JPH0753633B2 - 半導体エピタキシヤル成長法 - Google Patents
半導体エピタキシヤル成長法Info
- Publication number
- JPH0753633B2 JPH0753633B2 JP21404986A JP21404986A JPH0753633B2 JP H0753633 B2 JPH0753633 B2 JP H0753633B2 JP 21404986 A JP21404986 A JP 21404986A JP 21404986 A JP21404986 A JP 21404986A JP H0753633 B2 JPH0753633 B2 JP H0753633B2
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- group
- substrate
- arsenic
- epitaxial growth
- growth method
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- Physical Deposition Of Substances That Are Components Of Semiconductor Devices (AREA)
- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明はIII−Ｖ族化合物半導体薄膜の成長法に関する
ものである。
ものである。
［従来の技術］ III−Ｖ族化合物半導体薄膜の成長法としては、これま
で有機金属気相成長法（MOCVD法）、分子線エピタキシ
法（MBE法）などが知られている。III−Ｖ族化合物半導
体としてGaAsを例として説明すれば、MOCVD法では基板
上に例えばトリメチルガリウム（TMG）とアルシン（AsH
3）を供給してGaAs層を基板に形成する。MBE法では、基
板上にGa分子線とAs分子線を基板に照射してGaAs層を形
成するが、一般的にはGaAsはAs過剰の条件下で形成され
ていた。このようにMOCVD法ではGa化合物とAs化合物を
反応させてGaAsを形成し、MBE法ではAsの過剰雰囲気下
でGaAsを形成するので、成長表面に供給される原料物質
は成長表面上またはその近傍ではGa−As分子またはそれ
に近い構造となっている。このような構造の物質の基板
表面での移動速度は遅く、しかも移動速度は成長温度の
低下とともに減小する。そのために成長温度を下げると
成長表面に供給されたGaやAsはその熱的に安定な位置で
ある格子点に到達できず、原子的に平坦な表面およびヘ
テロ界面をもつ薄膜結晶を成長させることができない欠
点があった。
で有機金属気相成長法（MOCVD法）、分子線エピタキシ
法（MBE法）などが知られている。III−Ｖ族化合物半導
体としてGaAsを例として説明すれば、MOCVD法では基板
上に例えばトリメチルガリウム（TMG）とアルシン（AsH
3）を供給してGaAs層を基板に形成する。MBE法では、基
板上にGa分子線とAs分子線を基板に照射してGaAs層を形
成するが、一般的にはGaAsはAs過剰の条件下で形成され
ていた。このようにMOCVD法ではGa化合物とAs化合物を
反応させてGaAsを形成し、MBE法ではAsの過剰雰囲気下
でGaAsを形成するので、成長表面に供給される原料物質
は成長表面上またはその近傍ではGa−As分子またはそれ
に近い構造となっている。このような構造の物質の基板
表面での移動速度は遅く、しかも移動速度は成長温度の
低下とともに減小する。そのために成長温度を下げると
成長表面に供給されたGaやAsはその熱的に安定な位置で
ある格子点に到達できず、原子的に平坦な表面およびヘ
テロ界面をもつ薄膜結晶を成長させることができない欠
点があった。
MBE法におけるGaサイトへのAs侵入を防ぐために、GaAs
基板上にGa分子線とAs分子線を交互に照射する方法が特
開昭60−112692号公報において提案されている。しかし
この方法はAs分子線照射後、Ga照射まで一定時間の停止
期間を設けてあるので、成長結晶中からAsが抜ける危険
があり、また結晶成長に長時間を要する。
基板上にGa分子線とAs分子線を交互に照射する方法が特
開昭60−112692号公報において提案されている。しかし
この方法はAs分子線照射後、Ga照射まで一定時間の停止
期間を設けてあるので、成長結晶中からAsが抜ける危険
があり、また結晶成長に長時間を要する。
［発明が解決しようとする問題点］ 上述したように、従来のIII−Ｖ族化合物半導体薄膜の
形成法には、（１）成長に長時間を要すること、（２）
成長温度が高温であること、（３）成長面およびヘテロ
界面が平坦でないこと、（４）成長する結晶中に不純物
が混入し易く、または欠陥が生じ易いこと、などの欠点
があった。
形成法には、（１）成長に長時間を要すること、（２）
成長温度が高温であること、（３）成長面およびヘテロ
界面が平坦でないこと、（４）成長する結晶中に不純物
が混入し易く、または欠陥が生じ易いこと、などの欠点
があった。
本発明は従来におけるこれらの問題点を解決し、原子的
に平坦な成長面、ヘテロ界面をもち、結晶の品質の良い
III−Ｖ族化合物半導体薄膜を低温の基板上に速い成長
速度で形成することのできる半導体エピタキシャル成長
法を提供することを目的とする。
に平坦な成長面、ヘテロ界面をもち、結晶の品質の良い
III−Ｖ族化合物半導体薄膜を低温の基板上に速い成長
速度で形成することのできる半導体エピタキシャル成長
法を提供することを目的とする。
［問題点を解決するための手段］ このような目的を達成するために、本発明の半導体エピ
タキシャル成長法は基板上にIII族元素とＶ族元素とを
交互に供給して基板上にIII−Ｖ族化合物半導体薄膜結
晶を成長させる半導体エピタキシャル成長法において、
III族元素と反応して化合物を形成しない量のＶ族元素
を常時基板に照射しながら、III族元素のビームと熱的
にクラッキングされたＶ族元素のビームとを交互に基板
上に照射して基板上にIII−Ｖ族化合物半導体を形成す
ることを特徴とする。
タキシャル成長法は基板上にIII族元素とＶ族元素とを
交互に供給して基板上にIII−Ｖ族化合物半導体薄膜結
晶を成長させる半導体エピタキシャル成長法において、
III族元素と反応して化合物を形成しない量のＶ族元素
を常時基板に照射しながら、III族元素のビームと熱的
にクラッキングされたＶ族元素のビームとを交互に基板
上に照射して基板上にIII−Ｖ族化合物半導体を形成す
ることを特徴とする。
［作用］ 本発明によればIII族元素とＶ族元素を交互に供給する
ため、結晶材料のIII族原子の表面移動が活発化し低温
成長が可能になり、III族元素供給時にも少量のＶ族元
素を供給するため、Ｖ族原子の空格子点の少ない良質の
結晶が成長でき、さらにＶ族元素の分子を熱的にクラッ
キングして２原子分子または原子状として基板に供給す
ることにより、良質の結晶成長が可能になるばかりでな
く、成長時間の大幅に短縮される。
ため、結晶材料のIII族原子の表面移動が活発化し低温
成長が可能になり、III族元素供給時にも少量のＶ族元
素を供給するため、Ｖ族原子の空格子点の少ない良質の
結晶が成長でき、さらにＶ族元素の分子を熱的にクラッ
キングして２原子分子または原子状として基板に供給す
ることにより、良質の結晶成長が可能になるばかりでな
く、成長時間の大幅に短縮される。
［実施例］ 以下にMBE装置を用いGaAs単結晶基板上にGaAsを成長さ
せる場合を例として本発明を詳細に説明する。
せる場合を例として本発明を詳細に説明する。
本発明の方法は、ガリウムと結合してGaAsを形成しない
微量のひ素を基板上に常時供給しながらガリウムとひ素
を基板上に交互に供給する。そして少なくとも交互に供
給されるひ素として熱的にクラックされた２原子分子の
As2または単原子のAsを用いる。
微量のひ素を基板上に常時供給しながらガリウムとひ素
を基板上に交互に供給する。そして少なくとも交互に供
給されるひ素として熱的にクラックされた２原子分子の
As2または単原子のAsを用いる。
第１図にGaAs基板上にGaAs薄膜をエピタキシャル成長さ
せる場合の原料元素の供給のタイムチャートを示す。
せる場合の原料元素の供給のタイムチャートを示す。
図示するように、ひ素ビームの強度はφ０とφ１の間で
かわり、ガリウムビームの強度は０とφGaの間でパルス
状に変化する。２個のひ素源を用いて、そのうちの１個
から常時強度φ０のビームを基板に照射しながら、ガリ
ウム源と第２のひ素源からそれぞれφGaの強度のガリウ
ムビームとφ１−φ０の強度のひ素ビームを基板上に交
互に照射してもよい。
かわり、ガリウムビームの強度は０とφGaの間でパルス
状に変化する。２個のひ素源を用いて、そのうちの１個
から常時強度φ０のビームを基板に照射しながら、ガリ
ウム源と第２のひ素源からそれぞれφGaの強度のガリウ
ムビームとφ１−φ０の強度のひ素ビームを基板上に交
互に照射してもよい。
φGaの大きさは、ガリウム源の加熱温度と、１照射ごと
の供給時間とで決めることができる。GaAs単結晶基板の
（100）面上に結晶を成長させる場合は、配位側から１
原子面の形成に6.4×1014個/cm2のガリウム原子の供給
を必要とする。従って第１図のタイムチャートにおいて
τ１を１秒とすれば、φGaは6.4×1014個/cm2・secとな
る。ただしφGaの大きさは厳密でなく、１原子面形成に
必要なGa原子量の90〜110％のGa原子を基板上に供給で
きればよい。
の供給時間とで決めることができる。GaAs単結晶基板の
（100）面上に結晶を成長させる場合は、配位側から１
原子面の形成に6.4×1014個/cm2のガリウム原子の供給
を必要とする。従って第１図のタイムチャートにおいて
τ１を１秒とすれば、φGaは6.4×1014個/cm2・secとな
る。ただしφGaの大きさは厳密でなく、１原子面形成に
必要なGa原子量の90〜110％のGa原子を基板上に供給で
きればよい。
一方φ０としては、ガリウム原子と結合しないひ素量に
抑えねばならず、ひ素安定化表面の形成に必要なひ素分
圧の1/10以下とする。この分圧は基板温度の関数であ
り、基板温度400℃では２×10-7Torr程度,100℃では0.5
×10-7〜１×10-7Torr程度である。この分圧はひ素原子
の照射強度としては、基板温度400℃で１×1014個/cm2
・sec,100℃では2.5×1013〜５×1013個/cm2・secに相
当する。
抑えねばならず、ひ素安定化表面の形成に必要なひ素分
圧の1/10以下とする。この分圧は基板温度の関数であ
り、基板温度400℃では２×10-7Torr程度,100℃では0.5
×10-7〜１×10-7Torr程度である。この分圧はひ素原子
の照射強度としては、基板温度400℃で１×1014個/cm2
・sec,100℃では2.5×1013〜５×1013個/cm2・secに相
当する。
φ１はGaAsを形成するために必要なひ素原子の照射強度
であり、GaAs単結晶基板の（100）面における成長では
6.4×1014個/cm2以上のひ素原子を１回の照射で（第１
図における時間τ２の間に）基板上に照射し得る強度で
ある。これはひ素分圧で言えば基板温度400℃で１×10
-6〜２×10-6Torr,100℃では0.5×10-6〜１×10-6Torr
またはそれ以上のひ素分圧で実現される。
であり、GaAs単結晶基板の（100）面における成長では
6.4×1014個/cm2以上のひ素原子を１回の照射で（第１
図における時間τ２の間に）基板上に照射し得る強度で
ある。これはひ素分圧で言えば基板温度400℃で１×10
-6〜２×10-6Torr,100℃では0.5×10-6〜１×10-6Torr
またはそれ以上のひ素分圧で実現される。
本発明においては、ひ素ビームのうち、少なくともGaAs
形成のためのビーム（φ１に相当するビーム）を熱的に
クラッキングして２原子分子As2またはAs原子ビームと
する。
形成のためのビーム（φ１に相当するビーム）を熱的に
クラッキングして２原子分子As2またはAs原子ビームと
する。
本発明の方法によると照射時のひ素分圧が低いので、ガ
リウムはほとんどGa原子として表面に吸着される。ひ素
原子面上に吸着されたこのようなGa原子は表面での移動
は極めて活発である。このため低温でもGa原子の平坦な
原子面が形成され、良質の結晶が得られる。すなわちひ
素の分圧が低いので基板表面でGaはAsと結合せず、活発
に基板表面で移動し得るので基板表面全体にいきわた
り、Gaの空孔が発生しない。また常時ひ素の分圧が存在
するので、成長中の結晶からAs原子が抜けることもな
い。また後に説明するようにひ素をクラッキングするこ
とによって成長速度を速めることができる。
リウムはほとんどGa原子として表面に吸着される。ひ素
原子面上に吸着されたこのようなGa原子は表面での移動
は極めて活発である。このため低温でもGa原子の平坦な
原子面が形成され、良質の結晶が得られる。すなわちひ
素の分圧が低いので基板表面でGaはAsと結合せず、活発
に基板表面で移動し得るので基板表面全体にいきわた
り、Gaの空孔が発生しない。また常時ひ素の分圧が存在
するので、成長中の結晶からAs原子が抜けることもな
い。また後に説明するようにひ素をクラッキングするこ
とによって成長速度を速めることができる。
第２図にクラッカセルの１例の断面図を示す。図におい
て、１はセル本体で、内部に金属ひ素２を納めている。
３はセルに内蔵されているヒータである。ヒータ３によ
って加熱され、蒸発した４原子分子As4はクラッキング
部５に入り、ヒータ６によって高温に加熱される。７は
タンタルなどの高融点金属板で、加熱されたAs4蒸気を
衝突させる。高温加熱による熱解離に加え、衝突によっ
て、As4→As2の解離が促進される。８は例えばメッシュ
のようなディフューザで、２原子分子As2を基板に一様
に照射させるためのものである。９はセル本体とクラッ
キング部を熱的に遮断する断熱フィルタ、10はシャッ
タ、11はシャッタ開閉用の軸である。
て、１はセル本体で、内部に金属ひ素２を納めている。
３はセルに内蔵されているヒータである。ヒータ３によ
って加熱され、蒸発した４原子分子As4はクラッキング
部５に入り、ヒータ６によって高温に加熱される。７は
タンタルなどの高融点金属板で、加熱されたAs4蒸気を
衝突させる。高温加熱による熱解離に加え、衝突によっ
て、As4→As2の解離が促進される。８は例えばメッシュ
のようなディフューザで、２原子分子As2を基板に一様
に照射させるためのものである。９はセル本体とクラッ
キング部を熱的に遮断する断熱フィルタ、10はシャッ
タ、11はシャッタ開閉用の軸である。
２個のクラッカセルを準備し、一方のクラッカセルのシ
ャッタは開放のままとし、セルの温度を比較的低温に保
ってビーム強度φ０の照射を行い、他のセルは比較的高
温に保ち、シャッタ10を開閉してパルス状に強度φ１の
照射を行うことができる。
ャッタは開放のままとし、セルの温度を比較的低温に保
ってビーム強度φ０の照射を行い、他のセルは比較的高
温に保ち、シャッタ10を開閉してパルス状に強度φ１の
照射を行うことができる。
また第３図に示すように、シャッタ10に孔12を設けてお
き、シャッタ10を開放した時にビーム強度がφ１に、シ
ャッタ10を閉じた時にビーム強度がφ０となるようにす
ることができる。このようにすれば１個のひ素源によっ
て、ひ素の照射強度をφ０とφ１の間でパルス状に変化
させることができる。
き、シャッタ10を開放した時にビーム強度がφ１に、シ
ャッタ10を閉じた時にビーム強度がφ０となるようにす
ることができる。このようにすれば１個のひ素源によっ
て、ひ素の照射強度をφ０とφ１の間でパルス状に変化
させることができる。
温度200℃のGaAs単結晶（100）面上にGaAs薄膜を成長さ
せた。原料元素の供給は、ガリウム源の温度970℃、１
照射時間（第１図のτ１）を１秒とした。これはほぼ6.
4×1014個/cm2・secのビーム強度である。ひ素について
はガリウム周期にはひ素分圧を１×10-7Torrに保ちなが
ら、ガリウムと交互に１×10-6Torrの分圧を２秒間保っ
た（τ２＝２秒）。ひ素のクラッキングは1000℃で行っ
た。成長の開始前に基板温度を約580〜600℃に昇温し、
ひ素ビームを照射して基板表面の酸化膜を除去してか
ら、基板温度を所定温度に下げて成長を行わせてもよ
い。
せた。原料元素の供給は、ガリウム源の温度970℃、１
照射時間（第１図のτ１）を１秒とした。これはほぼ6.
4×1014個/cm2・secのビーム強度である。ひ素について
はガリウム周期にはひ素分圧を１×10-7Torrに保ちなが
ら、ガリウムと交互に１×10-6Torrの分圧を２秒間保っ
た（τ２＝２秒）。ひ素のクラッキングは1000℃で行っ
た。成長の開始前に基板温度を約580〜600℃に昇温し、
ひ素ビームを照射して基板表面の酸化膜を除去してか
ら、基板温度を所定温度に下げて成長を行わせてもよ
い。
第４図の曲線Ａはこのようにして作成したGaAs薄膜の反
射電子線回折（RHEED）強度の変化を示す。Gaセルのシ
ャッタはｔ＝０で開かれるが、それと同時にRHEED鏡面
反射ビーム強度は減少する。時間τ１後１原子層成長を
終了してGaシャッタを閉じ、Asビームの強度をφ０→φ
１に上昇させるとRHEED強度は再び回復し、ほとんども
との強度まで戻る。Gaは基板表面を移動しやすく、表面
の乱れを誘起するため、Ga供給時にRHEED強度は弱くな
り、AsはGaをとらえてGaAsを形成し基板表面の配列を規
則的にするためRHEED強度を強くすると考えられる。
射電子線回折（RHEED）強度の変化を示す。Gaセルのシ
ャッタはｔ＝０で開かれるが、それと同時にRHEED鏡面
反射ビーム強度は減少する。時間τ１後１原子層成長を
終了してGaシャッタを閉じ、Asビームの強度をφ０→φ
１に上昇させるとRHEED強度は再び回復し、ほとんども
との強度まで戻る。Gaは基板表面を移動しやすく、表面
の乱れを誘起するため、Ga供給時にRHEED強度は弱くな
り、AsはGaをとらえてGaAsを形成し基板表面の配列を規
則的にするためRHEED強度を強くすると考えられる。
他の条件は同じで、ひ素のクラッキングを行わない場合
のRHEED強度の変化を第４図の曲線Ｂに示す。クラッキ
ングを行わず、４原子分子As4を用いた場合はRHEED強度
回復に長時間を要し、このため一定時間τ２の間には回
復が十分にすすまず曲線Ｂのような結果となる。これは
Ga原子面上へのAsの吸着が、低基板温度のためにAs4→A
s2→Asへのクラッキングが進まず、長時間を必要とする
ためである。
のRHEED強度の変化を第４図の曲線Ｂに示す。クラッキ
ングを行わず、４原子分子As4を用いた場合はRHEED強度
回復に長時間を要し、このため一定時間τ２の間には回
復が十分にすすまず曲線Ｂのような結果となる。これは
Ga原子面上へのAsの吸着が、低基板温度のためにAs4→A
s2→Asへのクラッキングが進まず、長時間を必要とする
ためである。
クラッキングの温度は高いほどよいが、As4分子をクラ
ッキングするには900℃以上で効果がある。またひ素源
として金属ひ素でなく、ひ素の水素化物であるAsH3を例
えば導入管を通して装置内に導き、導入管を加熱するこ
とによってAsH3をクラッキングしてAs原子とすることも
できる。この場合も第４図の曲線Ａに示したと同様にRH
EED強度の振動に減衰が起らない。
ッキングするには900℃以上で効果がある。またひ素源
として金属ひ素でなく、ひ素の水素化物であるAsH3を例
えば導入管を通して装置内に導き、導入管を加熱するこ
とによってAsH3をクラッキングしてAs原子とすることも
できる。この場合も第４図の曲線Ａに示したと同様にRH
EED強度の振動に減衰が起らない。
以上の実施例では、基板温度を200℃とした例について
説明したが、本発明の方法によれば、従来の基板温度約
600℃に対し、基板温度400℃以下の低温、最低100℃で
も良好な結晶を速い成長速度で成長させることができ
る。
説明したが、本発明の方法によれば、従来の基板温度約
600℃に対し、基板温度400℃以下の低温、最低100℃で
も良好な結晶を速い成長速度で成長させることができ
る。
またこれまでGaAsを例として説明してきたが本発明は他
のIII−Ｖ族化合物半導体に広く適用できることは言う
までもない。
のIII−Ｖ族化合物半導体に広く適用できることは言う
までもない。
［発明の効果］ 以上説明したように本発明によればIII族元素とＶ族元
素を交互に供給し、かつIII族元素供給時に少量のＶ族
元素を供給するため １） 結晶材料の表面移動が活発化し低温成長が可能に
なること、 ２） III族元素供給時にも少量のＶ族元素を供給する
ため、Ｖ族原子の空格子点の少ない良質の結晶が成長で
きること、 ３） さらにＶ族元素の分子を熱的にクラッキングして
２原子分子または原子状として基板に供給することによ
り、良質の結晶成長が可能になるばかりでなく、成長時
間の大幅に短縮される等の利点がある。
素を交互に供給し、かつIII族元素供給時に少量のＶ族
元素を供給するため １） 結晶材料の表面移動が活発化し低温成長が可能に
なること、 ２） III族元素供給時にも少量のＶ族元素を供給する
ため、Ｖ族原子の空格子点の少ない良質の結晶が成長で
きること、 ３） さらにＶ族元素の分子を熱的にクラッキングして
２原子分子または原子状として基板に供給することによ
り、良質の結晶成長が可能になるばかりでなく、成長時
間の大幅に短縮される等の利点がある。
第１図は本発明の実施例における原料元素供給のタイミ
ングチャート、 第２図はクラッカセルの概略を示す断面図、 第３図はシャッタの一例の平面図、 第４図は成長させたGaAs結晶の反射電子ビーム強度の時
間変化を示す線図である。 １……セル本体、 ２……金属ひ素、 3,6……ヒータ、 ５……クラッキング部、 ７……金属板、 ８……ディフューザ、 ９……断熱フィルタ、 10……シャッタ、 11……シャッタ駆動軸、 12……孔。
ングチャート、 第２図はクラッカセルの概略を示す断面図、 第３図はシャッタの一例の平面図、 第４図は成長させたGaAs結晶の反射電子ビーム強度の時
間変化を示す線図である。 １……セル本体、 ２……金属ひ素、 3,6……ヒータ、 ５……クラッキング部、 ７……金属板、 ８……ディフューザ、 ９……断熱フィルタ、 10……シャッタ、 11……シャッタ駆動軸、 12……孔。
Claims (3)
- 【請求項１】基板上にIII族元素とＶ族元素とを交互に
供給して前記基板上にIII−Ｖ族化合物半導体薄膜結晶
を成長させる半導体エピタキシャル成長法において、II
I族元素と反応して化合物を形成しない量のＶ族元素を
常時前記基板に照射しながら、III族元素のビームと熱
的にクラッキングされたＶ族元素のビームとを交互に前
記基板上に照射して該基板上にIII−Ｖ族化合物半導体
を形成することを特徴とする半導体エピタキシャル成長
法。 - 【請求項２】前記熱的にクラッキングされたＶ族元素
が、Ｖ族の金属元素を加熱蒸発して発生させた４原子分
子を熱的にクラッキングした２原子分子であることを特
徴とする特許請求の範囲第１項記載の半導体エピタキシ
ャル成長法。 - 【請求項３】前記熱的にクラッキングされたＶ族元素
が、Ｖ族元素の水素化物を熱的にクラッキングしたＶ族
元素の原子であることを特徴とする特許請求の範囲第１
項記載の半導体エピタキシャル成長法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21404986A JPH0753633B2 (ja) | 1986-09-12 | 1986-09-12 | 半導体エピタキシヤル成長法 |
| PCT/JP1986/000623 WO1987003740A1 (en) | 1985-12-09 | 1986-12-09 | Process for forming thin film of compound semiconductor |
| US07/088,641 US4829022A (en) | 1985-12-09 | 1986-12-09 | Method for forming thin films of compound semiconductors by flow rate modulation epitaxy |
| EP87903543A EP0250603B1 (en) | 1985-12-09 | 1986-12-09 | Process for forming thin film of compound semiconductor |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21404986A JPH0753633B2 (ja) | 1986-09-12 | 1986-09-12 | 半導体エピタキシヤル成長法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6369793A JPS6369793A (ja) | 1988-03-29 |
| JPH0753633B2 true JPH0753633B2 (ja) | 1995-06-07 |
Family
ID=16649418
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21404986A Expired - Lifetime JPH0753633B2 (ja) | 1985-12-09 | 1986-09-12 | 半導体エピタキシヤル成長法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0753633B2 (ja) |
-
1986
- 1986-09-12 JP JP21404986A patent/JPH0753633B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6369793A (ja) | 1988-03-29 |
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