JPS6241796A - 半導体結晶の成長方法 - Google Patents
半導体結晶の成長方法Info
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- JPS6241796A JPS6241796A JP18268085A JP18268085A JPS6241796A JP S6241796 A JPS6241796 A JP S6241796A JP 18268085 A JP18268085 A JP 18268085A JP 18268085 A JP18268085 A JP 18268085A JP S6241796 A JPS6241796 A JP S6241796A
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- Japan
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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】
〔発明の技術分野〕
本発明は、有機金属化合物を用いた気相成長法（ＭＯＣ
ＶＤ法）により■−■族化合物半導体結晶を成長する方
法に関する。
ＶＤ法）により■−■族化合物半導体結晶を成長する方
法に関する。
ＭＯＣＶＤ法による結晶成長は、■−Ｖ族化合物半導体
については既に、レーザやＦＥＴなどで有力な技術とな
りつつある。一方、■−■族化合物半導体は赤外から紫
外までの広いエネルギー帯内に各種の材料が存在し、オ
プトエレクトロニクス材料として大きな期待がかけられ
ているが、実際の素子として使用可能なところまで結晶
成長技術が確立されていない。特に、■−Ｖ族化合物半
導体結晶では非常にきれいな鏡面成長が可能であるのに
対して、■−■族化合物半導体の場合これが困難である
。成長結晶層の鏡面性は、ｐｎ接合等を形成した時の接
合部の特性向上に必須の要件であり、［−ＶＩ族化合物
半導体結晶でこの鏡面性が得られないことは素子の実用
化にとって大きい問題となっている。
については既に、レーザやＦＥＴなどで有力な技術とな
りつつある。一方、■−■族化合物半導体は赤外から紫
外までの広いエネルギー帯内に各種の材料が存在し、オ
プトエレクトロニクス材料として大きな期待がかけられ
ているが、実際の素子として使用可能なところまで結晶
成長技術が確立されていない。特に、■−Ｖ族化合物半
導体結晶では非常にきれいな鏡面成長が可能であるのに
対して、■−■族化合物半導体の場合これが困難である
。成長結晶層の鏡面性は、ｐｎ接合等を形成した時の接
合部の特性向上に必須の要件であり、［−ＶＩ族化合物
半導体結晶でこの鏡面性が得られないことは素子の実用
化にとって大きい問題となっている。
このようにＩ［−ＶＩ族半導体のＭＯＣＶＤ法で■−Ｖ
族半導体の場合と顕著な差が生じる原因として、両者の
結晶成長のメカニズムに違いがあるのではないかと考え
られる。特に、原料として用いられるＶ族水素化物と■
族水素化物の化学反応性および熱的安定性の違いが大き
く影響していると思われる。更に、反応管内の温度分布
、気体流速等の成長環境も大きい要因となっていると考
えられる。
族半導体の場合と顕著な差が生じる原因として、両者の
結晶成長のメカニズムに違いがあるのではないかと考え
られる。特に、原料として用いられるＶ族水素化物と■
族水素化物の化学反応性および熱的安定性の違いが大き
く影響していると思われる。更に、反応管内の温度分布
、気体流速等の成長環境も大きい要因となっていると考
えられる。
本発明は上記した点に鑑みなされたもので、素子化を目
指す成長結晶の基本的特性である鏡面成長を可能とした
、ＭＯＣＶＤ法による■−■族化合物半導体結晶の成長
方法を提供することを目的とする。
指す成長結晶の基本的特性である鏡面成長を可能とした
、ＭＯＣＶＤ法による■−■族化合物半導体結晶の成長
方法を提供することを目的とする。
本発明はＭＯＣＶＤ法によりＩＩ−ＶＩ族化合物半導体
結晶を成長させるに際して、反応管内に導入される単位
時間当りの標準状態での気体量を基板保持部における反
応管断面積で除して表わされる等価的な気体流速が１０
ｎ／ｓｅｃ以下となるように、より好ましい範囲として
は１〜１０ ｃｘ ／ Ｓｅｃとなるように設定するこ
とを特徴とする。
結晶を成長させるに際して、反応管内に導入される単位
時間当りの標準状態での気体量を基板保持部における反
応管断面積で除して表わされる等価的な気体流速が１０
ｎ／ｓｅｃ以下となるように、より好ましい範囲として
は１〜１０ ｃｘ ／ Ｓｅｃとなるように設定するこ
とを特徴とする。
この様な気体流速より早い範囲で結晶成長を行なうと、
成長結晶表面の欠陥密度が大きくなり、甚だしい場合は
表面全体が白濁して見えるようになる。
成長結晶表面の欠陥密度が大きくなり、甚だしい場合は
表面全体が白濁して見えるようになる。
なお原料として、■族については水素化物を用いてもよ
いが、好ましくは■族、■族とも有機化合物とした方が
よい。
いが、好ましくは■族、■族とも有機化合物とした方が
よい。
本発明によれば、ＩＦ−ＶＩ族化合物半導体結晶をＭＯ
ＣＶＤ法により非常にきれいに鏡面成長させることがで
きる。
ＣＶＤ法により非常にきれいに鏡面成長させることがで
きる。
（発明の実施例〕
Ｚｎ５ｅ結晶をＧａＡｓ基板上に成長させた実施例を説
明する。Ｚｎ５ｅはＧａＡＳと格子定数が近いため、Ｍ
ＯＣＶＤ法によるＺｎ５ｅ／ＧａＡＳの成長は数多く試
みられているが、表面状態の良好な結晶を再現性よく得
ることはこれまでは困難であった。
明する。Ｚｎ５ｅはＧａＡＳと格子定数が近いため、Ｍ
ＯＣＶＤ法によるＺｎ５ｅ／ＧａＡＳの成長は数多く試
みられているが、表面状態の良好な結晶を再現性よく得
ることはこれまでは困難であった。
ｚｎ原料としてジメチル亜鉛（ＤＭＺ）、Ｓｅ原料とし
てジメチルセレナイド（Ｄ Ｍ Ｓ ｅ ’）を用いて
ＧａＡｓ基板上にＺｎ５ｅ結晶を成長させた。
てジメチルセレナイド（Ｄ Ｍ Ｓ ｅ ’）を用いて
ＧａＡｓ基板上にＺｎ５ｅ結晶を成長させた。
成長条件は、ＤＭＺ供給量１．５５Ｘ１０−５ｍｏｌ
／ｍｉｎ 、 ＤＭＳｅ供給量３．１Ｘ１０”ｍｏｌ
／ｍｉｎ 、従ってＶＩ／Ｉｆ比−２，０であり、基板
温度５００℃である。単位時間内に反応管内に導入され
る標準状態で換算された気体量を基板が保持された部分
での反応管断面積で除した値で示される気体流速■は、
１〜１０ｎ／ｓｅａである。
／ｍｉｎ 、 ＤＭＳｅ供給量３．１Ｘ１０”ｍｏｌ
／ｍｉｎ 、従ってＶＩ／Ｉｆ比−２，０であり、基板
温度５００℃である。単位時間内に反応管内に導入され
る標準状態で換算された気体量を基板が保持された部分
での反応管断面積で除した値で示される気体流速■は、
１〜１０ｎ／ｓｅａである。
この実施例により得られたＺｎ５ｅ結晶層表面状態のＳ
ＥＭ（走査電子顕微ｍ＞写真を第１図に示す。参考のた
め、同様の原料を用い、同様の基板温度で、気体流速を
２０１／ ｓｅｃとしてＧａＡｓ基板上にｚｎＳｅ結晶
を成長させた時に得られた結晶層表面状態のＳＥＭ写真
を第２図に示す。両者を比較して明らかなように、この
実施例によればきれいな表面状態のＺｎ５ｅ結晶層が得
られる。
ＥＭ（走査電子顕微ｍ＞写真を第１図に示す。参考のた
め、同様の原料を用い、同様の基板温度で、気体流速を
２０１／ ｓｅｃとしてＧａＡｓ基板上にｚｎＳｅ結晶
を成長させた時に得られた結晶層表面状態のＳＥＭ写真
を第２図に示す。両者を比較して明らかなように、この
実施例によればきれいな表面状態のＺｎ５ｅ結晶層が得
られる。
第３図は、ｚｎｓｅｍ表面状態の荒れの指標となる表面
のビット密度と原料気体流速■の関係を求めた実験結果
である。この図から明らかなように、気体流速■が１０
ＣＩＡ／ＳｅＣを超えると急激にビットの密度が増大す
ることが分る。このビット密度増大に伴って次第にｚｎ
Ｓｅ層表面は荒れていき、第２図のような表面状態に近
付く。
のビット密度と原料気体流速■の関係を求めた実験結果
である。この図から明らかなように、気体流速■が１０
ＣＩＡ／ＳｅＣを超えると急激にビットの密度が増大す
ることが分る。このビット密度増大に伴って次第にｚｎ
Ｓｅ層表面は荒れていき、第２図のような表面状態に近
付く。
なお気体流速Ｖが余り小さい時は反応管上流部での析出
物が多くなるため、得られるＺｎ５ｅ層表面は管壁から
の落下物等により突起が見られたり、起伏が大きくなる
。従って気体流速の下限はｉｎ／ｓｅｃ程度にすること
が望ましい。
物が多くなるため、得られるＺｎ５ｅ層表面は管壁から
の落下物等により突起が見られたり、起伏が大きくなる
。従って気体流速の下限はｉｎ／ｓｅｃ程度にすること
が望ましい。
基板温度は５００℃に限られず、広い温度範囲で鏡面成
長が可能である。原料供給量も広い範囲で変化させるこ
とができる。但し第４図に示すように、４５０℃から５
５０℃の基板温度範囲でビット密度は著しく減少してい
る。原料供給量を変化させるとそれに応じて成長速度が
変化するが、成長速度２０００人／１Ｉｉｎを超えると
次第に表面が荒れて来る。■族と■族の原料供給量比に
ついては、ＶＩ／ｆｆ−２を超えると次第にビットの数
が増加する傾向が認められる。第５図に示すように、原
料供給量比はＶＩ／ｌｌ−３以下の領域でビット密度の
著しい低下が見られる。しかし、０．５より小さいと上
流部でのｚｎ析出が著しくなり、表面状態は突起状のも
のが多数党られるようになる。
長が可能である。原料供給量も広い範囲で変化させるこ
とができる。但し第４図に示すように、４５０℃から５
５０℃の基板温度範囲でビット密度は著しく減少してい
る。原料供給量を変化させるとそれに応じて成長速度が
変化するが、成長速度２０００人／１Ｉｉｎを超えると
次第に表面が荒れて来る。■族と■族の原料供給量比に
ついては、ＶＩ／ｆｆ−２を超えると次第にビットの数
が増加する傾向が認められる。第５図に示すように、原
料供給量比はＶＩ／ｌｌ−３以下の領域でビット密度の
著しい低下が見られる。しかし、０．５より小さいと上
流部でのｚｎ析出が著しくなり、表面状態は突起状のも
のが多数党られるようになる。
従ってＶＩ／ＩＩは０．５〜３の範囲が望ましい。
基板としては、ＧａＡｓの他、ＧａＰ、Ｓｉ。
Ｚｎ５ｅなど他のものを用いることができる。特に、ブ
リッジマン法やパイパー法等で作製したバルクＺｎ５ｅ
結晶を基板として用いた場合には、格子不整合の影響を
受けずにすむため、非常に結晶性のよいＺｎ５ｅ結晶が
得られる。例えばＺｎ５ｅ／ＧａＡＳ成長の場合は界面
付近にはＴＥＭによる評価によると１０日／ｃ！１２程
度の転位が存在するが、Ｚ ｎ Ｓ ｅ ／′Ｚ ｎ
Ｓ ｅ成長の場合にはこれが１０’ ／ａｘ２程度にま
で減少する。
リッジマン法やパイパー法等で作製したバルクＺｎ５ｅ
結晶を基板として用いた場合には、格子不整合の影響を
受けずにすむため、非常に結晶性のよいＺｎ５ｅ結晶が
得られる。例えばＺｎ５ｅ／ＧａＡＳ成長の場合は界面
付近にはＴＥＭによる評価によると１０日／ｃ！１２程
度の転位が存在するが、Ｚ ｎ Ｓ ｅ ／′Ｚ ｎ
Ｓ ｅ成長の場合にはこれが１０’ ／ａｘ２程度にま
で減少する。
次にＺｎ５ＳＥ結晶成長の実施例を説明する。
Ｚｎ５ｘ ５ｅ１１−ｘ （０＜ｘ＜ ｉ ＞はＸの
値を変えることで禁止帯幅を２．６ｅＶ〜３．７ｅＶの
範囲で連続的に変化させることができ、ＧａＰ、ＧａＡ
ＳｌＳｌなどと格子整合をとることができるので、オプ
トエレクトロニクス素子用として有望である。例えば、
ｘ＝０．０５程度にするとＧａＡｓ基板との格子整合が
とれる。
値を変えることで禁止帯幅を２．６ｅＶ〜３．７ｅＶの
範囲で連続的に変化させることができ、ＧａＰ、ＧａＡ
ＳｌＳｌなどと格子整合をとることができるので、オプ
トエレクトロニクス素子用として有望である。例えば、
ｘ＝０．０５程度にするとＧａＡｓ基板との格子整合が
とれる。
原料としてＤＭＺ、ＤＭＳｅのほかＳ原料としてジエチ
ルサルファイド（ＤＥＳ）を用いて、ＧａＡｓ基板にＺ
ｎＳＳｅ結晶を成長させた。具体的な成長条件は、ＤＭ
Ｚ供給量が １．５５Ｘ１０−’ ｍｏｌ ／ｚｉｎ 、ＤＭＳｅ供
給量が１ 、７ｘ １０− ’ ０１０１ ／ｍｉｎ
、、ＤＥＳ供給口がｉ、１Ｘ１０−’ ｌｏｌ ／ｗｉ
ｎであり、ＶＩ／ｍ比が１．８、基板温度が５００℃で
ある。気体流速■は１〜１０ＣＩＲ／ＳｅＣとした。
ルサルファイド（ＤＥＳ）を用いて、ＧａＡｓ基板にＺ
ｎＳＳｅ結晶を成長させた。具体的な成長条件は、ＤＭ
Ｚ供給量が １．５５Ｘ１０−’ ｍｏｌ ／ｚｉｎ 、ＤＭＳｅ供
給量が１ 、７ｘ １０− ’ ０１０１ ／ｍｉｎ
、、ＤＥＳ供給口がｉ、１Ｘ１０−’ ｌｏｌ ／ｗｉ
ｎであり、ＶＩ／ｍ比が１．８、基板温度が５００℃で
ある。気体流速■は１〜１０ＣＩＲ／ＳｅＣとした。
この実施例によるＺｎ５ＸＳｅｌ−Ｘ／ＧａＡＳウェー
ハは、基板と成長層の界面に見られるスクッキングフォ
ールト（面欠陥）密度がＺｎ５ｅ／ＧａＡｓの場合に比
べて桁違いに少ないことが確認された。
ハは、基板と成長層の界面に見られるスクッキングフォ
ールト（面欠陥）密度がＺｎ５ｅ／ＧａＡｓの場合に比
べて桁違いに少ないことが確認された。
ｌ ｎ Ｓｘ Ｓ ｅトｘは基板との不整合の大きさに
よってスクッキングフォールト密度が変化し、格子整合
がとれた場合に最もスクッキングフォールトが少なく、
かつ鏡面性が良好になる。
よってスクッキングフォールト密度が変化し、格子整合
がとれた場合に最もスクッキングフォールトが少なく、
かつ鏡面性が良好になる。
第６図はこの実施例によるＺｎ５ＸＳｅｌ−Ｘ／ＧａＡ
Ｓウェーハのスクッキングフォールト密度と組成比×と
の関係を示す。図には併せて気体流速を２０ｃｍ／Ｓｅ
Ｃに設定した従来例でのデータを破線で示した。この実
施例により、優れたＺｎＳＳｅ結晶層が得られることが
分る。
Ｓウェーハのスクッキングフォールト密度と組成比×と
の関係を示す。図には併せて気体流速を２０ｃｍ／Ｓｅ
Ｃに設定した従来例でのデータを破線で示した。この実
施例により、優れたＺｎＳＳｅ結晶層が得られることが
分る。
Ｚ ｎ Ｓｘ Ｓ ｅｌ−ｘはＧａＰ、Ｓｉにも格子整
合をとることが可能であり、その場合にも上記実施例と
同様に本発明を適用することができる。
合をとることが可能であり、その場合にも上記実施例と
同様に本発明を適用することができる。
また、Ｚｎ５ｅ／ＧａＡｓの場合と同様に基板温度およ
びＶＩ／ＩＩ比において望ましい範囲が存在する。例え
ばＺ ｎ Ｓｘ Ｓ ｅｌ−ｘでＧａＡＳと格子整合の
とれている領域では、Ｚｎ５ｅの場合と同様の範囲、即
ち基板温度４５０℃〜５５０℃、■／■比０．５〜３の
範囲で良好な表面状態が得られる。一方、ＧａＰは３ｉ
と格子整合がとれている領域では基板温度５００℃〜６
５０℃、ＶＩ／ＩＩ比１．０〜５の範囲で良好な表面状
態となる。このようにＸにより条件がずれるのは、Ｓと
ＳｅのＺｎとの反応性および表面への付着係数の違いに
よると思われる。
びＶＩ／ＩＩ比において望ましい範囲が存在する。例え
ばＺ ｎ Ｓｘ Ｓ ｅｌ−ｘでＧａＡＳと格子整合の
とれている領域では、Ｚｎ５ｅの場合と同様の範囲、即
ち基板温度４５０℃〜５５０℃、■／■比０．５〜３の
範囲で良好な表面状態が得られる。一方、ＧａＰは３ｉ
と格子整合がとれている領域では基板温度５００℃〜６
５０℃、ＶＩ／ＩＩ比１．０〜５の範囲で良好な表面状
態となる。このようにＸにより条件がずれるのは、Ｓと
ＳｅのＺｎとの反応性および表面への付着係数の違いに
よると思われる。
その他本発明は上記各実施例に限られるものではなく、
種々変形して実施することが可能である。
種々変形して実施することが可能である。
例えばＩＩ−ＶＩ族化合物半導体としてＺｎＳを成長さ
せる場合にも本発明は有効である。またｚｎ。
せる場合にも本発明は有効である。またｚｎ。
ｓ、ｓｅの原料として他の有機化合物を用いることがで
きる。例えばｚｎ原料としてジエチル亜鉛（ＤＥＺ）を
用いることができ、この場合には原料供給量を微領域で
制御することができるので、成長速度を効果的に抑制し
て優れた結晶層を得ることができる。■族原料として水
素化物、例えばＨ２３ｅ、Ｈ２Ｓなどを用いることもで
きる。但しこの場合、有機化合物原料を用いた場合に比
べて若干成長層の表面状態が劣る。
きる。例えばｚｎ原料としてジエチル亜鉛（ＤＥＺ）を
用いることができ、この場合には原料供給量を微領域で
制御することができるので、成長速度を効果的に抑制し
て優れた結晶層を得ることができる。■族原料として水
素化物、例えばＨ２３ｅ、Ｈ２Ｓなどを用いることもで
きる。但しこの場合、有機化合物原料を用いた場合に比
べて若干成長層の表面状態が劣る。
亜鉛化合物としてＺｎＴｅ結晶を成長させる場合、Ｃｄ
やＨＱの■族化合物結晶を成長させる場合、更にこれら
の混晶を成長させる場合にも、本発明を適用することが
できる。
やＨＱの■族化合物結晶を成長させる場合、更にこれら
の混晶を成長させる場合にも、本発明を適用することが
できる。
成長基板としても、以上の説明で例示したものの他、Ｉ
ＩＩ−Ｖ族の混晶化合物結晶やＧｅ、更には他の■−■
族化合物のバルク結晶等を用いることができる。
ＩＩ−Ｖ族の混晶化合物結晶やＧｅ、更には他の■−■
族化合物のバルク結晶等を用いることができる。
第１図は本発明の実施例によるＺ Ｉｆ ３ ｅ結晶層
の表面状態を示すＳＥＭ写真、第２図は同じ〈従来例に
よるＺｎ５ｅ結晶層の表面状態を示すＳＥＭ写真、第３
図はＺｎ５ｅ成長層表面のビット密度と気体流速の関係
を示す図、第４図は成長基板１度によるｚｎｓｅ成長層
表面のビット密度の変化を示す図、第５図はＶＩ／ＩＩ
比によるＺｎ５ｅ成長層表面のビット密度の変化を示す
図、第６図は他の実施例によるＺｎＳｘＳｅ１−ｘ成長
層の基板界面のスクッキングフォールト密度密度と組成
比の関係を示す図である。 出願人代理人 弁理士 鈴江武彦 ′６．； フ ；−：］ ・ｆ−１ＤＩＡＩ
の表面状態を示すＳＥＭ写真、第２図は同じ〈従来例に
よるＺｎ５ｅ結晶層の表面状態を示すＳＥＭ写真、第３
図はＺｎ５ｅ成長層表面のビット密度と気体流速の関係
を示す図、第４図は成長基板１度によるｚｎｓｅ成長層
表面のビット密度の変化を示す図、第５図はＶＩ／ＩＩ
比によるＺｎ５ｅ成長層表面のビット密度の変化を示す
図、第６図は他の実施例によるＺｎＳｘＳｅ１−ｘ成長
層の基板界面のスクッキングフォールト密度密度と組成
比の関係を示す図である。 出願人代理人 弁理士 鈴江武彦 ′６．； フ ；−：］ ・ｆ−１ＤＩＡＩ
Claims (2)
- （１）有機金属化合物を用いた気相成長法によりII−V
I族化合物半導体結晶を成長させる方法において、反応
管内に導入される単位時間当りの標準状態における気体
量を基板保持部の反応管断面積で除して表わされる等価
的な気体流速が１０ｃｍ／ｓｅｃ以下となるように設定
することを特徴とする半導体結晶の成長方法。 - （２）II族およびVI族原料としていずれも有機化合物を
用いる特許請求の範囲第１項記載の半導体結晶の成長方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18268085A JPS6241796A (ja) | 1985-08-20 | 1985-08-20 | 半導体結晶の成長方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18268085A JPS6241796A (ja) | 1985-08-20 | 1985-08-20 | 半導体結晶の成長方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6241796A true JPS6241796A (ja) | 1987-02-23 |
Family
ID=16122554
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18268085A Pending JPS6241796A (ja) | 1985-08-20 | 1985-08-20 | 半導体結晶の成長方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6241796A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63220528A (ja) * | 1987-03-09 | 1988-09-13 | Nippon Telegr & Teleph Corp <Ntt> | 化合物半導体膜およびその製造方法 |
| CN103074677A (zh) * | 2013-01-17 | 2013-05-01 | 山东大学 | 一种碲化锌同质外延层的制备方法 |
-
1985
- 1985-08-20 JP JP18268085A patent/JPS6241796A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63220528A (ja) * | 1987-03-09 | 1988-09-13 | Nippon Telegr & Teleph Corp <Ntt> | 化合物半導体膜およびその製造方法 |
| CN103074677A (zh) * | 2013-01-17 | 2013-05-01 | 山东大学 | 一种碲化锌同质外延层的制备方法 |
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