WO2023054202A1 - ＧａＡｓウエハ、ＧａＡｓウエハ群及びＧａＡｓインゴットの製造方法 - Google Patents
ＧａＡｓウエハ、ＧａＡｓウエハ群及びＧａＡｓインゴットの製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- WO2023054202A1 WO2023054202A1 PCT/JP2022/035510 JP2022035510W WO2023054202A1 WO 2023054202 A1 WO2023054202 A1 WO 2023054202A1 JP 2022035510 W JP2022035510 W JP 2022035510W WO 2023054202 A1 WO2023054202 A1 WO 2023054202A1
- Authority
- WO
- WIPO (PCT)
- Prior art keywords
- gaas
- wafer
- less
- concentration
- ingot
- Prior art date
Links
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 54
- 229910001218 Gallium arsenide Inorganic materials 0.000 claims abstract description 232
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 69
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 64
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims abstract description 64
- 229910052738 indium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 35
- APFVFJFRJDLVQX-UHFFFAOYSA-N indium atom Chemical compound [In] APFVFJFRJDLVQX-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 31
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 13
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 11
- 235000012431 wafers Nutrition 0.000 claims description 201
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims description 84
- 239000002019 doping agent Substances 0.000 claims description 39
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 37
- 238000003756 stirring Methods 0.000 claims description 35
- QAOWNCQODCNURD-UHFFFAOYSA-N Sulfuric acid Chemical compound OS(O)(=O)=O QAOWNCQODCNURD-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 16
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 claims description 11
- 239000000565 sealant Substances 0.000 claims description 11
- 238000005530 etching Methods 0.000 claims description 10
- JKWMSGQKBLHBQQ-UHFFFAOYSA-N diboron trioxide Chemical compound O=BOB=O JKWMSGQKBLHBQQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 9
- 229910052810 boron oxide Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 239000007788 liquid Substances 0.000 claims description 6
- 230000001965 increasing effect Effects 0.000 claims description 5
- JBRZTFJDHDCESZ-UHFFFAOYSA-N AsGa Chemical compound [As]#[Ga] JBRZTFJDHDCESZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 199
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 21
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 19
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 16
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 11
- RPQDHPTXJYYUPQ-UHFFFAOYSA-N indium arsenide Chemical compound [In]#[As] RPQDHPTXJYYUPQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 239000000758 substrate Substances 0.000 description 6
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 5
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 5
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 5
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 5
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 5
- 230000002093 peripheral effect Effects 0.000 description 5
- 238000001004 secondary ion mass spectrometry Methods 0.000 description 5
- 239000011669 selenium Substances 0.000 description 5
- 238000003860 storage Methods 0.000 description 5
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 229910000673 Indium arsenide Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 4
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 4
- 238000011049 filling Methods 0.000 description 4
- 239000011261 inert gas Substances 0.000 description 4
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 description 4
- 239000004065 semiconductor Substances 0.000 description 4
- 238000002834 transmittance Methods 0.000 description 4
- PZNSFCLAULLKQX-UHFFFAOYSA-N Boron nitride Chemical compound N#B PZNSFCLAULLKQX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052787 antimony Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052790 beryllium Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052793 cadmium Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 3
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000007789 sealing Methods 0.000 description 3
- 229910052711 selenium Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052714 tellurium Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000012935 Averaging Methods 0.000 description 2
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N Magnesium Chemical compound [Mg] FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- BUGBHKTXTAQXES-UHFFFAOYSA-N Selenium Chemical compound [Se] BUGBHKTXTAQXES-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000004913 activation Effects 0.000 description 2
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- WATWJIUSRGPENY-UHFFFAOYSA-N antimony atom Chemical compound [Sb] WATWJIUSRGPENY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- ATBAMAFKBVZNFJ-UHFFFAOYSA-N beryllium atom Chemical compound [Be] ATBAMAFKBVZNFJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- BDOSMKKIYDKNTQ-UHFFFAOYSA-N cadmium atom Chemical compound [Cd] BDOSMKKIYDKNTQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- -1 cesium ions Chemical class 0.000 description 2
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 2
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 2
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 2
- 229910052732 germanium Inorganic materials 0.000 description 2
- GNPVGFCGXDBREM-UHFFFAOYSA-N germanium atom Chemical compound [Ge] GNPVGFCGXDBREM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 150000002500 ions Chemical class 0.000 description 2
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 2
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 2
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 2
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 2
- 229910052950 sphalerite Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 2
- JBQYATWDVHIOAR-UHFFFAOYSA-N tellanylidenegermanium Chemical compound [Te]=[Ge] JBQYATWDVHIOAR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- PORWMNRCUJJQNO-UHFFFAOYSA-N tellurium atom Chemical compound [Te] PORWMNRCUJJQNO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000012298 atmosphere Substances 0.000 description 1
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052792 caesium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000004364 calculation method Methods 0.000 description 1
- 239000000969 carrier Substances 0.000 description 1
- 239000002800 charge carrier Substances 0.000 description 1
- 238000004891 communication Methods 0.000 description 1
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 1
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 1
- 230000003028 elevating effect Effects 0.000 description 1
- 239000008393 encapsulating agent Substances 0.000 description 1
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 1
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 1
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 1
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 1
- 150000002472 indium compounds Chemical class 0.000 description 1
- 230000031700 light absorption Effects 0.000 description 1
- 239000000463 material Substances 0.000 description 1
- 238000000691 measurement method Methods 0.000 description 1
- 230000000704 physical effect Effects 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 238000005070 sampling Methods 0.000 description 1
- 230000003068 static effect Effects 0.000 description 1
- 230000002194 synthesizing effect Effects 0.000 description 1
- 230000000007 visual effect Effects 0.000 description 1
- 238000005406 washing Methods 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011701 zinc Substances 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- 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
- C30B29/40—AIIIBV compounds wherein A is B, Al, Ga, In or Tl and B is N, P, As, Sb or Bi
-
- 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
- C30B29/40—AIIIBV compounds wherein A is B, Al, Ga, In or Tl and B is N, P, As, Sb or Bi
- C30B29/42—Gallium arsenide
Definitions
- the present invention relates to a method for manufacturing a GaAs wafer, a group of GaAs wafers, and a method for manufacturing a GaAs ingot.
- GaAs wafer As a method for producing a GaAs crystal (ingot) for obtaining a GaAs single crystal wafer (hereinafter also referred to as a GaAs wafer), the pulling (LEC) method, the horizontal boat (HB) method, the vertical temperature gradient (VGF) method and the vertical A type Bridgman (VB) method is known.
- LOC pulling
- HB horizontal boat
- VVF vertical temperature gradient
- VB vertical A type Bridgman
- Patent Document 1 discloses an n-type gallium arsenide substrate manufactured using the VGF method or the VB method, which has an average dislocation density of less than 100 cm ⁇ 2 and a dislocation density of 5 ⁇ 10 16 cm ⁇ 3 or more.
- An n-type gallium arsenide substrate having a silicon concentration of less than x1017 cm -3 is disclosed.
- Patent Document 2 discloses an n-type GaAs ingot produced using the VGF method or the VB method.
- This n-type GaAs ingot has a charge carrier concentration of 1 ⁇ 10 16 cm ⁇ 3 or more and 1 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 or less and a boron concentration of 5 ⁇ 10 17 cm ⁇ 3 or more.
- the etch pit density in the cross section perpendicular to the axis is 1500 pits/cm 2 or less, and an extremely low light absorption coefficient in the near-infrared region is intended to be realized.
- VCSELs vertical cavity surface-emitting lasers
- a silicon-doped GaAs wafer is used as a device substrate, and the GaAs wafer is required to have a suppressed carrier concentration and a low dislocation density.
- the dislocation density of the GaAs wafer has a large effect on the properties in these applications, it is desirable to have a large zero dislocation density area on the wafer surface in order to eliminate the effect.
- An object of the present invention is to provide a GaAs wafer and a group of GaAs wafers, which have a suppressed carrier concentration, a low dislocation density, and a large proportion of the area of the GaAs wafer surface where the dislocation density is zero. It is an object of the present invention to provide a GaAs ingot manufacturing method capable of obtaining a GaAs wafer and a group of GaAs wafers.
- the present inventors have focused on the silicon concentration in the crystal growth direction in the production of GaAs ingots, and have completed the present invention described below.
- a GaAs wafer characterized by being represented by a ratio of (2) an average dislocation density of 250/cm 2 or less;
- the GaAs wafer of (1) which is shown by averaging the converted values of each area.
- a GaAs wafer group composed of a plurality of GaAs wafers obtained from the straight body of the same GaAs ingot, each of the plurality of GaAs wafers, a silicon concentration of 1.0 ⁇ 10 17 cm ⁇ 3 or more and less than 1.1 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 ; an indium concentration of 3.0 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 or more and less than 3.0 ⁇ 10 19 cm ⁇ 3 ; a boron concentration of 2.5 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 or more; a carrier concentration of 1.0 ⁇ 10 16 cm ⁇ 3 or more and 4.0 ⁇ 10 17 cm ⁇ 3 or less;
- the ratio of the area of the region with zero dislocation density to the entire surface of the wafer is 91.0% or more,
- the GaAs wafer group of (4) which is shown by the average value of the conversion values of each area.
- the GaAs wafer group of (5) wherein the plurality of GaAs wafers are obtained from the central portion of the straight body portion of the GaAs ingot and include wafers having a carrier concentration of less than 2.0 ⁇ 10 17 cm ⁇ 3 .
- the amount of silicon to be charged is 110 wtppm or more and 150 wtppm or less, and the amount of indium to be charged is 1000 wtppm or more and 5000 wtppm or less.
- Production method. (11) The method for producing a GaAs ingot according to (9) or (10), wherein the amount of silicon to be charged is 120 wtppm or more and 140 wtppm or less, and the boron oxide contains 2 mol % or less of silicon.
- a GaAs wafer and a group of GaAs wafers are provided that have a suppressed carrier concentration, a low dislocation density, and a large area ratio of a region with zero dislocation density to the surface of the GaAs wafer. Furthermore, a method for manufacturing a GaAs ingot that can obtain this GaAs wafer and GaAs wafer group is provided.
- FIG. 1 is a schematic diagram of a GaAs ingot of the present invention
- FIG. FIG. 4 is a schematic diagram showing 69 areas set on a 6-inch wafer for the measurement of average dislocation density. It is a cross-sectional schematic diagram of the manufacturing apparatus used for manufacturing the GaAs ingot of the present invention.
- FIG. 3 is a schematic cross-sectional view of the crucible 3 used for manufacturing the GaAs ingot of the present invention, and corresponds to a state filled with raw materials and the like before starting crystal growth.
- FIG. 1 is a schematic diagram of a GaAs ingot obtained according to the manufacturing method of the present invention.
- the GaAs ingot has a straight body portion 18 having substantially the same diameter through a region 19 (also called a cone portion) whose diameter increases from the seed crystal 6 .
- the former position 15 is 0% and the latter position 17 is 100%, 1 to 5%
- the range is the seed side of the straight body (hereinafter simply referred to as the seed side), the range of 40 to 60% is the center of the straight body (hereinafter simply referred to as the center), and the range of 80 to 92% is the direct This is referred to as the tail side of the trunk (hereinafter simply referred to as the tail side).
- FIG. 1 shows position 16 which is halfway (50%) between positions 15 and 17 .
- Silicon (Si) concentration, indium (In) concentration, boron (B) concentration, carrier concentration, average dislocation density, maximum dislocation density, area of zero dislocation density region on wafer surface of GaAs wafer and GaAs wafer group according to the present invention and the absorption coefficient at a wavelength of 940 nm can be obtained by performing measurements on a wafer obtained from the straight body 18 of the GaAs ingot.
- the wafer size in the present invention is the wafer size defined by the SEMI standard.
- the size of the wafer can be appropriately selected depending on the diameter of the straight body portion 18 of the GaAs ingot. ) or more is preferable. A diameter of 6 inches (150 mm ⁇ 0.1 mm in diameter) or more is preferable because it is suitable for surface-emitting laser applications.
- the upper limit of the wafer size is not particularly limited, and can be, for example, 8 inches (200 mm ⁇ 0.1 mm in diameter) or less.
- the seed side, center portion, and tail side of the GaAs ingot can be evaluated using wafers cut from the respective ranges. For measurement, either the top or bottom surface of the wafer can be used for measurement.
- the carrier concentration is a value obtained by dividing a 10 mm ⁇ 10 mm size of the central part of the wafer from the sampled wafer, attaching indium electrodes to the four corners, heating it to 330 to 360 ° C., and then measuring it by Hall measurement by the Van der Pauw method. .
- the average dislocation density is obtained by measuring the etch pit density (EPD). 1:1 (volume ratio)), etch pits are generated by immersing in a KOH melt at a liquid temperature of 320° C. for 35 minutes, and the number of etch pits is counted. Etch pits that have a shape that looks like a hexagon peculiar to sphalerite crystals and that have a major axis (the length of a diagonal line passing through the center) of 20 ⁇ m or more are to be measured.
- the etch pit density is measured by setting areas with a diameter of 3 mm at 69 or 37 points on the wafer, observing each area with a microscope, and counting the generated etch pits.
- the areas of 69 points or 37 points are evenly distributed over the entire surface of the wafer. In the case of a 6-inch wafer, 69 areas are set at positions evenly distributed at intervals of 15 mm, and in the case of a 3-inch wafer, 37 points are set at positions evenly distributed at intervals of 10 mm. When 69 points are set at equally distributed positions, the areas are spaced 5 mm apart for a 2-inch wafer, 10 mm apart for a 4-inch wafer, and 20 mm apart for an 8-inch wafer.
- FIG. 2 shows a schematic diagram in which 69 areas are set on a 6-inch wafer.
- a 10 ⁇ objective lens with a field diameter of 1.73 mm is used for observation of each area.
- Etch pits are counted by searching for the field of view where the largest number of pits are observed in each area, and the counted number of etch pits is converted to per unit area (pieces/cm 2 ).
- the average dislocation density is obtained by averaging the converted values of the etch pit counts in each area.
- Etch pits that have a shape that looks like a hexagon peculiar to sphalerite crystals and that have a major axis (the length of a diagonal line passing through the center) of 20 ⁇ m or more are to be measured.
- the ratio of the area of the zero dislocation density region to the wafer surface is determined by generating etch pits in the same manner as described above and measuring the distribution of the etch pits.
- the distribution of the etch pits was obtained by dividing the entire wafer surface, excluding an annular portion with a width of 3 mm toward the center from the periphery of the wafer surface, into 1 mm square areas and observing them with a microscope using a 10x objective lens. , counting the etch pits in each area.
- the area within the outer peripheral line within the 1 mm square is the area to be measured. If it is large, measure the entire 1 mm square area, and if the area within the 1 mm square that falls within the measurement area within the outer peripheral line is small, the entire 1 mm square area is not measured, and 1 mm for the area surrounded by the outer peripheral line.
- the area enclosed by the corners should have an error within ⁇ 2% (preferably within ⁇ 1.5%).
- the effective number of 1 mm square areas to be measured on the entire surface of the wafer is 3881 for a 3-inch wafer (76 mm diameter), 6849 for a 4-inch wafer (100 mm diameter), and 6849 for a 6-inch wafer (150 mm diameter). 16529.
- Each area may be photographed with a camera equipped with a 10x objective and the etch pits in the area may be counted.
- the ratio of the number of areas with 0 etch pits to the total number of areas is defined as the ratio of the area of the region with zero dislocation density to the wafer surface.
- the largest count number among the count numbers of etch pits in each area is taken as the maximum dislocation density (pieces/mm 2 ).
- both the back surface and the front surface of the sampled wafer are mirror-finished so as to be in a damage-free state. At this time, if the wafer is sliced by a wire saw, it is desirable to polish both sides together to a thickness of 70 ⁇ m or more to mirror-finish the wafer.
- the absorption coefficient was measured using a spectrophotometer (UH5700 manufactured by Hitachi High-Tech Science Co., Ltd.) using a sample cut into a size of 20 mm ⁇ 20 mm from the vicinity of the center of the GaAs wafer that had been mirror-finished and the thickness after processing was measured. The value obtained by measuring the transmittance.
- the measurement conditions are as follows.
- In is added to lower the dislocation density of the resulting GaAs ingot.
- the solid-liquid interface moves from the seed crystal side end toward the opposite end. Crystal growth proceeds. After passing the cone portion, the segregation phenomenon (the segregation coefficient of Si in GaAs (0.14)) usually causes concentration of Si into the GaAs melt, and the Si concentration increases toward the tail side. Suppressing the increase in Si concentration due to this crystal growth and making the Si concentration in the central portion lower than the Si concentration in the seed side of the GaAs ingot is advantageous for increasing the area ratio of the region with zero dislocation density. and in the GaAs ingot manufacturing method according to the present invention, the Si concentration is controlled as follows.
- Si is dissolved in the GaAs melt, and the following reaction occurs at the interface with B 2 O 3 .
- Si is segregated and a large amount of Si in the melt is efficiently incorporated into B 2 O 3 so that the Si concentration does not increase. It is possible to obtain a wafer having a large proportion of the area of the region with zero dislocation density in the wafer surface. By incorporating a large amount of Si in the melt into B 2 O 3 , a large amount of B is supplied into the melt.
- the activation rate of silicon added as a dopant can be lowered, and the carrier concentration and thus the absorption coefficient can be controlled.
- FIG. 3 schematically shows a cross-sectional view of an example of a manufacturing apparatus for use in the GaAs ingot manufacturing method according to the present invention.
- the manufacturing apparatus shown in FIG. 3 includes an airtight container 7 that can be evacuated and filled with atmospheric gas from the outside, a crucible 3 arranged in the center of the airtight container 7, and a crucible storage container (susceptor) that stores and holds the crucible 3. 2, a mechanism 14 for lifting and/or rotating the crucible storage container (susceptor) 2 (only the lifting/rotating rod is shown), and a heater equipped to surround the crucible storage container (susceptor) 2 in the airtight container 7. 1.
- an upper rod 21 is arranged with a stirring blade 20 that can rotate and move up and down.
- Stirrer blade 20 and upper rod 21 form a stirrer means, stirrer blade 20 is removable from upper rod 21, and sealant container and other members can be attached to upper rod 21.
- the crucible 3 can be made of pyrolytic boron nitride (PBN).
- PBN pyrolytic boron nitride
- the crucible 3 is filled with a seed crystal 6, a compound semiconductor raw material 5, and a sealant (B 2 O 3 ) 4, and the airtight container 7 is filled with an inert gas 8 as an example. ing.
- FIG. 4 schematically shows a cross-sectional view of an example of a crucible for use in the method of manufacturing a GaAs ingot according to the present invention, and corresponds to a state filled with raw materials before starting crystal growth.
- a seed crystal 6, a GaAs polycrystalline raw material 9, a dopant (silicon) 10, a dopant (indium) 11, and a sealant (B 2 O 3 ) 4 are filled in the crucible 3 shown in FIG.
- the GaAs polycrystalline raw material 9 is arranged as a crushed GaAs polycrystal (9A), a cylindrical GaAs polycrystal container (9B), and a disk-shaped GaAs polycrystal (9C). It is not limited to such a mode, and for example, only crushed GaAs polycrystals may be filled.
- the temperature is ramped by a PID-controlled heater so that the temperature on the side of the seed crystal 6 is lowered so that the seed crystal 6 does not melt.
- the GaAs polycrystalline raw material 9 is heated to 1238° C. or higher, which is the melting point of GaAs, to melt the GaAs polycrystalline raw material 9 and the sealing agent (B 2 O 3 ) 4, thereby adding the dopant (silicon) and Dopant (indium) 11 is dissolved.
- the temperature near the seed crystal 6 is raised and the upper portion of the seed crystal 6 is melted, the overall temperature is gradually lowered while applying a temperature gradient to obtain a GaAs ingot.
- the temperature drop rate is preferably 10° C./h or less.
- the encapsulant (B 2 O 3 ) 4 is stirred during crystal growth. At that time, the stirring is carried out so that the Si concentration in the central portion of the GaAs ingot is lower than the Si concentration in the seed side of the GaAs ingot. It is preferable to start stirring from the time when crystal growth starts on the seed side of the straight body part to the central part (the position from the straight body seed is 1 to 40%), more preferably straight. Stirring is started when the position from the drum seed is 1 to 20%. Stirring may be started before that, for example, when crystal growth starts in the middle of the cone portion or at the portion where the cone portion is switched to the straight body portion (the position from the straight body seed is near 0%). Stirring may be started at . Stirring is preferably continued until crystal growth on the tail side of the straight body ends, and may be continued until crystal growth ends.
- Stirring is preferably performed by disposing a stirring means in the sealant (B 2 O 3 ) 4 and rotating it. It is preferable to adjust the number of revolutions while gradually increasing the number of revolutions so that the change in the Si concentration can be moderately adjusted.
- the number of rotations may be changed stepwise, or may be changed continuously.
- the maximum rotation speed to be reached is preferably 6 rpm or more, more preferably 10 rpm or more, from the viewpoint of promoting the reaction.
- the rotation speed can be, for example, 20 rpm or less.
- the stirring means may have a shape in which stirring blades are attached around a rotating shaft.
- the shape of the stirring blade is not particularly limited, and it can be made of a plate-shaped member of a predetermined shape. is mentioned.
- the plate-shaped member is preferably attached at an angle of inclination of 45° or more and 135° or less with respect to the interface formed by the GaAs melt and B 2 O 3 in a stationary state.
- the stirring blade preferably has a size such that the area formed by the locus of rotation when the stirring means is rotated is 30% or more of the area of the interface formed by the GaAs melt and B 2 O 3 in a stationary state. , more preferably 70% or more.
- the distance between the lower end of the stirring blade and the interface formed by the GaAs melt and B 2 O 3 in a stationary state is preferably less than 2 mm, preferably 1 mm or less. However, it is preferable to keep the lower end of the stirring blade from contacting the interface.
- the size of the seed crystal 6 is not particularly limited, but it may have a cross-sectional area of 1 to 20%, for example, 3 to 17% of the cross-sectional area having the inner diameter of the crucible 3 as its diameter. It is preferable to have When the diameter of the crystal to be grown exceeds 100 mm, the cross-sectional area of the seed crystal 6 can be 2 to 10% of the cross-sectional area having the inner diameter of the crucible.
- the inner diameter of the crucible 3 is preferably slightly larger than the intended wafer size.
- the target wafer size can be, for example, 2 inches or more, preferably 3 inches or more, and more preferably 6 inches or more.
- the upper limit of the wafer size is not particularly limited, and can be, for example, 8 inches or less.
- dopant Silicon (Si) and indium (In) are used as dopants.
- the dopant (silicon) 10 is added to the GaAs polycrystalline raw material 9 in such a weight that the desired concentration is obtained by crushing a high-purity Si shot or a high-purity Si substrate.
- dopant (indium) 11 high-purity In or an indium compound (for example, high-purity indium arsenide (InAs), etc.) is added to the GaAs polycrystalline raw material 9 in a weight that provides a desired concentration.
- the silicon charge amount can be 110 wtppm or more and 150 wtppm or less, preferably 120 wtppm or more and 140 wtppm or less, more preferably 130 wtppm or more and 140 wtppm or less, with respect to the GaAs polycrystalline raw material.
- the amount of silicon charge does not include the amount of silicon contained in B 2 O 3 .
- the silicon charge amount is such that when a GaAs ingot is produced under the same conditions except that B 2 O 3 is not stirred, the silicon concentration on the seed side of the straight body is 7.0 ⁇ 10 17 cm ⁇ 3 or more. be able to.
- the silicon concentration on the seed side of the straight body is 7.0 ⁇ 10 17 cm ⁇ 3 or more. be able to.
- a large diameter of 4 inches or more, such as 6 inches by setting the silicon concentration on the seed side of the straight body to 7.0 ⁇ 10 17 cm ⁇ 3 or more, at least the wafer in the center of the straight body is low.
- the charge amount of indium can be 100 wtppm or more and 5000 wtppm or less, preferably 500 wtppm or more and 4000 wtppm or less, more preferably 1000 wtppm or more and 2000 wtppm or less with respect to the GaAs polycrystalline raw material.
- InAs indium arsenide
- the melting point of In is 156° C.
- the melting point of InAs is 942° C., which are considerably lower than the melting point of GaAs, 1238° C.
- FIG. 4 is an example of that aspect.
- a dopant (indium) 11 is placed above the center of the crucible (the position corresponding to the center of the ingot).
- a dopant (indium) 11 is placed in a container made of GaAs crystals or GaAs polycrystals (GaAs container) so that the dopant inside does not come out of the container until the temperature at which the GaAs container melts.
- the dopant (silicon) 10 is preferably arranged below (on the side of the seed crystal) the center of the crucible (the position corresponding to the center of the ingot).
- a dopant (silicon) 10 may be placed in a GaAs container such that the dopant therein does not leave the container until the temperature at which the GaAs container melts. Since silicon has a lower density than GaAs, the dopant (silicon) floats in the melt, the silicon concentration in the GaAs melt on the seed crystal side becomes low, and the silicon concentration on the seed side of the GaAs ingot becomes low. However, use of a GaAs container is effective in avoiding such a situation.
- the size of the seed crystal 6 is preferably within the above range also in order to prevent In from easily adhering around the seed crystal 6 .
- Elements that can be considered as dopants other than silicon and indium include beryllium (Be), magnesium (Mg), aluminum (Al), carbon (C), germanium (Ge), tin (Sn), nitrogen (N), sulfur ( S), selenium (Se), tellurium (Te), zinc (Zn), cadmium (Cd), chromium (Cr), and antimony (Sb). is acceptable, but preferably not intentionally added.
- the sealant (B 2 O 3 ) 4 preferably has a reduced silicon content in order to promote reaction with silicon.
- the silicon concentration in B 2 O 3 can be 2 mol % or less, preferably 1 mol % or less, and can be 0 mol %.
- the lower the silicon concentration in B 2 O 3 the lower the activation rate tends to be.
- Silicon may be included in B 2 O 3 in the form of Si oxide.
- At least one of the seed side, the central portion, and the tail side of the GaAs ingot has a concentration of 1.0 ⁇ 10 17 cm ⁇ 3 or more and 1.1 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 a silicon concentration of less than 3.0 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 or more, an indium concentration of 3.0 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 or more and less than 3.0 ⁇ 10 19 cm ⁇ 3 , and a boron concentration of 2.5 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 or more;
- the concentration is 1.0 ⁇ 10 16 cm ⁇ 3 or more and 4.0 ⁇ 10 17 cm ⁇ 3 or less, and the wafer surface can have a portion where the dislocation density zero region is 91.0% or more.
- the central portion of the straight body has such a portion, and more preferably, all of the seed side, central portion and tail side of the straight body have such portions.
- the portion may have an average dislocation density of 250/cm 2 or less, and an absorption coefficient of 3.5 cm ⁇ 1 or more and 7.0 cm ⁇ 1 or less at a wavelength of 940 nm.
- a GaAs wafer according to the present invention can be obtained by cutting a wafer from at least one of the seed side, center portion, and tail side of the GaAs ingot obtained by the GaAs ingot manufacturing method according to the present invention.
- the GaAs wafers according to the present invention are preferably obtained from the center, more preferably from both the seed side, the center and the tail side.
- the GaAs wafer according to the present invention has a silicon concentration of 1.0 ⁇ 10 17 cm ⁇ 3 or more and less than 1.1 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 and a silicon concentration of 3.0 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 or more and 3.0 ⁇ 10 19 cm ⁇ 3 . having an indium concentration of less than 3 , a boron concentration of 2.5 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 or more, and a carrier concentration of 1.0 ⁇ 10 16 cm ⁇ 3 or more and 4.0 ⁇ 10 17 cm ⁇ 3 or less and the zero dislocation density region occupies 91.0% or more of the wafer surface.
- the GaAs wafer may have an average dislocation density of 250/cm 2 or less, and an absorption coefficient of 3.5 cm ⁇ 1 or more and 7.0 cm ⁇ 1 or less at a wavelength of 940 nm.
- the Si concentration of the GaAs wafer according to the present invention is 1.0 ⁇ 10 17 cm ⁇ 3 or more and 1.1 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 or more . Less than 3 .
- the In concentration of the GaAs wafer according to the present invention is set to is 3.0 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 or more and less than 3.0 ⁇ 10 19 cm ⁇ 3 .
- the GaAs wafer according to the present invention can be advantageously obtained by promoting the reaction between the sealant (B 2 O 3 ) and the dopant Si in the crystal growth of the GaAs ingot by the VGF method or the VB method. 5 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 or more, and the B concentration is preferably 3.0 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 or more. Although the upper limit of the B concentration is not particularly limited, the B concentration can be 3.0 ⁇ 10 19 cm ⁇ 3 or less.
- elements other than the above and their concentrations except for B and oxygen (O) mixed into the GaAs ingot by B 2 O 3 used as a sealant, elements other than Si and In are preferably not added to GaAs, and are added as dopants. It is preferable that only Si and In are added as dopants, and other elements are not intentionally added as dopants.
- Elements that can be considered as dopants other than silicon and indium include beryllium (Be), magnesium (Mg), aluminum (Al), carbon (C), germanium (Ge), tin (Sn), nitrogen (N), sulfur ( S), selenium (Se), tellurium (Te), zinc (Zn), cadmium (Cd), chromium (Cr), and antimony (Sb). is acceptable, but preferably not intentionally added.
- each concentration of Al, C and Zn in GaAs by SIMS analysis is preferably 3 ⁇ 10 16 cm ⁇ 3 or less (including zero).
- concentrations of Be, Mg, Ge, Sn, N, S, Se, Te, Cd, Cr and Sb are preferably 5 ⁇ 10 15 cm ⁇ 3 or less (including zero). Furthermore, the concentration of N is more preferably 1 ⁇ 10 15 cm ⁇ 3 or less.
- the average dislocation density value of the GaAs wafer according to the present invention is preferably 250/cm 2 or less.
- the lower limit of the average dislocation density is not particularly limited. When the average dislocation density is 10/cm 2 or more, particularly 30/cm 2 or more, the effect of specifying the ratio of the area of the zero dislocation density region is effectively exhibited.
- the ratio of the area of the zero dislocation density region to the wafer surface is 91.0% or more.
- the ratio of the area of the zero dislocation density region to the wafer surface may be 100%.
- a GaAs wafer according to the present invention has a carrier concentration of 1.0 ⁇ 10 16 cm ⁇ 3 or more and 4.0 ⁇ 10 17 cm ⁇ 3 or less.
- the absorption coefficient at a wavelength of 940 nm is preferably 3.5 cm ⁇ 1 or more and 7.0 cm ⁇ 1 or less.
- a GaAs wafer group according to the present invention can be obtained by slicing a plurality of wafers from at least one of the seed side, the central portion, and the tail side of the GaAs ingot obtained by the GaAs ingot manufacturing method according to the present invention.
- GaAs wafers according to the present invention are preferably obtained from the central portion, more preferably from all of the seed, central and tail sides.
- a GaAs wafer group according to the present invention is composed of a plurality of wafers obtained from the same ingot.
- the plurality of wafers is not particularly limited as long as it is two or more, but it is preferable that it is half or more of the total number of wafers that can be cut from the same ingot, and the total number of wafers obtained from the central part of the same ingot. More preferably, it is the total number of wafers obtained from the same ingot from the seed side to the tail side. It is particularly preferable that it is the total number of wafers obtained from the seed-side end on the seed crystal side to the tail-side end opposite to the seed crystal.
- Each of the plurality of wafers has a silicon concentration of 1.0 ⁇ 10 17 cm ⁇ 3 or more and less than 1.1 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 and a silicon concentration of 3.0 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 or more and 3.0 ⁇ 10 19 cm ⁇ 3 . having an indium concentration of less than 3 , a boron concentration of 2.5 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 or more, and a carrier concentration of 1.0 ⁇ 10 16 cm ⁇ 3 or more and 4.0 ⁇ 10 17 cm ⁇ 3 or less and the zero dislocation density region occupies 91.0% or more of the wafer surface.
- the GaAs wafer may have an average dislocation density of 250/cm 2 or less, and an absorption coefficient of 3.5 cm ⁇ 1 or more and 7.0 cm ⁇ 1 or less at a wavelength of 940 nm. These preferred ranges are as described for the GaAs wafers according to the invention.
- the plurality of wafers includes a wafer obtained from the central portion of the straight body portion of the GaAs ingot, and the wafer obtained from the central portion further has a carrier concentration of less than 2.0 ⁇ 10 17 cm ⁇ 3 . is preferred.
- the carrier concentration of the wafer obtained from this central portion can be 1.0 ⁇ 10 16 cm ⁇ 3 or higher.
- the GaAs wafer according to the present invention has a suppressed carrier concentration and a low dislocation density.
- the ratio of the area of the dislocation density zero region to the GaAs wafer surface is large. It is suitable for substrates of surface emitting lasers such as
- the stirring impeller consists of four rectangular plate-shaped members made of materials such as carbon and BN that do not affect the crystal characteristics, and is attached to a rod. 50% or more of the area of the interface formed by B 2 O 3 and B 2 O 3 in the static state.
- a PBN crucible 3 having an inner diameter of 159.9 mm and an inner diameter of the seed portion of 6.0 to 6.5 mm was prepared.
- a crucible As shown in FIG. 4, 20,000 ⁇ 10 g of GaAs polycrystalline raw material 9A obtained by crushing GaAs polycrystals prepared by synthesizing 6N (99.9999% or more purity) Ga and 6N As, and A GaAs seed crystal 6 cut so that the (100) plane was the crystal growth plane was filled.
- the diameter of the GaAs seed crystal 6 was adjusted by a combination of mechanical grinding and etching so as to be approximately 0.5 mm smaller than the inner diameter of the seed portion of each crucible.
- the dopant inside the GaAs container was prevented from coming out of the GaAs container until it reached a temperature at which the GaAs container melted.
- a dopant (indium) 11 was placed above the center of the crucible 3
- a dopant (silicon) 10 was placed below the center of the crucible 3 and closer to the seed crystal 6 .
- the temperature of the entire furnace is lowered at a rate of 10° C./h or less by controlling the heater while applying a temperature gradient.
- An n-type GaAs ingot with Si as a dopant was grown. After the ingot has grown to the point where the cone portion crystal grows and reaches the crystal straight body portion, the distance between the interface between the sealing agent B 2 O 3 and the crystal tail side and the lower end of the stirring blade is 3 mm or less. , and the lower end was kept out of contact with the interface, the stirring blade was rotated to start stirring the B 2 O 3 .
- the rotation speed of the stirring blade was increased stepwise from a low speed to 10 rpm, and stirring was continued at 10 rpm until the growth of the tail side was completed.
- the rotation speed of the stirring blade is 5 rpm and 50 mm from the position of 25 mm (the position from the straight body seed is 16%) to the position of 50 mm from the point where the cone part crystal growth reaches the crystal straight body part. 7.6 rpm from the position (30% position from the straight body seed) to 100 mm position, and 10 rpm after 100 mm position (61% position from the straight body seed). The rotation speed was adjusted so that the
- a straight body portion of the grown GaAs ingot was sliced with a wire saw into a wafer shape.
- the wafer size is equivalent to 6 inches.
- the last cutting plane is located 20 mm from the end of the ingot opposite to the seed crystal side (toward the seed side). Wafers obtained on the seed side, the central part, and the tail side of the straight body of the GaAs ingot, and wafers obtained between the seed side and the central part, and between the central part and the tail side were evaluated. At least three wafers were used at each position for the measurements described below.
- the cutting position from one of the ingots is as shown in Table 1, and the length from the position where the cone part of the ingot changes to the straight body part to the last cut surface where the straight body part ends is 100%. , the former position is 0% and the latter position is 100%.
- a 10 mm ⁇ 10 mm size is cut out from the area (wafer center) containing the center of the crystal of the sliced wafer (or cut-off portion), and Van der Pauw is cut as described above.
- the carrier concentration was measured by Hall measurement according to the method.
- Etch pits were counted on the surface of the wafer adjacent to the wafer used for the hole measurement (facing through the same cut surface) as described above, and evaluated as an average dislocation density (pieces/cm 2 ). When the number of etch pits was 1000/cm 2 or more, the counting was performed by changing to a 5 ⁇ objective lens with a visual field diameter of 3.46 mm.
- the ratio of the area of the zero dislocation density region to the wafer surface and the maximum dislocation density were obtained as described above.
- the absorption coefficient was measured at a wavelength of 920 nm.
- the spectrophotometer UH5700 manufactured by Hitachi High-Tech Science Co., Ltd. was used to measure the transmittance, and the absorption coefficient was obtained using the above-mentioned formulas [1] and [2].
- Crystal numbers 2 to 6, crystal number 0 GaAs ingots with crystal numbers 2 to 6 and crystal number 0 were produced and evaluated in the same manner as crystal number 1 except that the conditions were changed to those shown in Table 1.
- Crystal number 7 A GaAs ingot was grown in the same manner as crystal number 1 using a 3-inch manufacturing apparatus.
- a dopant silicon
- Wafers were obtained and evaluated in the same manner as crystal No. 1, except that the straight body of the grown GaAs ingot was sliced with a wire saw into wafers of 3 inches.
- Crystal number 8 The rotation speed of the stirring blade is 5 rpm from the position of 12.5 mm (the position from the straight body seed is 8%) to the position of 50 mm from the point where the cone part crystal growth reaches the crystal straight body part. , 7.6 rpm from the position of 50 mm to the position of 100 mm, and 10 rpm after the position of 100 mm. A GaAs ingot with crystal number 8 was produced, and a wafer was obtained and evaluated.
- Crystal number 9 As in the conditions shown in Table 1, the Si charge amount was changed from 140 wtppm to 130 wtppm, and the Si concentration in B 2 O 3 was changed from 0 mol% to 0.25 mol%. Then, a GaAs ingot with crystal number 9 was produced and evaluated.
- the obtained GaAs ingot has n-type conductivity. Boron oxide was stirred so that the silicon concentration in the central part of the straight body part of the GaAs ingot was lower than the silicon concentration in the seed side of the straight body part, and the crystals were grown from crystal numbers 2 to 9, 1.0 ⁇ A silicon concentration of 10 17 cm ⁇ 3 or more and less than 1.1 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 , an indium concentration of 3.0 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 or more and less than 3.0 ⁇ 10 19 cm ⁇ 3 , and 2.5 ⁇ A region having a boron concentration of 10 18 cm ⁇ 3 or more, a carrier concentration of 1.0 ⁇ 10 16 cm ⁇ 3 or more and 4.0 ⁇ 10 17 cm ⁇ 3 or less, and having zero dislocation density on the wafer surface. It was possible to obtain a plurality of wafers having an area ratio of 91.0% or more from at least a part of the GaAs ingot.
- the carrier concentration is suppressed, the dislocation density is low, and the ratio of the area of the dislocation density zero region to the GaAs wafer surface is large. It is possible to provide a GaAs wafer and a group of GaAs wafers suitable for the substrate of the first surface-emitting laser. Further, according to the present invention, it is possible to provide a GaAs ingot manufacturing method for obtaining the GaAs wafer and the GaAs wafer group.
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
Abstract
キャリア濃度が抑制され、かつ低転位密度であることに加え、ＧａＡｓウエハ面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合が大きいＧａＡｓウエハを提供する。１．０×１０１７ｃｍ－３以上１．１×１０１８ｃｍ－３未満のシリコン濃度と、３．０×１０１８ｃｍ－３以上３．０×１０１９ｃｍ－３未満のインジウム濃度と、２．５×１０１８ｃｍ－３以上のボロン濃度と、を有し、キャリア濃度が１．０×１０１６ｃｍ－３以上４．０×１０１７ｃｍ－３以下であり、ウエハ面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合が９１．０％以上であることを特徴とする、ＧａＡｓウエハである。
Description
本発明は、ＧａＡｓウエハ、ＧａＡｓウエハ群及びＧａＡｓインゴットの製造方法の製造方法に関する。
ＧａＡｓ単結晶ウエハ（以下、ＧａＡｓウエハともいう。）を得るためのＧａＡｓ結晶（インゴット）の製造方法として、引き上げ（ＬＥＣ）法、横型ボート（ＨＢ）法、縦型温度傾斜（ＶＧＦ）法及び縦型ブリッジマン（ＶＢ）法が知られている。単結晶の種結晶を起点とし、これらの製造方法により結晶成長させた単結晶の直胴部を有する塊がインゴットであり、そのインゴットの直胴部からウエハが切り出される。同一のＧａＡｓインゴットからは、複数のＧａＡｓウエハが得られ、これら複数のウエハはウエハ群ともいわれる。
中でも、縦型温度傾斜（ＶＧＦ）法及び縦型ブリッジマン（ＶＢ）法は低転位密度化が可能な方法として知られている。
例えば、特許文献１には、ＶＧＦ法又はＶＢ法を利用して作成されたｎ型ヒ化ガリウム基板であって、１００ｃｍ－２未満の平均転位密度と、５×１０１６ｃｍ－３以上で５×１０１７ｃｍ-3未満のシリコン濃度を有するｎ型ヒ化ガリウム基板が開示されている。
例えば、特許文献１には、ＶＧＦ法又はＶＢ法を利用して作成されたｎ型ヒ化ガリウム基板であって、１００ｃｍ－２未満の平均転位密度と、５×１０１６ｃｍ－３以上で５×１０１７ｃｍ-3未満のシリコン濃度を有するｎ型ヒ化ガリウム基板が開示されている。
また、特許文献２には、ＶＧＦ法又はＶＢ法を利用して作成されたｎ型ＧａＡｓインゴットが開示されている。このｎ型ＧａＡｓインゴットは、キャリア濃度が１×１０１６ｃｍ－３以上１×１０１８ｃｍ－３以下の電荷キャリア濃度と、５×１０１７ｃｍ－３以上のボロン濃度と、を有し、結晶軸に垂直な断面におけるエッチピット密度が、１５００個／ｃｍ２以下であって、近赤外線域での非常に低い光吸収係数を実現しようとするものである。
近年、半導体レーザーの中でも、ＶＣＳＥＬ（垂直共振器型面発光レーザー）をはじめとる面発光レーザーの活用が活発に進められ、光通信、光センシング等に応用されている。これらの用途では、素子基板としてシリコンドープ型のＧａＡｓウエハが用いられ、ＧａＡｓウエハには、キャリア濃度が抑制され、かつ低転位密度であることが求められる。
加えて、ＧａＡｓウエハの転移密度は、これらの用途においては特性に大きな影響を及ぼすため、影響を排除するため、ウエハ面に占める転位密度ゼロの領域が大きいことが望ましい。
加えて、ＧａＡｓウエハの転移密度は、これらの用途においては特性に大きな影響を及ぼすため、影響を排除するため、ウエハ面に占める転位密度ゼロの領域が大きいことが望ましい。
本発明では、キャリア濃度が抑制され、かつ低転位密度であることに加え、ＧａＡｓウエハ面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合が大きいＧａＡｓウエハ及びＧａＡｓウエハ群の提供を目的とし、さらにこのＧａＡｓウエハ及びＧａＡｓウエハ群を得ることのできるＧａＡｓインゴットの製造方法の提供を目的とする。
本発明者等は、上述の課題を達成するために鋭意研究を重ねた結果、ＧａＡｓインゴットの製造における結晶成長方向のシリコン濃度に着目し、以下に述べる本発明を完成させた。
本発明の要旨構成は以下のとおりである。
（１）１．０×１０１７ｃｍ－３以上１．１×１０１８ｃｍ－３未満のシリコン濃度と、
３．０×１０１８ｃｍ－３以上３．０×１０１９ｃｍ－３未満のインジウム濃度と、
２．５×１０１８ｃｍ－３以上のボロン濃度と、を有し、
キャリア濃度が１．０×１０１６ｃｍ－３以上４．０×１０１７ｃｍ－３以下であり、
ウエハの全面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合が９１．０％以上であり、
ここで、前記ウエハの全面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合は、ウエハ面を硫酸系鏡面エッチング液（Ｈ２ＳＯ４：Ｈ２Ｏ２：Ｈ２Ｏ＝３：１：１（体積比））で前処理した後、液温３２０℃のＫＯＨ融液中に３５分間浸積することでエッチピットを発生させたウエハ面の全面からウエハ面の外周から中心に向かって３ｍｍ幅の円環状の部分を除いた領域を１ｍｍ角のエリアに分割し、各エリアの全範囲を顕微鏡で観察してエッチピットをカウントした場合に、全エリア数に占めるエッチピットのカウント数が０のエリア数の割合で示されることを特徴とする、ＧａＡｓウエハ。
（２）平均転位密度が２５０個／ｃｍ２以下であり、
ここで、前記平均転位密度は、ウエハ面を硫酸系鏡面エッチング液（Ｈ２ＳＯ４：Ｈ２Ｏ２：Ｈ２Ｏ＝３：１：１（体積比））で前処理した後、液温３２０℃のＫＯＨ融液中に３５分間浸積することでエッチピットを発生させたウエハ面の全面に対して等間隔に６９点又は３７点に直径３ｍｍのエリアを設定して、各エリアを視野直径１．７３ｍｍとなる顕微鏡で観察して、最もエッチピットが多く観察される視野を探してエッチピットをカウントし、カウント数を単位面積当たり（個／ｃｍ２）に換算した換算値を求め、各エリアの換算値を平均した値で示される、（１）のＧａＡｓウエハ。
（３）ウエハのサイズが３インチ以上である、（１）又は（２）のＧａＡｓウエハ。
（４）同一のＧａＡｓインゴットの直胴部から得られる複数のＧａＡｓウエハにより構成されるＧａＡｓウエハ群であって、
前記複数のＧａＡｓウエハのそれぞれが、
１．０×１０１７ｃｍ－３以上１．１×１０１８ｃｍ－３未満のシリコン濃度と、
３．０×１０１８ｃｍ－３以上３．０×１０１９ｃｍ－３未満のインジウム濃度と、
２．５×１０１８ｃｍ－３以上のボロン濃度と、を有し、
キャリア濃度が１．０×１０１６ｃｍ－３以上４．０×１０１７ｃｍ－３以下であり、
ウエハの全面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合が９１．０％以上であり、
ここで、前記ウエハの全面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合は、ウエハ面を硫酸系鏡面エッチング液（Ｈ２ＳＯ４：Ｈ２Ｏ２：Ｈ２Ｏ＝３：１：１（体積比））で前処理した後、液温３２０℃のＫＯＨ融液中に３５分間浸積することでエッチピットを発生させたウエハ面の全面からウエハ面の外周から中心に向かって３ｍｍ幅の円環状の部分を除いた領域を１ｍｍ角のエリアに分割し、各エリアの全範囲を顕微鏡で観察してエッチピットをカウントした場合に、全エリア数に占めるエッチピットのカウント数が０のエリア数の割合で示されることを特徴とする、ＧａＡｓウエハ群。
（５）前記複数のＧａＡｓウエハのそれぞれが２５０個／ｃｍ２以下の平均転位密度を有し、
ここで、前記平均転位密度は、ウエハ面を硫酸系鏡面エッチング液（Ｈ２ＳＯ４：Ｈ２Ｏ２：Ｈ２Ｏ＝３：１：１（体積比））で前処理した後、液温３２０℃のＫＯＨ融液中に３５分間浸積することでエッチピットを発生させたウエハ面の全面に対して等間隔に６９点又は３７点に直径３ｍｍのエリアを設定して、各エリアを視野直径１．７３ｍｍとなる顕微鏡で観察して、最もエッチピットが多く観察される視野を探してエッチピットをカウントし、カウント数を単位面積当たり（個／ｃｍ２）に換算した換算値を求め、各エリアの換算値を平均した値で示される、（４）のＧａＡｓウエハ群。
（６）前記複数のＧａＡｓウエハが、前記ＧａＡｓインゴットの直胴部の中央部から得られ、２．０×１０１７ｃｍ－３未満のキャリア濃度を有するウエハを含む、（５）のＧａＡｓウエハ群。
（７）前記複数のウエハが、前記同一のＧａＡｓインゴットの直胴部から得られるウエハの全枚数の半数以上である、（４）～（６）のいずれかのＧａＡｓウエハ群。
（８）前記複数のウエハが、前記同一のＧａＡｓインゴットの直胴部のシード側からテイル側までの間から得られるウエハの全枚数である、（７）のＧａＡｓウエハ群。
（９）縦型温度傾斜法又は縦型ブリッジマン法により、ドーパントとしてシリコン及びインジウムを使用し、封止剤として酸化ホウ素を使用するＧａＡｓインゴットの製造方法において、
前記ＧａＡｓインゴットの直胴部のシード側におけるシリコン濃度よりも直胴部の中央部におけるシリコン濃度が低くなるように前記酸化ホウ素を撹拌して、結晶成長させることを特徴とする、ＧａＡｓインゴットの製造方法。
（１０）炉内にチャージするＧａＡｓの量に対して、チャージする前記シリコンの量が１１０ｗｔｐｐｍ以上１５０ｗｔｐｐｍ以下であり、チャージする前記インジウムの量が１０００ｗｔｐｐｍ以上５０００ｗｔｐｐｍ以下である、（９）のＧａＡｓインゴットの製造方法。
（１１）前記チャージするシリコンの量が１２０ｗｔｐｐｍ以上１４０ｗｔｐｐｍ以下であり、前記酸化ホウ素が２モル％以下のシリコンを含有する、（９）又は（１０）のＧａＡｓインゴットの製造方法。
（１２）前記撹拌の撹拌速度を前記直胴部のシード側からテイル側に向けて増加させ、前記撹拌速度の最大値を６ｒｐｍ以上とする、（９）～（１１）のいずれかのＧａＡｓインゴットの製造方法。
（１３）前記直胴部のシード側におけるシリコン濃度が７．０×１０１７ｃｍ－３以上であり、前記直胴部の中央部におけるシリコン濃度が６．０×１０１７ｃｍ－３以下である、（９）～（１２）のいずれかのＧａＡｓインゴットの製造方法。
（１４）前記ＧａＡｓインゴットの直胴部のシード側のキャリア濃度が直胴部のテイル側のキャリア濃度よりも大きい、（９）～（１３）のいずれかのＧａＡｓインゴットの製造方法。
（１５）前記ＧａＡｓインゴットの直胴部の中央部が２．０×１０１７ｃｍ－３未満のキャリア濃度である部分を有する、（９）～（１４）のいずれかのＧａＡｓインゴットの製造方法。
（１）１．０×１０１７ｃｍ－３以上１．１×１０１８ｃｍ－３未満のシリコン濃度と、
３．０×１０１８ｃｍ－３以上３．０×１０１９ｃｍ－３未満のインジウム濃度と、
２．５×１０１８ｃｍ－３以上のボロン濃度と、を有し、
キャリア濃度が１．０×１０１６ｃｍ－３以上４．０×１０１７ｃｍ－３以下であり、
ウエハの全面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合が９１．０％以上であり、
ここで、前記ウエハの全面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合は、ウエハ面を硫酸系鏡面エッチング液（Ｈ２ＳＯ４：Ｈ２Ｏ２：Ｈ２Ｏ＝３：１：１（体積比））で前処理した後、液温３２０℃のＫＯＨ融液中に３５分間浸積することでエッチピットを発生させたウエハ面の全面からウエハ面の外周から中心に向かって３ｍｍ幅の円環状の部分を除いた領域を１ｍｍ角のエリアに分割し、各エリアの全範囲を顕微鏡で観察してエッチピットをカウントした場合に、全エリア数に占めるエッチピットのカウント数が０のエリア数の割合で示されることを特徴とする、ＧａＡｓウエハ。
（２）平均転位密度が２５０個／ｃｍ２以下であり、
ここで、前記平均転位密度は、ウエハ面を硫酸系鏡面エッチング液（Ｈ２ＳＯ４：Ｈ２Ｏ２：Ｈ２Ｏ＝３：１：１（体積比））で前処理した後、液温３２０℃のＫＯＨ融液中に３５分間浸積することでエッチピットを発生させたウエハ面の全面に対して等間隔に６９点又は３７点に直径３ｍｍのエリアを設定して、各エリアを視野直径１．７３ｍｍとなる顕微鏡で観察して、最もエッチピットが多く観察される視野を探してエッチピットをカウントし、カウント数を単位面積当たり（個／ｃｍ２）に換算した換算値を求め、各エリアの換算値を平均した値で示される、（１）のＧａＡｓウエハ。
（３）ウエハのサイズが３インチ以上である、（１）又は（２）のＧａＡｓウエハ。
（４）同一のＧａＡｓインゴットの直胴部から得られる複数のＧａＡｓウエハにより構成されるＧａＡｓウエハ群であって、
前記複数のＧａＡｓウエハのそれぞれが、
１．０×１０１７ｃｍ－３以上１．１×１０１８ｃｍ－３未満のシリコン濃度と、
３．０×１０１８ｃｍ－３以上３．０×１０１９ｃｍ－３未満のインジウム濃度と、
２．５×１０１８ｃｍ－３以上のボロン濃度と、を有し、
キャリア濃度が１．０×１０１６ｃｍ－３以上４．０×１０１７ｃｍ－３以下であり、
ウエハの全面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合が９１．０％以上であり、
ここで、前記ウエハの全面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合は、ウエハ面を硫酸系鏡面エッチング液（Ｈ２ＳＯ４：Ｈ２Ｏ２：Ｈ２Ｏ＝３：１：１（体積比））で前処理した後、液温３２０℃のＫＯＨ融液中に３５分間浸積することでエッチピットを発生させたウエハ面の全面からウエハ面の外周から中心に向かって３ｍｍ幅の円環状の部分を除いた領域を１ｍｍ角のエリアに分割し、各エリアの全範囲を顕微鏡で観察してエッチピットをカウントした場合に、全エリア数に占めるエッチピットのカウント数が０のエリア数の割合で示されることを特徴とする、ＧａＡｓウエハ群。
（５）前記複数のＧａＡｓウエハのそれぞれが２５０個／ｃｍ２以下の平均転位密度を有し、
ここで、前記平均転位密度は、ウエハ面を硫酸系鏡面エッチング液（Ｈ２ＳＯ４：Ｈ２Ｏ２：Ｈ２Ｏ＝３：１：１（体積比））で前処理した後、液温３２０℃のＫＯＨ融液中に３５分間浸積することでエッチピットを発生させたウエハ面の全面に対して等間隔に６９点又は３７点に直径３ｍｍのエリアを設定して、各エリアを視野直径１．７３ｍｍとなる顕微鏡で観察して、最もエッチピットが多く観察される視野を探してエッチピットをカウントし、カウント数を単位面積当たり（個／ｃｍ２）に換算した換算値を求め、各エリアの換算値を平均した値で示される、（４）のＧａＡｓウエハ群。
（６）前記複数のＧａＡｓウエハが、前記ＧａＡｓインゴットの直胴部の中央部から得られ、２．０×１０１７ｃｍ－３未満のキャリア濃度を有するウエハを含む、（５）のＧａＡｓウエハ群。
（７）前記複数のウエハが、前記同一のＧａＡｓインゴットの直胴部から得られるウエハの全枚数の半数以上である、（４）～（６）のいずれかのＧａＡｓウエハ群。
（８）前記複数のウエハが、前記同一のＧａＡｓインゴットの直胴部のシード側からテイル側までの間から得られるウエハの全枚数である、（７）のＧａＡｓウエハ群。
（９）縦型温度傾斜法又は縦型ブリッジマン法により、ドーパントとしてシリコン及びインジウムを使用し、封止剤として酸化ホウ素を使用するＧａＡｓインゴットの製造方法において、
前記ＧａＡｓインゴットの直胴部のシード側におけるシリコン濃度よりも直胴部の中央部におけるシリコン濃度が低くなるように前記酸化ホウ素を撹拌して、結晶成長させることを特徴とする、ＧａＡｓインゴットの製造方法。
（１０）炉内にチャージするＧａＡｓの量に対して、チャージする前記シリコンの量が１１０ｗｔｐｐｍ以上１５０ｗｔｐｐｍ以下であり、チャージする前記インジウムの量が１０００ｗｔｐｐｍ以上５０００ｗｔｐｐｍ以下である、（９）のＧａＡｓインゴットの製造方法。
（１１）前記チャージするシリコンの量が１２０ｗｔｐｐｍ以上１４０ｗｔｐｐｍ以下であり、前記酸化ホウ素が２モル％以下のシリコンを含有する、（９）又は（１０）のＧａＡｓインゴットの製造方法。
（１２）前記撹拌の撹拌速度を前記直胴部のシード側からテイル側に向けて増加させ、前記撹拌速度の最大値を６ｒｐｍ以上とする、（９）～（１１）のいずれかのＧａＡｓインゴットの製造方法。
（１３）前記直胴部のシード側におけるシリコン濃度が７．０×１０１７ｃｍ－３以上であり、前記直胴部の中央部におけるシリコン濃度が６．０×１０１７ｃｍ－３以下である、（９）～（１２）のいずれかのＧａＡｓインゴットの製造方法。
（１４）前記ＧａＡｓインゴットの直胴部のシード側のキャリア濃度が直胴部のテイル側のキャリア濃度よりも大きい、（９）～（１３）のいずれかのＧａＡｓインゴットの製造方法。
（１５）前記ＧａＡｓインゴットの直胴部の中央部が２．０×１０１７ｃｍ－３未満のキャリア濃度である部分を有する、（９）～（１４）のいずれかのＧａＡｓインゴットの製造方法。
本発明によれば、キャリア濃度が抑制され、かつ低転位密度であることに加え、ＧａＡｓウエハ面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合が大きいＧａＡｓウエハ及びＧａＡｓウエハ群が提供される。さらにこのＧａＡｓウエハ及びＧａＡｓウエハ群を得ることのできるＧａＡｓインゴットの製造方法の提供がされる。
実施形態の説明に先立ち、本発明を説明するための部位名及び物性測定方法を説明する。
＜ＧａＡｓインゴット＞
（ＧａＡｓインゴットのシード側、中央部及びテイル側）
本発明に従うＧａＡｓウエハ及びＧａＡｓウエハ群は、本発明に従うＧａＡｓインゴットの製造方法により得られるＧａＡｓインゴットを切り出すことにより得ることができる。図１は、本発明の製造方法に従い得られるＧａＡｓインゴットの模式図である。ＧａＡｓインゴットは種結晶６から増径する領域１９（コーン部ともいう）を介して直径が略同一の直胴部１８を有する。コーン部から直胴部に変わる位置１５から直胴部が終わる位置１７までの長さを１００％として、前者の位置１５を０％、後者の位置１７を１００％とした場合、１～５％の範囲を直胴部のシード側（以下、単にシード側ともいう）、４０～６０％の範囲を直胴部の中央部（以下、単に中央部ともいう）、８０～９２％の範囲を直胴部のテイル側（以下、単にテイル側ともいう）という。図１に、位置１５と位置１７の中間（５０％）の位置１６を示す。コーン部から直胴部に変わる位置１５から直胴部が終わる位置１７までの長さを１００％として、各ウエハの位置が直胴部のシード側から何パーセントの位置かを示したものを、「直胴シードからの位置」とも記載する。
（ＧａＡｓインゴットのシード側、中央部及びテイル側）
本発明に従うＧａＡｓウエハ及びＧａＡｓウエハ群は、本発明に従うＧａＡｓインゴットの製造方法により得られるＧａＡｓインゴットを切り出すことにより得ることができる。図１は、本発明の製造方法に従い得られるＧａＡｓインゴットの模式図である。ＧａＡｓインゴットは種結晶６から増径する領域１９（コーン部ともいう）を介して直径が略同一の直胴部１８を有する。コーン部から直胴部に変わる位置１５から直胴部が終わる位置１７までの長さを１００％として、前者の位置１５を０％、後者の位置１７を１００％とした場合、１～５％の範囲を直胴部のシード側（以下、単にシード側ともいう）、４０～６０％の範囲を直胴部の中央部（以下、単に中央部ともいう）、８０～９２％の範囲を直胴部のテイル側（以下、単にテイル側ともいう）という。図１に、位置１５と位置１７の中間（５０％）の位置１６を示す。コーン部から直胴部に変わる位置１５から直胴部が終わる位置１７までの長さを１００％として、各ウエハの位置が直胴部のシード側から何パーセントの位置かを示したものを、「直胴シードからの位置」とも記載する。
本発明に従うＧａＡｓウエハ及びＧａＡｓウエハ群のシリコン（Ｓｉ）濃度、インジウム（Ｉｎ）濃度、ボロン（Ｂ）濃度、キャリア濃度、平均転位密度、最大転位密度、ウエハ面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合及び９４０ｎｍの波長における吸収係数の各測定値は、ＧａＡｓインゴットの直胴部１８から得られるウエハに対する測定を行うことで得ることができる。
本発明におけるウエハのサイズは、ＳＥＭＩ規格にて定められるウエハサイズである。ウエハのサイズは、ＧａＡｓインゴットの直胴部１８の径により、適宜選択することができ、例えば２インチ（直径５０ｍｍ±０．１ｍｍ）以上とすることができ、３インチ（直径７６ｍｍ±０．１ｍｍ）以上が好ましい。面発光レーザー用途に好適である点から、６インチ（直径１５０ｍｍ±０．１ｍｍ）以上が好ましい。ウエハサイズの上限は特に限定されず、例えば８インチ（直径２００ｍｍ±０．１ｍｍ）以下とすることができる。
ＧａＡｓインゴットのシード側、中央部、テイル側の評価は、それぞれの範囲から切り出したウエハで評価することができる。
測定においては、ウエハの上下２つの面のいずれも測定に使用することができる。
測定においては、ウエハの上下２つの面のいずれも測定に使用することができる。
次に、キャリア濃度、平均転位密度、最大転位密度、ウエハ面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合、吸収係数並びにＳｉ濃度、Ｉｎ濃度及びＢ濃度の各種測定値の測定方法について説明する。
（キャリア濃度の測定方法）
キャリア濃度は、抜き取ったウエハからウエハ中心部の１０ｍｍ×１０ｍｍのサイズを割り取り、インジウム電極を四隅に付けて３３０～３６０℃に加熱した後、Van der Pauw法によるホール測定により測定した値とする。
キャリア濃度は、抜き取ったウエハからウエハ中心部の１０ｍｍ×１０ｍｍのサイズを割り取り、インジウム電極を四隅に付けて３３０～３６０℃に加熱した後、Van der Pauw法によるホール測定により測定した値とする。
（平均転位密度の測定方法）
平均転位密度は、エッチピット密度（ＥＰＤ：Etch Pit Density）の測定によるものであり、抜き取ったウエハの表面を硫酸系鏡面エッチング液（Ｈ２ＳＯ４：Ｈ２Ｏ２：Ｈ２Ｏ＝３：１：１（体積比））で前処理した後、液温３２０℃のＫＯＨ融液中に３５分間浸積することでエッチピットを発生させ、この数を計測することにより行う。エッチピットは、閃亜鉛鉱型結晶特有の六角形にみえる形状からなり長径（中心を通る対角線の長さ）が２０μｍ以上のものを計測対象とする。
平均転位密度は、エッチピット密度（ＥＰＤ：Etch Pit Density）の測定によるものであり、抜き取ったウエハの表面を硫酸系鏡面エッチング液（Ｈ２ＳＯ４：Ｈ２Ｏ２：Ｈ２Ｏ＝３：１：１（体積比））で前処理した後、液温３２０℃のＫＯＨ融液中に３５分間浸積することでエッチピットを発生させ、この数を計測することにより行う。エッチピットは、閃亜鉛鉱型結晶特有の六角形にみえる形状からなり長径（中心を通る対角線の長さ）が２０μｍ以上のものを計測対象とする。
エッチピット密度の計測は、ウエハ上の６９点又は３７点に直径３ｍｍのエリアを設定し、各エリアを顕微鏡で観察して発生させたエッチピットをカウントすることにより行う。
６９点又は３７点のエリアはウエハ全面にまんべんなく分布させることとする。
６インチウエハの場合は、６９点のエリアを１５ｍｍ間隔で均しく分散させた位置に設定し、３インチウエハの場合は、３７点のエリアを１０ｍｍ間隔で均しく分散させた位置に設定する。
６９点のエリアを等しく分散させた位置に設定する場合、各エリアは、２インチウエハの場合は５ｍｍ間隔、４インチウエハは１０ｍｍ間隔、８インチウエハの場合は２０ｍｍ間隔になる。
図２に、６インチウエハに６９点のエリアを設定した模式図を示す。
６９点又は３７点のエリアはウエハ全面にまんべんなく分布させることとする。
６インチウエハの場合は、６９点のエリアを１５ｍｍ間隔で均しく分散させた位置に設定し、３インチウエハの場合は、３７点のエリアを１０ｍｍ間隔で均しく分散させた位置に設定する。
６９点のエリアを等しく分散させた位置に設定する場合、各エリアは、２インチウエハの場合は５ｍｍ間隔、４インチウエハは１０ｍｍ間隔、８インチウエハの場合は２０ｍｍ間隔になる。
図２に、６インチウエハに６９点のエリアを設定した模式図を示す。
各エリアの観察には、視野直径１．７３ｍｍとなる１０倍対物レンズを使用する。全エリアについて、それぞれのエリアの中で最もピットが多く観察される視野を探してエッチピットをカウントし、エッチピットのカウント数を単位面積当たり（個／ｃｍ２）に換算する。各エリアのエッチピットのカウント数の換算値を平均した値を平均転位密度とする。エッチピットは、閃亜鉛鉱型結晶特有の六角形にみえる形状からなり長径（中心を通る対角線の長さ）が２０μｍ以上のものを計測対象とする。
（ウエハ面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合及び最大転位密度の測定方法）
ウエハ面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合は、上記と同様にしてエッチピットを発生させ、このエッチピットの分布を測定することにより求める。
エッチピットの分布は、ウエハ全面から、ウエハ面の外周から中心に向かって３ｍｍ幅の円環状の部分を除いた領域を１ｍｍ角のエリアに分割し、１０倍対物レンズを使用した顕微鏡で観察し、各エリア中のエッチピットをカウントする。３ｍｍ幅の円環状の部分を除いた領域の外周線と１ｍｍ角のエリアとが重なる（外周線が１ｍｍ角を横断する）位置においては、１ｍｍ角のうち外周線内の測定領域に入る面積が大きい場合は当該１ｍｍ角の全エリアを測定し、１ｍｍ角のうち外周線内の測定領域に入る面積が小さい場合は当該１ｍｍ角の全エリアを測定しないものとして、外周線で囲まれる面積に対する１ｍｍ角で囲まれる面積が、誤差±２％以内（好ましくは誤差±１．５％以内）となるようにする。例えば、本実施形態において、ウエハ全面での測定する１ｍｍ角のエリアの有効数は、３インチウエハ（直径７６ｍｍ）で３８８１、４インチウエハ（直径１００ｍｍ）で６８４９、６インチウエハ（直径１５０ｍｍ）で１６５２９とすることができる。１０倍対物レンズを備えたカメラで各エリアを撮影し、エリア中のエッチピットをカウントしてもよい。全エリア数に占める、エッチピットの数が０のエリア数の割合を、ウエハ面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合とする。
また、各エリアのエッチピットのカウント数のうち、最も大きいカウント数を最大転位密度（個／ｍｍ２）とする。
ウエハ面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合は、上記と同様にしてエッチピットを発生させ、このエッチピットの分布を測定することにより求める。
エッチピットの分布は、ウエハ全面から、ウエハ面の外周から中心に向かって３ｍｍ幅の円環状の部分を除いた領域を１ｍｍ角のエリアに分割し、１０倍対物レンズを使用した顕微鏡で観察し、各エリア中のエッチピットをカウントする。３ｍｍ幅の円環状の部分を除いた領域の外周線と１ｍｍ角のエリアとが重なる（外周線が１ｍｍ角を横断する）位置においては、１ｍｍ角のうち外周線内の測定領域に入る面積が大きい場合は当該１ｍｍ角の全エリアを測定し、１ｍｍ角のうち外周線内の測定領域に入る面積が小さい場合は当該１ｍｍ角の全エリアを測定しないものとして、外周線で囲まれる面積に対する１ｍｍ角で囲まれる面積が、誤差±２％以内（好ましくは誤差±１．５％以内）となるようにする。例えば、本実施形態において、ウエハ全面での測定する１ｍｍ角のエリアの有効数は、３インチウエハ（直径７６ｍｍ）で３８８１、４インチウエハ（直径１００ｍｍ）で６８４９、６インチウエハ（直径１５０ｍｍ）で１６５２９とすることができる。１０倍対物レンズを備えたカメラで各エリアを撮影し、エリア中のエッチピットをカウントしてもよい。全エリア数に占める、エッチピットの数が０のエリア数の割合を、ウエハ面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合とする。
また、各エリアのエッチピットのカウント数のうち、最も大きいカウント数を最大転位密度（個／ｍｍ２）とする。
（吸収係数の測定方法）
吸収係数を測定する際には、抜き取ったウエハの裏面及び表面の両方を鏡面加工によりダメージフリーの状態とする。この際、ワイヤーソーによりスライシングされたウエハであれば両面合わせて７０μｍ以上研磨し鏡面加工するのが望ましい。吸収係数は、このように鏡面加工が施され、加工後の厚みを計測したＧａＡｓウエハの中央付近から２０ｍｍ×２０ｍｍサイズで切り出したサンプルを使って分光光度計（株）日立ハイテクサイエンス製ＵＨ５７００）により透過率測定を実施した値とする。測定条件は以下のとおりである。
ベースライン設定：エア校正
開始波長：１３００ｎｍ
終了波長：８５０ｎｍ
サンプリング間隔：１ｎｍ
測定回数：１回
スキャンスピード：６０ｎｍ／ｍｉｎ
スリット幅：２ｎｍ
分光光度計で測定した透過率から両面反射モデルを用いて下記式［１］、［２］に従い吸収係数αを求めた。なお、各波長に対する屈折率の算出には”Refractive Index of GaAs_Journal of Applied Physics 1964”に記載の文献値を採用した。
ただし、Ｉ０は入射前の光強度であり、Ｉはウエハ透過後の光強度であり、Ｔは透過率であり、Ｒは反射率であり、αは吸収係数であり、ｄはウエハ厚さであり、ｎはウエハ屈折率である。
吸収係数を測定する際には、抜き取ったウエハの裏面及び表面の両方を鏡面加工によりダメージフリーの状態とする。この際、ワイヤーソーによりスライシングされたウエハであれば両面合わせて７０μｍ以上研磨し鏡面加工するのが望ましい。吸収係数は、このように鏡面加工が施され、加工後の厚みを計測したＧａＡｓウエハの中央付近から２０ｍｍ×２０ｍｍサイズで切り出したサンプルを使って分光光度計（株）日立ハイテクサイエンス製ＵＨ５７００）により透過率測定を実施した値とする。測定条件は以下のとおりである。
ベースライン設定：エア校正
開始波長：１３００ｎｍ
終了波長：８５０ｎｍ
サンプリング間隔：１ｎｍ
測定回数：１回
スキャンスピード：６０ｎｍ／ｍｉｎ
スリット幅：２ｎｍ
分光光度計で測定した透過率から両面反射モデルを用いて下記式［１］、［２］に従い吸収係数αを求めた。なお、各波長に対する屈折率の算出には”Refractive Index of GaAs_Journal of Applied Physics 1964”に記載の文献値を採用した。
（Ｓｉ濃度、Ｉｎ濃度、Ｂ濃度の測定方法）
Ｓｉ濃度、Ｉｎ濃度及びＢ濃度は、抜き取ったウエハの表面をエッチング液（ＮＨ４ＯＨ：Ｈ２Ｏ２：Ｈ２Ｏ＝１：１：１０（体積比））により５μｍの深さまでエッチングし、純水洗浄後に乾燥したウエハを二次イオン質量分析（ＳＩＭＳ：Secondary Ion Mass Spectrometry）により分析した値とする。
具体的には、ＳｉとＢについては、セシウムイオンによるＳＩＭＳ分析により、イオンエネルギー１４．５ｋｅＶの設定で表面から０．５～１μｍの深さまで測定する。Ｉｎについては、酸素イオンによるＳＩＭＳ分析により、イオンエネルギー５．５ｋｅＶの設定で表面から３μｍの深さまで測定する。
Ｓｉ濃度、Ｉｎ濃度及びＢ濃度は、抜き取ったウエハの表面をエッチング液（ＮＨ４ＯＨ：Ｈ２Ｏ２：Ｈ２Ｏ＝１：１：１０（体積比））により５μｍの深さまでエッチングし、純水洗浄後に乾燥したウエハを二次イオン質量分析（ＳＩＭＳ：Secondary Ion Mass Spectrometry）により分析した値とする。
具体的には、ＳｉとＢについては、セシウムイオンによるＳＩＭＳ分析により、イオンエネルギー１４．５ｋｅＶの設定で表面から０．５～１μｍの深さまで測定する。Ｉｎについては、酸素イオンによるＳＩＭＳ分析により、イオンエネルギー５．５ｋｅＶの設定で表面から３μｍの深さまで測定する。
＜ＧａＡｓインゴットの製造方法＞
次に、本発明に従うＧａＡｓインゴットの製造方法を説明する。本製造方法では、縦型温度傾斜（ＶＧＦ）法又は縦型ブリッジマン（ＶＢ）法により、ドーパントとしてシリコン（Ｓｉ）及びインジウム（Ｉｎ）を使用し、封止剤として酸化ホウ素（Ｂ２Ｏ３）を使用し、ＧａＡｓインゴットのシード側におけるシリコン濃度よりも中央部におけるシリコン濃度が低くなるように、酸化ホウ素（Ｂ２Ｏ３）を撹拌して結晶成長させる。
次に、本発明に従うＧａＡｓインゴットの製造方法を説明する。本製造方法では、縦型温度傾斜（ＶＧＦ）法又は縦型ブリッジマン（ＶＢ）法により、ドーパントとしてシリコン（Ｓｉ）及びインジウム（Ｉｎ）を使用し、封止剤として酸化ホウ素（Ｂ２Ｏ３）を使用し、ＧａＡｓインゴットのシード側におけるシリコン濃度よりも中央部におけるシリコン濃度が低くなるように、酸化ホウ素（Ｂ２Ｏ３）を撹拌して結晶成長させる。
本発明に従うＧａＡｓインゴットの製造方法では、ドーパントとしてＳｉの他にＩｎをさらに添加して、得られるＧａＡｓインゴットの低転位密度化を図る。
縦型温度傾斜（ＶＧＦ）法又は縦型ブリッジマン（ＶＢ）法によるＧａＡｓインゴットの製造においては、種結晶側の端部から、その反対側の端部に向けて、固液界面が移動して結晶成長が進行する。コーン部を過ぎると、通常、偏析現象（ＧａＡｓ中へのＳｉの偏析係数（０．１４））により、ＳｉのＧａＡｓ融液への濃縮が生じ、Ｓｉ濃度はテイル側に向けて上昇する。この結晶成長に伴うＳｉ濃度の上昇を抑制し、ＧａＡｓインゴットのシード側におけるＳｉ濃度よりも、中央部のＳｉ濃度を低くすることが、転位密度ゼロの領域の面積の割合を大きくするために有利であり、本発明に従うＧａＡｓインゴットの製造方法では、Ｓｉ濃度を以下のようにして制御する。
ＧａＡｓインゴットの製造において、ＳｉはＧａＡｓ融液中に溶解しているが、Ｂ２Ｏ３との界面では、以下の反応が生ずる。
３Ｓｉ（融液中）＋２Ｂ２Ｏ３ ←→ ３ＳｉＯ２（Ｂ２Ｏ３中へ）＋４Ｂ（融液中）
３Ｓｉ（融液中）＋２Ｂ２Ｏ３ ←→ ３ＳｉＯ２（Ｂ２Ｏ３中へ）＋４Ｂ（融液中）
本発明に従うＧａＡｓインゴットの製造方法では、結晶成長中にＢ２Ｏ３を撹拌することによって、融液との界面に、Ｓｉの含有量が小さいＢ２Ｏ３を供給し、Ｂ２Ｏ３と融液中のＳｉの反応を促進させ、上記反応を右に進行させてＳｉ濃度の上昇を抑制する。その際に、ＧａＡｓインゴットのシード側におけるＳｉ濃度よりも、中央部のＳｉ濃度を低くなるように撹拌を行う。Ｉｎをドーパントとして使用しＧａＡｓ融液中にＩｎが存在する状態で、予め融液にＳｉを多く含ませておいた状態でシードからのコーン部の結晶成長を行い、直胴部の結晶成長からはＳｉが偏析してＳｉ濃度が上昇しないように融液中のＳｉを効率良く大量にＢ２Ｏ３内に取り込ませることで、キャリア濃度が抑制され、低転位密度であることに加え、ＧａＡｓウエハ面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合が大きいウエハを得ることができる。なお、融液中のＳｉをＢ２Ｏ３内に多く取り込ませることで、融液中にＢが多く供給される。
これにより、Ｉｎをドーパントとして添加する効果と相俟って、転位密度ゼロ領域の面積の割合が大きく、キャリア濃度の低いウエハをより多く得ることができるＧａＡｓインゴットを製造することができる。
また、本発明に従うＧａＡｓインゴットの製造方法では、ドーパントとして添加されるシリコンの活性化率を低下させることができ、キャリア濃度、ひいては吸収係数も制御することができる。
また、本発明に従うＧａＡｓインゴットの製造方法では、ドーパントとして添加されるシリコンの活性化率を低下させることができ、キャリア濃度、ひいては吸収係数も制御することができる。
以下、図３及び図４を参照して本製造方法をより詳細に説明する。
（製造装置と温度制御）
図３は、本発明に従うＧａＡｓインゴットの製造方法で使用するための製造装置の一例について、断面図を模式的に示したものである。
図３に示す製造装置は、外部より真空排気及び雰囲気ガス充填が可能な気密容器７と、気密容器７内の中央に配置されたルツボ３と、ルツボ３を収容保持するルツボ収納容器（サセプタ）２と、ルツボ収納容器（サセプタ）２を昇降及び／又は回転させる機構１４（昇降・回転ロッドのみ図示する）と、気密容器７内においてルツボ収納容器（サセプタ）２を取り囲むように装備されたヒーター１を備えている。
ルツボ３上部には、回転及び上下移動可能な撹拌翼２０を取り付けた上部ロッド２１が配置されている。撹拌翼２０と上部ロッド２１は撹拌手段を形成するが、撹拌翼２０は上部ロッド２１から取り外し可能であり、上部ロッド２１には封止剤収納容器や、他の部材を取り付けることができる。
ルツボ３は、熱分解窒化ホウ素（ＰＢＮ：Pyrolytic Boron Nitride）よりなるものを用いることができる。図３では、ルツボ３には、種結晶６、化合物半導体原料５、封止剤（Ｂ２Ｏ３）４が充填され、気密容器７内は一例として不活性ガス８が充填された状態となっている。
図３は、本発明に従うＧａＡｓインゴットの製造方法で使用するための製造装置の一例について、断面図を模式的に示したものである。
図３に示す製造装置は、外部より真空排気及び雰囲気ガス充填が可能な気密容器７と、気密容器７内の中央に配置されたルツボ３と、ルツボ３を収容保持するルツボ収納容器（サセプタ）２と、ルツボ収納容器（サセプタ）２を昇降及び／又は回転させる機構１４（昇降・回転ロッドのみ図示する）と、気密容器７内においてルツボ収納容器（サセプタ）２を取り囲むように装備されたヒーター１を備えている。
ルツボ３上部には、回転及び上下移動可能な撹拌翼２０を取り付けた上部ロッド２１が配置されている。撹拌翼２０と上部ロッド２１は撹拌手段を形成するが、撹拌翼２０は上部ロッド２１から取り外し可能であり、上部ロッド２１には封止剤収納容器や、他の部材を取り付けることができる。
ルツボ３は、熱分解窒化ホウ素（ＰＢＮ：Pyrolytic Boron Nitride）よりなるものを用いることができる。図３では、ルツボ３には、種結晶６、化合物半導体原料５、封止剤（Ｂ２Ｏ３）４が充填され、気密容器７内は一例として不活性ガス８が充填された状態となっている。
図４は、本発明に従うＧａＡｓインゴットの製造方法で使用するためのルツボの一例について、断面図を模式的に示したものであり、結晶成長開始前の原料等を充填した状態に対応する。図４に示すルツボ３の中には、種結晶６とＧａＡｓ多結晶原料９と、ドーパント（シリコン）１０、ドーパント（インジウム）１１、封止剤（Ｂ２Ｏ３）４が充填される。図４では、ＧａＡｓ多結晶原料９は、ＧａＡｓ多結晶の破砕物（９Ａ）、円筒状のＧａＡｓ多結晶の容器（９Ｂ）、円板状のＧａＡｓ多結晶（９Ｃ）として配置されているが、このような態様に限定されず、例えばＧａＡｓ多結晶の破砕物のみを充填してもよい。
これらの充填が終了した後、不活性ガスを充填した成長炉内において、種結晶６が融解しないように、種結晶６側の温度が低くなるようにＰＩＤ制御されたヒーターにより温度傾斜をかけながら、ＧａＡｓ多結晶原料９をＧａＡｓの融点の１２３８℃以上まで昇温させて、ＧａＡｓ多結晶原料９、封止剤（Ｂ２Ｏ３）４を融解させて、ＧａＡｓ融液にドーパント（シリコン）及びドーパント（インジウム）１１を溶解させる。次いで、種結晶６付近の温度を上昇させ種結晶６の上部が融解したところで、温度傾斜をかけながら全体の温度を徐々に下げることで、ＧａＡｓインゴットを得ることができる。この際、降温速度は１０℃/ｈ以下とすることが好ましい。
（撹拌）
本発明に従うＧａＡｓの製造方法においては、結晶成長中に封止剤（Ｂ２Ｏ３）４を撹拌する。その際、ＧａＡｓインゴットのシード側におけるＳｉ濃度よりも、中央部のＳｉ濃度が低くなるように撹拌行う。直胴部のシード側において結晶成長が開始する時点から中央部に至るまでの間（直胴シードからの位置が１～４０％まで）で撹拌を開始していることが好ましく、より好ましくは直胴シードからの位置が１～２０％の時点で撹拌を開始していることである。その前から撹拌を開始していてもよく、例えば、コーン部の途中からや、コーン部から直胴部に切り替わる部分での結晶成長が開始する時点（直胴シードからの位置が０％付近）で撹拌を開始してもよい。撹拌は、直胴部のテイル側の結晶成長が終わるまで継続することが好ましく、結晶成長が終了するまで継続してもよい。
本発明に従うＧａＡｓの製造方法においては、結晶成長中に封止剤（Ｂ２Ｏ３）４を撹拌する。その際、ＧａＡｓインゴットのシード側におけるＳｉ濃度よりも、中央部のＳｉ濃度が低くなるように撹拌行う。直胴部のシード側において結晶成長が開始する時点から中央部に至るまでの間（直胴シードからの位置が１～４０％まで）で撹拌を開始していることが好ましく、より好ましくは直胴シードからの位置が１～２０％の時点で撹拌を開始していることである。その前から撹拌を開始していてもよく、例えば、コーン部の途中からや、コーン部から直胴部に切り替わる部分での結晶成長が開始する時点（直胴シードからの位置が０％付近）で撹拌を開始してもよい。撹拌は、直胴部のテイル側の結晶成長が終わるまで継続することが好ましく、結晶成長が終了するまで継続してもよい。
撹拌は、撹拌手段を封止剤（Ｂ２Ｏ３）４内に配置して回転することにより行うことが好ましい。回転数は、Ｓｉ濃度の変化を緩やかに調整できるように、少ない回転数から徐々に増やしながら調整することが好ましい。回転数は、階段状に変化させてよく、また、連続的に変化させてもよい。到達する最大の回転数は、反応促進の点から、６ｒｐｍ以上が好ましく、より好ましくは１０ｒｐｍ以上である。回転数は、例えば２０ｒｐｍ以下とすることができる。
撹拌手段は、撹拌翼が回転軸の周囲に取り付けられた形状であることができる。
撹拌翼の形状は、特に限定されず、所定形状の板状部材からなることができ、例えば、２～８枚の略四角形状の板状部材からなるものが挙げられ、素材としてカーボン、ＢＮ等が挙げられる。板状部材は、ＧａＡｓの融液とＢ２Ｏ３が静止状態で形成する界面に対して、４５°以上１３５°以下の傾斜角度で取り付けられていることが好ましい。
撹拌翼は、撹拌手段を回転したときの回転軌跡が形成する面積が、ＧａＡｓの融液とＢ２Ｏ３が静止状態で形成する界面の面積の３０％以上となる大きさであることが好ましく、より好ましくは７０％以上である。
撹拌翼の下端と、ＧａＡｓの融液とＢ２Ｏ３が静止状態で形成する界面との距離は２ｍｍ未満であることが好ましく、好ましくは１ｍｍ以下である。ただし、界面に撹拌翼の下端が接触しないようにすることが好ましい。
撹拌手段は、撹拌翼が回転軸の周囲に取り付けられた形状であることができる。
撹拌翼の形状は、特に限定されず、所定形状の板状部材からなることができ、例えば、２～８枚の略四角形状の板状部材からなるものが挙げられ、素材としてカーボン、ＢＮ等が挙げられる。板状部材は、ＧａＡｓの融液とＢ２Ｏ３が静止状態で形成する界面に対して、４５°以上１３５°以下の傾斜角度で取り付けられていることが好ましい。
撹拌翼は、撹拌手段を回転したときの回転軌跡が形成する面積が、ＧａＡｓの融液とＢ２Ｏ３が静止状態で形成する界面の面積の３０％以上となる大きさであることが好ましく、より好ましくは７０％以上である。
撹拌翼の下端と、ＧａＡｓの融液とＢ２Ｏ３が静止状態で形成する界面との距離は２ｍｍ未満であることが好ましく、好ましくは１ｍｍ以下である。ただし、界面に撹拌翼の下端が接触しないようにすることが好ましい。
（種結晶）
種結晶６のサイズは、特に制限されないが、ルツボ３の内径を径とする断面積に対して、例えば１～２０％の断面積を有していればよく、３～１７％の断面積を有していることが好ましい。成長しようとする結晶の径が１００ｍｍを超える場合には、種結晶６の断面積は、ルツボ内径を径とする断面積に対して２～１０％とすることができる。
種結晶６のサイズは、特に制限されないが、ルツボ３の内径を径とする断面積に対して、例えば１～２０％の断面積を有していればよく、３～１７％の断面積を有していることが好ましい。成長しようとする結晶の径が１００ｍｍを超える場合には、種結晶６の断面積は、ルツボ内径を径とする断面積に対して２～１０％とすることができる。
（ルツボ内径とウエハサイズ）
ルツボ３の内径は、目的とするウエハサイズよりも僅かに大きいことが好ましい。目的とするウエハサイズは、例えば２インチ以上とすることができ、３インチ以上が好ましく、６インチ以上がさらに好ましい。ウエハサイズの上限は特に限定されず、例えば８インチ以下とすることができる。
ルツボ３の内径は、目的とするウエハサイズよりも僅かに大きいことが好ましい。目的とするウエハサイズは、例えば２インチ以上とすることができ、３インチ以上が好ましく、６インチ以上がさらに好ましい。ウエハサイズの上限は特に限定されず、例えば８インチ以下とすることができる。
（ドーパント）
ドーパントとしてシリコン（Ｓｉ）及びインジウム（Ｉｎ）を使用する。ドーパント（シリコン）１０は、高純度Ｓｉのショットや高純度Ｓｉ基板を破砕するなどして所望の濃度となる重量をＧａＡｓ多結晶原料９中に添加する。また、ドーパント（インジウム）１１は、高純度Ｉｎ、インジウム化合物（例えば、高純度ヒ化インジウム（ＩｎＡｓ）等）を使って所望の濃度となる重量をＧａＡｓ多結晶原料９中に添加する。
ドーパントとしてシリコン（Ｓｉ）及びインジウム（Ｉｎ）を使用する。ドーパント（シリコン）１０は、高純度Ｓｉのショットや高純度Ｓｉ基板を破砕するなどして所望の濃度となる重量をＧａＡｓ多結晶原料９中に添加する。また、ドーパント（インジウム）１１は、高純度Ｉｎ、インジウム化合物（例えば、高純度ヒ化インジウム（ＩｎＡｓ）等）を使って所望の濃度となる重量をＧａＡｓ多結晶原料９中に添加する。
結晶成長の初期である種結晶付近からコーン部にかけては、Ｓｉ濃度が高く良好な結晶性を有することが、低転位密度化の上では有利であるため、シリコンチャージ量は、通常のシリコンドープ型のＧａＡｓインゴットの製造に用いられる量以上であることが好ましい。
例えば、シリコンチャージ量は、ＧａＡｓ多結晶原料に対して１１０ｗｔｐｐｍ以上１５０ｗｔｐｐｍ以下であることができ、好ましくは１２０ｗｔｐｐｍ以上１４０ｗｔｐｐｍ以下であり、より好ましくは１３０ｗｔｐｐｍ以上１４０ｗｔｐｐｍ以下である。なお、シリコンチャージ量には、Ｂ２Ｏ３に含まれているシリコンの量は含めない。
例えば、シリコンチャージ量は、ＧａＡｓ多結晶原料に対して１１０ｗｔｐｐｍ以上１５０ｗｔｐｐｍ以下であることができ、好ましくは１２０ｗｔｐｐｍ以上１４０ｗｔｐｐｍ以下であり、より好ましくは１３０ｗｔｐｐｍ以上１４０ｗｔｐｐｍ以下である。なお、シリコンチャージ量には、Ｂ２Ｏ３に含まれているシリコンの量は含めない。
シリコンチャージ量は、Ｂ２Ｏ３を撹拌しないこと以外は同条件でＧａＡｓインゴットを製造したとき、直胴部のシード側のシリコン濃度が７．０×１０１７ｃｍ－３以上となる量とすることができる。特に、６インチなどの４インチ以上の大口径では、直胴部のシード側のシリコン濃度を７．０×１０１７ｃｍ－３以上とすることで、少なくとも直胴部の中央部のウエハが低転位密度であることに加え、ＧａＡｓウエハ面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合が大きいウエハを得ることができる。ただし、後述するインジウムをチャージしていないと、直胴部のシード側のシリコン濃度を７．０×１０１７ｃｍ－３以上としても転位密度ゼロの領域の面積の割合は小さく、９１．０％以上にならない。
インジウムチャージ量は、ＧａＡｓ多結晶原料に対して１００ｗｔｐｐｍ以上５０００ｗｔｐｐｍ以下であることができ、好ましくは５００ｗｔｐｐｍ以上４０００ｗｔｐｐｍ以下であり、より好ましくは１０００ｗｔｐｐｍ以上２０００ｗｔｐｐｍ以下である。Ｉｎを添加するために高純度ヒ化インジウム（ＩｎＡｓ）を添加する場合、ＩｎＡｓ原料のチャージ量からインジウムチャージ量を換算すればよい。Ｉｎの融点は１５６℃、ＩｎＡｓの融点は９４２℃であるため、ＧａＡｓの融点である１２３８℃よりかなり低い。ＧａＡｓ結晶成長開始前に、先に溶けたＩｎが種結晶６の周りに付着すると単結晶化を阻害するため、ドーパント（インジウム）１１は種結晶６から離れた位置に入れるか、あるいはＧａＡｓ多結晶原料９の配置を工夫して容易に種結晶６の周りに付着しないようにする工夫が必要である。
上記の工夫としては、以下のうち１つ以上を用いることが好ましい。図４はその態様の一例である。
ドーパント（インジウム）１１を、ルツボの中央（インゴットの中央部に相当する位置）よりも上に配置する。
ドーパント（インジウム）１１を、ＧａＡｓ結晶またはＧａＡｓ多結晶により製造された容器（ＧａＡｓ容器）の中に入れて、ＧａＡｓ容器が融ける温度まで中のドーパントが容器の外に出ないようにする。
なお、ドーパント（シリコン）１０は、ルツボの中央（インゴットの中央部に相当する位置）よりも下（種結晶側）に配置することが好ましい。ドーパント（シリコン）１０をＧａＡｓ容器に入れて、ＧａＡｓ容器が融ける温度まで中のドーパントが容器の外に出ないようにしてもよい。シリコンはＧａＡｓよりも密度が低いため、融液中、ドーパント（シリコン）が浮き上がってしまい、種結晶側のＧａＡｓ融液中のシリコン濃度が低くなって、ＧａＡｓインゴットのシード側のシリコン濃度が低くなるおそれがあるが、ＧａＡｓ容器の使用は、そのような事態を回避する上で有効である。
Ｉｎが容易に種結晶６の周りに付着しないようにするためにも、種結晶６のサイズは上記の範囲内とすることが好ましい。
ドーパント（インジウム）１１を、ルツボの中央（インゴットの中央部に相当する位置）よりも上に配置する。
ドーパント（インジウム）１１を、ＧａＡｓ結晶またはＧａＡｓ多結晶により製造された容器（ＧａＡｓ容器）の中に入れて、ＧａＡｓ容器が融ける温度まで中のドーパントが容器の外に出ないようにする。
なお、ドーパント（シリコン）１０は、ルツボの中央（インゴットの中央部に相当する位置）よりも下（種結晶側）に配置することが好ましい。ドーパント（シリコン）１０をＧａＡｓ容器に入れて、ＧａＡｓ容器が融ける温度まで中のドーパントが容器の外に出ないようにしてもよい。シリコンはＧａＡｓよりも密度が低いため、融液中、ドーパント（シリコン）が浮き上がってしまい、種結晶側のＧａＡｓ融液中のシリコン濃度が低くなって、ＧａＡｓインゴットのシード側のシリコン濃度が低くなるおそれがあるが、ＧａＡｓ容器の使用は、そのような事態を回避する上で有効である。
Ｉｎが容易に種結晶６の周りに付着しないようにするためにも、種結晶６のサイズは上記の範囲内とすることが好ましい。
シリコンとインジウム以外のドーパントとして考えられる元素としては、ベリリウム（Ｂｅ）、マグネシウム（Ｍｇ）、アルミニウム（Ａｌ）、炭素（Ｃ）、ゲルマニウム（Ｇｅ）、錫（Ｓｎ）、窒素（Ｎ）、硫黄（Ｓ）、セレン（Ｓｅ）、テルル（Ｔｅ）、さらには、亜鉛（Ｚｎ）、カドミウム（Ｃｄ）、クロム（Ｃｒ）、アンチモン（Ｓｂ）が挙げられるが、これらの元素は、不可避的に混入される量は許容されるが、意図して添加されていないことが好ましい。
（封止剤（Ｂ２Ｏ３））
封止剤（Ｂ２Ｏ３）４は、シリコンとの反応促進のため、シリコンの含有量が低減したものを使用することが好ましい。例えば、Ｂ２Ｏ３中のシリコン濃度は２モル％以下であることができ、好ましくは１モル％以下であり、０モル％であってもよい。Ｂ２Ｏ３中のシリコン濃度が小さい方が活性化率が低くなる傾向がある。また、１モル％以下とすることで、ＧａＡｓウエハ面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合が大きいウエハをインゴットから多く得ることができる。
シリコンは、Ｓｉ酸化物の形態でＢ２Ｏ３に含まれていてもよい。
封止剤（Ｂ２Ｏ３）４は、シリコンとの反応促進のため、シリコンの含有量が低減したものを使用することが好ましい。例えば、Ｂ２Ｏ３中のシリコン濃度は２モル％以下であることができ、好ましくは１モル％以下であり、０モル％であってもよい。Ｂ２Ｏ３中のシリコン濃度が小さい方が活性化率が低くなる傾向がある。また、１モル％以下とすることで、ＧａＡｓウエハ面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合が大きいウエハをインゴットから多く得ることができる。
シリコンは、Ｓｉ酸化物の形態でＢ２Ｏ３に含まれていてもよい。
上記に加えて、結晶成長中にＳｉ、Ｉｎ、ＢがＧａＡｓインゴット中へ取り込まれる濃度及びキャリア濃度、平均転位密度、吸収係数を調整するために、従来公知な方法を追加してもよい。
本発明に従うＧａＡｓインゴットの製造方法によれば、ＧａＡｓインゴットのシード側、中央部、テイル側の少なくともいずれかの位置において、１．０×１０１７ｃｍ－３以上１．１×１０１８ｃｍ－３未満のシリコン濃度と、３．０×１０１８ｃｍ－３以上３．０×１０１９ｃｍ－３未満のインジウム濃度と、２．５×１０１８ｃｍ－３以上のボロン濃度とを有し、キャリア濃度が１．０×１０１６ｃｍ－３以上４．０×１０１７ｃｍ－３以下であり、ウエハ面に占める転位密度ゼロの領域が９１．０％以上である部分を有することができる。
少なくとも直胴部の中央部がこのような部分を有することが好ましく、より好ましくは、直胴部のシード側、中央部及びテイル側の全てがこのような部分を有することである。
当該部分は、加えて、平均転位密度が２５０個／ｃｍ２以下であることができ、また、９４０ｎｍの波長における吸収係数が３．５ｃｍ－１以上７．０ｃｍ－１以下であることができる。
少なくとも直胴部の中央部がこのような部分を有することが好ましく、より好ましくは、直胴部のシード側、中央部及びテイル側の全てがこのような部分を有することである。
当該部分は、加えて、平均転位密度が２５０個／ｃｍ２以下であることができ、また、９４０ｎｍの波長における吸収係数が３．５ｃｍ－１以上７．０ｃｍ－１以下であることができる。
＜ＧａＡｓウエハ＞
本発明に従うＧａＡｓインゴットの製造方法により得られたＧａＡｓインゴットのシード側、中央部、テイル側の少なくともいずれかの位置からウエハを切り出すことにより、本発明に従うＧａＡｓウエハを得ることができる。本発明に従うＧａＡｓウエハは、好ましくは中央部から得ることができ、さらに好ましくはシード側、中央及びテイル側の全てから得ることができる。
本発明に従うＧａＡｓインゴットの製造方法により得られたＧａＡｓインゴットのシード側、中央部、テイル側の少なくともいずれかの位置からウエハを切り出すことにより、本発明に従うＧａＡｓウエハを得ることができる。本発明に従うＧａＡｓウエハは、好ましくは中央部から得ることができ、さらに好ましくはシード側、中央及びテイル側の全てから得ることができる。
本発明に従うＧａＡｓウエハは、１．０×１０１７ｃｍ－３以上１．１×１０１８ｃｍ－３未満のシリコン濃度と、３．０×１０１８ｃｍ－３以上３．０×１０１９ｃｍ－３未満のインジウム濃度と、２．５×１０１８ｃｍ－３以上のボロン濃度と、を有し、キャリア濃度が１．０×１０１６ｃｍ－３以上４．０×１０１７ｃｍ－３以下であり、ウエハ面に占める転位密度ゼロの領域が９１．０％以上である。このＧａＡｓウエハは、平均転位密度が２５０個／ｃｍ２以下であることができ、また、９４０ｎｍの波長における吸収係数が３．５ｃｍ－１以上７．０ｃｍ－１以下であることができる。
以下、本発明に従うＧａＡｓウエハのＳｉ濃度、Ｉｎ濃度、Ｂ濃度、平均転位密度、最大転位密度、ウエハ面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合、キャリア濃度、吸収係数等の範囲について説明する。
（Ｓｉ濃度の範囲）
過剰なＳｉ濃度はフリーキャリア吸収の原因になることと、キャリア濃度の制御の観点から、本発明に従うＧａＡｓウエハのＳｉ濃度は１．０×１０１７ｃｍ－３以上１．１×１０１８ｃｍ－３未満とする。
過剰なＳｉ濃度はフリーキャリア吸収の原因になることと、キャリア濃度の制御の観点から、本発明に従うＧａＡｓウエハのＳｉ濃度は１．０×１０１７ｃｍ－３以上１．１×１０１８ｃｍ－３未満とする。
（Ｉｎ濃度の範囲）
Ｉｎ添加による転位密度低減の効果を確実に得る一方、過剰なＩｎ濃度となることでＧａＡｓ結晶の格子定数やバンドギャップのズレを発生させることを防止する点から、本発明に従うＧａＡｓウエハのＩｎ濃度は３．０×１０１８ｃｍ－３以上３．０×１０１９ｃｍ－３未満とする。
Ｉｎ添加による転位密度低減の効果を確実に得る一方、過剰なＩｎ濃度となることでＧａＡｓ結晶の格子定数やバンドギャップのズレを発生させることを防止する点から、本発明に従うＧａＡｓウエハのＩｎ濃度は３．０×１０１８ｃｍ－３以上３．０×１０１９ｃｍ－３未満とする。
（Ｂ濃度の範囲）
本発明に従うＧａＡｓウエハは、ＶＧＦ法又はＶＢ法によるＧａＡｓインゴットの結晶成長において、封止剤（Ｂ２Ｏ３）とドーパントであるＳｉの反応促進により有利に得ることができるため、Ｂ濃度は２．５×１０１８ｃｍ－３以上であり、Ｂ濃度は３．０×１０１８ｃｍ－３以上であることが好ましい。Ｂ濃度の上限は特に制限されないが、Ｂ濃度は３．０×１０１９ｃｍ－３以下であることができる。
本発明に従うＧａＡｓウエハは、ＶＧＦ法又はＶＢ法によるＧａＡｓインゴットの結晶成長において、封止剤（Ｂ２Ｏ３）とドーパントであるＳｉの反応促進により有利に得ることができるため、Ｂ濃度は２．５×１０１８ｃｍ－３以上であり、Ｂ濃度は３．０×１０１８ｃｍ－３以上であることが好ましい。Ｂ濃度の上限は特に制限されないが、Ｂ濃度は３．０×１０１９ｃｍ－３以下であることができる。
（上記以外の元素及びそれらの濃度）
封止剤として使用するＢ２Ｏ３によってＧａＡｓインゴット中に混入するＢ及び酸素（Ｏ）を除き、ＳｉとＩｎ以外の元素が、ＧａＡｓ以外には添加されていないことが好ましく、ドーパントとして添加されるのはＳｉとＩｎのみであり、それ以外はドーパントとして意図して添加されていないことが好ましい。
封止剤として使用するＢ２Ｏ３によってＧａＡｓインゴット中に混入するＢ及び酸素（Ｏ）を除き、ＳｉとＩｎ以外の元素が、ＧａＡｓ以外には添加されていないことが好ましく、ドーパントとして添加されるのはＳｉとＩｎのみであり、それ以外はドーパントとして意図して添加されていないことが好ましい。
シリコンとインジウム以外のドーパントとして考えられる元素としては、ベリリウム（Ｂｅ）、マグネシウム（Ｍｇ）、アルミニウム（Ａｌ）、炭素（Ｃ）、ゲルマニウム（Ｇｅ）、錫（Ｓｎ）、窒素（Ｎ）、硫黄（Ｓ）、セレン（Ｓｅ）、テルル（Ｔｅ）、さらには、亜鉛（Ｚｎ）、カドミウム（Ｃｄ）、クロム（Ｃｒ）、アンチモン（Ｓｂ）が挙げられるが、これらの元素は、不可避的に混入される量は許容されるが、意図して添加されていないことが好ましい。
例えば、ＳＩＭＳ分析によるＧａＡｓ中のＡｌ、Ｃ及びＺｎの各濃度は３×１０１６ｃｍ－３以下（ゼロを含む）であることが好ましい。それ以外のＢｅ、Ｍｇ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｎ、Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｃｄ、Ｃｒ及びＳｂの各濃度は５×１０１５ｃｍ－３以下（ゼロを含む）であることが好ましい。さらにＮの濃度は１×１０１５ｃｍ－３以下であることがより好ましい。
例えば、ＳＩＭＳ分析によるＧａＡｓ中のＡｌ、Ｃ及びＺｎの各濃度は３×１０１６ｃｍ－３以下（ゼロを含む）であることが好ましい。それ以外のＢｅ、Ｍｇ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｎ、Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｃｄ、Ｃｒ及びＳｂの各濃度は５×１０１５ｃｍ－３以下（ゼロを含む）であることが好ましい。さらにＮの濃度は１×１０１５ｃｍ－３以下であることがより好ましい。
（平均転位密度の範囲）
本発明に従うＧａＡｓウエハの平均転位密度の値は、２５０個／ｃｍ２以下であることが好ましい。平均転位密度の下限は特に限定されない。平均転位密度が１０個／ｃｍ２以上、特に３０個／ｃｍ２以上の場合に、転位密度ゼロ領域の面積の割合を特定することの効果が有効に発揮される。
本発明に従うＧａＡｓウエハの平均転位密度の値は、２５０個／ｃｍ２以下であることが好ましい。平均転位密度の下限は特に限定されない。平均転位密度が１０個／ｃｍ２以上、特に３０個／ｃｍ２以上の場合に、転位密度ゼロ領域の面積の割合を特定することの効果が有効に発揮される。
（ウエハ面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合）
本発明に従うＧａＡｓウエハは、ウエハ面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合が９１．０％以上である。これにより、ＧａＡｓウエハを半導体レーザー等の面発光レーザーに使用した場合、これらの用途における良好な特性を実現することができる。ウエハ面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合は、１００％であってもよい。
本発明に従うＧａＡｓウエハは、ウエハ面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合が９１．０％以上である。これにより、ＧａＡｓウエハを半導体レーザー等の面発光レーザーに使用した場合、これらの用途における良好な特性を実現することができる。ウエハ面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合は、１００％であってもよい。
（キャリア濃度の範囲）
本発明に従うＧａＡｓウエハは、キャリア濃度が１．０×１０１６ｃｍ－３以上４．０×１０１７ｃｍ－３以下である。
本発明に従うＧａＡｓウエハは、キャリア濃度が１．０×１０１６ｃｍ－３以上４．０×１０１７ｃｍ－３以下である。
（吸収係数の範囲）
９４０ｎｍの波長における吸収係数は、３．５ｃｍ－１以上７．０ｃｍ－１以下であることが好ましい。
９４０ｎｍの波長における吸収係数は、３．５ｃｍ－１以上７．０ｃｍ－１以下であることが好ましい。
＜ＧａＡｓウエハ群＞
本発明に従うＧａＡｓインゴットの製造方法により得られたＧａＡｓインゴットのシード側、中央部、テイル側の少なくともいずれかの位置から複数のウエハを切り出すことにより、本発明に従うＧａＡｓウエハ群を得ることができる。本発明に従うＧａＡｓウエハ群は、好ましくは中央部から得ることができ、さらに好ましくはシード側、中央及びテイル側の全てから得ることができる。
本発明に従うＧａＡｓインゴットの製造方法により得られたＧａＡｓインゴットのシード側、中央部、テイル側の少なくともいずれかの位置から複数のウエハを切り出すことにより、本発明に従うＧａＡｓウエハ群を得ることができる。本発明に従うＧａＡｓウエハ群は、好ましくは中央部から得ることができ、さらに好ましくはシード側、中央及びテイル側の全てから得ることができる。
本発明に従うＧａＡｓウエハ群は、同一のインゴットから得られる複数のウエハで構成される。複数のウエハは、２枚以上であれば、特に限定されないが、同一のインゴットから切り出すことができるウエハの全枚数の半数以上であることが好ましく、同一のインゴットの中央部から得られるウエハの全数であることがより好ましく、さらに好ましくは同一のインゴットのシード側からテイル側までの間から得られるウエハの全枚数である。シード側の種結晶側の端部から、テイル側の種結晶とは反対の端部に至るまでの間で得られるウエハの全枚数であることが特に好ましい。
複数のウエハのそれぞれは、１．０×１０１７ｃｍ－３以上１．１×１０１８ｃｍ－３未満のシリコン濃度と、３．０×１０１８ｃｍ－３以上３．０×１０１９ｃｍ－３未満のインジウム濃度と、２．５×１０１８ｃｍ－３以上のボロン濃度と、を有し、キャリア濃度が１．０×１０１６ｃｍ－３以上４．０×１０１７ｃｍ－３以下であり、ウエハ面に占める転位密度ゼロの領域が９１．０％以上である。このＧａＡｓウエハは、平均転位密度が２５０個／ｃｍ２以下であることができ、また、９４０ｎｍの波長における吸収係数が３．５ｃｍ－１以上７．０ｃｍ－１以下であることができる。これらの好適な範囲は、本発明に従うＧａＡｓウエハに記載のとおりである。
複数のウエハが、ＧａＡｓインゴットの直胴部の中央部から得られるウエハを含み、この中央部から得られるウエハが、さらに２．０×１０１７ｃｍ－３未満のキャリア濃度を有していることが好ましい。この中央部から得られるウエハのキャリア濃度は１．０×１０１６ｃｍ－３以上とすることができる。
複数のウエハが、ＧａＡｓインゴットの直胴部の中央部から得られるウエハを含み、この中央部から得られるウエハが、さらに２．０×１０１７ｃｍ－３未満のキャリア濃度を有していることが好ましい。この中央部から得られるウエハのキャリア濃度は１．０×１０１６ｃｍ－３以上とすることができる。
本発明に従うＧａＡｓウエハは、キャリア濃度が抑制され、かつ低転位密度であることに加え、ＧａＡｓウエハ面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合が大きく、ＶＣＳＥＬ（垂直共振器型面発光レーザー）をはじめとる面発光レーザーの基板に好適である。
上述したところは、本発明の代表的な実施形態の例を示したものであって、本発明はこれらに限定されるものではない。以下、実施例により、本発明をさらに詳細に説明するが、本発明は以下の実施例によって何ら限定されるものではない。
（結晶番号１）
図３に示す構成を有する製造装置を用いて、ＧａＡｓインゴットの製造を行った。撹拌翼は、カーボンやＢＮ等、結晶特性に影響しない材質の四角形状の板状部材を４枚、ロッドに取り付けたものであり、回転したときの回転軌跡が形成する面積が、ＧａＡｓの融液とＢ２Ｏ３が静止状態で形成する界面の面積の５０％以上である。
図３に示す構成を有する製造装置を用いて、ＧａＡｓインゴットの製造を行った。撹拌翼は、カーボンやＢＮ等、結晶特性に影響しない材質の四角形状の板状部材を４枚、ロッドに取り付けたものであり、回転したときの回転軌跡が形成する面積が、ＧａＡｓの融液とＢ２Ｏ３が静止状態で形成する界面の面積の５０％以上である。
＜ルツボへの原料の充填＞
ルツボとして内径１５９．９ｍｍ、シード部の内径６．０～６．５ｍｍのＰＢＮ製のルツボ３を準備した。ルツボには、図４に示すように、６Ｎ（純度９９．９９９９％以上）のＧａと６ＮのＡｓを合成して作成したＧａＡｓ多結晶を破砕した２０，０００±１０ｇのＧａＡｓ多結晶原料９Ａと（１００）面が結晶成長面となるように切り出したＧａＡｓ種結晶６を充填した。ＧａＡｓ種結晶６の直径については、各ルツボのシード部内径より約０．５ｍｍ小さくなるように機械研削とエッチングを組み合わせて調整した大きさのものを用いた。ＧａＡｓ多結晶を充填する途中で、ＧａＡｓ多結晶原料に対して、ドーパント（シリコン）１０として高純度Ｓｉのショットを１００ｗｔｐｐｍ及びドーパント（インジウム）１１として高純度ＩｎＡｓのショットを２０００ｗｔｐｐｍ（Ｉｎ換算で１２１０ｗｔｐｐｍ）充填した。ＳｉとＩｎ以外に、意図して添加した不純物元素はない。なお、粒状のドーパント（シリコン）１０とドーパント（インジウム）１１はそれぞれ、円筒状のＧａＡｓ多結晶９Ｂの上下を円板状のＧａＡｓ多結晶９Ｃで挟んだＧａＡｓ容器の中に入れた状態で充填し、ＧａＡｓ容器が融ける温度までは中のドーパントがＧａＡｓ容器の外に出ないようにした。ドーパント（インジウム）１１はルツボ３の中央よりも上に配置し、ドーパント（シリコン）１０は、ルツボ３の中央よりも下の種結晶６に近いところに配置した。
ルツボとして内径１５９．９ｍｍ、シード部の内径６．０～６．５ｍｍのＰＢＮ製のルツボ３を準備した。ルツボには、図４に示すように、６Ｎ（純度９９．９９９９％以上）のＧａと６ＮのＡｓを合成して作成したＧａＡｓ多結晶を破砕した２０，０００±１０ｇのＧａＡｓ多結晶原料９Ａと（１００）面が結晶成長面となるように切り出したＧａＡｓ種結晶６を充填した。ＧａＡｓ種結晶６の直径については、各ルツボのシード部内径より約０．５ｍｍ小さくなるように機械研削とエッチングを組み合わせて調整した大きさのものを用いた。ＧａＡｓ多結晶を充填する途中で、ＧａＡｓ多結晶原料に対して、ドーパント（シリコン）１０として高純度Ｓｉのショットを１００ｗｔｐｐｍ及びドーパント（インジウム）１１として高純度ＩｎＡｓのショットを２０００ｗｔｐｐｍ（Ｉｎ換算で１２１０ｗｔｐｐｍ）充填した。ＳｉとＩｎ以外に、意図して添加した不純物元素はない。なお、粒状のドーパント（シリコン）１０とドーパント（インジウム）１１はそれぞれ、円筒状のＧａＡｓ多結晶９Ｂの上下を円板状のＧａＡｓ多結晶９Ｃで挟んだＧａＡｓ容器の中に入れた状態で充填し、ＧａＡｓ容器が融ける温度までは中のドーパントがＧａＡｓ容器の外に出ないようにした。ドーパント（インジウム）１１はルツボ３の中央よりも上に配置し、ドーパント（シリコン）１０は、ルツボ３の中央よりも下の種結晶６に近いところに配置した。
＜結晶成長＞
これらの原料を充填した後、封止剤であるＢ２Ｏ３（Ｓｉ濃度５モル％）４を９６５±１０ｇ充填した。充填後のルツボ３をルツボ収納容器（サセプタ）にセットした。図３に示す製造装置の内部を真空排気及びＡｒガス置換を繰り返して不活性ガス雰囲気とした後、ＶＧＦ法により単結晶を成長させた。
結晶成長工程では、まずＧａＡｓ種結晶が融解しないように、種結晶側の温度が低くなるようにＰＩＤ制御されたヒーターにより温度傾斜をかけながらルツボ内の原料をＧａＡｓの融点の１２３８℃以上まで昇温させて融液とした。その後、種結晶の上部が融解するように種結晶付近の温度を上昇させた後、温度傾斜をかけながら炉内全体の温度をヒーター制御により１０℃／ｈ以下の速度で降温していくことでＳｉをドーパントとしたｎ型のＧａＡｓインゴットを成長させた。
コーン部が結晶成長して結晶直胴部に至る箇所までインゴットが成長した後において、封止剤であるＢ２Ｏ３と結晶テイル側の界面と、撹拌翼の下端との距離が３ｍｍ以下で、かつ界面には下端が接触しないようにして、撹拌翼を回転させ、Ｂ２Ｏ３の撹拌を開始した。撹拌翼の回転速度は、小さい回転数から階段状に１０ｒｐｍまで増やし、１０ｒｐｍにてテイル側の成長完了まで撹拌を継続した。撹拌翼の回転数は、コーン部が結晶成長して結晶直胴部に至る箇所から直胴部側に２５ｍｍの位置（直胴シードからの位置が１６％）から５０ｍｍの位置までを５ｒｐｍ、５０ｍｍの位置（直胴シードからの位置が３０％）から１００ｍｍの位置までを７．６ｒｐｍ、１００ｍｍの位置（直胴シードからの位置が６１％）以降で１０ｒｐｍとなるように、階段状に回転数が増加するよう回転数調整を行った。
これらの原料を充填した後、封止剤であるＢ２Ｏ３（Ｓｉ濃度５モル％）４を９６５±１０ｇ充填した。充填後のルツボ３をルツボ収納容器（サセプタ）にセットした。図３に示す製造装置の内部を真空排気及びＡｒガス置換を繰り返して不活性ガス雰囲気とした後、ＶＧＦ法により単結晶を成長させた。
結晶成長工程では、まずＧａＡｓ種結晶が融解しないように、種結晶側の温度が低くなるようにＰＩＤ制御されたヒーターにより温度傾斜をかけながらルツボ内の原料をＧａＡｓの融点の１２３８℃以上まで昇温させて融液とした。その後、種結晶の上部が融解するように種結晶付近の温度を上昇させた後、温度傾斜をかけながら炉内全体の温度をヒーター制御により１０℃／ｈ以下の速度で降温していくことでＳｉをドーパントとしたｎ型のＧａＡｓインゴットを成長させた。
コーン部が結晶成長して結晶直胴部に至る箇所までインゴットが成長した後において、封止剤であるＢ２Ｏ３と結晶テイル側の界面と、撹拌翼の下端との距離が３ｍｍ以下で、かつ界面には下端が接触しないようにして、撹拌翼を回転させ、Ｂ２Ｏ３の撹拌を開始した。撹拌翼の回転速度は、小さい回転数から階段状に１０ｒｐｍまで増やし、１０ｒｐｍにてテイル側の成長完了まで撹拌を継続した。撹拌翼の回転数は、コーン部が結晶成長して結晶直胴部に至る箇所から直胴部側に２５ｍｍの位置（直胴シードからの位置が１６％）から５０ｍｍの位置までを５ｒｐｍ、５０ｍｍの位置（直胴シードからの位置が３０％）から１００ｍｍの位置までを７．６ｒｐｍ、１００ｍｍの位置（直胴シードからの位置が６１％）以降で１０ｒｐｍとなるように、階段状に回転数が増加するよう回転数調整を行った。
＜評価＞
成長させたＧａＡｓインゴットの直胴部をワイヤーソーでスライスしてウエハ状にした。ウエハサイズは６インチ相当である。最後の切断面は、インゴットの種結晶側と反対の端から（シード側方向に）２０ｍｍの位置である。
ＧａＡｓインゴット直胴部のシード側、中央部、テイル側で得られたウエハ、並びにシード側と中央部の間、中央部とテイル側の間で得られたウエハについて、評価を行った。
後述する測定には各位置において、それぞれ少なくとも３枚のウエハを使用した。そのうち１枚のインゴットからの切り出し位置は、表１に示すとおりであり、インゴットのコーン部から直胴部に変わる位置から直胴部が終わる位置である最後の切断面まで長さを１００％として、前者の位置を０％、後者の位置を１００％とする。
成長させたＧａＡｓインゴットの直胴部をワイヤーソーでスライスしてウエハ状にした。ウエハサイズは６インチ相当である。最後の切断面は、インゴットの種結晶側と反対の端から（シード側方向に）２０ｍｍの位置である。
ＧａＡｓインゴット直胴部のシード側、中央部、テイル側で得られたウエハ、並びにシード側と中央部の間、中央部とテイル側の間で得られたウエハについて、評価を行った。
後述する測定には各位置において、それぞれ少なくとも３枚のウエハを使用した。そのうち１枚のインゴットからの切り出し位置は、表１に示すとおりであり、インゴットのコーン部から直胴部に変わる位置から直胴部が終わる位置である最後の切断面まで長さを１００％として、前者の位置を０％、後者の位置を１００％とする。
スライスしたウエハ（又は切れ端部分）の結晶の中心を含む領域（ウエハ中心部）から、（１１０）面のへき開性を利用して、１０ｍｍ×１０ｍｍのサイズを割り取り、前述のとおりにVan der Pauw 法によるホール測定によりキャリア濃度を測定した。
ホール測定に用いたウエハの残部を用いて、前述のとおりに前処理を行った後、ＣＡＭＥＣＡ社製の装置を使ってＳＩＭＳ分析によりＳｉ濃度、Ｉｎ濃度及びＢ濃度の測定を行った。
上記ホール測定に用いたウエハと隣り合う（同じ切断面を介して対面する）ウエハの表面に対し、前述のとおりに、エッチピットをカウントし、平均転位密度（個／ｃｍ２）として評価した。
なお、エッチピットの数が１０００個／ｃｍ２以上になった場合は、視野直径３．４６ｍｍとなる５倍対物レンズに変更してカウントを行った。
なお、エッチピットの数が１０００個／ｃｍ２以上になった場合は、視野直径３．４６ｍｍとなる５倍対物レンズに変更してカウントを行った。
ホール測定やＥＰＤ測定に用いたウエハの近くのウエハを用いて、前述のとおりに、ウエハ面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合及び最大転位密度を求めた。
ホール測定やＥＰＤ測定に用いたウエハの近くのウエハを用いて、波長９２０ｎｍにおける吸収係数を測定した。吸収係数の測定に際しては分光光度計（株)日立ハイテクサイエンス製 UH5700を用いて透過率を測定し、さらに前述の式［１］、［２］を用いて吸収係数を求めた。
（結晶番号２～６、結晶番号０）
表１に示す条件に変更したほかは、結晶番号１と同様にして、結晶番号２～６及び結晶番号０のＧａＡｓインゴットを製造し、評価を行った。
表１に示す条件に変更したほかは、結晶番号１と同様にして、結晶番号２～６及び結晶番号０のＧａＡｓインゴットを製造し、評価を行った。
（結晶番号７）
３インチ用の製造装置を使用して、結晶番号１と同様にしてＧａＡｓインゴットを成長させた。ＧａＡｓ多結晶原料に対して、ドーパント（シリコン）として高純度Ｓｉのショットを１３０ｗｔｐｐｍ、高純度ＩｎＡｓのショットを２０００ｗｔｐｐｍ（Ｉｎ換算で１２１０ｗｔｐｐｍ）を用いた。成長させたＧａＡｓインゴットの直胴部をワイヤーソーでスライスして、３インチ相当のウエハ状にしたこと以外は、結晶番号１と同様にしてウエハを得て評価を行った。
３インチ用の製造装置を使用して、結晶番号１と同様にしてＧａＡｓインゴットを成長させた。ＧａＡｓ多結晶原料に対して、ドーパント（シリコン）として高純度Ｓｉのショットを１３０ｗｔｐｐｍ、高純度ＩｎＡｓのショットを２０００ｗｔｐｐｍ（Ｉｎ換算で１２１０ｗｔｐｐｍ）を用いた。成長させたＧａＡｓインゴットの直胴部をワイヤーソーでスライスして、３インチ相当のウエハ状にしたこと以外は、結晶番号１と同様にしてウエハを得て評価を行った。
（結晶番号８）
撹拌翼の回転数を、コーン部が結晶成長して結晶直胴部に至る箇所から直胴部側に１２．５ｍｍの位置（直胴シードからの位置が８％）から５０ｍｍの位置までを５ｒｐｍ、５０ｍｍの位置から１００ｍｍの位置までを７．６ｒｐｍ、１００ｍｍの位置以降で１０ｒｐｍとなるように、階段状に回転数が増加するよう回転数調整を行った以外は、結晶番号６と同様にして結晶番号８のＧａＡｓインゴットを製造し、ウエハを得て評価を行った。
撹拌翼の回転数を、コーン部が結晶成長して結晶直胴部に至る箇所から直胴部側に１２．５ｍｍの位置（直胴シードからの位置が８％）から５０ｍｍの位置までを５ｒｐｍ、５０ｍｍの位置から１００ｍｍの位置までを７．６ｒｐｍ、１００ｍｍの位置以降で１０ｒｐｍとなるように、階段状に回転数が増加するよう回転数調整を行った以外は、結晶番号６と同様にして結晶番号８のＧａＡｓインゴットを製造し、ウエハを得て評価を行った。
（結晶番号９）
表１に示す条件のように、Siチャージ量を１４０ｗｔｐｐｍから１３０ｗｔｐｐｍに変更し、Ｂ２Ｏ３中のＳｉ濃度を０モル％から０．２５モル％に変更した以外は、結晶番号８と同様にして、結晶番号９のＧａＡｓインゴットを製造し、評価を行った。
表１に示す条件のように、Siチャージ量を１４０ｗｔｐｐｍから１３０ｗｔｐｐｍに変更し、Ｂ２Ｏ３中のＳｉ濃度を０モル％から０．２５モル％に変更した以外は、結晶番号８と同様にして、結晶番号９のＧａＡｓインゴットを製造し、評価を行った。
得られたＧａＡｓインゴットは、導電型としてはｎ型である。ＧａＡｓインゴットの直胴部のシード側におけるシリコン濃度よりも直胴部の中央部におけるシリコン濃度が低くなるように酸化ホウ素を撹拌して、結晶成長させた結晶番号２～９から、１．０×１０１７ｃｍ－３以上１．１×１０１８ｃｍ－３未満のシリコン濃度と、３．０×１０１８ｃｍ－３以上３．０×１０１９ｃｍ－３未満のインジウム濃度と、２．５×１０１８ｃｍ－３以上のボロン濃度と、を有し、キャリア濃度が１．０×１０１６ｃｍ－３以上４．０×１０１７ｃｍ－３以下であり、ウエハ面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合が９１．０％以上であるウエハ複数枚をＧａＡｓインゴットの少なくとも一部から得ることができた。
本発明によれば、キャリア濃度が抑制され、かつ低転位密度であることに加え、ＧａＡｓウエハ面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合が大きく、ＶＣＳＥＬ（垂直共振器型面発光レーザー）をはじめとる面発光レーザーの基板に好適なＧａＡｓウエハ及びＧａＡｓウエハ群を提供することができる。また、本発明によれば、前記ＧａＡｓウエハ及びＧａＡｓウエハ群が得られるＧａＡｓインゴットの製造方法が提供することができる。
１ ヒーター
２ ルツボ収納容器（サセプタ）
３ ルツボ
４ 封止剤（Ｂ２Ｏ３）
５ 化合物半導体原料
６ 種結晶
７ 気密容器
８ 不活性ガス
９ ＧａＡｓ多結晶原料
１０ ドーパント（シリコン）
１１ ドーパント（インジウム）
１４ ルツボの昇降・回転機構
１５ コーン部から直胴部に変わる位置
１６ 位置１５と位置１７の半分の位置
１７ 直胴部が終わる位置
１８ ＧａＡｓインゴットの直胴部
１９ ＧａＡｓインゴットのコーン部
２０ 撹拌翼
２１ 上部ロッド
３０ ６インチウエハ
３１ エリア
２ ルツボ収納容器（サセプタ）
３ ルツボ
４ 封止剤（Ｂ２Ｏ３）
５ 化合物半導体原料
６ 種結晶
７ 気密容器
８ 不活性ガス
９ ＧａＡｓ多結晶原料
１０ ドーパント（シリコン）
１１ ドーパント（インジウム）
１４ ルツボの昇降・回転機構
１５ コーン部から直胴部に変わる位置
１６ 位置１５と位置１７の半分の位置
１７ 直胴部が終わる位置
１８ ＧａＡｓインゴットの直胴部
１９ ＧａＡｓインゴットのコーン部
２０ 撹拌翼
２１ 上部ロッド
３０ ６インチウエハ
３１ エリア
Claims (15)
- １．０×１０１７ｃｍ－３以上１．１×１０１８ｃｍ－３未満のシリコン濃度と、
３．０×１０１８ｃｍ－３以上３．０×１０１９ｃｍ－３未満のインジウム濃度と、
２．５×１０１８ｃｍ－３以上のボロン濃度と、を有し、
キャリア濃度が１．０×１０１６ｃｍ－３以上４．０×１０１７ｃｍ－３以下であり、
ウエハの全面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合が９１．０％以上であり、
ここで、前記ウエハの全面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合は、ウエハ面を硫酸系鏡面エッチング液（Ｈ２ＳＯ４：Ｈ２Ｏ２：Ｈ２Ｏ＝３：１：１（体積比））で前処理した後、液温３２０℃のＫＯＨ融液中に３５分間浸積することでエッチピットを発生させたウエハ面の全面からウエハ面の外周から中心に向かって３ｍｍ幅の円環状の部分を除いた領域を１ｍｍ角のエリアに分割し、各エリアの全範囲を顕微鏡で観察してエッチピットをカウントした場合に、全エリア数に占めるエッチピットのカウント数が０のエリア数の割合で示されることを特徴とする、ＧａＡｓウエハ。 - 平均転位密度が２５０個／ｃｍ２以下であり、
ここで、前記平均転位密度は、ウエハ面を硫酸系鏡面エッチング液（Ｈ２ＳＯ４：Ｈ２Ｏ２：Ｈ２Ｏ＝３：１：１（体積比））で前処理した後、液温３２０℃のＫＯＨ融液中に３５分間浸積することでエッチピットを発生させたウエハ面の全面に対して等間隔に６９点又は３７点に直径３ｍｍのエリアを設定して、各エリアを視野直径１．７３ｍｍとなる顕微鏡で観察して、最もエッチピットが多く観察される視野を探してエッチピットをカウントし、カウント数を単位面積当たり（個／ｃｍ２）に換算した換算値を求め、各エリアの換算値を平均した値で示される、請求項１に記載のＧａＡｓウエハ。 - ウエハのサイズが３インチ以上である、請求項１又は２に記載のＧａＡｓウエハ。
- 同一のＧａＡｓインゴットの直胴部から得られる複数のＧａＡｓウエハにより構成されるＧａＡｓウエハ群であって、
前記複数のＧａＡｓウエハのそれぞれが、
１．０×１０１７ｃｍ－３以上１．１×１０１８ｃｍ－３未満のシリコン濃度と、
３．０×１０１８ｃｍ－３以上３．０×１０１９ｃｍ－３未満のインジウム濃度と、
２．５×１０１８ｃｍ－３以上のボロン濃度と、を有し、
キャリア濃度が１．０×１０１６ｃｍ－３以上４．０×１０１７ｃｍ－３以下であり、
ウエハの全面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合が９１．０％以上であり、
ここで、前記ウエハの全面に占める転位密度ゼロの領域の面積の割合は、ウエハ面を硫酸系鏡面エッチング液（Ｈ２ＳＯ４：Ｈ２Ｏ２：Ｈ２Ｏ＝３：１：１（体積比））で前処理した後、液温３２０℃のＫＯＨ融液中に３５分間浸積することでエッチピットを発生させたウエハ面の全面からウエハ面の外周から中心に向かって３ｍｍ幅の円環状の部分を除いた領域を１ｍｍ角のエリアに分割し、各エリアの全範囲を顕微鏡で観察してエッチピットをカウントした場合に、全エリア数に占めるエッチピットのカウント数が０のエリア数の割合で示されることを特徴とする、ＧａＡｓウエハ群。 - 前記複数のＧａＡｓウエハのそれぞれが２５０個／ｃｍ２以下の平均転位密度を有し、
ここで、前記平均転位密度は、ウエハ面を硫酸系鏡面エッチング液（Ｈ２ＳＯ４：Ｈ２Ｏ２：Ｈ２Ｏ＝３：１：１（体積比））で前処理した後、液温３２０℃のＫＯＨ融液中に３５分間浸積することでエッチピットを発生させたウエハ面の全面に対して等間隔に６９点又は３７点に直径３ｍｍのエリアを設定して、各エリアを視野直径１．７３ｍｍとなる顕微鏡で観察して、最もエッチピットが多く観察される視野を探してエッチピットをカウントし、カウント数を単位面積当たり（個／ｃｍ２）に換算した換算値を求め、各エリアの換算値を平均した値で示される、請求項４に記載のＧａＡｓウエハ群。 - 前記複数のＧａＡｓウエハが、前記ＧａＡｓインゴットの直胴部の中央部から得られ、２．０×１０１７ｃｍ－３未満のキャリア濃度を有するウエハを含む、請求項５に記載のＧａＡｓウエハ群。
- 前記複数のウエハが、前記同一のＧａＡｓインゴットの直胴部から得られるウエハの全枚数の半数以上である、請求項４～６のいずれか一項記載のＧａＡｓウエハ群。
- 前記複数のウエハが、前記同一のＧａＡｓインゴットの直胴部のシード側からテイル側までの間から得られるウエハの全枚数である、請求項７記載のＧａＡｓウエハ群。
- 縦型温度傾斜法又は縦型ブリッジマン法により、ドーパントとしてシリコン及びインジウムを使用し、封止剤として酸化ホウ素を使用するＧａＡｓインゴットの製造方法において、
前記ＧａＡｓインゴットの直胴部のシード側におけるシリコン濃度よりも直胴部の中央部におけるシリコン濃度が低くなるように前記酸化ホウ素を撹拌して、結晶成長させることを特徴とする、ＧａＡｓインゴットの製造方法。 - 炉内にチャージするＧａＡｓの量に対して、チャージする前記シリコンの量が１１０ｗｔｐｐｍ以上１５０ｗｔｐｐｍ以下であり、チャージする前記インジウムの量が１０００ｗｔｐｐｍ以上５０００ｗｔｐｐｍ以下である、請求項９記載のＧａＡｓインゴットの製造方法。
- 前記チャージするシリコンの量が１２０ｗｔｐｐｍ以上１４０ｗｔｐｐｍ以下であり、前記酸化ホウ素が２モル％以下のシリコンを含有する、請求項９に記載のＧａＡｓインゴットの製造方法。
- 前記撹拌の撹拌速度を前記直胴部のシード側からテイル側に向けて増加させ、最大の撹拌速度を６ｒｐｍ以上とする、請求項９に記載のＧａＡｓインゴットの製造方法。
- 前記直胴部のシード側におけるシリコン濃度が７．０×１０１７ｃｍ－３以上であり、前記直胴部の中央部におけるシリコン濃度が６．０×１０１７ｃｍ－３以下である、請求項９に記載のＧａＡｓインゴットの製造方法。
- 前記ＧａＡｓインゴットの直胴部のシード側のキャリア濃度が直胴部のテイル側のキャリア濃度よりも大きい、請求項９に記載のＧａＡｓインゴットの製造方法。
- 前記ＧａＡｓインゴットの直胴部の中央部が２．０×１０１７ｃｍ－３未満のキャリア濃度である部分を有する、請求項９～１４のいずれか一項に記載のＧａＡｓインゴットの製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN202280066511.6A CN118043506A (zh) | 2021-09-29 | 2022-09-22 | GaAs晶圆、GaAs晶圆组和GaAs晶锭的制造方法 |
Applications Claiming Priority (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2021-159962 | 2021-09-29 | ||
| JP2021159962 | 2021-09-29 | ||
| JP2022-150699 | 2022-09-21 | ||
| JP2022150699A JP7256326B1 (ja) | 2021-09-29 | 2022-09-21 | ＧａＡｓウエハ、ＧａＡｓウエハ群及びＧａＡｓインゴットの製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| WO2023054202A1 true WO2023054202A1 (ja) | 2023-04-06 |
Family
ID=85782622
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| PCT/JP2022/035510 WO2023054202A1 (ja) | 2021-09-29 | 2022-09-22 | ＧａＡｓウエハ、ＧａＡｓウエハ群及びＧａＡｓインゴットの製造方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| TW (1) | TWI824748B (ja) |
| WO (1) | WO2023054202A1 (ja) |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS649898A (en) * | 1987-07-02 | 1989-01-13 | Nippon Mining Co | Production of silicon-containing gaas single crystal |
| JP2003206200A (ja) * | 2002-01-10 | 2003-07-22 | Hitachi Cable Ltd | ｐ型ＧａＡｓ単結晶及びその製造方法 |
| JP2012246156A (ja) * | 2011-05-25 | 2012-12-13 | Dowa Electronics Materials Co Ltd | ＧａＡｓ単結晶の製造方法およびＧａＡｓ単結晶ウェハ |
| WO2021251349A1 (ja) * | 2020-06-12 | 2021-12-16 | Ｄｏｗａエレクトロニクス株式会社 | ＧａＡｓインゴットおよびＧａＡｓインゴットの製造方法、ならびにＧａＡｓウエハ |
-
2022
- 2022-09-22 WO PCT/JP2022/035510 patent/WO2023054202A1/ja unknown
- 2022-09-28 TW TW111136817A patent/TWI824748B/zh active
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS649898A (en) * | 1987-07-02 | 1989-01-13 | Nippon Mining Co | Production of silicon-containing gaas single crystal |
| JP2003206200A (ja) * | 2002-01-10 | 2003-07-22 | Hitachi Cable Ltd | ｐ型ＧａＡｓ単結晶及びその製造方法 |
| JP2012246156A (ja) * | 2011-05-25 | 2012-12-13 | Dowa Electronics Materials Co Ltd | ＧａＡｓ単結晶の製造方法およびＧａＡｓ単結晶ウェハ |
| WO2021251349A1 (ja) * | 2020-06-12 | 2021-12-16 | Ｄｏｗａエレクトロニクス株式会社 | ＧａＡｓインゴットおよびＧａＡｓインゴットの製造方法、ならびにＧａＡｓウエハ |
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| REFRACTIVE INDEX OF GAAS_JOURNAL OF APPLIED PHYSICS, 1964 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| TWI824748B (zh) | 2023-12-01 |
| TW202314070A (zh) | 2023-04-01 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| TWI778658B (zh) | GaAs錠及GaAs錠的製造方法以及GaAs晶圓 | |
| KR101857612B1 (ko) | GaAs 단결정의 제조 방법 및 GaAs 단결정 웨이퍼 | |
| TWI699464B (zh) | 化合物半導體及化合物半導體單晶之製造方法 | |
| Catano et al. | Growth and characterization of ZnSe and homogeneous ZnSxSe1− x crystals | |
| CN110202419B (zh) | 锗单晶片、其制法、晶棒的制法及单晶片的用途 | |
| JP7256326B1 (ja) | ＧａＡｓウエハ、ＧａＡｓウエハ群及びＧａＡｓインゴットの製造方法 | |
| WO2023054202A1 (ja) | ＧａＡｓウエハ、ＧａＡｓウエハ群及びＧａＡｓインゴットの製造方法 | |
| TWI795937B (zh) | ｎ型ＧａＡｓ晶圓和ｎ型ＧａＡｓ錠的製造方法 | |
| CN110114519B (zh) | 磷化铟单结晶体和磷化铟单结晶衬底 | |
| WO2024062991A1 (ja) | ＧａＡｓインゴットの製造方法及びＧａＡｓインゴット | |
| WO2010084878A1 (ja) | 導電性ＧａＡｓの結晶と基板およびそれらの作製方法 | |
| CN118043506A (zh) | GaAs晶圆、GaAs晶圆组和GaAs晶锭的制造方法 | |
| EP2267193A1 (en) | Process for producing zno single crystal, self-supporting zno single-crystal wafer obtained by the same, self-supporting wafer of mg-containing zno mixed single crystal, and process for producing mg-containing zno mixed single crystal for use in the same | |
| TW202413739A (zh) | GaAs錠的製造方法及GaAs錠 | |
| JP2024045037A (ja) | ＧａＡｓインゴットの製造方法及びＧａＡｓインゴット | |
| Dutta | Bulk crystal growth of ternary III–V semiconductors | |
| JP2009298611A (ja) | 半導体結晶の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| 121 | Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application |
Ref document number: 22876069 Country of ref document: EP Kind code of ref document: A1 |
|
| NENP | Non-entry into the national phase |
Ref country code: DE |
|
| ENP | Entry into the national phase |
Ref document number: 2022876069 Country of ref document: EP Effective date: 20240429 |