JPS6369792A - 半導体エピタキシヤル成長法 - 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】 ［産業上の利用分野］ 本発明はＧａＡｓ、　ｌｎＰ等を始めとするＩＩＩ　−
Ｖ族化合物半導体およびＺｎＴｅ、　Ｚｎ５ｅ等をはじ
めとするＩＩ　−ＶＩ族化合物半導体のエピタキシャル
成長技術に関するものである。

［従来の技術］ ＩＩＩ　−Ｖ族化合物半導体およびＩＩ　−ＶＩ族化合
物半導体を高い膜厚制御性をもってエピタキシャル成長
させる技術としては、半導体レーザやＦＥＴ用材料の成
長技術として実用化されている分子線エピタキシャル法
（ＭＢＨ法）および有機金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ法
）がある。これらの方法は急峻な境界面をもつヘテロ接
合構造や、精密な膜厚の制御などすぐれた特性を持つが
下記のように二つの問題点をもっている。その一つはこ
れらの方法で製作したヘテロ接合界面には原子層の厚さ
のレヘルの無数のステップが生しることてあり、第２の
問題点は成長温度が高いという点である。これらの問題
点についてＧａＡｓ　、Ａｊ２八Ｓへ、へｊ２Ｇａ八Ｓ
等、代表的なＩＩＩ　−Ｖ族化合物半導体の例を用いて
説明する。

第１１図に従来法によって製作されたヘテロ界面の様子
を模式的に示す。図において１はＧａＡｓ層。

２はへρへｓ層て、そのヘテロ界面３には図示するよう
なステップを生ずる。このステップの高さｈは１原子層
の厚さである。このようなステップを低減するために、
例えは第１２図（Ａ）〜　（Ｃ）に示すような方法か考
えられてきた。すなわちＧａ八へｌＱ１を一定厚さ成長
させた後（第１２図（Ａ））、表面に生している１〜３
原子層厚の“島゛′を熱的に移動させ、平坦化しく第１
２図（Ｂ））でから、その上にＡｌ１Ａｓ層やＧａ八、
ＣＡｓ層を成長させる（第１２図（Ｃ））。しかしなか
らこの方法では数μｍから１００μｍ程度の範囲ては平
坦にはなるものの、図から分かるようにさらに大きい範
囲で見ると不均一か強くなる。

成長温度が高いという第２の問題点について説明する。

たとえは良質のＡでＧａＡｓを成長させるためには、Ｍ
ＢＨ法では６５０℃以上、ＭＯＣＶＤ法では７００℃以
」二の温度か必要である。このような高温では不純物の
拡散が生し、不純物分布に十分な急峻性を期待すること
ができない。とくにｐ形不純物に関しては上記のような
温度では成長中に数１００人の拡散が生じ、ＧａＡｓや
Ａｌ１Ｇａ八Ｓによって構成される半導体デバイスの設
計に制限を与える。

上記の２つの問題が解決できれば、これらの材料から作
られる半導体デバイスの特性向上すなわち半導体レーザ
の低しきい値化、ＦＥＴ、バイポーラトランジスタの高
速化等は勿論、新しい機能を持つデバイスの設計も可能
になる。しかしながら以上述べたように従来のＭＢＨ法
、ＭＯ［：ＶＤ法ではこれを達成することは不可能であ
った。

ＭＢＨの改良法として、ＧａＡｓ基板上にＧａ分子線と
昼分子線を交互に照射する方法が特開昭６０−１１２６
９２号公報において提案されている。しかしこの方法は
へｓ分子線照射後Ｇａ分子線照射まで一定時間の照射停
止期間を設けているので、成長結晶中から八ｓか抜ける
危険があり、また結晶成長に長時間を要する。

最近これらの問題を解決できる可能性をもつエピタキシ
ャル成長技術として原子層エピタキシ（＾ＬＥ）　／　
（Ｔ、５ｕｎｔｏｌａ他、ＳＩＤ　Ｄｉｇｅｓｔ、（１
９８０）、１２８；八　Ｕｓｕｉ　イ也、Ｊｐｎ　　、
　　Ｊ　　、Ａｐｐｌ　　　、Ｐｈｙｓ、、　　２５　
　　（１９８６）。

Ｌ２１２）、あるいは分子層エピタキシ（ＭＬＥ）　（
，１゜ＮｉＮ１５ｈｉｚａ他、　Ｊ、ＥＩｅｃｔｒｏｃ
ｈｅｍ、Ｓｏｃ、、１３２．（１９８５）。

１１９７）なるものが提案された。

ＡＬＥ法は基板上に１原子層づつ成長させる方法である
が、蒸気圧の高い１１族元素を含むＩＩ−ＶＴ族化合物
半導体にのみ適用され、蒸気圧の低いＩＩＩ族元素を含
むＩＩＩ　−Ｖ族化合物半導体には適用できない。

ＭＬＥ方法てはＩｌｌ族元素のＡ１□１原子を含む材料
（化合物）とＶ族元素のＢＶ原子を含む材料（化合物）
を交互に成長基板上に供給してＡ１□１−ＢＶ化合物半
導体を形成する。この方法の特徴はＡ１．１原子材料を
一定量以上いくら供給しても基板結晶上には１分子層し
か吸着されず、このため成長層厚は自動的に制御される
。すなわち１サイクルあたりの成長層厚は供給量によら
ず一定に保たれる。しかしなからこの方法には以下に述
べるような大きな問題点がある。その第１は成長に長時
間を要することである。これらの方法ては一分子層の吸
着で吸着プロセスを停止させる必要があるため、原子状
態で吸着させるのではなく、分子状態で吸着させる。Ｇ
ａＡｓ基板１０上にＧａＡｓ層を成長させる場合を例と
して第１３図（八）　、　（Ｂ）に示す。この場合、Ｇ
ａは第１３図（Ａ）に示ずようにＧａ原子１１゜炭素原
子１２．水素原子１３からなるトリメチルガリウム（Ｔ
ＭＧ）　１４の形で基板１０上に供給され、吸着される
。基板に吸着されたトリメチルガリウムのうち、２個の
メチル基は簡単化のために図示を省略した（Ｇａはトリ
エチルガリウム、塩化カリウムなどの形で供給されるこ
ともある）。この場合吸着した分子は基板表面上でほと
んど移動しないため゛°島パを形成する。吸着の遅れた
基板表面上の゛°島パは確率的にその場所へ分子が供給
されるのを待たなければならず、完全な一分子層吸着に
は時間がかかる。さらに次のプロセスではＡｓを吸着さ
せるわけであるか、八ｓは第１３図（Ｂ）に示すように
ΔＳ原子１５を含むアルシン（八５）１３）分子１６の
形て供給され、下地のＧａを含む吸着分子と反応して単
純なＧａ−Ａｓ分子となる。余分のＣとＨはメタン（Ｃ
１＋４）分子１７となって系外に取り去られる。ところ
が上に述へたＧａを含む分子の吸着の場合と同様、未反
応の°゛島°°が生じると、反応の終了したＧａ　−Ａ
ｓ分子の昼はＧａ面上で移動することはほとんどないか
ら、島の部分の反応は確率的にその場所にアルシンか飛
来してくるのを待って反応するため、完全な反応終了に
は極めて長時間を有し、実用的な手段にならない。

第２の問題は成長する化合物半導体中に不純物を取込み
易いことである。上述したように分子の形て吸着するた
めに、成長のプロセスでアルキルなどの未反応分子がわ
ずかながら残り、これから炭素原子が不純物となって結
晶内に取り込まれてしまう。この問題は　　　　４− きわめて大きい問題で、このため、これらの方法ではこ
れまで高純度の結晶は得られていない。

［発明か解決しようとする問題点］ 本発明は上述した従来の欠点である（１）へテロ接合界
面に１ないし数原子層厚の微小な凹凸が生ずること、（
２）エピタキシャル成長温度が高いこと、（３）成長に
長時間を要すること、（４）不純物原子をとりこみ易い
こと、を解決し、原子面内に平坦なペテロ接合界面を実
現できる技術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、本発明においては半
導体単結晶基板上にＩＩＩ族元素またはＩＩ族元素と■
族元素またはＶＩ族元素を交互に供給してＩＩＩ　−Ｖ
族またはＩＩ　−ＶＩ族化合物半導体を基板上にエピタ
キシャル成長させる方法において、ＩＩＩ族元素または
ＩＩ族元素と結合して化合物層を形成しない量のＶ族元
素またはＶＩ族元素のビームを基板上に照射しながら、
１原子層を形成するのに必要な原子数の９０％ないし１
１０％に調節された個数のＩＩＩ族原子またはＩＩ族原
子を基板上に供給して付着せしめる第１の過程と、１原
子層を形成するのに必要な原子数の１倍ないし５０倍に
調節された個数の■族原子または■族原子を基板上に供
給して付着せしめる第２の過程とを、交互に繰返すこと
を特徴とする。

［作　用］ 従来の方法で成長表面やペテロ界面に無数の原子層ステ
ップができる根本原因は、従来のＭＢＥ法、ＭＯＣＶＤ
法等における成長が、ＡＩＩＩ　ＢＶ化合物半導体の成
長に関して言えば、ＢＶ安定化条件下でおこなわれてい
たことによる。すなわち、ＧａＡｓやへｆｌＧａへｓの
成長ではＡｓ安定化条件下でおこなわれていたことによ
る。この成長モードはいわばへＳ雰囲気下におかれた基
板結晶上にＧａやｌを供給する方法であり、このような
成長モードは良質の結晶を成長させるための最も基本的
な条件と考えられてきた。このような成長では、例えば
ＧａＡｓのについて言えば、成長表面にＧａか付着する
やいなや昼がその上に吸着し、このため成長表面を移動
（ｍｉｇｒａｔｅ）する物質はＧａ−Ａｓ分子である。

良質のしかも平坦な原子面を成長させるためには表面付
着物質（この場合はＧａ−Ａｓ分子）の表面移動（ｍｉ
ｇｒａｌ：１ｏｎ）を活発にしなければならない。とこ
ろが比較的高温（ＧａＡｓ成長の場合は約６００℃以上
）でもＧａ−Ａｓ分子の表面での移動はきわめて小さく
、このため成長中に成長表面の十分な平坦化が進まず、
これか原子層厚レベルの多数の凹凸の原因となっている
。この様子を第１図（Ａ）〜（Ｃ）に示す。図において
１０は基板、１１はＧａ原子、１５はへｓ原子である。

基板ｌＯ上に形成されるＧａＡｓ分子は図の（八）　−
（Ｂ）　−（ｃ）の過程に従って順次増加するが、例え
ば図ＣＢ）に示すように、第１層のＧａＡｓ分子か基板
上を完全に覆わないうちに第２層のＧａＡｓ分子か形成
される。ＧａＡｓ分子の移動速度は小さいのて、この第
２層のＧａＡｓ分子か移動して第１層の空所を埋める前
に第２層、第３層のＧａ−ＡＳ分子層が形成され、それ
らのうちの一部がたまたま基板上の空所に吸着され、図
　（Ｃ）に示すような凹凸を形成する。

このＧａ−Ａｓ分子の成長表面での移動（ｍｉｇｒａ目
ｏｎ）は温度の低下とともにさらに小さくなり、４００
℃以下の温度では表面分子は安定な格子位蓋に移動する
ことすらなくなる。この結果結晶性は劣化し、これが成
長温度を低くてきない原因である。

ところが我々は成長表面にＡＩＩＩ−ＢＶ分子ではなく
Ａｌ１１原子のみを、すなわちＧａＡｓの成長ではＧａ
原子のみを供給すると、Ｇａ原子はＧａ　−Ａｓ分子に
比へて表面の移動速度が１００倍以上速いことを発見し
た。この現象のために成長表面に供給されたＧａ原子は
極めて短時間に平坦な原子層を形成する。Ｂ　原子（Ｇ
ａＡｓの場合はＡｓ）は八〇、１原子供給■ 終了後に供給され、平坦なＡ、１．原子面上に吸着して
Ａ、□Ｉ　　”Ｖ分子系を形成するか、このプロセスは
Ｂｖが原子の状態あるいは単純な分子の状態にあれは、
極めて短時間に終了する。このようにして平坦な原子面
が成長する模様を第１図（Ｄ）〜（Ｆ）に示す。Ｇａ原
子１１は移動速度か速いので、図ＣＤ）−（Ｅ）の過程
て所要量か基板１上に供給されると、基板を急速に覆い
、またＧａ−Ｇａの金属結合はＧａ−Ａｓの結合に比へ
て弱いのて、Ｇａ原子上のＧａ原子はＡｓ面に引かれ、
基板を完全に覆ってＧａ原子面を形成する。次にＡｓか
供給されると図（Ｆ）　に示すように、ＧａＡｓの平坦
な層が形成される。実際の成長はこれを周期的に繰返す
ことによっておこなわれる。このＡｍ（Ｇａ）原子の表
面８動は低温でもきわめて活発で、このためこのような
成長は著しく低い温度でも可能である。この成長技術で
は各周期に供給するＡ１□１原子の数は１原子層形成に
必要な数にしなければならないが、実験によれば厳密な
一原子層の制御は必要ではなく、１原子層成長に必要な
原子数の９０％〜１１０％の範囲であれば全く問題のな
い特性が得られることが判明した。この程度の制御は従
来のＭＢＥ法やＭＯＣＶＤ法の成長層厚制御の技術で十
分達成てきる。

ＩＩＩ族のＧａのマイグレーションが速いのは、Ｇａ−
Ｇａの金属結合か弱いためと考えられ、Ｉｎ、　　八Ｊ
２もＧａと同し電子状態を有するのて同様にマイグレー
ションが速い。したがって１原子層の配列を高速に実現
できる。

［実施例］ 以下に実施例にもとすいて本発明の詳細な説明する。

実施例１ 分子線エピタキシャル成長（ＭＢＥ）装置を用い、Ｇａ
Ａｓ基板上にＧａＡｓ結晶を成長させた。原料元素およ
び基板を納めた超高真空容器を１０−６〜１０　”　Ｔ
ｏｒｒの範囲に排気し、基板を５８０℃に加熱し、金属
Ｇａおよび金属へｓを加熱してそれらの元素のヒームを
作り、基板上に供給した。各元素の供給法は第２図のタ
イムチャートに従って行った。すなわち常時基板表面積
当り約１ｘｌｏ”個／ｃｍ２・ｓｅｃのへＳヒームを照
射しなから、６．４　ＸＩＯ”個／ａｍ２・ｓｅｃのＧ
ａヒームと、２．５　Ｘｌ０１５個／Ｃｍ２・ｓｅｃの
触ヒームをそれぞれ１秒づつ交互に基板に照射した。常
時照射する昼ビーム量は、Ｇａと結合としてＧａＡｓを
形成しないか、成長する結晶からのへｓ抜けを防く。Ｇ
ａ原子の基板への供給量は、１回の照射て１原子面を形
成する景、昼の供給量は１原子面を形成するのに必要な
量の約４４＠である。

各原子の供給量はヒーム強度と照射時間の積て定められ
、ヒーム強度は原料元素の加熱温度を調整することによ
って制御できる。１原子層を形成するＧａの供給量は、
通常のＭＢＥ成長における反射電子）Ｊｌ（ｎＨＥｐｏ
）強度の振動の周期から決定した。

このようにして基板」二にＧａＡｓ結晶を成長させなが
ら、その表面に約１０ｋ　ｅ　Ｖに加速された電子ビー
ムを照射し、ＲＩＩＥＥＤ　　強度を観測した。第３図
に得られた旧＋ＥＥＤ強度の時間変化を示す。図に見ら
れるように、Ｒ）ＩＥＥＤ強度はＧａの供給開始ととも
に減少してＧａ面形成によって極小を示し、八ｓの供給
開始とともに増加してＡ３面形成と共に極大を示す。

すなわち旧＋ＥＥＤ強度は原料元素の供給周期と対応し
て振動する。本実施例の場合は旧ＩＥＥＤ振動は数１０
００原子層の成長後もほとんど衰えることなく続き、成
長面の原子レベルでの平坦性か成長と共に全く劣化して
いないことを示している。

第４図に比較のために通常のＭＢＥ法でＧａＡｓ結晶を
成長させた場合のＲＨＥＥＤ強度の振動の様子を示ず（
Ｊ、Ｈ，Ｎｅａｖｅ他、八ｐｐ１．ＰｈｙＳ、、Ａ３１
．（１９８３，１）、基板温度は同しく５８０℃である
。通常のＭＢＥ法では成長前はＡｓ分子が基板表面に供
給されており、長時間の熱処理により基板表面は原子レ
ベルで比較的平坦となっている。成長開始前、ずなわち
ｔ≦０のＲＨＥＥＤの強度はこの平坦さを反映している
。Ａｓ分子に加えてＧａ原子の供給をはじめると（すな
わち１＞０ては）　、　ＲＩＩＥＥ［１強度は急激に減
少しやがて極小に達する。これは丁度単分子層の１／２
の成長が完了し、第１図（Ｂ）に示すように成長表面の
凹凸の激しさが極度に達し、このため電子線の反射率が
減少し、ＲＨＥＥＤ強度か減少すると考えられている。

成長とともにＲ１−ＩＥＥＤ強度は今度は極大に達する
。これは丁度１分子層分の成長が完了したことを意味す
るが、ここてきわめて重要なことは、各周期の極大の値
は前の周期の極大の強度よりも著しく低いことである。

これは第１図（八）〜ｆｃ）に関連して述べたように成
長表面におけるＧａ−Ａｓ分子の移動が不十分なため、
１分子層成長後にもとの平坦な原子面を再現することか
できず、１〜数数子子原のステップが発生してしまうた
めである。この傾向は成長とともにまずます激しくなり
、第４図に示すように数１０分子層の成長後はＲ）ＩＥ
ＥＤ強度の振動は見られるなくなってしまう。これは成
長表面に第１図　（Ｃ）に示すような凹凸が激しくなる
ためである。

このように、本発明の方法によれは、従来法に比べて格
段に改善され、原子レベルの平坦性を保った結晶成長か
行われる。

次に１原子層を形成するだめの［ｉａの供給量を検討し
た。微量のＡｓを基板上に照射しなから、いろいろな量
のＧａ原子を基板上に供給し、一定時間後化合物形成の
ためのＡｓ原子の供給を再開し、その時のＲＨＥＥＤ信
号の変化を観察した。この結果を第５図（八）〜　（Ｃ
）に示す。同図（Ａ）は化合物を形成するためのＡｓと
Ｇａのビーム強度のタイムチャートであり、Ｇａの供給
量はビーム強度または照射時間τをかえて変化させた。

同図（Ｂ）はＧａおよび昼の照射によるＲＨＥＥＤ強度
の変化を示し、同図（Ｃ）は供給するＧａ原子の量によ
るＲ）ＩＥＥＤ強度の回復の状況を示したものである。

同図（Ｃ）において、Ｇａ原子の供給量は１原子層を形
成する量を１として規格化しである。この量はＧａ八へ
基板（１００）面上に成長させる場合は６．４　ｘ　１
０”／　ｃｍ２である。回復量としてはＲＨＥＥＤ強度
の初期値とＧａ面形成時の差ａに対するＡｓ供給直後の
急激な回復量すの比ｂ　／　ａ、およびへｓ供給後１０
秒後の回復度を表す（ａ−ｃ）／ａで示した。Ｇａの供
給に伴って表面の平坦性が劣化し、Ｒ１−ＩＥＥＤ反射
ビームの強度は急激に劣化する。一定時間後Ａｓ原子の
供給再開とともにＲＨＥＥＤ信号は回復するが、その速
度はＧａの供給量に強く依存していることが判る。Ｇａ
の量がＴ度１原子層に相当するとぎ、回復の度合は最も
速い。しかしこの最適値は極端に狭いものではなく、図
に見るように１原子層に対応する量のＨ％〜１１［１％
の間であればほとんど問題はない。

正確な機構は不明であるが、Ｇａの不足分は次のＧａ周
期により補われ、Ｇａの過剰分は過剰の八ｓによって置
換されるものと想像される。この結果は基板温度５８０
℃のものであるが、他の温度においても傾向はほとんど
同しである。この範囲にＧａＯ量を定めてＧａと八ｓを
交互に基板上に供給するとＲＨＥ　Ｅ　Ｄ振動の振幅は
極めて大きく、かつ振動は成長の続いている限り長続き
することが判った。

第５図（Ａ）　におけるＧａの供給停止からＡｓの供給
開始までの時間は化合物形成およびＧａ面の平坦性に全
く関係なく、Ｇａ原子の移動度の速いことを示している
。

八ｓの供給量について言えは、へｓ１原子面を形成する
のに必要な量の１ないし５０倍の量を供給することによ
って平坦なＡｓ面を形成することがてきる。八ｓの蒸気
圧は高いのて、Ｇａ−Ａｓの結合に寄与しない過剰の八
ｓは気化して基板面上から去り、平坦なＡｓ面が形成さ
れる。

第６図にＧａＡｓ基板の温度を１００℃とし、常時１×
１０１４個／ｃｍ２−ｓｅｃのＡｓビームを照射しなが
ら、３　Ｘ　１０”個／Ｃｍ２・ＳｅＣのＧａビームと
６　Ｘ　１０”個／ｃｍ２・ｓｅｃの昼ビームをそれぞ
れ２２秒および４秒づつ基板上に交互に照射してＧａＡ
ｓ結晶を成長させた時の旧ＩＥＥＤ信号を示す。この場
合はＲＨＥＥＤ強度はＧａの供給と共に増加して極大を
示し、Ａｓの供給と共に減少し、原料元素の供給周期に
対応した振動を示す。この振動は数千周期の成長（膜厚
で数ミクロン）後も持続した。このことは１００℃とい
う驚くほど低い基板温度にかかわらず、Ｇａが単独で供
給されることによって原子面の平坦さが保たれるためと
考えられる。

第７図は基板温度２００℃て成長した１、１μｍ厚のＧ
ａＡｓにおいて観察された４、２ｋにおけるフォトルミ
ネッセンス　スペクトルである。図中２１はハント端の
励起子による発光を示しており、この結晶か十分に高品
質であることを示している。

基板上へのＧａおよび八ｓの供給方法として、第２図に
示したように２個の府供給源によるのではなく、第８図
に示すように、１個のへｓ供給源のビーム強度を強弱に
切りかえ、常時微量のＡｓを照射しなからＧａと八ｓを
交互に照射するようにしてもよい。

実施例２ 基板温度を５８０℃とし、従来のＭＢＥ成長モート、す
なわちＧａ（あるいはＡ℃）と蕎を同時に供給する方法
と木発明による成長法、すなわち微量の八Ｓを照射しな
がら、Ｇａ（あるいは八ρ）と八Ｓを交互に基板上に供
給する方法とによって同し構造を持つ八ＪＩＬ　Ａｓ　
−ＧａＡｓ単一量子井戸構造を製作して、フォトルミネ
ッセンススペクトルの比較をおこなった。第９図にその
構造を示す。量子井戸幅は共に約６０人（２０原子層）
であった。第９図において３１はＧａＡｓ基板、３２は
ＧａＡｓバッファ層、３３はＡｕ八へバリヤ層（６００
人）、３４はＧａＡｓ量子井戸（６０人）、３５はＧａ
八へキャップ層（５０人）である。

第１０図は４．２ｋにおけるスペクトルを示したものて
４１は木発明によって製作した量子井戸構造のスペクト
ル、４２は従来法によって製作した構造のスペクトルで
ある。本発明によるスペクトル４】の幅か４０人と狭く
、量子井戸を形成するペテロ界面かき′わめて平坦であ
ることを示している。

ＧａＡｓと同様へρ蕎も低温の基板上に良好な結晶品質
をもって成長させることができる。ＡＪ２八５へＧａＡ
ｓへテロ接合を組合せることにより、基板温度２００〜
３００℃で良質の量子井戸が成長できた。

３０人の井戸幅（ＧａＡｓ幅）の単一井戸からは量子準
位間遷移に相当する７２００人の強い発光が得られ、へ
ｌへＳの品質も十分に良いことが明らかとなつた。

以上の実施例においてはＭＢＥ装置を用い、ＩＩＩ　−
Ｖ族化合物半導体を主として説明してきたが、本発明は
他の薄膜成長装置によっても実現でき、またＩｌ　−Ｖ
Ｉ化合物半導体に適用てきることは言うまでもない。

［発明の効果コ 以上説明したようにＩＩＩ　−Ｖ族化合物半導体におい
ては微量のＢＶ元素を常時供給しなからＡ１．１元素と
ＢＶ元素を、ＩＩ−ＶＩ族化合物半導体の成長ては微量
のＢ’Ｖ１元素を常時供給しながらＡ′１、元素とＢ′
、１元素を成長基板上に交互に供給し、Ａ１．１原子ま
たはＡ′１□原子の１周期あたりの供給量を１原子層形
成に必要な量の９０％〜１１０％とすることにより、Ａ
　および八′１、原子が基板表面上できわめてｌｌ 速く移動できる性質を十分に利用することができ、これ
によって従来のＭＢＥ成長の問題点であったペテロ界面
に発生する多数の原子レベルでの凹凸か消滅し、きわめ
て良質のへテロ界面が得られるようになった。

【図面の簡単な説明】

第１図（八）〜（Ｆ）は本発明と従来法の作用を比較し
て説明する模式図で、同図（Ａ）〜　（Ｃ）は従来法の
、同図（Ｄ）〜（Ｆ）は本発明による結晶成長の模式図
、 第２図は本発明におりる原料元素の供給法の実施例のタ
イムチャート、 第３図および第４図は、それぞれ木発明の実施例および
従来法によって成長させたＧａＡｓ結晶のＲ１（ＥＥＤ
強度の振動の様子を示す線図、第５図（八）は木発明の
実施例におＧづるＧａと八Ｓの（１タイムチヤート、同
図（Ｂ）　、　（Ｃ）はそれぞれ成長過程におけるＲ１
−ＩＥＥＤ強度の回復を示す線図、第６図は本発明によ
り基板温度１００℃で成長させたＧａＡｓ成長層の旧＋
ＥＥＤ強度を示す線図、第７図は基板温度２００℃て成
長させたＧａＡｓの４２Ｋにおけるフォトルミネッセン
ススベクｌ−）し、第８図は原料元素の供給法の他の実
施例のタイムチャート、 第９図は量子井戸構造を示す図、 第１０図は本発明および従来法で作成した量子井戸構造
のフォトルミネッセンススペクトル、第１１図は従来法
によるペテロ界面の凹凸を示す模式図、 第１２図（Ａ）　、　（Ｂ）　、　（Ｃ）は従来の成長
方法を示す模式第１３図（Ａ）　、　（Ｂ）は従来の分
子層エピタキシによる成長を示す模式図である。 １　・・・ＧａＡｓ層、 ２・・・　ＡＡＡｓ層、 ３・・・ペテロ界面、 １０・ＧａＡｓ基板、 １１・・・Ｇａ原子、 １２・・・Ｃ原子、 １３・・・Ｉ（原子、 １４・・・ｌ・リメチルカリウム、 １５・・−Ａｓ原子、 １６・・・アルシン、 １７・・・メタン、 ３１・＝ＧａＡｓ基板、 ３２・・・Ｇａ八へバッファ層、 ３３・・・Ａｊ２　Ａｓバソヤ層、 ３４・・・ＧａＡｓ量子井戸、 ３５・・・６ａ八Ｓキヤ・ンブ層。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １）半導体単結晶基板上にIII族元素またはII族元素と
   Ｖ族元素またはVI族元素を交互に供給してIII−Ｖ族ま
   たはII−VI族化合物半導体を前記基板上にエピタキシャ
   ル成長させる方法において、III族元素またはII族元素
   と結合して化合物層を形成しない量のＶ族元素またはV
   I族元素のビームを前記基板上に照射しながら、１原子
   層を形成するのに必要な原子数の９０％ないし１１０％
   に調節された個数のIII族原子またはII族原子を前記基
   板上に供給して付着せしめる第１の過程と、 １原子層を形成するのに必要な原子数の１倍ないし５０
   倍に調節された個数のＶ族原子またはVI族原子を基板上
   に供給して付着せしめる第２の過程とを、 交互に繰返すことを特徴とする半導体エピタキシャル成
   長法。 ２）前記基板の温度が１００℃ないし７００℃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。