JPH03132017A - 結晶の形成方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明はＩＩＩ　−Ｖ族化合物結晶およびその形成法に
関し、特に堆積面材料の種類による堆積材料の核形成密
度の差を利用して作成した■−Ｖ族化合物単結晶ないし
粒径が制御された■−ｖ族化合物多結晶の形成方法に関
するものである。

本発明は、例えば半導体集積回路、光集積回路、光素子
等に使用される単結晶や多結晶等の結晶の形成に適用さ
れる。

［従来の技術］ 従来、半導体電子素子や光素子等に用いられる単結晶薄
膜は、単結晶基板上にエピタキシャル成長させることで
形成されていた。例えば、Ｓｉ単結晶基板（シリコンウ
ェハ）上には、Ｓｉ、　Ｇｅ、　ＧａＡｓ等を液相、気
相または固相からエピタキシャル成長することが知られ
ており、またＧａＡｓ単結晶基板上にはＧａＡｓ、　Ｇ
ａＡｌＡｓ等の単結晶がエピタキシャル成長することが
知られている。このようにして形成された半導体薄膜を
用いて、半導体素子および集積回路、半導体レーザーや
ＬＥＤ等の発光素子等が作製される。

また、最近、二次元電子ガスを用いた超高速トランジス
タや、量子井戸を利用した超格子素子等の研究開発が盛
んであるが、これらを可能にしたのは、例えば超高真空
を用いたＭＢＥ　（分子線エピタキシー）やＭＯＣＶＤ
　（有機金属化学気相法）等の高精度エピタキシャル技
術である。

このような単結晶基板上のエピタキシャル成長では、基
板の単結晶材料とエピタキシャル成長層との間に、格子
定数と熱膨張係数とを整合をとる必要がある。この整合
が不十分であると格子欠陥がエピタキシャル層に発達す
る。また基板を構成する元素がエピタキシャル層に拡散
することもある。

このように、エピタキシャル成長による従来の単結晶薄
膜の形成方法は、その基板材料に大きく依存することが
分る。Ｍａｔｈｅｗｓ等は、基板材料とエピタキシャル
成長層との組合せを調べている（ＥＰＩＴＡＸＩＡＬ　
ＧＲＯＷＴＨ，Ａｃａｄｅｍｉｃ　Ｐｒｅｓｓ、　Ｎｅ
ｗ　Ｙｏｒｋ。

１９７５　ｅｄ、ｂｙ　Ｊ、Ｗ、Ｍａｔｈｅｗｓ）。

また、基板の大きさは、現在Ｓｔウェハで６インチ程度
であり、ＧａＡｓ＋サファイア基板の大型化は更に遅れ
ている。加えて、単結晶基板は製造コストが高いために
、チップ当りのコストが高くなる。

このように、従来の方法によって、良質な素子が作製可
能な単結晶層を形成するには、基板材料の種類が極めて
狭い範囲に限定されるという問題点を有していた。

一方、半導体素子を基板の法線方向に積層形成し、高集
積化および多機能化を達成する三次元集積回路の研究開
発が近年盛んに行われており、また安価なガラス上に素
子をアレー状に配列する太陽電池や液晶画素のスイッチ
ングトランジスタ等の大面積半導体装置の研究開発も年
々盛んになりつつある。

これら両者に共通することは、半導体薄膜を非晶質絶縁
物上に形成し、そこにトランジスタ等の電子素子を形成
する技術を必要とすることである。その中でも特に、非
晶質絶縁物上に高品質の単結晶半導体を形成する技術が
望まれている。

船釣に、ＳｉＯ□等の非晶質絶縁物基板上に薄膜を堆積
させると、基板材料の長距離秩序の欠如によって、堆積
膜の結晶構造は非晶質または多結晶となる。ここで非晶
質膜とは、最近接原子程度の近距離秩序は保存されてい
るが、それ以上の長距離秩序はない状態のものであり、
多結晶膜とは、特定の結晶方位を持たない単結晶粒が粒
界で隔離されて集合したものである。

例えば、ＳｉＯ□上にＳＬをＣＶＤ法によって形成する
場合、堆積温度が約６００℃以下であれば非晶質シリコ
ンとなり、それ以上の温度であれば粒径が数百〜数千人
の間で分布した多結晶シリコンとなる。ただし、多結晶
シリコンの粒径およびその分布は形成方法によって大き
く変化する。

更に、非晶質または多結晶膜をレーザや棒状ヒータ等の
エネルギビームによって溶融固化させることによって、
ミクロンあるいはミリメートル程度の大粒径の多結晶薄
膜が得られている（Ｓｉｎｇｌｅ−ｃｒｙｓｔａｌ　５
ｉｌｉｃｏｎ　ｏｎ　ｎｏｎ−ｓｉｎｇｌｅ−ｃｒｙｓ
ｔａｌｉｎｓｕｌａｔｏｒｓ、ＪｏｕＩＩＩａｌ　ｏｆ
　Ｃｒｙｓｔａｌ　Ｇｒｏｗｔｈ　ｖｏｌ。

６３、　Ｎｏ、３．　０ｃｔｏｂｅｒ　１９８３　ｅｄ
ｉｔｅｄ　ｂｙ　Ｇ、　　Ｗ。

（：ｕｌｌｅｎ）。

このようにして形成された各結晶構造の薄膜にトランジ
スタを形成し、その特性から電子易動度を測定すると、
非晶質シリコンでは〜０．１　ｃｍ”　／Ｖ−ｓｅｅ　
、数百人の粒径な有する多結晶シリコンでは１　ｘｌＯ
ｃｍ”／Ｖ−ｓｅｃ　、溶融固化による大粒径の多結晶
シリコンでは単結晶シリコンの場合と同程度の易動度が
得られている。

この結果から、結晶粒内の単結晶領域に形成された素子
と、粒界にまたがって形成された素子とは、その電気的
特性に大きな差異のあることが分る。すなわち、従来法
で得られていた非晶質上の堆積膜は非晶質または粒径分
布をもった多結晶構造となり、そこに作製された素子は
、単結晶層に作製された素子に比べて、その性能が大き
く劣るものとなる。そのために、用途としては簡単なス
イッチング素子、太陽電池、光電変換素子等に限られる
。

また、溶融固化によって大粒径の多結晶薄膜を形成する
方法は、ウェハごとに非晶質または単結晶薄膜をエネル
ギビームで走査するために、大粒径化に多大な時間を要
し、量産性に乏しく、また大面積化に向かないという問
題点を有していた。

一方、ｆｆ１−Ｖ族化合物半導体は、超高速デバイス、
光素子などの、Ｓｉでは実現できない新しいデバイスを
実現し得る材料として期待されているが、■−ｖ族化合
物結晶は、これまでＳｉ単結晶上あるいはｎ’＋−ｖ族
化合物単結晶上にしか成長させることができず、デバイ
ス作製上の大きな障害となっていた。

上記従来の問題点を解決するものとして、本発明者は核
形成密度の小さい非核形成面に該非核形成面材料より核
形成密度が十分に太き（、かつ単一の核だけが成長する
程度に十分微細な核形成面が設けられ、該核形成面に成
長した単一の核を中心として成長を続けさせることによ
って結晶を形成する形成方法を提案し、非単結晶基体上
にもＩＩＩ　−Ｖ族化合物単結晶形成が可能なことを示
した。

この形成方法は、結晶成長して単結晶となる核を所望の
距離まで人工的に離別させて、選択的に形成させ、必要
な大きさの結晶領域に成長させるまで結晶粒の接触・衝
突を回避するものである。

結晶成長の方法としては、成長速度が速く量産性に優れ
、結晶性が良好な有機金属化学輸送法（ＭＯＣＶＤ法）
が主に用いられる。

［発明が解決しようとしている課題］ しかしながら、上記の発明はＭＯＣＶＤ法により微細な
核形成面上の核発生を制御するのには不十分な点もあり
、非核形成面上に核発生が起きたり、核形成面上に核発
生が起きなかったりするなどの課題が生ずることがあっ
た。

従って、本発明の目的は、核形成初期段階と結晶成長段
階にそれぞれ適応した成長条件を設定することによって
、非核形成面上の制御されない核の発生を抑え、良質の
ＩＩＩ　−Ｖ族化合物単結晶を選択性よく成長する方法
を提供することにある。

［課題を解決するための手段］ 上記問題点を解決するものとして、有様金属化学輸送法
によるｍ−ｖ族化合物の結晶の形成方法において、核形
成密度の小さい非核形成面と、該非核形成面の核形成密
度より大きい核形成密度を有し、結晶成長して単結晶に
なる核が唯一形成され得るに十分小さい面積を有する核
形成面とが隣接して配された自由表面を有する基体に、
核形成初期段階では原料ガスの濃度を低（し、かつ結晶
成長段階では原料ガスの濃度を核形成初期段階より高（
する結晶成長処理を施すことを特徴とする結晶の形成方
法が提供される。

本発明の結晶の形成方法は、非核形成面、核形成面、結
晶表面のそれぞれの面における結晶材料の原子の付着係
数ｘ、ｙ、ｚがｚ＞ｙ＞ｘなる関係があることから、非
核形成面に設けられた核形成面に単一の核が形成される
核形成初期段階においては、核形成の選択性を高くする
ために、供給ガス中の■族とＩＩＩ族の原料ガス濃度を
低くして核発生確率を低くする。そして、核形成面上へ
の核形成が完了し、非核形成面上への横方向成長が始ま
った段階（結晶成長段階）になったら、原料ガス濃度を
核形成初期段階よりも高（して結晶成長を促進させるも
のである。

次に、結晶核の発生と原料ガスの濃度の関係について説
明する。

第４図に、各種の膜上におけるＧａＡｓ結晶核の発生密
度と原料ガス濃度の関係を示す。

成長条件ニ トリメチルガリウム（ＴＭＧ） ターシャルブチルヒ素（ＴＢＡｓ） Ｖ／Ｉ１１　　　　１０ 希釈ガス　　　Ｈｚ　　ＩＯＡ／ｍｉｎ反応圧力　　　
８０ｔｏｒｒ 基板温度　　　６７０℃ 成長時間　　　５分 第４図から明らかなように、核形成密度の高い材料（例
えばＡｌ２０ｍ、　Ｔａ２０ａ）は供給ガス中の原料ガ
スの濃度を大きく変化させても核形成密度の変化は小さ
いが、核形成密度の低い材料（例えば５ｉｎ２．５ｉＪ
４）は原料ガス濃度と核形成密度に強い相関を持ってい
る。特に原料ガス濃度が低い領域ではＡｌｉａｍ、Ｔａ
、ＯｓとＳｉｎｇ、　５ｉｓＮａの間の核形ｒ密度の差
はかなり大きくなり、結晶成長の際に１好な選択性が得
られる。しかし、原料ガス濃度ノ低（なるに従い結晶成
長速度は遅くなる。従−て、実際の結晶成長ではこれら
の要素のバラン。

が取れる条件を選択することが望ましい。

次に、本発明の実施態様を図面により説明：る。

第１図（Ａ）〜（Ｅ）は本発明の方法によりｉ択的核形
成を行ない■−ｖ族化合物の単結晶をｂ長させる概略工
程図である。

（Ａ）：下地材料ｌ　（たとえばＡ１．０．、ＡＩＮ、
　ＢＮなどのセラミック、石英、高融点ガラスやＷ、Ｍ
などの高融点金属）上に結晶核形成密度の低い事料から
なる薄膜２（例えば非晶質、多結晶質等り非単結晶質の
５ｉＯｚ、　５ｉｓＮ４など）を堆積し非核月成面３と
する。この薄膜の形成にはＣ■０法、；バッター法、蒸
着法、分散媒を使った塗布法なとの方法を用いる。また
、第１図（Ｆ）のように］地材料１を用いず前記核形成
密度の低い材料かぐなる支持体５を用いてもよい（（第
１図（Ａ））（Ｂ）；非核形成面より核形成密度の高い
材料（非単結晶質のＡｌｉａｍ、　ＡＩＮ、　Ｔａ２ｅ
ｓ、　Ｔｉｏ２．ｗｏ３など）を結晶成長して単結晶と
なる核を唯一形成され得るに十分な程小さい面積（好ま
しくは１０μｍ四方以下５最適には２μｍ四方以下）を
形成し核形成面４とする。また、このように薄膜を微細
にパターニングする他、第１図（Ｇ）のように下地に核
形成密度の高い材料からなる薄膜６を堆積し、その上に
核形成密度の低い材料からなる薄膜２を積み重ね非核形
成面３とし、エツチングにより微細な窓を開けて核形成
面４を露出させてもよく、第１図（Ｈ）のように核形成
密度の低い材料からなる薄膜２に凹部を形成し、その凹
部の底面に微細な窓を開けて核形成面４を露出させても
よい（この場合前記凹部内に結晶を形成させる）。

さらに、第１図（１）〜（Ｊ）のように微細な領域を残
し他をレジスト７でカバーし、イオン（Ａｓ　、Ｐ、　
Ｇａ　、ＡＩ　、Ｉｎなど）を核形成密度の低い材料か
らなる薄膜２に打込んで、核形成密度の高いイオン打込
領域８を形成してもよい。（第１図（Ｂ）） （Ｃ）：こうして得られた基板上に、ＭＯＣＶＤ法によ
って１１−　Ｖ族化合物（例えばＧａＡｓ、　ＧａＡｌ
Ａｓ。

ＧａＰ、　ＧａＡｓＰ、　ＩｎＰ、　ＧａＩｎＡｓＰ）
結晶核９を発生させる。この核形成初期段階（発生した
核の底面積が核形成面よりも小さい間）では、原料濃度
は低くして（希釈用水素ガスに対する周期律表第■■族
原子を含有する原料のモル比が好ましくは１．５×１０
１以下、より好ましくは１．ＯＸ　１０−’以下、最適
には８　Ｘ　ｔｏ−’程度、下限としてはｌＸｌ０−’
程度）核形成面上の制御されない核の発生を抑える。

Ｖ　／　ＩＨモル比はＶ族原料が気体の場合３０〜５０
程度、Ｖ族原料が液体の場合２０〜３０程度で任意の値
に設定して成長を行なう。圧力は８０〜１ｏｏｔｏｒｒ
が望ましい、（第１図（Ｃ）） （Ｄ）：ＩＩＩ−Ｖ族化合物結晶核９が成長したｍ−ｖ
族化合物単結晶１０が核形成面４の面積より広がって成
長する段階（結晶成長段階）になったら、原料濃度は前
記核形成初期段階よりも高く（希釈用水素ガスに対する
周期律表第ＩＩＩ族原子を含有する原料のモル比が、好
ましくは３　Ｘ　１０−’以下、より好ましくは２．５
Ｘ　１０−’以下、最適には２×１０４程度、下限とし
ては２　Ｘ　１０−’程度）設定を変更し結晶の成長速
度を増加させる。（第１図（Ｄ）） （Ｅ）：核を中心にＩＩＴ−Ｖ族化合物結晶の成長を進
め、非核形成面上へ横方向に結晶を成長させていく。

前述のしたように、結晶表面、核形成面、非核形成面の
それぞれの面における結晶材料の原子の付着係数をそれ
ぞれｘ、ｙ、ｚとお（と次のような関係となる。

ｘ＞ｙ＞ｚ 核形成初期段階においては、結晶材料の原子に対する表
出面は、非核形成面及び核形成面だけである。そのため
、核は選択的に核形成面上で形成される。続いて、核が
成長し核形成面を覆いっ（してしまうと、そこには結晶
表面と非核形成面のみが存在するようになるので核発生
の選択性はさらに高（なる。さらに結晶が成長しその表
面積が大きくなるに従い、さらに選択性は高くなるので
、非核形成面上の制御されない核発生はほとんど起らな
くなる。つまり、選択性を維持する条件は、結晶の成長
につれて徐々に変化する。

従って、選択性を制御する製造条件であるＶ／ＩＩＩも
連続的に変化させることも好ましい。

また最適の堆積条件は、非核形成面上への核形成面の配
置の形態や、密度によっても異ってくる。（第１図（Ｅ
）） ［実施例］ 以下、本発明を実施例により説明する。

実施例１ 第２図（Ａ）〜（Ｆ）に、本発明の方法によりＧａＡｓ
結晶を形成する概略工程図を示す。

（Ａ）二石英基板１１の上に真空蒸着法によってＴａＪ
ｓ膜１２全１２００人堆積した。蒸着条件は、基板温度
は室温、蒸着源はＴａｘｅｓ　、　０□ガスを４×１０
−’ｔｏｒｒまで導入し、堆積速度１人／ｓｅｅであっ
た。（第２図（Ａ）） （Ｂ）二次にプラズマＣＶＤ法で非晶質ＳｉＮｘ膜１３
を３００人堆積した。堆積条件は基板温度３５０℃、反
応圧力０．２ｔｏｒｒ、原料ガスは５ｉ８４１００ｃｃ
、ＮＨｓ　２００ｃｃであった。（第２図（Ｂ））（Ｃ
）：フォトリソグラフィー技術を使ってパターニングし
、リアクティブイオンエツチングによってＳｉＮｘ膜１
３を部分的に取り去って、４０μｍの間隔で２μｍ四方
の微細な窓１４を作りＴａ２Ｏ。

を露出させた。この部分がＧａＡｓの核形成面４となる
。（第２図（Ｃ）） （Ｄ）：Ｈ，雰囲気で８５０℃、１０分間の熱処理を行
い、次にＭＯＣＶＤ法によってＧａＡｓ結晶核１５をＴ
ａａＯ＠上に発生させた。

原料にはトリメチルガリウム（ＴＭＧ）とターシャルブ
チルヒ素（ＴＢＡｓ）、希釈ガスにはＨ２を用いた。

Ｖ／ＩＩＩモル比ＴＢＡｓ　：　ＴＭＧは２５で、希釈
用Ｈ２に対するＴＭＧのモル比は８　Ｘ　１０−’、反
応圧力８０ｔｏｒｒ、基板温度６７０℃であった。（第
２図（Ｄ））（Ｅ）：成長開始後約３０分でＧａＡｓの
結晶核１５が成長したＧａＡｓ単結晶１６がＴａ２Ｏ，
の窓１４の領域を埋めたところで、Ｈ２に対するＴＭＧ
のモル比を２　Ｘ　１０−’に設定変更した。（第２図
（Ｅ））（Ｆ）；さらにＧａＡｓの単結晶１６が成長を
続は他のＧａＡｓ単結晶との粒界１７を形成し、結晶径
が４０μｍになったところで成長を止めた。（第２図（
Ｆ））ついで表面を研磨により平坦化した後でＩｎＳｎ
の電極を蒸着により付け、Ａｒ中で５００℃でアニール
した。これを用いてホール測定をしたところ、ホール移
動度３２００ｃｍ”／Ｖ−ｓ　　（３００Ｋ　）　、キ
ャリア濃度２　Ｘ　１０”７ｃｍ”のｎ型の結晶が得ら
れていることが分った。

実施例２ 第３図（Ａ）〜（Ｆ）に、本発明の方法によりＧａＡｌ
Ａｓ結晶を形成する概略工程図を示す。

（Ａ）：シリコンウエハ２１上にＳｉＨ４と０２を用い
たＣＶＤ法によって非晶質ＳｉＯ□膜２２を１５００人
堆積した。（第３図（Ａ）） （Ｂ）：次にフォトレジスト２３で開口部２４を有する
所望のパターンに５ｉＯｚ膜上をマスクして、イオンイ
ンブランターを用いてＡｔイオン２５を打ち込んだ。打
込み量はＩ　Ｘ　１０”７ｃｍ”であった。（第３図（
Ｂ）） イオン打込み部分の大きさは２μｍ四方、打ち込み部分
の間隔は３０μｍであった。

（Ｃ）：Ａｌイオンの打込まれていないＳｔｏｗ表面２
６では結晶の核発生確率は低（、Ａｌイオン打込み領域
２７では結晶の発生確率が高（、該領域２７に結晶成長
して単結晶になる核が発生する。

（第３図（Ｃ）） （Ｄ）：）１．雰囲気の中で８５０℃、１０分間の熱処
理行って、次にＭＯＣＶＤ法によって、Ａｔがイオン打
込領域２７の上にＧａＡｌＡｓ結晶核２８を発生させた
。

原料にはトリメチルガリウム（ＴＭＧ）とトリメチルア
ルミニウム（ＴＭＡ）　、アルシン（ＡｓＨ−）を使い
、希釈ガスには■２を用いた。それぞれのモル比ＴＭＧ
　：　ＴＭＡ　：　ＡｓＨ，は３　：　２　：　２５０
　　（Ｖ／ＩＩＩ　＝５０）で、Ｈ２に対する■族原料
のモル比は７　Ｘ　１０−’、反応圧力は８０ｔｏｒｒ
、基板温度は７００℃であった。

（第３図（Ｄ）） （Ｅ）：成長開始後３０分でＧａＡｌＡｓ結晶核２８が
成長したＧａＡｌＡｓ単結晶２９が、Ａｌ打ち込み領域
１５を覆いつ（したところで、■族とＶ族の比率は保っ
たままで、Ｈ２に対する■族原料のモル比を２　Ｘ　１
０−’に設定変更した。（第３図（Ｅ））（Ｆ）：さら
に成長を続けＧａＡｌＡｓの結晶がぶつかり合うまで成
長させた。３０は粒界である。

（第３図（Ｆ）） ［発明の効果］ 本発明の結晶成長法によれば、核形成初期段階では非核
形成面上の核発生を防ぎ、核形成面上にのみ単一の核を
発生し、結晶成長段階ではより原料濃度を上げて、より
高い成長速度で効率良く良質なＩＩＩ　−Ｖ族化合物の
単結晶を得ることが可能になる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の結晶の形成方法を示す概略工程図、第
２図は本発明の方法をＧａＡｓ結晶の形成に用いた場合
の概略工程図、第３図は本発明の方法をＧａＡｌＡｓ結
晶の形成に用いた場合の概略工程図、第４図は核発生密
度と原料ガス濃度との関係図である。 ｌ・・・下地材料 ２・・・核形成密度の低い材料からなる薄膜３・・・非
核形成面　　　４・・・核形成面５・・・核形成密度の
低い材料からなる支持体６・・・核形成密度の高い材料
からなる薄膜７・・・フォトレジスト　８・・・イオン
打込領域９・・・ｍ−ｖ族化合物結晶核 ｌＯ・・・ｍ−ｖ族化合物単結晶 １１・・・石英基板　　　　１２・・・Ｔａ−０ｓ膜１
３・・・ＳｉＮｘ膜　　　　　１４６１．窓１５・・・
ＧａＡｓ結晶核　　　１６・・・ＧａＡｓ単結晶１７・
・・粒界　　　　　　２１・・・シリコンウェハ２２・
・・非晶質ＳｉＯ□膜　　２３・・・フォトレジスト２
４・・・開口部　　　　　２５・・・Ａｔイオン２６・
・・Ａｌイオンの打込まれていない領域２７・・・Ａ１
イオン打込領域 ２８−−−　ＧａＡｌＡｓ結晶核　　２９−　ＧａＡｌ
Ａｓ単結晶３０・・・粒界

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、有機金属化学輸送法によるIII−Ｖ族化合物の結晶
   の形成方法において、核形成密度の小さい非核形成面と
   、該非核形成面の核形成密度より大きい核形成密度を有
   し、結晶成長して単結晶になる核が唯一形成され得るに
   十分小さい面積を有する核形成面とが隣接して配された
   自由表面を有する基体に、核形成初期段階では原料ガス
   の濃度を低くし、かつ結晶成長段階では原料ガスの濃度
   を核形成初期段階より高くする結晶成長処理を施すこと
   を特徴とする結晶の形成方法。 ２、前記核形成初期段階における希釈用水素ガスに対す
   る周期律表第III族原子を含有する原料のモル比が１．
   ５×１０＾−＾５以下である請求項１記載の結晶の形成
   方法。 ３、前記結晶成長段階における希釈用水素ガスに対する
   周期律表第III族原子を含有する原料のモル比が３×１
   ０＾−＾５以下である請求項１記載の結晶の形成方法。 ４、前記原料ガス中の周期律表第Ｖ族原子を含有する原
   料と周期律表第III族原子を含有する原料との第Ｖ族原
   子と第III族原子のモル比（Ｖ／III）が２０以上５０以
   下である請求項１記載の結晶の形成方法。 ５、前記核形成面を前記非核形成面の内部に形成する請
   求項１記載の結晶の形成方法。 ６、前記核形成面を前記非核形成面の面上に形成する請
   求項１記載の結晶の形成方法。 ７、前記核形成面を区画化して複数形成する請求項１記
   載の結晶の形成方法。 ８、前記核形成面を規則的に区画化して複数形成する請
   求項１記載の結晶の形成方法。 ９、前記核形成面を不規則に区画化して複数形成する請
   求項１記載の結晶の形成方法。 １０、前記核形成面を格子状に形成する請求項１記載の
   結晶の形成方法。 １１、前記核形成面を区画化して複数設け、該核形成面
   のそれぞれより、単結晶を成長させる請求項１記載の結
   晶の形成方法。 １２、各核形成面より成長する単結晶を、隣り合う核形
   成面間で隣接する大きさまで成長させる請求項１記載の
   結晶の形成方法。 １３、前記核形成面を、イオン打込み法によって形成す
   る請求項１記載の結晶の形成方法。 １４、前記基体の表面を非単結晶質で構成する請求項１
   記載の結晶の形成方法。 １５、前記非核形成面を形成する材料が非晶質ＳｉＯ＿
   ２である請求項１記載の結晶の形成方法。 １６、前記III−Ｖ族化合物が二元系III−Ｖ族化合物で
   ある請求項１記載の結晶の形成方法。 １７、前記III−Ｖ族化合物が混晶III−Ｖ族化合物であ
   る請求項１記載の結晶の形成方法。 １８、前記結晶形成処理がＭＯＣＶＤ法である請求項１
   記載の結晶の形成方法。