JPS5939798A - ＺｎＳｅ単結晶薄膜の製造方法 - Google Patents
ＺｎＳｅ単結晶薄膜の製造方法Info
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- JPS5939798A JPS5939798A JP57148660A JP14866082A JPS5939798A JP S5939798 A JPS5939798 A JP S5939798A JP 57148660 A JP57148660 A JP 57148660A JP 14866082 A JP14866082 A JP 14866082A JP S5939798 A JPS5939798 A JP S5939798A
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- thin film
- substrate
- temperature
- crystal thin
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C30—CRYSTAL GROWTH
- C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
- C30B23/00—Single-crystal growth by condensing evaporated or sublimed materials
- C30B23/02—Epitaxial-layer growth
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C30—CRYSTAL GROWTH
- C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
- C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
- C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
- C30B29/46—Sulfur-, selenium- or tellurium-containing compounds
- C30B29/48—AIIBVI compounds wherein A is Zn, Cd or Hg, and B is S, Se or Te
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
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- Materials Engineering (AREA)
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- Inorganic Chemistry (AREA)
- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
- Physical Deposition Of Substances That Are Components Of Semiconductor Devices (AREA)
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】
く技術分野〉
本発明は分子線エピタキシャル成長（以下ＭＢＥと称す
）を用いたＺｎＳθ（亜鉛セレン）単結晶薄膜の製造方
法に関する。
）を用いたＺｎＳθ（亜鉛セレン）単結晶薄膜の製造方
法に関する。
〈背景技術〉
現在、ＧａＰ（ガリウム燐）、ＧａＡｔ３Ｐ（ガリウム
砒素燐）等を材料とした赤から緑までの可視光発光ダイ
オードが現在実用化されている。可視光発光ダイオード
は、その需要が年々増加し、応用範囲も広がり、光素子
分野での重要な素子となっている。また発光ダイオード
（以下ＬＥＤと称す）のカラー化の要求が高まるにつれ
て青色ＬＥＤの実用化が強く望まれ、実用化への研究が
急テンポで進んでいる。
砒素燐）等を材料とした赤から緑までの可視光発光ダイ
オードが現在実用化されている。可視光発光ダイオード
は、その需要が年々増加し、応用範囲も広がり、光素子
分野での重要な素子となっている。また発光ダイオード
（以下ＬＥＤと称す）のカラー化の要求が高まるにつれ
て青色ＬＥＤの実用化が強く望まれ、実用化への研究が
急テンポで進んでいる。
現在青色ＬＥＤとしてはＧａＮ（窒化ガリウム）、５Ｉ
Ｃ（シリコンカーバイド）からなるものが実用化−小手
前まで開発が進んでいる。斯る素子が今だ実用化に到っ
ていない理由としてはＧａＮは単結晶作製に於いて再現
性が悪いこと及びＳＩＣは大形基板が得にくく、また素
子の劣化などられる。斯る材料は室温で２．７６ Ｖの
バンドギャップを有する直接遷移型の高効率発光が期待
されるため純粋な青色ＬＥＤ材料とし古くから有望視へ されている。ところが、従来の気相、液相のような熱的
平衡状態を用いての単結晶作製方法では、得られた結晶
中に不本意な不純物が混入しやすく、斯る不純物混入に
より青色発光強度（ホトルミネッセンス測定による強度
）が低下し青色以外の長波長発光強度が増加したり、結
晶育成中に格子欠陥が発生し、この欠陥と結びついた複
合発光センタが形成され長波長発光が起るなど純粋な青
色ＬＥＤを実現することが極めてむつかしい。
Ｃ（シリコンカーバイド）からなるものが実用化−小手
前まで開発が進んでいる。斯る素子が今だ実用化に到っ
ていない理由としてはＧａＮは単結晶作製に於いて再現
性が悪いこと及びＳＩＣは大形基板が得にくく、また素
子の劣化などられる。斯る材料は室温で２．７６ Ｖの
バンドギャップを有する直接遷移型の高効率発光が期待
されるため純粋な青色ＬＥＤ材料とし古くから有望視へ されている。ところが、従来の気相、液相のような熱的
平衡状態を用いての単結晶作製方法では、得られた結晶
中に不本意な不純物が混入しやすく、斯る不純物混入に
より青色発光強度（ホトルミネッセンス測定による強度
）が低下し青色以外の長波長発光強度が増加したり、結
晶育成中に格子欠陥が発生し、この欠陥と結びついた複
合発光センタが形成され長波長発光が起るなど純粋な青
色ＬＥＤを実現することが極めてむつかしい。
最近、高品質の単結晶薄膜を作製する手法として分子線
エピタキシャル成長法（ＭＢＥ）が注目されている。こ
の方法は従来の結晶成長法とは異なる熱的非平衡状態で
の成長であるため、低温成長が可能で、熱的平衡状態で
の結晶成長で問題になる不純物の混入さらに格子欠陥の
発生を制御できる特長をもっている。
エピタキシャル成長法（ＭＢＥ）が注目されている。こ
の方法は従来の結晶成長法とは異なる熱的非平衡状態で
の成長であるため、低温成長が可能で、熱的平衡状態で
の結晶成長で問題になる不純物の混入さらに格子欠陥の
発生を制御できる特長をもっている。
Ｚｎ５ｅの単結晶薄膜作製にＭＢＥ法を適用することに
より高品質の単結晶薄膜が得られることや、Ｎ形不純物
としてＱａを成長中にドープすることにより、伝導性を
任意に制御できることが分ってきている。Ｇａをドープ
したＺｎ５ｅ薄膜をＭＢＥ法により形成する場合、高い
伝導性を得るために高濃度のＧａドーピングを行なうと
、Ｑａのドーピングに伴い格子欠陥の発生が起り、これ
と結びついた複合欠陥が長波長発光センターを形成し、
純粋な青色以外の長波長発光が生じる。長波長発光を抑
えるためにＱａドープ濃度を減らすと、比抵抗が増し、
ＬＥＤデバイス作製に適しなくなるといった問題があり
、現在ＭＢＥ法を用いてＺｎ５ｅ薄膜を形成し、これを
用いたＬＥＤが試作できたという作目はない。
より高品質の単結晶薄膜が得られることや、Ｎ形不純物
としてＱａを成長中にドープすることにより、伝導性を
任意に制御できることが分ってきている。Ｇａをドープ
したＺｎ５ｅ薄膜をＭＢＥ法により形成する場合、高い
伝導性を得るために高濃度のＧａドーピングを行なうと
、Ｑａのドーピングに伴い格子欠陥の発生が起り、これ
と結びついた複合欠陥が長波長発光センターを形成し、
純粋な青色以外の長波長発光が生じる。長波長発光を抑
えるためにＱａドープ濃度を減らすと、比抵抗が増し、
ＬＥＤデバイス作製に適しなくなるといった問題があり
、現在ＭＢＥ法を用いてＺｎ５ｅ薄膜を形成し、これを
用いたＬＥＤが試作できたという作目はない。
〈発明の開示〉
に抑え、青色発光が支配的でかつ高伝導度を有するＺ
ｎ Ｓ ｅ単結晶薄膜のＭＢＥによる最適な成長条件を
提供せんとするものである。
ｎ Ｓ ｅ単結晶薄膜のＭＢＥによる最適な成長条件を
提供せんとするものである。
〈 発明に用いる装置 〉
第１図は７．ｎＳｅ単結晶薄膜を製造するためのＭＢＥ
装置を原理的に示したものである。バックグラウト真空
度１０ Ｔ ｏ ｒ ｒ以下に排気された真空容器
内において、加熱用ヒータを備えた基板ホルダー（１）
上にＩｎ（インジウム）メタル（２）にて−主面が（１
００）面であるＧ ａ Ａ ｓ （ガリウム砒素）基板
（３）が固着されている。基板（１）と対向する位置に
は第１〜第３セル（４）〜（６）が配され、これらの間
には主シヤツタ（７）と個別シャッタ（８ａ）〜（８Ｃ
）が介在されている。また上記各セル（４）〜（６）に
は加熱用ヒータ（９）及び温度検出用熱電対０αが夫々
装着されている。更に上記各セル（４）〜（５）には夫
々Ｚｎ（亜鉛）、３ｅ（セレン）及び不純物としてのＧ
ａが収納されている。
装置を原理的に示したものである。バックグラウト真空
度１０ Ｔ ｏ ｒ ｒ以下に排気された真空容器
内において、加熱用ヒータを備えた基板ホルダー（１）
上にＩｎ（インジウム）メタル（２）にて−主面が（１
００）面であるＧ ａ Ａ ｓ （ガリウム砒素）基板
（３）が固着されている。基板（１）と対向する位置に
は第１〜第３セル（４）〜（６）が配され、これらの間
には主シヤツタ（７）と個別シャッタ（８ａ）〜（８Ｃ
）が介在されている。また上記各セル（４）〜（６）に
は加熱用ヒータ（９）及び温度検出用熱電対０αが夫々
装着されている。更に上記各セル（４）〜（５）には夫
々Ｚｎ（亜鉛）、３ｅ（セレン）及び不純物としてのＧ
ａが収納されている。
斯る装置においてＱ ａ Ａ ｓ基板（３）、第１〜第
６セル（４）〜（５）を夫々所定温度に加熱させると共
に適宜上記各シャッタを開閉することによりＱ ａ Ａ
８基板（３）上にＺｎ５ｅ単結晶薄膜が成長する。
６セル（４）〜（５）を夫々所定温度に加熱させると共
に適宜上記各シャッタを開閉することによりＱ ａ Ａ
８基板（３）上にＺｎ５ｅ単結晶薄膜が成長する。
〈 発明に至った諸実鹸 〉
第２図は本発明者が実施した一実験結果を示す。
斯る実験は第１図装置を用いて各セル温度を一定にし、
基板温度だけを変化させ、このとき成長したＺｎ５ｅ単
結晶薄膜の青色ＰＬ強度Ｉ及び黄色ｉ）Ｌ強度ｌを夫々
測定したものである。尚このとき、Ｚｎセル温度を３０
０ｔ！、Ｓｅセル温度を２００℃、Ｇａセル温度を４２
０ｔ″とした。また斯るＧａセル温度４２０℃は成長し
たＺ ｎ Ｓｅ単結晶薄膜のキャリア濃度が最大となる
温度である。
基板温度だけを変化させ、このとき成長したＺｎ５ｅ単
結晶薄膜の青色ＰＬ強度Ｉ及び黄色ｉ）Ｌ強度ｌを夫々
測定したものである。尚このとき、Ｚｎセル温度を３０
０ｔ！、Ｓｅセル温度を２００℃、Ｇａセル温度を４２
０ｔ″とした。また斯るＧａセル温度４２０℃は成長し
たＺ ｎ Ｓｅ単結晶薄膜のキャリア濃度が最大となる
温度である。
第２図から明らかな如く、青色ＰＬ強度Ｉは基板温度が
一６６０℃以下ではほとんど変化がなく、３６０υ〜４
００℃の範囲では温度上昇と共に徐々に増加し、４００
℃以上では飽和値を示すようになる。また黄色ＰＬ強度
ｌは基板温度が３６０と ℃以下では青色ＰＬ強度の１／１００程邑弱いが６６０
℃以上では温度上昇と共に急激に増加し、６８０℃以上
では青色ＰＬ強度と略同等となる。また斯る傾向はＧａ
セル温度に依存しないことが実験により確められている
。
一６６０℃以下ではほとんど変化がなく、３６０υ〜４
００℃の範囲では温度上昇と共に徐々に増加し、４００
℃以上では飽和値を示すようになる。また黄色ＰＬ強度
ｌは基板温度が３６０と ℃以下では青色ＰＬ強度の１／１００程邑弱いが６６０
℃以上では温度上昇と共に急激に増加し、６８０℃以上
では青色ＰＬ強度と略同等となる。また斯る傾向はＧａ
セル温度に依存しないことが実験により確められている
。
従って基板温度を３６０ｔ！以下にすることにより略純
粋な青色発光を生じるＺｎ５ｅ単結晶薄膜を得ることが
できる。
粋な青色発光を生じるＺｎ５ｅ単結晶薄膜を得ることが
できる。
第３図は本発明者が行なった他の実験結果を示す。斯る
実験は第１の実験と同様に各セル温度を一定にし、基板
温度だけを変化させ、このとき成長したＺｎ５ｅ単結晶
薄膜の電気的特性、特に基板温度に対するキャリア濃度
とモビリ、ティ（移動度）との変化を調べたものである
。尚、図中実線Ａはキャリア濃度を、実線Ｂはモビリテ
ィを夫々示す。またこのときの各セル温度は第１の実験
と度が３２０ｔ′までは徐々番こ上昇し、３２０ｒで１
ｘ １０ ／ＣＩＲまで上昇する。これは基板温度の上
昇と共にｚａＳｅ単結晶薄膜の結晶性が良好となってい
ることを示している。
実験は第１の実験と同様に各セル温度を一定にし、基板
温度だけを変化させ、このとき成長したＺｎ５ｅ単結晶
薄膜の電気的特性、特に基板温度に対するキャリア濃度
とモビリ、ティ（移動度）との変化を調べたものである
。尚、図中実線Ａはキャリア濃度を、実線Ｂはモビリテ
ィを夫々示す。またこのときの各セル温度は第１の実験
と度が３２０ｔ′までは徐々番こ上昇し、３２０ｒで１
ｘ １０ ／ＣＩＲまで上昇する。これは基板温度の上
昇と共にｚａＳｅ単結晶薄膜の結晶性が良好となってい
ることを示している。
基板温度を更に３２０℃から３８０℃まで上昇させると
今度は逆にキャリア濃度が徐々に減少する傾向を示す。
今度は逆にキャリア濃度が徐々に減少する傾向を示す。
これは基板温度の上昇と共に格子欠陥が増加し電子濃度
を補償し合うためであると考えられるが、ここで発生す
る欠陥は第２図のＰＬスペクトルと合せて考えると長波
長（黄色）の発光センターに寄与していない欠陥と考え
られる。
を補償し合うためであると考えられるが、ここで発生す
る欠陥は第２図のＰＬスペクトルと合せて考えると長波
長（黄色）の発光センターに寄与していない欠陥と考え
られる。
更に基板温度を３８０１以上に昇温するとキャリア濃度
は急激に減少する傾向を示し、これと同時に第３図のＰ
Ｌスペクトルの黄色ＰＬ強度が急激番こ増大することか
ら、ここで発生する欠陥は長波長（黄色）の発光センタ
ーと直接結びつくと考えられる。
は急激に減少する傾向を示し、これと同時に第３図のＰ
Ｌスペクトルの黄色ＰＬ強度が急激番こ増大することか
ら、ここで発生する欠陥は長波長（黄色）の発光センタ
ーと直接結びつくと考えられる。
一方モビリティは５８０℃付近で急激に減少する。これ
仲、上述した如く結晶欠陥が急激に増加するためである
。
仲、上述した如く結晶欠陥が急激に増加するためである
。
尚、斯る結果の傾向も第１の実験結果と同様にＱａミセ
ル度に依存しないことが実験により確認されている。
ル度に依存しないことが実験により確認されている。
従って、基板温度を約３８０℃以下にすることによりキ
ャリア濃度が高くかつ高モビリティのＺｎ５ｅ単結晶薄
膜を得ることができる。
ャリア濃度が高くかつ高モビリティのＺｎ５ｅ単結晶薄
膜を得ることができる。
尚、基板温度が３００℃以下ではＭＢＥよりＺｎ５ｅ単
結晶薄膜を得ることはできない。
結晶薄膜を得ることはできない。
〈発明の要旨〉
本発明は斯る知見に基づいてなされたもので、その要旨
はＭＢＥを用いてＺｎ５ｅ単結晶薄膜を基板上に形成す
るに際して上記基板を３０Ｃ１〜３８０℃に保持するこ
とである。
はＭＢＥを用いてＺｎ５ｅ単結晶薄膜を基板上に形成す
るに際して上記基板を３０Ｃ１〜３８０℃に保持するこ
とである。
このように３００ｔ′〜３８０℃に基板を保持すること
により、ＭＢＥで成長したＺ ｒｒ Ｓ ｅ単結晶薄膜
は、略純粋な青色発光を示すＰＬ特性を有し、かつキャ
リア濃度及びモビリティが高い、即ち低抵抗となる。
により、ＭＢＥで成長したＺ ｒｒ Ｓ ｅ単結晶薄膜
は、略純粋な青色発光を示すＰＬ特性を有し、かつキャ
リア濃度及びモビリティが高い、即ち低抵抗となる。
また、青色ＰＬ特性の鑑点から基板温度を３゜Ｏ℃〜３
６０℃とすることにより更に純度の高い（黄色光が混入
しない）青色発光を得ることができる。
６０℃とすることにより更に純度の高い（黄色光が混入
しない）青色発光を得ることができる。
〈実 施 例〉
次に本発明の一実施例として下表に示すＭＢＥ条件でＺ
ｎ５ｅ単結晶薄膜を形成した。尚このときのバックグラ
ンド真空度はＩＱ ’［：’ ｏ ｒ ｒとした。
ｎ５ｅ単結晶薄膜を形成した。尚このときのバックグラ
ンド真空度はＩＱ ’［：’ ｏ ｒ ｒとした。
斯る成長条件で形成されたＺｎ５ｅ単結晶薄膜のＰＬ特
性を第４図に示す。
性を第４図に示す。
第４図において青色発光帯（４４０ｎ、ｍ〜４８日ｎｍ
）については測定感度をフルスケールで１００ｍＶとし
、ｄ ８８ ｎｍ以上では測定感度をフルスケ−！しで
１ｍＶ、即ち青色発光帯の測定に比べて１００倍感度を
上げて測定した。
）については測定感度をフルスケールで１００ｍＶとし
、ｄ ８８ ｎｍ以上では測定感度をフルスケ−！しで
１ｍＶ、即ち青色発光帯の測定に比べて１００倍感度を
上げて測定した。
第４図から明らかな如く、本実施例で得られた単結晶薄
膜は青色発光強度が長波長側の発光（黄色）に比べて１
００倍以上の発光強度を示す。実際の視覚試験において
も青色光しか確認されなかった。またこのときキャリア
濃度２Ｘ１０／ｆｆｉ、モビリティ５ Ｘ １０”ｄ／
Ｖ・ｓｅｃ となり、従って比抵抗は０．０５０−１
となった。
膜は青色発光強度が長波長側の発光（黄色）に比べて１
００倍以上の発光強度を示す。実際の視覚試験において
も青色光しか確認されなかった。またこのときキャリア
濃度２Ｘ１０／ｆｆｉ、モビリティ５ Ｘ １０”ｄ／
Ｖ・ｓｅｃ となり、従って比抵抗は０．０５０−１
となった。
このように本実施例により得られたＺｎ５ｅ単結晶薄膜
は、そのＰＬ特性がほぼ純粋な青色発光を示すとともに
高伝導度を示す。
は、そのＰＬ特性がほぼ純粋な青色発光を示すとともに
高伝導度を示す。
〈応 用 例〉
次に上記実施例より得られたＺｎ５ｅ単結晶薄膜を用い
たＭＩＳ（金属−絶縁膜一半導体）型Ｚｎ５ｅ青色発光
素子を第５図に示す。
たＭＩＳ（金属−絶縁膜一半導体）型Ｚｎ５ｅ青色発光
素子を第５図に示す。
第５図はｎ型ＧａＡ１１Ｉ基板ｔ２１）上にｎ型ｚｎＳ
ｅ単結晶薄膜い、絶縁膜（ハ）、金属＋２４１を順次積
層したものである。
ｅ単結晶薄膜い、絶縁膜（ハ）、金属＋２４１を順次積
層したものである。
上記薄膜には上記実施例の成長条件で形成されたもので
、層厚は１０１１ｍとした。また上記絶縁膜（ハ）はス
パッタ法やプラズマＣＶＤ法で形成されたｓｉｏ、（二
酸化シリコン）からなり、その層厚は６０人とした。
、層厚は１０１１ｍとした。また上記絶縁膜（ハ）はス
パッタ法やプラズマＣＶＤ法で形成されたｓｉｏ、（二
酸化シリコン）からなり、その層厚は６０人とした。
斯る青色発光素子では立上り電圧が８ｖ以下で高効率の
純粋な青色光が得られ、また１０ｍＡ程度の電流を連続
印加してもＺｎ５ｅ単結晶薄膜に内部破損及び劣化は生
じなかった。
純粋な青色光が得られ、また１０ｍＡ程度の電流を連続
印加してもＺｎ５ｅ単結晶薄膜に内部破損及び劣化は生
じなかった。
〈効 果〉
以上の説明から明らかな如く、本発明によればＰＬ特性
において青色発光以外の長波長発光を最小限に抑え青色
発光が支配的で、かつ高伝導の２ｎＳｅ単結晶薄膜を得
ることができる。
において青色発光以外の長波長発光を最小限に抑え青色
発光が支配的で、かつ高伝導の２ｎＳｅ単結晶薄膜を得
ることができる。
行なった実験結果を示すグラフ、第４図は本発明の実施
例により得られたＺｎ５ｅ単結晶薄膜のＰＬ特性を示す
特性図、第５図は本発明の応用例を示す断面図である。 ＋３１ （２１１・・・基板、■・・・Ｚｎ５ｅ単結晶
薄膜。 審振温ＩＬ（°Ｃ） 第３図 第５図
例により得られたＺｎ５ｅ単結晶薄膜のＰＬ特性を示す
特性図、第５図は本発明の応用例を示す断面図である。 ＋３１ （２１１・・・基板、■・・・Ｚｎ５ｅ単結晶
薄膜。 審振温ＩＬ（°Ｃ） 第３図 第５図
Claims (1)
- （１）分子線エピタキシャル成長法を用いてＺｎ５ｅ単
結晶薄膜を基板上に形成するに際して上記基板を６００
℃〜３８０℃に保持することを特徴とするＺｎ５ｅ単結
晶薄膜の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57148660A JPS5939798A (ja) | 1982-08-26 | 1982-08-26 | ＺｎＳｅ単結晶薄膜の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57148660A JPS5939798A (ja) | 1982-08-26 | 1982-08-26 | ＺｎＳｅ単結晶薄膜の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5939798A true JPS5939798A (ja) | 1984-03-05 |
| JPS6229400B2 JPS6229400B2 (ja) | 1987-06-25 |
Family
ID=15457769
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP57148660A Granted JPS5939798A (ja) | 1982-08-26 | 1982-08-26 | ＺｎＳｅ単結晶薄膜の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5939798A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6278199A (ja) * | 1985-09-30 | 1987-04-10 | Toshiba Corp | 化合物半導体結晶の製造方法 |
| JPS62271438A (ja) * | 1986-05-20 | 1987-11-25 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 結晶成長方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62128098U (ja) * | 1986-02-01 | 1987-08-13 |
-
1982
- 1982-08-26 JP JP57148660A patent/JPS5939798A/ja active Granted
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6278199A (ja) * | 1985-09-30 | 1987-04-10 | Toshiba Corp | 化合物半導体結晶の製造方法 |
| JPS62271438A (ja) * | 1986-05-20 | 1987-11-25 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 結晶成長方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6229400B2 (ja) | 1987-06-25 |
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