JPS60137899A - 砒化ガリウム単結晶とその製造方法 - Google Patents

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】 （７）技術分野 この発明は砒化ガリウム単結晶と、その製造方法に関す
る。

砒（ヒガリウム単結晶は、光通信用素子、マイクロ波通
信用素子等の基板をして広い用途を持っている。さらに
、電子移動度が大きいので、ＧａＡｓＩＣの開発も精力
的に進められている。

ＧａＡｓ単結晶の成長方法として、ボート法と、液体カ
フ”　セｔＶ引上げ法（Ｌｉｑｕｉｄ　Ｅｎｃａｐｓｕ
ｌｅＣｚｏｃｈｏｒａｌｓｋｉ法、ＬＥＣ法と略す）　
、！：　カア７：、、、　他ニも成長力法はあるが、実
験室的規模のもので、工業的に実用化されているのは、
この２方法だけである。

ＬＥＣ法は、円形の単結晶インゴットがたたちに得られ
るので、材Ｆｌの損失が少い。大口径１ヒが容易である
ことから、工業的に極めて有望であるうしかし、ＬＥＣ
法によるＧａＡｓの単結晶の成長で１は、高温、高圧下
（１２００″Ｃ以−に、２〜１００気圧）での成長であ
るため、雰囲気ガス（窒素ガス又は７ルゴンガヌ）の対
流が激しく起こる。また、Ａｓの抜けを防止するために
使用する酸化ボロン（Ｂ２０３）の封＋ｈ剤が強い断熱
効果をもっている。このため、固液界面近傍の温度勾配
が大きくなる。これは５０°ｃ／ｃｍ〜２００℃／ＣＴ
ｎに達する。このため、引上げられた結晶内に、強い然
歪みが加わり、結晶中に転位が発生しやすい。

（イ）従来技術とその問題点 結晶中の欠陥の多さを現−わす量としてエッチピッ１、
密度（Ｅｔｃｈ　Ｐｉｔ　Ｄｅｎｓｉｔｙ：ＥＰＤ）　
トイう概念を用いる。

エッチビットというのは、結晶面を研磨し、適当なエツ
チング液（溶融ＫＯＨなど）でエツチングした時、表面
に現われる点である。これは、結晶欠陥に対応している
から、単位面積あたりのエッチビットを顕微鏡下で計数
して、結晶欠陥の程度を評価することができる。転位密
度（ＤｉｓｌｏｃａｔｉｏｎＤｅｎｓｉｔｙ　）ともい
う。

ＬＥＣ法により成長させた直径２インチ〜３インチのＧ
ａＡｓ結晶の転位密度は、１万〜１０万程度で、極めて
多い。ボート法によって得られるＧａＡｓ結晶の１０〜
１００倍である。

ＧａＡｓは、電界効果トランジスタ（ＦＥＴ　）の基板
として期待されている。シリコンの場合よりも、電子移
動度が大きいので、高速の素子が得られるからである。

ウェーハ上に、多数のＦＥＴをウェハプロセスによって
炸裂する。、ＦＥＴの出力が０と１の間を遷移する時の
入力端子をピンチオフ電圧という。

ピンチオフ電圧は、全てのＦＩＴについで、はぼ同一で
なければならない。これが、バラついていては、ＩＣと
して不適当である。

従来のＧａＡｓ基板上に作られたＦＥＴは、ピンチオフ
電圧のばらつきが著しかった。この原因は、結晶中の転
位の多さに由来している、という４１が分ってきた。

ＧａＡｓＩＣを製作するには、転位密度が非常に小さく
、またこれが均一に分布した半絶縁性のＧａＡε単結晶
が不可欠である。

転位の発生する原因は、固液界面近傍の温度勾配が大き
いことに由来する。固化した部分が、輻射、対流によっ
て急速に熱を失うので、収縮し、これによって生じた熱
応力が転位を発生させ、成しさせる。

また、固化した部分の不安定性だけでなく、原料融液の
熱的不安定性の問題もある。ＧａＡｓの原料ｆｆ１ｆ　
液は、るつぼに人って訃り、周囲のカーボンヒータによ
って熱せられる。

カーボンヒータは抵抗体によって発熱し、これによって
、るつぼを加熱するから、るつぼの方が、原料融液より
高温になる。この為、原料融液の上部と下部の温度が必
ずしも同一ではない。

るつぼに接している融液下部の温度が、上部の温度より
高いのがふつうである。すると、多！ｉ：の熱は熱伝導
によって、下から上へ伝達される。これによって、温度
差を減少させ、熱的安定性を回復しようとする。

しかし、融液ド部の湿度が高くなりすぎると、つ“まり
温度勾配が大きくなりすぎると、下方の融液の密度が小
さくなり、これが上昇しようとする。

これが対流である。

熱伝導と対流が融液下部の過剰な熱を−Ｌ方へ運ぶ役割
を果す。

熱伝導が優勢な内は、これは定常運動となる。

しかし、対流が優勢になると、これは、もはや定常流に
はならない。

熱伝導と対流の比率を評価する値として、レイリー数Ｒ
を用いることができる。

である。ｇは重力加速度、αは減作のイ４積膨張係数、
βは垂直方向の温度勾配（下の方が高温として）、νは
動粘性係数、ｋは拡散係数、ｈは融液の高さである。

拡散係数には、熱伝導度を、密度と比熱の債で除した値
である。

レイリー数Ｒが、ある一定値を越えると、定常状恐から
、擾乱状態へ遷移する。この値は、容器の形状に依存す
る。

Ｒが粘性係数の逆数に比例する、という事に注意すべき
である。

るつぼのように、狭い空間では、底部が熱せられること
により、温度勾配βが上昇してゆき、Ｒが臨界レイリー
数′に達する。すると擾乱状態になり、−気に対流が優
勢になり、熱伝導作用は弱くなる。

対流によって、融液の上方に熱が運ばれるから、一時的
に温度勾配βが下る。このだめ、レイリー数が低下し、
最初の定常状態に戻ろうとする。

このように、対流の勢力は、常に一定ではなく、変化す
る。るつぼ内の温度分布は対流によって激しく変化する
が、対流の勢力が変動するので、融液の上方の温度も周
期的に変動することになる。

固液界面の温度はＧａＡｓの融点（１２３８°Ｃ）に等
しいが、融液」二方の温度が変動するので、対流の変化
により固液界面が時間的に上下することになる。

（１ン）強磁場ＬＥＣ法 固液界面の変動があると、引上げられた単結晶の成長速
度が変動する。

そこで、るつは中の原料融液に強い磁場を加えて、対流
を抑制する、というＬＥＣ法が提案されている（特開用
５８−１２０５９２号、５８年７月１８日公開）。

Ｇａ、Ａｓは融液中では荷電粒子として運動している、
と考えられる。磁場は荷電粒子の運動を妨げる効果があ
る。ローレンツ力が粒子に働くので、荷電粒子は直進で
きない。これは、実効的に粘性を増大させることである
。すると（１）式のレイリー数が下り、対流の勢力が弱
められる。温度平衡へと、熱伝導が主な役割を果すよう
になる。

強磁場ＬＥＣ法と、これを仮に呼ぶことにする。

この方法で引上げられた結晶を、成長軸を含む面にそっ
て縦断し、ＡＢエツチングしてみると、従来法で引−ヒ
けた結晶にはみられた彎曲縞が殆ど消えている、という
ことが報告されている。。

ＡＢｘツーｙ−ングは、ＡｇＮＯ３、ＣｒＯ２、ＨＦ、
Ｈ２ｏｏｉ昆合液で、成長縞を見るのに使われている。

この彎曲縞は、ピッチが数ミクロン−数百ミクロンの平
行縞で、縦断面に現われる。これを、成長縞とよぶこと
もある。

成長縞はノンドープＧａＡｓ単結晶にもあられれるから
固液界面における周期的な温度ゆらぎに起因するものと
考えられている。

しかし、注意すべき事がある。

強磁場ＬＥＣ法で引上げられたＧａＡｓ単結晶は、ＡＢ
エツチングして成長縞が消えている、という報告があり
、優れた方法である、という印象を与えているが、エッ
チピット密度に関しては、現在のところ、なんらの数差
をもたらしていない。

これ土でに報告されたデータでは、強磁場ＬＥＣ法によ
ってＥＰＤが従来よりも少なくなっているとは考えられ
ない。

もちろん、実験設備や実験技術（（十分な完成度が欠け
ており、このため、強磁場ＬＥＣ法がＥＰＤの改１毛１
．に関し、効果を発揮しえなかったかも知れない、とい
う小がありうる。

゛また、磁場が弱すぎたのかも知れない、という中も二
ちえられる。

しかし、本発明者は、むしろ、そうではなく、強磁場Ｌ
　Ｅ　Ｃ法は、そのままでは、ＥＰＤを改善する上で効
果のあるものではない、と考えている。

その理由は以−ドのとおりである。　−強磁場ＬＥＣ法
は、固液界面の温度変動を低下させる。しかし、転位は
、固液界面で直ちに生ずるのでは遅い。界面より引上げ
た、固化１７た状態で生ずるものである。液体の対流を
抑制できたとしても、転位を減少させる上に効果はない
。

固化１７た状態で、熱収縮が起こるが、芋径方向にとっ
た任意の点で均等に温度が下るのではないから、収縮も
不均等である。このため、転位が発生する、と考えるべ
きである。

に）不純物添加ＬＥＣ法 ＧａＡｓ　ｊｌ、結晶の品質を向上させるため、不純物
元素を添加するとよい、という事が知られている。

不純物元素によって、どうして品質が向−１ニするのか
、米だ明確な理論はない。さまざまな提案と理論が掘出
されている。

どの不純物が最も良いのか？という点に関しても、未だ
定まった見解はないようである。

発表された多くのデータも、再現性に乏しく、他者によ
って追試験ができないことも多い。

ＦＡ　ウイラードソンの理論 米国特許第３，４９６，１１８号（特許ロ１９７０年２
月１７日）に於て、ウイラードソン等は、ＩＩ　−Ｖ族
化合物半導体の電子移動度を高めるため、不純物をドー
プする、という事を提案した。

最適の不純物として、Ｔｅ、　Ｓｂ、　Ｂｉ、　Ｐｂを
挙げている。

ウイラードソンの理論は、氷点降下説と仮に名句けるこ
とができよう。

溶媒に溶質を溶かすと、氷点が降下する。ＧａＡｓの融
液の融点は、不純物を入れることによって低下し、融（
氷）点が低ければ、熱歪みも小さくなり、欠陥の少い中
結晶ができる。氷点降下は大きければ大きいほどよい。

しかし、不純物が結晶中に入ってし甘うとよくないので
、偏析係数ｋが１よりもずっと小さい元素を選ぶべきで
あるとした。

ウイラードソンによると、ＧａＡｓ融液に対し、偏析係
数はＳｂテ０．０１６、Ｐｂテ０．０Ｏ０２、Ｔｅ　テ
０．０５９、Ｂｉ　テ０．０００５　トナッテいル。彼
はｋ　＜　０．０２ノモのを選ぶべきだとした。

ウイラードソンは融液中の不純物の存在によって、氷点
を１００℃以上下げられる、としている。

しかし、本発明者は、氷点降下説は、誤りであると思う
。不純物の存在によって、氷点がそのように下るという
事は考えられない。

（ロ）　ミルピッドヌキ−の理論 ミルピッドスキー（ＭＩＬ”／ＩＤ５ＫＹ）達ハ、Ｊｏ
ｕｒｎａｌ　ｏｆ　Ｃｒｙｓｔａｌ　Ｇｒｏｗｔｈ　５
２（１９８１）３９６−４０３に於て、半導体ｔ１１結
晶の欠陥を減少させるために、不純物をドープするとよ
い、という事を提案した。

不純物は、臨界剪断応力の値を高める、と彼は考える。

転位が結晶中に発生するのは、冷却過Ｒ１に於て生じた
熱歪みによる剪断応力であり、不純物は、この値を高め
、単結晶を硬くする、と′８えた。

剪断応力を高めるのは、角体Ｂバ子と不純物原子の体積
差の２乗を、拡散係数で除したはであるとしている。

直径２０〜２５朋φのＧａＡｓ単結晶をＬＥＣ法で引」
二げて、ＥＰＤを測定した結果を明らかにしている。そ
して、Ｔｏをドープ（１０１９ｃｍ−８）すると、ＥＰ
Ｄは１０　（１−”に低下したと言う。

Ｔｅについで、有望々ものは、Ｉｎ、Ｓｎである、とし
ている。

ミルビット 線状に成長するが、成長線上に不純物元素があると、こ
れによってブロックされて転位の成長が停市する、と考
えた。

しかし、木発明者は、ミルピッドヌキ−の考え方には同
意できない。

ＥＰＤは、ウェーハにした場合、周縁と中心に於て１島
い。

ＬＥＣ中結晶は円柱形であり、中心での剪断応力はＯで
あるべきである。剪断応力と転位が強く関係しているの
なら、中心での高いＥＰＤを説明できない。

（１１１）面内での（１１０）方向への応力の射影は、
中心で０でな（Ｗ型分布をする、といわれている。しか
しこれは全応力の射影であって、中心で存在するのは圧
縮応力である。

また、濃度にして数％〜（数／１０）％の不純物によっ
て、転位線の成長が阻１トされるとして、１０万ａｍ　
”もあるＥＰＤが１０２〜１　０−−　２に下るのはお
かしい。

また、ミルピッドスキーの引上げた単結晶は２０〜２５
ＭＭ直径で、１００〜２５０　ｇの極めて小さいもので
あるから、工業的に意味はない。このような小さな単結
晶を引上げるのと同じ条件で２インチ、３インチの単結
晶を引上げてもＥＰＤは極めて高いものになるだろう。

（キ）　ヤコプの実験 ヤコプ（　Ｇ．　ＪＡＧ：ＯＢ　）等は、Ｊｏｕｒｎａ
ｌ　ｏｆ　ＣｒｙｓｔａｌＧｒｏｗｔｈ　６１　（１９
８３）４１７−４２４に／Ｇテ、ＧａＡｓ、ＩｎＰのア
イソエレクトロニックドーピングについて実験結果を発
表している。

ＧａＡｓＫ，　Ｐ，　Ｂ，　Ｉ　ｎ，　Ｓ　ｂ　ｆｚど
を入れてＬＥＣ法で単結晶を引−ヒげている。

直径は１５　ｍ７〜２５聰φ、重量は７０〜１００ｇ程
度で、極めて小さいものである。

これによると、Ｐ，　ＢなどのドーピングではＥＰＤが
１万一１０万ｄ２で、通常のノンドープのものと変わら
ない、としている。

ＩｎはＩｎＡｓノ形で、１０％（重量％）程度をＧａＡ
ｓに入れると、」二方％はどが単結晶になり、僅かなく
１００＞方向の転位があるが、殆ど転位はないとしてい
る。

ｓｂは）′１１体、又はＧａ５ｂＯ形で入れている。６
重吊、％で、上方５が単結晶になり、僅かな（１００）
方向の転位をのぞいて転位はない、としている。

ヤコブは、不純物の偏析係数には１より大きい方が良い
、と述べている。ウイラードソンの正反対である。ｋが
１より大きいと、全体を単結晶にまた、ｋが１より小さ
いと過冷却が起こるので、底部で「１１、結晶にならな
い、と述べている。

いずれに１−でも、ヤコプがＬＥＣ法で引−ヒげたもの
は、寸法が小さく、重量も少なく、工業的価値は薄い。

それでいて、上部だけしか単結晶にならない。転位がな
いといっているが、それは僅かな部分だけについていえ
ることである。

り）　ヤコブの理論 ヤコプは、ＧａＡｓの格子欠陥を減少させるだめの方法
についてさまざまの提案をしている。

Ｇ、　Ｊａｃｏｂ　”Ｈｏｗ　ｔｏ　Ｄｅｃｒｅａｓｅ
　Ｄｅｆ’ｅｃｔ　Ｄｅｎｓｉｔｉｅｓｉｎ　ＬＥＣＳ
Ｉ　ＧａＡｓ　ａｎｄ　Ｉｎｐ　Ｃｒｙｓｔａｌｓ”（
Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇ　２ｎｄ　Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏ
ｎａｌ　Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ　ｏｎＳｅｘｎｉ−Ｉｎ
ｓｕｌａｔｉｎｇ　■−Ｖ　Ｃｏｍｐ、ｏｕｎｄｓ　、
Ｅｖｉａｎ、１９８２　）ヤコブは、この中で、ＧａＡ
ｓなどの結晶欠陥を減少させるには、 （ａ）　Ｌｉｑｕｉｄ　Ｅｎｃａｐｓｕｌａｔｅｄ　Ｋ
ｙｒｏｐｏｕｌｏｓ（ｂ）　ネッキング （Ｃ）　イ（鈍物ドーピング の３つの方法が有効である、としている。

（ａ）のＬＥＫ法は、ヤコプが提案したものである。

ＬＥＣ法は、Ｂ２Ｏ３の液体カプセルの外側−＼結晶を
引上げてしまうので、温度が急激に下降するのであるが
、ヤコプの提案１−たＬＥＫ法は、Ｂ２Ｏ３の液ｌ・カ
プセルから引上げないで固化するものである。

Ｂ２Ｏ３中の温度勾配は小さいし、断熱効果があるから
、結晶中の温度分布に大きい不均一性はない。

このため、熱歪みが小さく、ＥＰＤの少い単結晶をりＬ
Ｉ：、ける事ができる、という。

ＬかＬ、ＬＥＫ法は、液体カプセルの中で結晶を固化さ
せるから、液体カプセル層の深さより短かい単結晶しか
成長させることができない。口径が大きく、長さの短か
い、扁平なインゴットになる。

ヤコブが、引」−けたものは、直径が１０ｃｍ、長さが
３　ｃｍの１′１１結晶である。

ヤコプは、ＬＥＫ法によつ−Ｃ，ＥＰＤの値を従来のき
る、といっている。

しかし、ＬＥＫ法によって作られたインボッ１−は、円
柱というより円板に近い。ウェーハに切断して、デバイ
ヌを作るが、多くのウェーハをひとつのインゴットから
とることができない。

Ｂ２Ｏ３の層を厚くして、るつほの口径を大きくすれば
よい、と考えられよう。しかし、Ｂ２Ｏ３の粘性は大き
いので、直径が大きい単結晶が受ける粘性抵抗は極めて
大きくなる。

単結晶は回転させながら引上げることにより、直径を均
等化させ、外径を一様にしているが、粘性抵抗が大きい
と、自在に単結晶を回転させることができない。

このため、長いものが作れないので、工業的な価値に乏
しい。

ネッキングについては周知技術であって、種結晶に連続
する結晶の：つ径を細くしてから、徐々に直径を太くし
て肩部を形成してゆくものである。

ネッキングによつ゛Ｃ，種結晶に内包されていた転位の
源から、下方に延びる転位を、外部へ出してし１うこと
かできる。

不純物ドーピングについて、ヤコグは、ＧａＡｓに、Ｐ
、　Ｉ□、Ｓｂ、ＢなどをドーピングしＬＥＣ小結小結
用上げているが、Ｐ、Ｂドーピングのものについて、全
体が単結晶になったが、ＥＰＤはｌ刀〜ｌＯ刀ｔｍｒ　
’で通常のものと変らない、としている。

Ｉｎ、Ｓｂｉドープしたものは上部２ル、１／２　位し
か単結晶にならなかったが、この中に無転位の部分があ
った、と述べている。しかし、これらの単結晶は、直径
が２０厘、長さが５０〜６Ｑｙｎｔｔｔで極めて小さい
ものである。

ヤコブは、ミルピッドスキー等力；、Ｉａ　Ｗ　ｍ　１
１？　ｆ６カといっているものには２つの意１１（あり
、ひとつは、転位のないところで、転位〃；発生するだ
めの剪断応力Ｖ、もうひとつは、転位カニ連続して存在
し、新しい領域でもこの転位〃く続いてゆくだめの剪断
応力である。これらは異なるもので区）ＪＩＪ　ｌ。

なければならない。

ヤコブは、前者の剪断応力は後者の剪断応力の１０倍以
上であろうと言っている。

ヤコブは、不純物添加による硬化の理由について、次の
ような説明をしている。

ＳｉをドープしたＧａＡｓの不純物硬イしについてｌ１
ｉＩｊを挙げて説明しているＱ Ｇａサイトが空格子になっている部分−ＡＥ６る。

Ｇａ空格子と簡、ｉｌｌに呼ぶことにする。Ｇａサイト
に５ｉが置換した部分がある。置４４ｓｉと仮に１１ｆ
ぶ。

Ｇａ４５を４００〜８００°Ｃでエーシングすると硬さ
７５二時間とともに増大する。この理由はニージンク中
に置換Ｓｉが動きまわり、Ｇａ空格子と相互作用をし、
置換５ｉ−Ｇａ空格子ベアができる。

この相互作用によって、格子が強化される、とヤコプは
説明する。

これと同じように、とヤコプは続ける。

ＧａＡｓＫＳ、　Ｔｅ、　Ｇｅ、　Ｓｎノような不純物
をドープすると、これがＧａサイトに置換した、置換不
純物と、Ｇａ空格子が相互作用【７、格子の結合を強化
させるのである、とヤコプは言う。

本発明者は、そういう見解に同意できない。

Ｇａ空格子は、３価のＧａの存在すべき位置（・ζＧａ
が欠けているのであるから、負の電荷を持つと考えられ
る。

Ｇａサイ）に置換したＳｉ、Ｓ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ｓｎは電
子を自由電子として解放するから正の電荷を釣つと考え
られる。

正負電荷のクーロン力が、格子結合力を増強させる、と
いうわけである。

しかし、Ｓ、ＴｅがＡｓサイトに置換きれず、なぜＧａ
サイトに置換されるのか分らない。さらに、こういう現
象はＱａＡｓ結晶が、Ａｓが過剰でＧａが不足である場
合しか起りえないはずである。

もつと致命的なのは、Ｇａに対してアイソエレクトロニ
ックなＩｎ、Ａｌなとの場合、このようなり−ロン力が
発生しようがない、ということである。

Ｉｎ、Ａｇの場合は、全く無効だということになるが、
多くの実１険データでは、そうはなっていない。

さらに、格子を増強することと、転位が少なくなる、と
いう事に、なんの関１系があるのか？という串である。

。 ミルピッドスギ−は不純物添加により、臨界剪断力を増
大させるので、転位が起らない、と説明した。しかし、
格子間力がクーロン力によって増強））れても、転位が
起りにくいという事の説明にはならない。

１駅位領域の中にも格子構造はあるのであるから、クー
ロン力による補強効果は転位を発生させる力そのものを
も増強さ仕るはずである。

０Ａ　本発明者の思想 Ｌ　Ｅ　Ｃ法ＧａＡｓのＥＰＤの発生、減少のメカニズ
ムについては、既に述べたように、多様な説があり、そ
れぞれ矛盾があって、決定的なものがない。

本発明者は、これらの説とは全く異なる思想を持ってい
る。

固液界液より直−ヒの固体部に於ては、固液界面での温
度勾配を非常に小さくすれば熱応力がないので転位もな
い。融液状態に近いといえる。輻射、対流によって熱を
失うから、固体は外周から冷却され、外周から収縮（−
ようとする。

温度上の分布を、半径ｒの２乗函・ム（で近似しｔｏ　
−ｔ　＝　ａｒ２ｆ２１ とする。ＬＥＣ法単結晶インゴットは円柱形であるから
、円筒座標系で（２）の条件を与えて、半径ｒの関数と
しての、角度方向応力σｔと、半径方向応力σｒをめて
みると、 ２ σｒニーσｏ（１−）（３１ ２ １（は単結晶の半径、αは線膨張率、ｍはポアソン比で
ある。

１′径方向応力σｒは常に負であり、中心で最大となる
。角度方向応力σｔは、中心で負つまり圧縮であるが、
ある所でＯとなり、外周で正、っ１り引張りとなる。

１′径に対して４５°をなす方向に応力の主軸があるの
で、これに関する主応力σと、剪断力γを考、えると、 となる。第４図の左半分にσ、τのグラフを示した。

ミ、！レビツドヌキーは、剪断力だけを問題にした。

ヤコプは熱応力といっている。ヤコグは、しかしσの正
と負とを区別していない。それゆえ、σの正と負のもつ
意味の述いに気付いていない。

これらの式は、ある円板で、中心と周縁が同一温度では
なく、周縁が早く冷却されることによって生ずる歪みを
表わしている。

成長方向をＺにとって、Ｚ軸方向の温度変化も考慮する
と、（２）のかわりに、 ｔ＝　ｔｏ−ａｒ２−　ｂｚ　［８） と書くことができる。（８）式を定数に装置すれば、結
晶中の等温線を描くことができる。第３図はそのような
等温線を示している。Ｚ軸は、上軸の進行方向である。

等温線は、上に凸な曲線群になる。

熱流は、等温線の直交線群に平行な流れとなる。

対流による擾乱があると、等温線にそった、成長速度の
ゆらぎが生ずるので、第３図の線に対応する成長縞がＡ
Ｂエツチングによって見ること力；できるわけである。

液体と固体の卓いは、長距離秩序（Ｌｏｎｇ　Ｒａｎｇ
ｅＯｒｄｅｒ　）の有無にある。液体は短距離秩序はあ
るが、長距離秩序がない。固体は艮距離秩序金もつＣい
る、。

（郁Ｒｉダの中に含まれたＩｎは、固液界面の上へも入
り次第に固体へ遷移するＧａＡｓ０中−Ｃ次のような働
きをする、と本発明者は考える。

次第に冷却されるから、固体の外周に引張り応力がうご
生１−でくる。ＩｎはＧａより、共有結合＝Ｐ洋が大き
い。Ｇａサイトに置換１〜だＩｎは、液体状１憩では、
自らの結合の大きさ分しか、体積１１９加をもたらさな
い。

しかｌ−１冷却固ｆヒが進み、格子溝迫力；形１戊され
てくると、長距離秩序が次第に大きく成長してゆ（、、
Ｉｎは、長比〜１秩序の中で、隣接、その又隣接の格ｉ
ｆｆ、　ｉｔ位にも働きかけ、格子間隔を拡げようとす
る。

Ｉ　ｘＸの近傍の格子の大へさが、冷却とともに反対に
大きくなってゆく。Ｉｎ近傍の群の体積増加が、冷却に
よるＧａＡｓ格子の体積減少を相殺する。

このため、外周部での応力σが大きくならない。

内部では、温度降丁が遅れるから、外周でＩ　ｎの共有
結合の形成があっても、内部でＩｎは未だ流動できる状
態にある。

内部ではσが負で、圧縮応力が生ずる。

ＩｎがＧａＡｓ格子の中に入って固化するど体積が増加
するので、圧縮応力の働く内部では、Ｉｎが入りにくく
、高温の方へ押し出される。第５図はこのような本発明
の詳細な説明する図であろう中心線がＺ軸でｒが半径方
向を示し、右半分だけを表わした。破線は等温線であり
、下方の方が高温である。高温の時に、Ｉｎは流動しや
すく、圧縮応力によって、下方へ排除されろう細い実線
は、歪み応力σの等応力分布を示す。

右とでσは正、左ヒで負である。

六角用は、Ｇａザイトに置換し、共有結合を形成１−た
束縛Ｉｎを示す。これはもはや動けず格子中に残留する
。

丸印は、流動状１厘のＩｎを示す。これは、圧縮応力（
σく０）の作用により、下方へ押しやられる。

たたし温度上がある一定植以−にでなければ動けない。

Ｉｎが押しやられると、下方のＩｎ濃度が」ニリ、ケミ
カルボテンシャルが上るので、下方のＩｎはその−また
下方へと押しやられる。

多くの中心近傍のＩｎは下方へ押しやられ、融液中にも
どる。

［−かし、結晶は上軸によって引上げられているから、
この速さで、結晶は冷却する。冷却スビ−Ｆの力が早く
て、Ｉｎが１−分進捷ない内に、固化１）ｕ’＋　１％
　５或へ引にげられるものもある。これは、束縛Ｉｎと
なる。

このようにして、ｒｌｌ、結晶の外周は、多くの束縛Ｉ
ｎが残り、応力を緩和する。つまり、熱膨張率αを下げ
る。中心近傍のＩｎは、そのままであれば応力を逆に増
大させるはずであるが、中心は未だ高温であってＩｎが
下方へ抜けてゆくので、Ｉｎの存在によって圧縮力が反
対に増えるということはない。

このように、Ｉｎは、外周と中心の温度のノρを利用し
て、応力を著しく減少させるように働くのである。

内外の応力は、同時期に生ずる。外側で引張り力が生じ
たら、同時に内部で等■１の圧縮力が生じているのであ
る。しかし、温度は同時点でないから、内外部でのＩｎ
の作用が万、に打消しあうという事にならないのである
。

第４図の右半分は、そのような事を図示するっ固液界面
でσは０であり、水平線で示されるう固液界面より上へ
移動するに従って、外側では引張り（σ〉０）、内側で
は、圧縮（σ〈０）応力がともに生ずる。矢印は、時間
的経過を表わ【２ている。

しかし、外周部でＩｎが束縛され始め、格ノーか膨らみ
はじめると、冷却による収ＡＭ　ｆ打消すので、応力σ
はあまり増えない。このため中心の圧縮応力も増えない
。σの曲線は左半分のような強い傾きの曲線にはならな
い。

以上が、本発明のＩｎによる応力緩和の思想である。

転位が発生し、成長するのは、応力なのであるから、応
力が緩和されれば、転位が少なくなる。

本発明者は、応力自体がＴｎ添加によって小さくなると
省える。ミルピッドスキーや一＼１コブノヨうに、格子
Ｆｈ造が硬（ヒし、頑丈になる、と考えるのではない。

コノ点不純物硬化（ｉｍｐｕｒｉｔｙ　ｈａｒｄｅｎｉ
ｎｇ　）という用語はｉｉｌ　［ｌＪではない、と思う
が、簡単で４Ｅ用されているので、これを使うこともあ
る。

（コ）　発明の目的 木う゛コ明は、ＬＥＧ法によって引上げられるＧａＡｓ
中結晶に於て、大直径で、転位密度がＩ　Ｘ　１０’ｃ
ｎｒ　２以下の導電性、及び゛１４絶縁性ＧａＡｓ　Ｉ
ｔ結晶を製造する中を目的としている。

ここで、大直径というのは４０ｔｎｐｎφ以」二で、例
えば、２インチ、３インチ径のものを指す。

（４）う　発明の構成 本発明は、ＧａＡｓ　ｊｌｔ結晶中で電気的に中性であ
る（アイソエレクトロニック）ＩＩＩ族元素に属するＩ
ｎ、Ｂ、　Ｓｉ、　Ｓ、　Ｔｅ等の一種又はその複数種
の゛′不純物硬化”作用を有効に使い、磁場を印加し７
て、Ｉｎを含むＧａＡｓ融液よりＧａＡｓ　Ｉｔ結晶を
成長させる。

製造されだＧａＡｓば、転位密度がｌ　ｘ　１０’ｃｍ
−２以下で、直径が４０・Ｗノ〃以−に、Ｉｎ濃度がＩ
　Ｘ　１．０１５ｃｍ−３以上である。導電性（ｎ　４
＋１′＋、ｐ　）、ｒ、４Ｊ　）及び半絶縁性ノ１１１
結晶？！することができる。

本発明で用いるＧａＡｓ中、結晶引上装置を第１図によ
って説明する。

耐圧容器１内に、窒素ガス又はＡｒ、ｋｒのような不活
性ガスが充填され、高匝（２〜１ＱＱａｔｒｎ）に保た
れている。

上軸４は回転引降自在の軸で、サセプタ６を支持する。

サセプタ６の中には、るつは７が保持されている。るっ
は７は、ＰＢＮ（パイロソティックＢＮ）を使っている
が、石英るつほを用いることもできる。

るつぼ７の中には、Ｉｎ又はその他の先に述へた不純物
を含むＧａＡｓの原料融液８が人って、いる。

Ｂ２Ｏ３の液体カプセル層９が原料融液８の上を象って
いる。これはＡｓが抜けるのを防ぐためである。

カーボン製のヒータ５が融液８を加熱する。

耐圧容器１の」１方からは、昇降回転可能な上軸３が垂
下されている。上軸３の下端に、ＧａＡｓの種結晶１１
をつけである。種結晶１１をＩｎを含むＧａＡｓ原お１
融液８に偵け、上軸３、下軸４を回転さ忙ながら、上軸
３を引上げる。種結晶１１に連続して、Ｉｎを含むＧａ
Ａｓ　ｇ結晶１ｏが引上げられる。

これらの構成は、通常のＬＥＣ引上装置と同じである。

異なる点は、耐圧容器１の外側に、異極が対向するよう
にマグネット１２．１２が設置しであるところである。

マクイ・ツトは、静磁場を与えるものであればよく、円
１．７１ソレノイド型、同軸コイル型、鉄芯型などが適
用できる。コイルについては、超電導、常電パｑのいず
れであってもよい。

ここでは水平磁場印加方式を示しているが、垂直磁場を
印加するようにしても差支えない・。

マグネット１２．１２によって、原料融液８に、例えば
１０００ガウス以上の磁界を印加する。。

磁界の作用によって、既に述べたように原料融液８の実
効的な粘性が増加する。。このため、対流が抑制され、
熱伝導の方が優勢になる。レイリー数が低いので、擾乱
への遷移が起こりにくい。対流はもちろん存在するが、
定常流であるから、固液界面の高さが変動することはな
く、当然、固ｒｌｆ界面の面積も変わらない。

本発明は、このように、Ｉｎ又はＳｉ、Ｓ、Ｂｆ：添加
したＧａＡｓ融液から単結晶を引上げる事及び磁界を加
えること、に於て、従来のＧａＡｓ　ＬＥＣｒれ結晶の
製造方法と異なっている。

さらに、Ｉｎを含むＧａＡｓ原組居１液について１作し
く説明する。

（ｌＩｎを含むＧａＡｓ融液 （１）単体Ｇ’ａと、単体Ａｓ、単体Ｉｎｉるっ？Ｙ７
で、高温（約ｓｏｏ″ｃ）、高圧（５０ａｔｍ　以Ｌ　
）　下の雰囲気で合成１−だＩｎを含むＧａＡｓ多結晶
螢出発原料とする。

直接合成法と呼ぶことができる。

１１１１体Ｇａ、Ａｓ、Ｉｎなどは、高純度（９９，９
９９９％以」二）のものが得やすいので、不純物（Ｉｎ
以外の）などの混合が殆どない。ＩｎはＧａに対してア
イソエレクトロニックであるから、電気的性質は変らず
、半絶縁性単結晶ｃ比抵抗ρが１０７ΩＣｆｆ１＋以」
二）が彷・られる。ＧａＡｓ　Ｉ　Ｃ用の基板として最
ノ１＆である。

＋２＋　ｎｔ体Ｇａと中休Ａｓをるつぼ７内で、高温、
高圧下で合成した多結晶を用いる。ＧａＡｓ単結晶をり
１１げる前に、多結晶１ｙＩｎ又はＩｎＡｓを添加［７
たものを出＠１東刺とする１、 この場合も″１′絶縁性ＧａＡｓ単結晶が得られる。

（３）　ボーＩ・法により、石英反応管内で合成された
ＧａＡｓ多結晶に、Ｇ　ａ２０　ａと、Ｉｎ又はＩｎＡ
ｓを添加したものを出光原料とする。これも半絶縁性Ｇ
ａＡｓ甲結晶が？（）られる。

ｆ４）　ＧａＡｓ多結晶にＺｎ−Ｃ：ｄ等のｐ型の添加
物ドーパン１−と、Ｉｎ又はＩｎＡｓを添加したものを
出発原料とする。

ｐ孕の導電性ＧａＡｓ単結晶が得られる。。

（５）ＧａＡｓ多結晶にＳｉ、Ｔｅ等のｎ型の添加物と
Ｉｎ又はＩｎＡｓを添加したものを出発原料とする。ｎ
型の導電性ＧａＡｓ単結晶となる。

以上のように、Ｉｎを含むＧａＡｓ　ＩＪＡ料融液は、
さ捷ざ１な組合わせがあり、Ｉｎを含む導電性Ｃｎ型、
Ｐ　を）　、又は半絶縁性のＧａＡｓ　ｒ、ｌ結晶を得
ることができる。

（ス）　効　果 ｉｌ＋　強い磁場を、原料融液中に印加するのでＧａＡ
ｓ融液の熱対流が抑制される。このため成長界面（固液
界面）近傍の１ｌＩＩＬ度分；ｔＤが安定する。

従って、結晶の成長速度がほぼ一定となり、結晶中に収
り込才れるＩｎ量変化が少い。

結晶の成長速度がゆらぐことによって生ずる成長縞（ｒ
Ｊ−Ａ　Ｂ　ｘ　７−Ｊ−ンク（Ａ’ｂｒａｈａｍｓ　
ＢｕｉｏｃｃｈｉＥｔｃｈｉｎｇ　）によって、観察す
ることができる。

結晶を成長軸に平行に（垂直ではない）　ｖＪ断］７て
、（ＡｇＮＯ３＋ｃｒｏ３−１−ＨＦ＋Ｈ，、Ｏ）　ヨ
リ１　ルエッチング液でエツチングする。従来のＧａＡ
ｓインゴットの場合、単結晶領域に」二に凸の彎曲状の
成長縞がみられた。

本発明によって引き上げられた単結晶には、そのような
成長縞が現われなかった。

（２）成長軸に対して垂直に切断して、ウェハにした。

これをＫ　ＯＨ溶融液でエツチングして、ＥＰＤを観察
した。周縁と中心では多数のエッチピッ１−がいぜんと
してみられる。直径４Ｑｌｌ１１７１１以」二のウェハ
で、周縁と中心をのぞく大部分で、ＥＰＤが１万ｃｍ−
２以下である。

第２図に本発明によって引−ＬげられたＧａＡｓ単結晶
をウェハとしく直径７６朋φ）＜１１０＞方向にＥＰＤ
を測定した結果を示す。周縁でＥＰＤが１ノ、；ｉ　、
ａｍ−２であるが、大部分でＥＰＤが１０００　ｏｎ−
２（７）　オーダである。

極めて優良な単結晶ウェハが得られる。

＋３１　Ｉ　ｎ　ｉｄ　Ｇａとアイソエレクトロニック
であるから、半絶縁性ＧａＡｓ単結晶が得られる。

１４）　ｓｉ等の導電性添加物を、Ｉｎと同時に添加す
ることにより、各々単独の添加より一層゛低転位密度の
導電性ＧａＡｓ結晶が得られ、キャリヤ密度などの電気
的特性は、Ｓｉなどの導電性添加物の量のみで決定でき
る。

＋１）の点についてさらに詳しく説明する。

原料融液について、ナビエヌ）−クスの方程式を解いて
みる。密度ρは、温度によって変化１−１膨張率をαと
する。

温度は下が高く、上が低い逆勾配になっている。

この勾配をβとする。

速度ベクトルをｕｉ、ηを粘性係数、ｇを動加速度とす
ると ｇｉ＝（ｏ、０、ｇ）　（１２１ となる。同じ添字ｉ、ｊが２つある時は、この記−リ・
を１．２．３と変えてそれらの和をとるものとする。θ
は温度のゆらぎで、ＷはＺ軸方向の速度のゆらぎである
。ηは粘性係数、λは熱伝導度、ρは密度、Ｃは比熱で
ある。

これらを整理すると、 となる。には拡散率（λ／ρＣ）である。νは動粘性係
数である。

この寸までは解けないので、ｘ、ｙ方向、っまりｒ方向
についてはｅｘｐ（ｉｋｒ）となる依存性を仮定し、時
間因子についてはｅｘｐｒωｔ）を仮定する１、Ｗの実
数部が負なら減衰（安定）、０なら臨界、正なら擾乱を
意味する。

液面の深さをｈとして、２二〇、ｈで境界条件を与える
。

Ｚ−一（１５） ａｍｋｈ　（１６） Ｄ　”””　−（＋８） Ｚ とする。Ｗ、θの内、ｅｘｐｉｋｒ、　ｅｘｐｗｔを除
く部分はＺだけの函数であるから、これを大文字のＷ、
θとすると、 となる。θを消去すると、レイリー数＋′（１１で定義
）Ｒ′ｆｒ、使って、 （Ｄ”−Ｒ２）　（Ｄ２−　Ｒ２−ξ）　（Ｄ２　Ｒ２
−一ξ）　Ｗ＝−Ｒａ２Ｗ　伐１）に となる、Ｚ方向のゆらぎがＺ　フ０．１でＯである事は
明らかであるから、最低次モードの解として、Ｗ　＝　
Ａ　ｓｉｎ　ｘ　２’　（２２）を仄定すると、レイリ
ー数Ｒが Ｒ−；　（Ｚ”＋ａ２）　（７７，２−１−ａ２＋ξ）
（ｉ２＋、ａ２＋−ξ）　／　ａ２’　＋２３１に となる。ａは、ｒ方向の波数ｋを決めることによっ−Ｃ
決′ボされる。これは容器の寸法、形状によって決゛ま
る。あるモードについて考えるときａは定数である。

もしもａ’６・一定とすると、ξ、つ−まりωが増加す
れば、レイリー数Ｒも増加する、。

第６図はωとレイリー数の関係を示すグラフである。横
軸がωである。斜線が（２３）式を示すものとする。ω
〉Ｏなら発散解であり、擾乱に対応する。

このときのＲが臨界レイリー数ＲＣである。

ωくＯなら減衰解である。つ捷り定常運動を示している
。

るつぼの液体がヒータによって全体が加熱されているの
であるから、レイリー数Ｒは一定ではない。

Ｒ自体が時同的に変動する。

熱伝導（拡故に）による熱の移動では」１下の病、１１
度の差を解消することができず、このため湿度勾配βが
徐々に増大するから、レイリー数が増大する。

最初（ωＩ、Ｒ＋）にあったとする。これがＨの増大と
ともにＲｃに近つき、これを、こえるとする。

ω〉０となり、−瞬にして擾乱状態になる。大きい対流
がおこり上面の温度が低下し、灼熱化される。下面の温
度は上昇する２、 温度勾配βが小さくなって、レイリー数Ｒもイ１見下し
、（ω１、Ｒ１）に戻る。このように、（ω１、Ｒ＋）
と（ω＋、Ｒｃ＋、）の間をくりかえし往復運動する。

このたびに、固液界面の温度が変動する。このため、Ａ
Ｂ　エツチングにより成長縞があられれることになる。

強磁場を加えると、既に述べたように、粘性係数が増大
す私、従ってｆｌ＋式のレイリー数Ｒは、βを一定とし
ても、強磁場のな−ときより低い。

さきほどと同じように、熱伝導作用７５；弱くて、土、
下面の温度差がヒータ加熱のために増大してくるとする
。βが増加する。レイリー数Ｒも１力口する。Ｒ２、ω
２に至ったとする。この時の温度勾配βは七分大きいの
で、熱伝導による熱の下面力・ら」二面への輸送も盛ん
になる。これがヒータ力ｊらの供給熱に等しくなる。す
ると、Ｖイリー数Ｒは、もはやこれ以上増加しない。

（ω２、Ｒ２）で安定化する。これは臨界レイリー数置
Ｆであるから、定常状惑である。

後、ξし、定常ｆ：操返すのではなく、定常状態力ζ続
き、熱伝導によって輸送されるから、固液界面の、湿度
、固液界面の高さが安定する。未発１］Ｉ」のｊ易合は
こうなる。

従来広では、擾乱、定常の繰返しによって、固液界面の
高さが変動するわけである。

Ｉｎは固体の中−＼とりこまれた時から、高温側つ捷り
下方への移動を開始する。

ところが、上軸は一定速度Ｖで単結晶を引−Ｌばている
から、Ｉｎの一部は、結晶の中に取り残される。

Ｉｎの下方への１・′リフト力の源は、Ｉｎの化学ポテ
ンシー＼ｔ　ｆｉ７の勾配と、先にのべた圧１ｖａ応力
（σ〈０）の和である。

もちろん、Ｉｎは拡散する。Ｉｎの運動は、拡散定数を
Ｄ、ドリフト力をＥとし−０１次の方程式を満足するは
ずである。ＩｎがＩｎ濃度とする。

拡散項は、Ｘ、ｙ方向の区分もあるが、簡単のため省略
する。２方向の一次元間鴇とする−　（２４１式は、一
定速度Ｖで上〃−する座標系で考えたものである。

境界条件は、擾乱、定常の繰返しの周期を（”／、、）
として、固液界面の上下の振幅をＦとすると・、境界で
、一定のＩｎ濃度■０であるが、境界自体が変動するの
で、 Ｚｏ＝　Ｆ　ｓｉｎΩｔにおいて Ｉ　ｎ　−＝　Ｉ　ｏ　（２５） という境界条件を与−える。

これの解は （２Ｇ） によって与えられる。ガウス分布型函数の積分である。

実際には、結晶の温度が次第に降下するから、１・′リ
フトは温度下降とともに停止する。つまり、Ｄ、Ｅが０
になってしまう。

境界から出発して、一定時間τ−１−１０で温度がＦり
佇１］二するとすれば、Ｉｎ分布のピーク点の座標′、
、Ｚンを決定できる。

ピーク点は、結晶引上げとともに、いくつも生じてゆく
が、引上げ速度がＶであるから、ピーク点の開隔りは Ω となる。これがＡＢエツチングによって成長縞として現
われることになる。

Ｉｎの濃度がＬを周期として、増加、減少するのである
。これは、ノンドープの場合にあられれる成長縞とは異
なり、新たな問題をひき起す。

成長縞にそってＩｎの濃度の高い部分が生ずる。

ＩｎとＧａは同じ原子価元累であるから、キャリヤ数は
変ら葛いが、Ｉｎは電子に対する散乱中心として機能す
る。Ｉｎ濃度が高いと、電子の多動度が減少する。

同一のウェハ上に、散乱中心が偏在していると、ここに
ＩＣを製作すると、素子ごとの特性が著しくバラつくこ
とになる。ＦＥＴの場合であればピンチオフ電圧がバラ
つく。

本発明では、強磁場をかけて、対流を抑制しているから
、固液界面の高下、温度分布の変動などが起らない。

従って１２５）〜（２７）式のようなＩｎの偏在という
問題が起らないわけである。

このため同一ハウス上のＩｎの分布が均一化する。

Ｉｎが固液界面よりＺＯの高さで動かなくなるとすると
、（２６）式をあん点（サドル・ゼイント）法によって
積分し、近似式 ％式％ Ｉｎの平均濃度（Ｉｎ）は、Ｚｏ＞Ｆという近似で、と
なる。Ｉｎ分布のゆらぎを によって定義すると、同じ近似て、 という式を得る。

拡散定数Ｄ、ドリフト定数Ｅは、温度の函数であるが、
ＧａＡｓのＩ、ＥＣ引上法では共通であろうと考えられ
る。

Ｆは、対流による擾乱と定常状態との間の遷移による、
固液界面の振動の振幅である。

ここでめたものは、Ｚ方向のゆらぎであるが、実際には
等混線がＺ軸に全く直角なのではなく、第３図に示すよ
うな上に凸な曲線ＪＲ，となる。

従って、このようなゆらぎが成長ｌｌｌ１ｌｌ（Ｚ軸）
に沿つ−で存在するならば、Ｚ軸に対し直角な面で切断
したウェハにも、このようなＩｎのゆらぎが現われる。

本発明は、強磁場を原料融液に印加することにより、振
幅Ｆを任意に制御できる。Ｆを０にすることもできる。

ゆらぎσ（Ｉｎ）を０．２以内に制御することも可能で
ある。Ｉｎのゆらぎが少なければ、電子の散乱中心のゆ
らきが少ないのであるから、ウェハの−にに多数のＩＣ
を作製した時、電気的特性のバラつきも少なくなる、。

（セ）実施例 第１図に示す装置により、以下の条件で、ＧａＡｓ中結
晶全結晶させた。

（１）　Ｉｎを含むＧａＡｓ多結晶の直接合成条件原石
は全て純度９９．９９９９％（６Ｎ）のものを用いた。

チャージｈ１は Ｇａ　１８００ｇ Ａ　ｓ　２０００　ｇ Ｉｎ　２．５ｗｔ％ Ｂ２Ｂ２Ｏ３６Ｏ０液体力プセ）ｖ拐）るつほはＰ　Ｂ
　ｌ（を使用。

合成ｊ）＋１ｉ度は約８００°Ｃ１窒素ガス圧力は５Ｑ
ａｔｍ０（２）すＬｌ−げ条件 圧力（窒素ガス）　７ａｔｍ 引−ヒ速度　５７１１１／　Ｈ 上軸同転数　８ｒｐｍ 下軸回転数　１２ｒｐｍ Ｂ２０３中の温度勾配　３５°Ｃ／ｃ１ｎ（３）磁場は
水平型鉄芯マグネットによって発生させた。ＧａＡｓ融
液の近傍の磁束密度は１５００ガウヌであった。

（４）引上げられたＧａＡｓ弔結晶 直径７６−長さ約１７０纏の・インゴットが得ｌっれた
。種結晶に近いフロント部のＩｎ濃度の平均値は６ｘｉ
ｏ”ｃｍ−３であった。

ＥＰＤは第２図に示すとおりである。ウェハをスライス
し、ＫＯＨ液で４２０°ｃ、２０分間エツチングしたも
ののＥＰＤを測定している。ウェハ周縁約１５ｎｎｎを
除いて、ＥＰＤは１０００ｃ＋ｎ”　以−ドである。

ＡＢエツチングによって、成長縞が見出されなかった。

成長は均一であって、Ｉ”ｆｌＮ度も均一である。

比抵抗は５Ｘ１０７Ω側で、Ｇｌｔ絶縁性であった。

ＧａＡｓ　ＩＣ用の基板として高品質のものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明のＧａＡｓ単結晶引上装置の断面図。 第２図は本発明の単結晶製造方法によって引上げられだ
ＧａＡｓ　Ｉｌｌ結晶インゴットを切断してウェハとし
、ＫＯＨエツチングして（１１０）方向のエッチビット
密度を測定した結果を示すグラフ。横軸はウェハ中心か
らの距離（騎）、縦軸はエッチピット密度（αｎ−２）
である。 第３図は納品中の等混線を示す略断面図。 第４図は円柱形インゴット内の熱収滌１による応力σ、
τの半径方向変化を示すグラフ。左半分は不純物ドーピ
ングしない場合を示す。右半分は、不純物ドーピングし
た場合を示し、応力σを示すグラフは水平から、順に傾
斜線へ遷移してゆく。 矢印の方向が、固液界面から離れた位置での応力分布グ
ラフを示している、。 第５図は本発明者の技術思想を説明するだめの！１１結
晶の断面図Ｃ右半分）中心線がＯＺであり、破線は等混
線を示す。実細線は、応力分布を示す右Ｊ二の応力は引
張り、左上の応力は圧縮応力である。小さい白丸は流動
状態のＩｎ、六角印は束縛されたＩｎを示す。矢印は、
流動状態Ｉｎの流れを示している。 第６図は融液の対流運動の減衰定数ω（ωが負のとき減
衰）と、レイリー数Ｈの関係を示すグラフ。横軸は減衰
定数で、縦軸がレイリー数である。 Ｒｃは臨界レイリー数である。 １　耐圧容器 ２　窒素乃゛ス又は不活性カス ３　上　軸 ４・−下　軸 ５　・　・ヒ　−タ ロ　・　−ザセプタ ７・・・・・るっは ８・　・　・Ｉｎを含むＧａＡｓ融液 ９　”””””””’　Ｂ　２０　Ｉｌの液体カプセル
層１０　Ｉｎを含むＧａＡｓ単結晶 １１・　種結晶 １２・・　マグネット 第４図 第５１　第６図 手続補正書（方式） 特許庁長官若　杉　和　夫　殿 １、事件の表示 特願昭５８−２４８４５６ ２、発明の名称 砒化ガリウム単結晶とその製造方法 ３、補正をする者 事件との関係　特許出願人 居　所大阪市東区北浜５丁目１５番地 名　称（２１３）住友電気工業株式会社代表者社長　川
　上　哲　部 ４、代　理　人 曇５３７ 住　所　大阪市東成区中道３丁目１５番１６号別紙のと
おり 手続補正書旧発） 昭和５９年２月２３日 １、事件の表示 特願昭　５８　−　２４８４５６ ２、発明の名称 砒化ガリウム単結晶とその製造方法 ３、補正をする者 事件との関係　特許出願人 居　所大阪市東区北浜５丁目１５番地 名　称（２１３）住友電気工業株式会社代表者社長　川
　上　哲　部 ４、代　理　人 曇５３７ 住　所　大阪市東成区中道３丁目１５番１６号毎日東ビ
ル７０４　霞０６　（９７４）６３２１昭和５９年２月
３日提出の手続補正書に添付した１す挿Ｉｆ　７’！ｊ
６、補正の内容 （１）明細書第４７頁第１４行目 「２，５ｗｔ％」とあるのを「１．５．ｗｔ％」と訂正
する。 （２）　同書第４８頁第１０行目 ｒ６　Ｘ　１０’ｊ〃ご」とあるのをｒ４．２　Ｘ　１
０”を７１１　”Ｊと訂正する。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 ＋１）　液体カプセル引上法で成長させられた１０　’
   Ｌ−８以上のＢ、　Ｓｉ、　Ｓ、　Ｔｅ又はＩｎを不純
   物として含む砒化ガリウム屯結晶に於て、成長方向に対
   し直角に切断した面内に於ける不純物濃度のゆらぎが２
   ０％以下であることを特徴とする砒化ガリウム？１１．
   結晶。 （２１ＧａＡｓ多結晶にＢ、　Ｓｉ、　Ｓ、　Ｔｅ又は
   Ｉｎを添加した不純物を含むＧａＡｓ原料融液をるつぼ
   の中で加熱し、液体力グセル層で覆い、窒素又は不活性
   ガス雰囲気で高圧を加え、ＧａＡｓ原料融液にはマグネ
   ットによって磁場を加え、種結晶を原１’ｌ融液につけ
   て引上げる事によって、砒化ガリウムｒ１ｉ結晶を製造
   することを特徴とする乳化ガリウム単結晶の製造方法。