ｎ
Ｄ）の小さい材料から成る薄膜状の非核形成面（ＳＮＤ
Ｓ）１８を形成し、そこに所望の大きさおよび形状の凹
部１６を形成する。そして、その中に非核形成面（ＳＮ
ＤＳ）を形成する材料とは、異種の材料であって、核形
成密度（ＮＤ）の大きい材料から成る核形成面（ＳＮＤ
Ｌ）　１２を微小面積に形成し、第５実施態様例と同様
にして単結晶層１７を形成する。

第１２図（Ａ）〜（Ｃ）は、本発明の第７実施態様例を
示す結晶の形成工程図である。所望の基板１９に凹部を
形成した後、充分核形成密度（ＮＤ）の小さい材料から
成る薄膜状の非核形成面（ＳＮＤＳ）　２０を形成し、
以下前記の例と同様にして単結晶層１７を形成すること
ができる。

第１３図（八）〜（０）は、本発明の第８実施態様例を
示す結晶の形成工程図である。

同図（Ａ）〜（Ｇ）は第６図の（Ａ）〜（Ｃ）　と同じ
である。すなわち、核形成面１２を間隔文をおいて複数
個（図では２ケ）形成し、核形成面１２上にｏｖｅｒｇ
ｒｏｗｔｈさせた単結晶粒１３を形成する。この単結晶
粒１３を更に成長させて単結晶１３Ａを形成することに
゛よって核形成面（ＳＮＤＬ）１２のほぼ中央に粒界１
４が形成され、単結晶１３Ａの表面を平坦化することで
第１３図ＣＤ）に示すような粒径が略々１に揃フた多結
晶層２１を得ることができる。

この多結晶層２１の粒径は核形成面（ＳＮＤＬ）　１２
の間隔℃によって決定されるために、多結晶の粒径制御
が可能となる。従来では、多結晶の粒径は形成方法や形
成温度等の複数の要因によって変化し、かつ大各い粒径
の多結晶を作成する場合には、かなり幅をもった粒径分
布を有するものであったが、本発明によれば核形成面１
２の間隔ｐを決めることで制御性良く粒径および粒径分
布が決定される。

勿論、第８図に示すように、所望基板４上に核形成密度
（ＮＤ）の小さい非核形成面（ＳＮＤ！＋）　５と核形
成密度（ＮＯ）の大きい核形成面（ＳＮＤＬ）　１２−
１．１２−２を形成して、上記多結晶層２１を形成して
もよい。この場合は、既に述べたように、基板材料や構
造等に＄１１約されることなく、多結晶層２１を粒径と
粒径分布を制御して形成することができる。

次に、上記核実施態様例における単結晶層または多結晶
層の具体的形成方法をより具体的、より詳細に説明する
。

火五璽ユ第１４図を参照して本発明の第１の実施例としてＳｉＯ
２上へのＧａ八へ＠の形成法を説明する。

まず高融点ガラスからなる基板４上に、シラン（Ｓｔ）
１．、）と酸素（０２）を用いて通常用いられているＣ
ｖＤ装置によるＣＶＤ　　（化学気相法）によって、Ｓ
ｉＯ□Ｂ’Ａ　５を約１０００人程度に堆積した。５ｉ
ｎ２膜上のＧａＡｓの核形成密度（ＮＤＳ）は小さく、
このＳｉＯ２Ｍ５か非核形成面（ＳＮＤＳ）を形成する
ものとなる。基板４上に５ｉｎ２膜を設けるのでなく、
５ｉｎ２．アルミナ等の材料で基板４そのものを構成し
てもよい。

次にフォトレジストで所望のパターンにＳｉＯ２膜５の
表面をマスクした。

フォトレジストでマスクした上面からイオンインブラン
クを用いてＡｓイオンを打込んだ。へＳイオンは露出さ
れた５ｉｎ２膜表面にのみ打込まれたし第１４図（Ａ）
〕。打込み量は２．５　ｘ　ｔｏ１６／　ｃｍ２であっ
た。Ａｓイオンの打込まれないＳｉｇｈ膜表面ではＧａ
Ａｓの核形成密度（ＮＤＳ）は小さく、この部分が非核
形成面（ＳＮＤＳ）となる。一方、Ａｓイオンが打込ま
れた領域１２−１．１２−２では非核形成面（ＳＮＤＳ
）より大ぎな核形成密度（ＮＤＬ）をもち、この部分が
核形成面（ＳＮＤＬ）となる。この時、イオン打込み部
分の大きさは１．２μｍ四方とした。この様にして結晶
形成用の基体を作成した。

ＳｉＯ２膜上よりフォトレジストを剥離した後、基体を
１１２雰囲気中で約９００℃で１０分間程度熱処理し、
表面を清浄化した。

ついで基体を６００℃に加熱しながら、基体表面にキャ
リアガスＨ２とともにトリメチルガリウム（Ｇａ　（Ｃ
Ｈ３）　３　：ＴＭＧと記す）とアルシン（ＡｓＨ３）
をモル比でに６０の比で流し、ＭＯＣＶＤ　（有機金属
化学気相）法によってＧａＡｓ結晶を基体上に成長させ
た。

反応圧力は約２０Ｔｏｒｒとした。この状態をしばらく
維持すると、領域１２−１．１２−２表面に単一核が形
成され、該単一核より単結晶成長が始まった。その結果
、第１４図′（Ｂ）に示すように、ＧａＡｓ結晶１３−
１゜１３−２はＡｓイオンを打込んで形成した核形成面
（ＳＮＤＬ）　１２−１．１２−２上より結晶成長し、
非核形成面（ＳＮＤＳ）すなわちＡｓイオンの打込まれ
ていない５ｉ（ｈ膜表面上よりはＧａＡｓ結晶は成長し
なかった。

ＧａＡｓ結晶１３−１．１３−２はさらに成長を続け、
第１４図（Ｃ）に示すようにＧａＡｓ結晶１３Ａ−１，
１３Ａ−２は互いに接するようになった。その段階で結
晶成長を止め（結晶形成処理を中断）た。ＧａＡｓ結晶
１３Ａ−１゜１３Ａ−２の表面を研摩し、粒界をエツチ
ングすると第１４図（Ｄ）に示すようなＧａＡｓ単結晶
１５−１．１５−２が得られた。基体温度は、６００℃
、反応圧力は５０、ｔｏｒｒであった。

この様にして得られたＧａＡｓ単結晶１５−１．１５−
２の評価を電子顕微鏡による観察およびＸ線回折によっ
て行ったところ、単結晶１５−１．１５−２の夫々の粒
径が８０μｍで粒径分布が殆どない５０Ｘ　１００個の
ＧａＡｓ単結晶が基体上に形成されていた。

これらのＧａＡｓ単結晶はいずれも極めて良質の単結晶
性を有していることが示された。

夫五■ユ第８図を参照して本発明の第２の実施例を説明する。

まずセラミックス基板４の表面に、Ｓ　ｉ　１＋　、、
と０２を用いた熱ＣＶＤ法によって５ｉｎ２膜５を１０
００人程度堆積した。

次に、アーク放電型イオンブレーティング装置を用いて
、ＳｉＯ２膜５上にへｆ！、２０３膜を堆積した。

その際装置内を１０−’Ｔｏｒｒまで排気した後、０２
ガスを分圧で３　ｘ　１０−’Ｔｏｒｒ導入し、イオン
化電極５０ｖ、基板電位−５０Ｖ、出力５００Ｗとした
。その結果、ＳｉＯ２ＩＩｉ５上にＡ１１．２０３膜が
約３００人堆積した。電子漁回折法で分析したところ、
このＡＪ２２０３膜は非晶質であった。

フォトレジストで所定のパターンに八ｆＬ２（ｈｌｌＡ
上をマスクし、ｔ１３ＰＯ，＋　：　ＨＮＯ３：　にＨ
３ＣＯＯＨ：ｌ＋２０　＝１６：１：２：１の溶液で八
ｎ２０３１１ｉの露出されている部分をエツチングして
核形成面１２−１．１２−２を形成した（第８図（Ａ）
参照）。この時、基板４を４０℃程度に加熱した。核形
成面１２−１．１２−２の大きさは１．２μｍ四方とし
た。この様にして結晶形成用の基体を作成した。

その後、フォトレジストを剥離した後、基体をＨ２雰囲
気中で約９００℃でｌＯ分間程度熱処理し、表面を清浄
化した。５ｉｎ２表面５ではＧａＡｓの核形成密度（Ｎ
ＤＳ）は小ざく、この部分が非核形成面（５ｓｏｓ）　
となる−一方、へλ２０３膜１２−１．１２−２は非核
形成面（ＳＮＤＳ）　５より大きな核形成密度（ＮＤＬ
）をもち、この部分が核形成面（ＳＮＤＬ）となる。

ついで基体を６００℃に加熱しながら、基体表面にキャ
リアガスＨ２とともにトリメチルガリウム（ＴＭＧ）　
　とアルシン（ＡｓＨ３）をモル比でｌ：６０の比で流
し、Ｍ、０ＣＶＤ（有機金属化学気相）法によってＧａ
Ａｓ膜を成長させる。反応圧力は約２０Ｔｏｒｒとした
。

ＧａＡｓ結晶１３−１．１３−２はＡＪ２２０３核形成
面（ＳＮＤＬ）１２−１．１２−２上のみより結晶成長
し、非核形成面（ＳＮＤＳ）　５すなわちＳｉＯ２表面
上には結晶成長するに充分な核は１つも形成されなかっ
た。

さらに結晶成長処理を続けて、実施例１と同様に良質の
ＧａＡｓ単結晶を得た。基体温度は６００℃。

反応圧力は５０Ｔｏｒｒであった。

実施例３セラミックスからなる高温に耐える基板の表面に、アー
ク放電型イオンブレーティング装置を用いて、　Ａｊ２
２０３膜を約３００人堆積した。

次に５ｉｌ１４と０２を用いた熱ＣＶＯ法によって５ｉ
ｎ２膜を約１０００人堆積した。

フォトレジストで所定のパターンに５ｉ（ｈ膜上をマス
クし、　ＣＨＩ２Ｆを用いた反応性イオンエツチングに
よってＳｉＯ２膜の露出されている部分をエツチングし
てへｆｌｚＯ３膜の一部を露出して核形成面を形成した
。この時、基板を４００℃程度に加熱した。核形成面の
大ぎさは数１．２μｍ四方とした。

この様にして結晶形成用の基体を作成した。

フォトレジストを剥離した後、基体をＨ２雰囲気中で約
９００℃で１０分間程度熱処理し、表面を清浄化した。

５ｉ（ｈｌｌ！表面ではＧａＡｓの核形成密度（ＮＤＳ
）は小さく、この部分が非核形成面（ＳＮＤＳ）となる
。

一方、　へ℃、０３膜は非核形成面（ＳＮＤＳ）より大
きな核形成密度（ＮＤＬ）をもち、この部分が核形成面
（ＳＮＤＬ）となる。

ついで基体を６００℃に加熱しながら、基体表面にキャ
リアガスＨ２とともにトリメチルガリウム（ＴＭＧ）　
　とアルシン（Ａｓｌ１３）をモル比で１：６０の比で
流し、ＭＯＣＶＤ　（有機金属化学気相）法によってＧ
ａＡｓ単結晶を成長させた。反応圧力は約２０Ｔｏｒｒ
とした。ＧａＡｓ結晶は°ＡＪ２２０ｚ核形成面（ＳＮ
ＤＬ）上にのみ単一核が形成され該単一核より成長し、
非核形成面（ＳＮＯＳ）すなわちＳｉＯ２膜表面上から
は単一の核の形成による該核よりのＧａＡｓ結晶の成長
はみられなかった。

さらに結晶成長処理を続けて、実施例１と同様に良質の
ＧａＡｓ単結晶を得た。

実施例４石英基板の上に、プラズマＣＶＤを用いて窒化シリコン
膜を約３００人堆積した。この時、）１２：５ｉｌ１４
：Ｎ１１３　＝８：２：５の比で流し、反応圧力は０．
１６ｔｏｒｒ。

ＩｔＦパワーは１０Ｗ、基板温度は３００℃であった。

次にフォトレジストでパターンニングし、窒化シリコン
膜を１．２μｍ四方の大きさにした、この残存する微少
面積の窒化シリコン膜が核形成面となり、露出した石英
基板表面が非核形成面となる。

フォトレジストを工１１ｒｌＪｔシた後、基板を１２雰
囲気中で約９００℃で１０分熱処理して、表面を清浄化
した。この様にして結晶形成用の基体を作成した。

ついでこの基体を６００℃に加熱しながら、基体表面に
キャリアガス１１２とともにトリメチルガリウム（ＴＭ
Ｇ）　とアルシン（Ａｓ）Ｉ３）をモル比で１：［ｌＯ
の比で流し、ＭＯＣＶＤ　（有機金属化学気相）法によ
ってＧ・ａＡｓ膜を成長させた。反応圧力は約２０Ｔｏ
ｒｒとした。［１ａＡｓ結晶は窒化シリコン核形成面（
ＳＮＤＬ）上にのみ形成された単一核を基に結晶成長し
、非核形成面（ＳＮＤＳ）すなわち石英表面上には結晶
成長用の核は形成されなかった。

実施例５次の様にしてＧａＡｌ１．へｓ混晶ＩＩＩ　−Ｖ族化合
物単結晶を選択的に形成した。

実施例１と同様にして、高融点ガラス基板４上にＳｉＨ
４と０２を用いた熱ＣＶＤ法によって５ｔＣｈ膜５を約
１０００人堆積した後、フォトレジストで所望のパター
ンにＳｉＯ２膜表面をマスクし、イオンプランタ−を用
いてＡｓイオンを露出しているＳｉｎ、膜中に２．５　
ｘ　１０１６／　ｃｍ２打込み領域１２−１．１２−２
の大きさは１．２μＩ四方とした。この様にして結晶形
成用の基体を用意した。

ついでレジスト膜を剥離し、基体を１１２雰囲気中で約
９００℃１０分開栓度熱処理して表面を清浄化した。

Ｇａ１ｌ　へｓ混晶に対しても胎イオンの打込まれない
Ｓｉｎ２部分は小さい核形成密度（ＮＤ３）をもち、非
核形成面（ＳＮＤＳ）　となる。一方、Ａｓイオンが打
込まれた部分１２−１．１２−２はより大きな核形成密
度（ＮＤＬ）を有し、核形成面（ＳＮＤＬ）Ｌ）　とな
る。

このように核形成密度の差（△ＮＤ）を有する核形成面
（５ＮＤＬ）　１２−１　、１２−２と非核形成面（Ｓ
ＮＤＳ）が存在する表面上に、キャリアガスとして１１
２を用い、ＴＭＧとトリメチルアルミニウムび八ｓ　ｔｌ　３を（ＴＭＧ＋ＴＭＡＪＺ　）　：　八
ｓ１１３の比を１：１０〜２０（モル比）として流した
。基体温度は８００℃に加熱して、反応圧力は３０Ｔｏ
ｒｒとした。第１４図（Ｂ）　　に示したと同様に、へ
Ｓイオンを打込んで形成した核形成面（Ｓ？ｌＤＬ）上
のみに選択的に３元混晶ＩＩＩ　−　Ｖ族化合物ＧａＡ
ｕＡｓ単結晶の成長が見られた。更に結晶成長処理を施
し続けると第１４図（Ｃ）の様に単結晶１３Ａ−１，１
３八−２が成長した。単結晶の大ぎさは約８０μｍで結
晶性は良好であった。基板温度は７５０℃、反応圧力は
４ＱＴａｒｒであった。

なお、この場合Ｇａ八βＡｓにおけるＧａと八Ｓの比は
反応ガスＴＭＧと　ＴＭ八への比を変えることによって
任意に制御することができる。

以上の実施例に示したように、本発明によれば、大きな
核形成密度（ＮＤＬ）を有する数μｍ以下の核形成面（
ＳＮＤＬ）　　に単一核を形成し、その単一核からのみ
ＩＩＩ　−　Ｖ族化合物半導体単結晶を成長させること
ができる。

以上の実施例においては、ＣＶＤ法によってＳｉＯ２膜
を形成する例を示したが、スパッタ法によってＳｉ０２
Ｍを形成することもできる。さらに表面をよく平坦化し
た石英そのものを結晶形成面として用いることもできる
。

核形成面（ＳＮＤＬ）を形成するために打込まれるイオ
ン種としては、Ａｓイオンたけでなく、ＩＩＩ族元素の
イオン、Ｖ族元素のイオン、さらにＩＩ族元素のイオン
や■族元素のイオンを用いることもできる。

ＩＩＩ　−Ｖ族化合物としては、反応ガスとしてトリメ
チルインジウム１口（ＣＩ＋３）３とホスフィンＰＨ３
を用いてＩｎＰ単結晶を、トリメチルアルミニウムＡｎ
　（Ｃ’Ｈ３）３とスチビン５ｂｌ（３を用いてへＩｔ
ｓｂ単結晶を非晶質基板の上に選択的に形成させること
ができる。上述した各反応ガスの組合せによってＧａＰ
　。

ＧａＳｂ、　ＩｎＡｓ、ＩｎＳｂ、Ａｊ２　Ａｓ、Ａｎ
　Ｐ単結晶を選択成長させることかでき、さらに任意の
組合せの混晶ＩＩＩ−Ｖ族化合物単結晶を選択成長させ
ることができる。

また、ＩＩＩ族元素の反応ガスとしては上述したメチル
基を有する化合物に限られず、トリエチルガリウムＧａ
　（Ｃ２Ｈ６）　３　、　　トリプロピルインジウムＩ
ｎ（Ｃ３Ｈ７）３　、　　トリブチルガリウムＧａ　（
Ｃ４Ｈ９）　３　、　　トリイソブチルアルミニウムＡ
λ（Ｃ）Ｉ、）　２ＣＨＣＨ２などのエチル基、プロピ
ル基、ブチル基、イソブチル基を有する化合物を用いる
こともできる。

また、混晶化合物半導体を、実施例２と同様に５ｉｎ２
膜上に設けたＡｊ２２０．膜を核形成面（ＳＮＤＬ）と
して、その上に選択的に成長させることができることは
言うまでもない。

さらに上述した各実施例においては、ＧａＡｓおよびＧ
ａ八へ２　Ａｓ単結晶の選択成長の工程にＭＯｆ；ＶＤ
法を用いた例を示したが、本発明のＩＩＩ　−Ｖ族化合
物単結晶の選択成長はＭＢＥ　（分子線エピタキシ）法
等を用いても全く同じ原理で行うことができる。

［発明の効果］以上詳細に説明したように、本発明によるＩＩＩ　−Ｖ
族化合物結晶およびその形成方法は、非核形成面（ＳＮ
ＤＳ）形成用の材料より核形成密度（ＮＤ）の十分大き
い材料で核形成面（ＳＮＤＬ）を単一の核だけが成長す
るように十分微細に形成することによって、その微細な
核形成面（ＳＮＤＬ）の存在する箇所に単結晶を選択、
的に成長させるものであり、これによって必要な大きさ
の単結晶、複数の島状の単結晶、粒径および粒径分布が
制御された多結晶等の結晶を任意の材料の下地基板上に
容易に形成することができる。しかも、特別に新たな製
造装置を必要とせず、通常の半導体プロセスで使用され
る装置を用いて形成することができる。

また、本発明による結晶は、従来のように下地基板の材
料に制約されることがないために、三次元集積化、大面
積化および低コスト化を容易に達成することができる。

例えば、ＩＩＩ　−Ｖ族化合物の単結晶や多結晶を非晶
質絶縁物上に容易に形成することができるために、電気
的特性の優れた素子の多層化を達成でき、従来にない多
機能の集積回路を実現することができる。具体的には、
光素子、表面音響素子、圧電素子等と、それらの各々と
の周辺回路ＩＣ等の集積、一体化が可能となる。

また、安価なガラスやセラミック等を下地材料とすれば
、駆動回路を一枚のガラス等の集積した大型フラットパ
ネルデイスプレィ等に大面積電子装置への応用が可能と
なる。

さらに、本発明は上記核形成面（ＳＮＤＬ）を非核形成
面（ＳＮＤＳ）に所望の大きさで所望の距離をおいて形
成することによりて、必要な大きさの単結晶を複数の箇
所に形成することができ、レーザや電子線を照射して単
結晶を形成する溶融固化法に比べて、形成工程が大幅に
簡略化されまた形成時間が短縮される。

また、上記非核形成面（ＳＮＤＳ）に形成される核形成
面（ＳｈｌＯＬ）の間隔を調整することによって、その
間隔によって粒径が制御された多結晶を形成することが
できる。この多結晶形成方法は、上記溶融固化法によっ
て大粒径の多結晶を形成する従来の方法に比べて、粒径
および粒径分布の制御性が良く、また形成時間も大幅に
短縮される。

【図面の簡単な説明】

第１図は薄膜形成過程における核の大きさｒｃと自由エ
ネルギＧの関係を示す説明図、第２図（Ａ）および（Ｂ）は選択堆積法の説明図、第３
図（Ａ）〜（Ｄ）は本発明による結晶の形成方法の第１
実施態様例を示す形成工程図、第４図（Ａ）およびＣＢ
）は第３図（Ａ）および（ＤＪにおける基板の斜視図、第５図（Ａ）〜（Ｄ）は本発明の第２実施態様例を示す
結晶の形成工程図、第６図は（八）〜（Ｄ）は本発明による単結晶の形成方
法の第３実施態様例を示す形成工程図、第７図（Ａ）お
よび（Ｂ）は第６図（Ａ）および（Ｄ）における基板の
斜視図、第８図（Ａ）〜（Ｄ）は本発明の第４実施態様例を示す
結晶の形成工程図、第９図（八）〜（Ｃ）は本発明による結晶の形成方法の
第５実施態様例を示す形成工程図、第１Ｏ図（Ａ）およ
び＜８）は第９図（Ａ）および（Ｃ）における基板の斜
視図、第１１図（Ａ）〜（Ｃ）は本発明の第６実施態様例を示
す結晶の形成工程図、第１２図（Ａ）〜（Ｃ）は本発明の第７実施態様例を示
す結晶の形成工程図、第１３図（Ａ）〜（Ｄ）は本発明の第８実施態様例を示
す結晶の形成工程図、第１４図（Ａ）〜（Ｄ）は本発明の一実施例を示す結晶
の形成工程図である。イ・・・所望基板、５．１８．２０・・・核形成密度の小さい材料から成る
薄膜（非核形成面）、６．１２・・・核形成面、８．１５．１７・・・単結晶、９．１１・・・非晶質絶縁物基板、１４・・・粒界、２１・・・多結晶層。第２図第３図（Ｂ）８第４図第５図第６図第７図第８図第１０図第１１図第１２図第１３図第１４図

Claims

【特許請求の範囲】１）核形成密度の小さい非核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｓ）
と、該非核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｓ）に隣接して配され
、単一核のみより結晶成長するに充分小さい面積と、前
記非核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｓ）の核形成密度（ＮＤ＿
Ｓ）より大きい核形成密度（ＮＤ＿Ｌ）とを有し、非晶
質材料で形成されている核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）と
を有する基体と該基体上の前記単一核より成長して、前
記核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）を超えて前記非核形成面
（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｓ）に延在しているIII−Ｖ族化合物単
結晶とを有することを特徴とするIII−Ｖ族化合物結晶
物品。２）前記核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）が複数配されてい
ることを特徴とする特許請求の範囲第１項に記載のIII
−Ｖ族化合物結晶物品。３）前記核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）は、区画されて複
数配されていることを特徴とする特許請求の範囲第１項
に記載のIII−Ｖ族化合物結晶物品。４）前記核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）は、非核形成面（
Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｓ）内に規則的に区画化されて複数配され
ていることを特徴とする特許請求の範囲第１項に記載の
III−Ｖ族化合物結晶物品。５）前記核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）は、前記非核形成
面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｓ）内に不規則的に区画化されて複数
配されていることを特徴とする特許請求の範囲第１項に
記載のIII−Ｖ族化合物結晶物品。６）前記核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）のそれぞれより成
長した単結晶が隣り合う核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）よ
り成長した単結晶と隣接していることを特徴とする特許
請求の範囲第２項に記載のIII−Ｖ族化合物結晶物品。７）前記核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）のそれぞれより成
長した単結晶が隣り合う核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）よ
り成長した単結晶と空間的に離れていることを特徴とす
る特許請求の範囲第２項に記載のIII−Ｖ族化合物結晶
物品。８）前記核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）が前記非核形成面
（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｓ）上に設けた所望形状の凹部の底面に
形成され、前記単結晶が該凹部を埋めて島状に形成され
ていることを特徴とする特許請求の範囲第１項に記載の
III−Ｖ族化合物結晶物品。９）前記非核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）が非晶質材料か
らなることを特徴とする特許請求の範囲第１項記載のI
II−Ｖ族化合物結晶物品。１０）前記非晶質材料がＳｉＯ＿２であることを特徴と
する特許請求の範囲第９項記載のIII−Ｖ族化合物結晶
物品。１１）前記III−Ｖ族化合物半導体が二元系III−Ｖ族化
合物半導体であることを特徴とする特許請求の範囲第１
項に記載のIII−Ｖ族化合物結晶物品。１２）前記III−Ｖ族化合物半導体が混晶III−Ｖ族化合
物半導体であることを特徴とする特許請求の範囲第１項
に記載のIII−Ｖ族化合物結晶物品。１３）核形成密度の小さい非核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｓ
）と、単一核のみより結晶成長するに充分小さい面積と
前記非核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｓ）の核形成密度（ＮＤ
＿Ｓ）より大きい核形成密度（ＮＤ＿Ｌ）とを有し、非
晶質材料からなる核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）とを隣接
して配された自由表面を有する基体に、周期律表第III
族原子供給用の原料と周期律表第Ｖ族原子供給用の原料
とを含む気相中で結晶形成処理を施して、前記単一核よりIII−Ｖ族化合物単結晶を成長させ
ることを特徴とするIII−Ｖ族化合物結晶の形成方法。４）核形成密度の小さい非核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｓ）
を有する基体の前記非核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｓ）の所
望位置に該非核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｓ）の核形成密度
（ＮＤ＿Ｓ）より大きい核形成密度（ＮＤ＿Ｌ）を有し
、かつ単一核のみより結晶成長するに充分小さい面積の
核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）を非晶質材料で形成し、次
いで、周期律表第III族原子供給用の原料と周期律表第
Ｖ族原子供給用の原料とを含む気相中で前記基体に結晶
形成処理を施して、単一核を前記核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ
＿Ｌ）に形成し該単一核よりIII−Ｖ族化合物単結晶を
成長させることを特徴とするIII−Ｖ族化合物結晶の形
成方法。１５）前記核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）を前記非核形成
面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｓ）の内部に形成することを特徴とす
る特許請求の範囲第１４項記載のIII−Ｖ族化合物結晶
の形成方法。１６）前記核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）を前記非核形成
面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｓ）の面上に形成することを特許請求
の範囲第１４項記載のIII−Ｖ族化合物結晶の形成方法
。１７）前記核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）を区画化して複
数形成することを特徴とする特許請求の範囲第１５項に
記載のIII−Ｖ族化合物結晶の形成方法。１８）前記核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）を規則的に区画
化して複数形成することを特徴とする特許請求の範囲第
１５項に記載のIII−Ｖ族化合物結晶の形成方法。１９）前記核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）を不規則に区画
化して複数形成することを特徴とする特許請求の範囲第
１５項に記載のIII−Ｖ族化合物結晶の形成方法。２０）前記核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）を格子状に形成
することを特徴とする特許請求の範囲第１５項に記載の
III−Ｖ族化合物結晶の形成方法。２１）前記核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）を区画化して複
数設け、該核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）のそれぞれより
、単結晶を成長させることを特徴とする特許請求の範囲
第１４項に記載のIII−Ｖ族化合物結晶の形成方法。２２）前記それぞれの核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）より
成長させる単結晶を該各核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）方
向に該核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）を越えて成長させる
ことを特徴とする特許請求の範囲第２１項記載のIII−
Ｖ族化合物結晶の形成方法。２３）各核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）より成長する単結
晶を、隣り合う核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）間で隣接す
る大きさまで成長させることを特徴とする特許請求の範
囲第２１項に記載のIII−Ｖ族化合物結晶の形成方法。２４）前記核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）を、前記非核形
成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｓ）を形成する材料を変質した材料
で形成することを特徴とする特許請求の範囲第１４項に
記載のIII−Ｖ族化合物結晶の形成方法。２５）前記核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）を、イオン打ち
込み法によって形成することを特徴とする特許請求の範
囲第１４項に記載のIII−Ｖ族化合物結晶の形成方法。２６）前記核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）を、前記非核形
成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｓ）を形成する材料より核形成密度
の十分大きい材料を該非核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｓ）上
に堆積させた後、十分微細にパターニングすることによ
って形成することを特徴とする特許請求の範囲第１４項
に記載のIII−Ｖ族化合物結晶の形成方法。２７）前記核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）を形成する材料
からる面を覆って前記非核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｓ）を
形成し、該非核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｓ）の所望部分を
除去して、単一核のみより結晶成長するに充分小さい面
積の核形成面（Ｓ＿Ｎ＿Ｄ＿Ｌ）を露出させることを特
徴とする特許請求の範囲第１４項に記載のIII−Ｖ族化
合物結晶の形成方法。２８）前記基体を非晶質材料で構成することを特徴とす
る特許請求の範囲第１４項に記載のIII−Ｖ族化合物結
晶の形成方法。２９）前記非晶質材料かＳｉＯ＿２であることを特徴と
する特許請求の範囲第２８項記載のIII−Ｖ族化合物結
晶の形成方法。３０）前記III−Ｖ族化合物が二元系III−Ｖ族化合物で
あることを特徴とする特許請求の範囲第１４項に記載の
III−Ｖ族化合物結晶の形成方法。３１）前記III−Ｖ族化合物が混晶III−Ｖ族化合物てあ
ることを特徴とする特許請求の範囲第１４項に記載のI
II−Ｖ族化合物結晶の形成方法。３２）前記結晶形成処理をＭＯＣＶＤ法によって行うこ
とを特徴とする特許請求の範囲第３０項に記載のIII−
Ｖ族化合物結晶の形成方法。