JPH0529219A - 結晶成長方法および装置 - Google Patents
結晶成長方法および装置Info
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- JPH0529219A JPH0529219A JP17820091A JP17820091A JPH0529219A JP H0529219 A JPH0529219 A JP H0529219A JP 17820091 A JP17820091 A JP 17820091A JP 17820091 A JP17820091 A JP 17820091A JP H0529219 A JPH0529219 A JP H0529219A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、超高真空あるいは高真空を用いる
エピタキシャル結晶成長法である固体または液体ソース
分子線結晶成長法やガス・ソース分子線結晶成長法によ
り、あるいはこれらの結晶成長法に原子層エピタキシー
を用いた結晶成長法により結晶を成長させる方法および
装置に関し、成長温度を数秒以内で迅速に変更できる成
長方法およびその実施のための装置を提供することを目
的とする。 【構成】 分子線結晶成長法により基板上に結晶を成長
させる際に、基板面を基板保持具に密着させないで保持
し、主加熱手段により基板裏面側から基板加熱を行いな
がら、補助加熱手段により結晶成長面側からも基板加熱
を行う際に、補助加熱手段から結晶成長面への放射熱を
遮断しまたは遮断を解除することにより、結晶成長面側
からの加熱を中断しまたは実行するように構成する。
エピタキシャル結晶成長法である固体または液体ソース
分子線結晶成長法やガス・ソース分子線結晶成長法によ
り、あるいはこれらの結晶成長法に原子層エピタキシー
を用いた結晶成長法により結晶を成長させる方法および
装置に関し、成長温度を数秒以内で迅速に変更できる成
長方法およびその実施のための装置を提供することを目
的とする。 【構成】 分子線結晶成長法により基板上に結晶を成長
させる際に、基板面を基板保持具に密着させないで保持
し、主加熱手段により基板裏面側から基板加熱を行いな
がら、補助加熱手段により結晶成長面側からも基板加熱
を行う際に、補助加熱手段から結晶成長面への放射熱を
遮断しまたは遮断を解除することにより、結晶成長面側
からの加熱を中断しまたは実行するように構成する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、超高真空（１０-8Torr
以下程度）あるいは高真空（１０-5〜１０-8Torr程度）
を用いるエピタキシャル結晶成長法によって、結晶を成
長させる方法およびその実施のための装置に関する。本
発明は、III −Ｖ族半導体のような化合物半導体結晶の
成長に適用すると特に有用である。
以下程度）あるいは高真空（１０-5〜１０-8Torr程度）
を用いるエピタキシャル結晶成長法によって、結晶を成
長させる方法およびその実施のための装置に関する。本
発明は、III −Ｖ族半導体のような化合物半導体結晶の
成長に適用すると特に有用である。
【０００２】
【従来の技術】超高真空あるいは高真空中での結晶のエ
ピタキシャル成長は、結晶基板（厚さ数１００μｍのウ
ェハー）を抵抗加熱により昇温・保持した状態で、成長
用の原料を基板表面に供給して行う。基板上に成長しつ
つある結晶の表面温度をパイロスコープ等によりモニタ
ーし、モニターされた測温値に応じて抵抗加熱の強度を
制御することにより、成長温度を適正に維持する。
ピタキシャル成長は、結晶基板（厚さ数１００μｍのウ
ェハー）を抵抗加熱により昇温・保持した状態で、成長
用の原料を基板表面に供給して行う。基板上に成長しつ
つある結晶の表面温度をパイロスコープ等によりモニタ
ーし、モニターされた測温値に応じて抵抗加熱の強度を
制御することにより、成長温度を適正に維持する。
【０００３】一般に、固体または液体ソース分子線結晶
成長法やガス・ソース分子線結晶成長法等において、結
晶基板（以下「基板ウェハー」または単に「ウェハー」
とも呼称する）を抵抗加熱する方法として、図２および
図３にそれぞれ示した２種類の方法が行われている。図
２の方法においては、均熱用のＭｏブロック２３上にＩ
ｎソルダー層２２を介して基板ウェハー２１を置き、抵
抗加熱ヒーター２４からの放射熱によってＭｏブロック
２４をその下面から加熱する。Ｍｏブロック２３の下面
中央部に近接して配置した熱電対２５によって、Ｍｏブ
ロック２３下面近傍の温度をモニターする。Ｉｎソルダ
ー２２は融点が１５７℃程度と低く、一般に４００℃程
度より高温であるエピタキシャル成長温度においては溶
融状態になっている。これにより、基板ウェハー２１は
Ｍｏブロック２３上面に密着状態で保持され、後者から
前者への熱伝達が均一に且つ効率良く行われる。
成長法やガス・ソース分子線結晶成長法等において、結
晶基板（以下「基板ウェハー」または単に「ウェハー」
とも呼称する）を抵抗加熱する方法として、図２および
図３にそれぞれ示した２種類の方法が行われている。図
２の方法においては、均熱用のＭｏブロック２３上にＩ
ｎソルダー層２２を介して基板ウェハー２１を置き、抵
抗加熱ヒーター２４からの放射熱によってＭｏブロック
２４をその下面から加熱する。Ｍｏブロック２３の下面
中央部に近接して配置した熱電対２５によって、Ｍｏブ
ロック２３下面近傍の温度をモニターする。Ｉｎソルダ
ー２２は融点が１５７℃程度と低く、一般に４００℃程
度より高温であるエピタキシャル成長温度においては溶
融状態になっている。これにより、基板ウェハー２１は
Ｍｏブロック２３上面に密着状態で保持され、後者から
前者への熱伝達が均一に且つ効率良く行われる。
【０００４】図３の方法においては、上記のような溶融
Ｉｎソルダーによる基板ウェハーの密着保持は行わな
い。基板ウェハー３１を、リング状のＭｏ製基板ホルダ
ー３２内に止め具３３で固定して保持する。図２のＭｏ
ブロック２３の代わりに均熱作用を行わせる拡散板３４
を基板ウェハー３１の下方に配置し、この拡散板３４の
下方から抵抗加熱ヒーター３５によって加熱する。基板
ウェハー３１の下面中央部に近接して配置して熱電対３
６によって、基板ウェハー３１下面近傍の温度をモニタ
ーする。図３では、拡散板３４を基板ウェハー３１から
下方に離した例を示したが、大径基板が成長温度で下方
に歪む恐れがある場合には、拡散板３４を基板ウェハー
３１下面に接触させて保持し、歪みを防止することも行
われる。
Ｉｎソルダーによる基板ウェハーの密着保持は行わな
い。基板ウェハー３１を、リング状のＭｏ製基板ホルダ
ー３２内に止め具３３で固定して保持する。図２のＭｏ
ブロック２３の代わりに均熱作用を行わせる拡散板３４
を基板ウェハー３１の下方に配置し、この拡散板３４の
下方から抵抗加熱ヒーター３５によって加熱する。基板
ウェハー３１の下面中央部に近接して配置して熱電対３
６によって、基板ウェハー３１下面近傍の温度をモニタ
ーする。図３では、拡散板３４を基板ウェハー３１から
下方に離した例を示したが、大径基板が成長温度で下方
に歪む恐れがある場合には、拡散板３４を基板ウェハー
３１下面に接触させて保持し、歪みを防止することも行
われる。
【０００５】化合物半導体結晶等の結晶の成長中には、
成長温度（基板ウェハーの温度）を頻繁に変化させるこ
とはないのが通例であり、実際ほとんどの場合一定に維
持している。これは、成長させる結晶の種類によって適
切な成長温度がほぼ決まっているからである。ただし、
複数の種類の結晶から成る多層膜を成長させる場合に
は、層毎に適切な成長温度で成長させること、すなわち
各層の界面で成長温度の変更を行うことが厳密には望ま
しい。しかし実際には、多くの場合、層毎の成長温度変
更を行わずに終始一定温度で多層構造を成長させてい
る。これが可能な理由は、種類の異なる結晶の適正な成
長温度にそれぞれ許容範囲があり、各結晶についての許
容温度範囲が相互に重なる温度域があるからである。例
えば、固体または液体ソース分子線結晶成長法において
成長温度として許容される範囲は、通常用いられる約１
μｍ／ｈ程度の成長速度の場合、ＧａＡｓ結晶で６５０
〜５５０℃、ＡｌＧａＡｓ結晶で７５０〜６００℃、Ｉ
ｎＧａＡｓ結晶で５５０〜４００℃である。
成長温度（基板ウェハーの温度）を頻繁に変化させるこ
とはないのが通例であり、実際ほとんどの場合一定に維
持している。これは、成長させる結晶の種類によって適
切な成長温度がほぼ決まっているからである。ただし、
複数の種類の結晶から成る多層膜を成長させる場合に
は、層毎に適切な成長温度で成長させること、すなわち
各層の界面で成長温度の変更を行うことが厳密には望ま
しい。しかし実際には、多くの場合、層毎の成長温度変
更を行わずに終始一定温度で多層構造を成長させてい
る。これが可能な理由は、種類の異なる結晶の適正な成
長温度にそれぞれ許容範囲があり、各結晶についての許
容温度範囲が相互に重なる温度域があるからである。例
えば、固体または液体ソース分子線結晶成長法において
成長温度として許容される範囲は、通常用いられる約１
μｍ／ｈ程度の成長速度の場合、ＧａＡｓ結晶で６５０
〜５５０℃、ＡｌＧａＡｓ結晶で７５０〜６００℃、Ｉ
ｎＧａＡｓ結晶で５５０〜４００℃である。
【０００６】また、成長させる結晶のドーピング濃度に
よっても、適切な成長温度は異なる。すなわち、高ドー
ピング結晶は適切な成長温度が概して低く、反対に低ド
ーピング結晶は成長温度を高くした方が概して高品質の
結晶が得られる。したがって、ドーピング濃度の異なる
層からなる多層構造を成長させる場合にも、層毎に成長
温度を変更することにより、より高品質の結晶を得るこ
とができる。
よっても、適切な成長温度は異なる。すなわち、高ドー
ピング結晶は適切な成長温度が概して低く、反対に低ド
ーピング結晶は成長温度を高くした方が概して高品質の
結晶が得られる。したがって、ドーピング濃度の異なる
層からなる多層構造を成長させる場合にも、層毎に成長
温度を変更することにより、より高品質の結晶を得るこ
とができる。
【０００７】結晶成長中に成長温度を変更する際、考慮
すべき注意点の一つとして、成長温度変更時に成長を継
続するか中断するかということがある。組成傾斜構造あ
るいはドーピング濃度傾斜構造を成長させる場合には概
して成長を継続し、急峻な層間組成変化構造を成長させ
る場合には概して成長を中断することになる。成長温度
変更の際のもう一つ注意点は、ある成長温度から別の成
長温度に変更した際に、変更後の成長温度が一定値に安
定するまでにかなりの時間を要することである。この所
要時間を「応答時間」と呼称する。すなわち、図２を参
照して説明した溶融Ｉｎソルダーにより基板ウェハーを
密着保持する加熱方式では、加熱の負荷が熱容量の大き
いＭｏブロックを含むため負荷全体としての熱容量も大
きくなり、応答時間は一般にかなり長く、例えば３〜５
分程度を要する。一方、このような溶融Ｉｎによる密着
保持を行わない図３の方法では応答時間はやや短く、例
えば３０秒〜１分程度である。この応答時間の経過中は
多くの場合に成長を中断して待機する。このように成長
を中断している間に、既に成長していた結晶の表面は原
子のマイグレーションにより平坦化されていくという好
ましい作用が得られる反面、継続的に露出されているこ
の結晶表面が不要な不純物（真空中に残留するＯ、Ｃ、
Ｈ、稀ガス等）で汚染されるという好ましくない作用も
生ずるので注意を要する。
すべき注意点の一つとして、成長温度変更時に成長を継
続するか中断するかということがある。組成傾斜構造あ
るいはドーピング濃度傾斜構造を成長させる場合には概
して成長を継続し、急峻な層間組成変化構造を成長させ
る場合には概して成長を中断することになる。成長温度
変更の際のもう一つ注意点は、ある成長温度から別の成
長温度に変更した際に、変更後の成長温度が一定値に安
定するまでにかなりの時間を要することである。この所
要時間を「応答時間」と呼称する。すなわち、図２を参
照して説明した溶融Ｉｎソルダーにより基板ウェハーを
密着保持する加熱方式では、加熱の負荷が熱容量の大き
いＭｏブロックを含むため負荷全体としての熱容量も大
きくなり、応答時間は一般にかなり長く、例えば３〜５
分程度を要する。一方、このような溶融Ｉｎによる密着
保持を行わない図３の方法では応答時間はやや短く、例
えば３０秒〜１分程度である。この応答時間の経過中は
多くの場合に成長を中断して待機する。このように成長
を中断している間に、既に成長していた結晶の表面は原
子のマイグレーションにより平坦化されていくという好
ましい作用が得られる反面、継続的に露出されているこ
の結晶表面が不要な不純物（真空中に残留するＯ、Ｃ、
Ｈ、稀ガス等）で汚染されるという好ましくない作用も
生ずるので注意を要する。
【０００８】さて、種類の異なる結晶層から成る多層構
造であっても、各結晶層の厚さが大きければ必要に応じ
て各層の成長温度を変更することは困難ではない。しか
し、各層の厚さが小さくなると、上記成長中断中の汚染
の影響が大きくなるばかりでなく、所定膜厚の全成長時
間に占める応答時間の比率が極めて大きくなるため、実
際の成長法に採用することは現実的に無理である。ま
た、例えばＡｌＧａＡｓ／ＧａＡｓ、ＩｎＡｌＡｓ／Ｉ
ｎＧａＡｓ、ＩｎＰ／ＩｎＧａＡｓ等の格子整合系や、
ＩｎＧａＡｓ／ＧａＡｓ等の格子非整合系の多重量子井
戸構造を作成するには、数秒毎に成長温度を変更する必
要があるが、従来このような迅速な成長温度変更が事実
上不可能であったため、単一の成長温度を用いざるを得
なかった。数秒毎の迅速な成長温度変更が可能であれ
ば、各層毎に最適な成長温度で成長を行い、高品質の多
重量子井戸構造を得られるはずであるが、従来は不可能
であった。
造であっても、各結晶層の厚さが大きければ必要に応じ
て各層の成長温度を変更することは困難ではない。しか
し、各層の厚さが小さくなると、上記成長中断中の汚染
の影響が大きくなるばかりでなく、所定膜厚の全成長時
間に占める応答時間の比率が極めて大きくなるため、実
際の成長法に採用することは現実的に無理である。ま
た、例えばＡｌＧａＡｓ／ＧａＡｓ、ＩｎＡｌＡｓ／Ｉ
ｎＧａＡｓ、ＩｎＰ／ＩｎＧａＡｓ等の格子整合系や、
ＩｎＧａＡｓ／ＧａＡｓ等の格子非整合系の多重量子井
戸構造を作成するには、数秒毎に成長温度を変更する必
要があるが、従来このような迅速な成長温度変更が事実
上不可能であったため、単一の成長温度を用いざるを得
なかった。数秒毎の迅速な成長温度変更が可能であれ
ば、各層毎に最適な成長温度で成長を行い、高品質の多
重量子井戸構造を得られるはずであるが、従来は不可能
であった。
【０００９】他方、近年、原子層エピタキシー（ＡＬ
Ｅ）の研究が盛んに行われている。これは減圧下で行う
ＭＯＣＶＤ法によるものであるが、ＭＢＥ法においても
同様な効果を得る方法としてＭＥＥ（マイグレーション
・エンハンスト・エピタキシー）法が開発されている。
例えば、III −Ｖ族化合物の（００１）面方位の結晶を
成長させる場合、III 族原子面とＶ族原子面を交互に成
長表面に形成していく際に、各原子面の形成時期と同期
させてIII 族原料とＶ族原料を交互に供給するのがＡＬ
Ｅ法の特徴である。成長速度は１原子層当たり約１秒〜
数秒である。成長温度については、ＡＬＥ法ではセルフ
・ストップ機構が働く温度範囲内で選択する必要がある
し、ＭＥＥ法では従来タイプのＭＢＥ法よりも低温を用
いて行われており、ＧａＡｓ結晶の成長において約３０
０〜４００℃である。
Ｅ）の研究が盛んに行われている。これは減圧下で行う
ＭＯＣＶＤ法によるものであるが、ＭＢＥ法においても
同様な効果を得る方法としてＭＥＥ（マイグレーション
・エンハンスト・エピタキシー）法が開発されている。
例えば、III −Ｖ族化合物の（００１）面方位の結晶を
成長させる場合、III 族原子面とＶ族原子面を交互に成
長表面に形成していく際に、各原子面の形成時期と同期
させてIII 族原料とＶ族原料を交互に供給するのがＡＬ
Ｅ法の特徴である。成長速度は１原子層当たり約１秒〜
数秒である。成長温度については、ＡＬＥ法ではセルフ
・ストップ機構が働く温度範囲内で選択する必要がある
し、ＭＥＥ法では従来タイプのＭＢＥ法よりも低温を用
いて行われており、ＧａＡｓ結晶の成長において約３０
０〜４００℃である。
【００１０】ＭＥＥ法は、例えばＧａＡｓ結晶の成長の
場合、Ｇａ原子層とＡｓ原子層を一層ずつ交互に積み上
げていくが、その際にＧａ原子層とＡｓ原子層を同一の
成長温度で成長させることが良いか否かという疑問があ
る。しかし、一原子層の成長速度が約１秒〜数秒であ
り、従来このような短時間内に迅速に成長温度を変更す
ることができなかったため、上記疑問に対して実験的に
確認することもできなかった。
場合、Ｇａ原子層とＡｓ原子層を一層ずつ交互に積み上
げていくが、その際にＧａ原子層とＡｓ原子層を同一の
成長温度で成長させることが良いか否かという疑問があ
る。しかし、一原子層の成長速度が約１秒〜数秒であ
り、従来このような短時間内に迅速に成長温度を変更す
ることができなかったため、上記疑問に対して実験的に
確認することもできなかった。
【００１１】以上、ＭＢＥ法およびＭＥＥ法に関して従
来の問題点を説明したが、ガス・ソースＭＢＥ法におい
ても全く同様の問題点があった。
来の問題点を説明したが、ガス・ソースＭＢＥ法におい
ても全く同様の問題点があった。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、超高真空あ
るいは高真空を用いる固体または液体ソース分子線結晶
成長法やガス・ソース分子線結晶成長法により、あるい
はこれらの結晶成長法に原子層エピタキシーを用いた結
晶成長法により結晶を成長させる際に、成長温度を数秒
以内で迅速に変更できる成長方法およびその実施のため
の装置を提供することを目的とする。
るいは高真空を用いる固体または液体ソース分子線結晶
成長法やガス・ソース分子線結晶成長法により、あるい
はこれらの結晶成長法に原子層エピタキシーを用いた結
晶成長法により結晶を成長させる際に、成長温度を数秒
以内で迅速に変更できる成長方法およびその実施のため
の装置を提供することを目的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めに、本発明の結晶成長方法は、固体ソース、液体ソー
スまたはガス・ソースを用いる分子線結晶成長法により
基板上に結晶を成長させる際に、基板をこれよりも熱容
量の小さい部材にて保持し、基板の、結晶成長を行う面
とは反対の裏面側から放射熱で加熱する結晶成長方法に
おいて、基板裏面に面して配置した主加熱手段からの放
射熱により裏面側からの基板加熱を行いながら、基板の
結晶成長面に面して配置した補助加熱手段からの放射熱
により基板を結晶成長面側からも加熱し、その際に、補
助加熱手段から基板の結晶成長面への放射熱の進行を放
射熱遮蔽体で遮断しまたは該遮断を解除することによ
り、該結晶成長面側からの加熱を中断しまたは実行する
ことを特徴とする。
めに、本発明の結晶成長方法は、固体ソース、液体ソー
スまたはガス・ソースを用いる分子線結晶成長法により
基板上に結晶を成長させる際に、基板をこれよりも熱容
量の小さい部材にて保持し、基板の、結晶成長を行う面
とは反対の裏面側から放射熱で加熱する結晶成長方法に
おいて、基板裏面に面して配置した主加熱手段からの放
射熱により裏面側からの基板加熱を行いながら、基板の
結晶成長面に面して配置した補助加熱手段からの放射熱
により基板を結晶成長面側からも加熱し、その際に、補
助加熱手段から基板の結晶成長面への放射熱の進行を放
射熱遮蔽体で遮断しまたは該遮断を解除することによ
り、該結晶成長面側からの加熱を中断しまたは実行する
ことを特徴とする。
【００１４】本発明の結晶成長方法を実施するための本
発明の結晶成長装置は、固体ソース、液体ソースまたは
ガス・ソースを用いる分子線結晶成長法により基板上に
結晶を成長させるために、該基板をこれよりも熱容量の
小さい部材にて保持し、基板の、結晶成長を行う面とは
反対側の裏面からを放射熱で加熱する結晶成長装置にお
いて、基板の保持手段、該保持された基板の該裏面に面
して配置され、該基板を該裏面側から放射熱で加熱する
主加熱手段、該基板の結晶成長面をこれに面して配置さ
れ、該基板を該結晶成長面側から放射熱で加熱する補助
加熱手段、および該補助加熱手段から該基板の結晶成長
面への放射熱の進行を遮断する位置と該遮断を解除する
位置との間を移動可能な放射熱遮蔽体、を有することを
特徴とする。
発明の結晶成長装置は、固体ソース、液体ソースまたは
ガス・ソースを用いる分子線結晶成長法により基板上に
結晶を成長させるために、該基板をこれよりも熱容量の
小さい部材にて保持し、基板の、結晶成長を行う面とは
反対側の裏面からを放射熱で加熱する結晶成長装置にお
いて、基板の保持手段、該保持された基板の該裏面に面
して配置され、該基板を該裏面側から放射熱で加熱する
主加熱手段、該基板の結晶成長面をこれに面して配置さ
れ、該基板を該結晶成長面側から放射熱で加熱する補助
加熱手段、および該補助加熱手段から該基板の結晶成長
面への放射熱の進行を遮断する位置と該遮断を解除する
位置との間を移動可能な放射熱遮蔽体、を有することを
特徴とする。
【００１５】
【作用】本発明は、ＭＢＥ法やＭＥＥ法などで示され
るような、超高真空環境の下で成長に必要な分子線やガ
ス（ガス・ソースＭＢＥ法も含めて考える）を供給する
ことによる結晶成長法において、成長用基板の温度制御
を毎秒単位に迅速に行なえる方法および装置を提供す
る。また、ＭＥＥ法において、一原子層毎に結晶表面
（実際には成長用基板）の温度制御を行なう成長方法お
よび装置を提案する。これは、ガス・ソースＭＢＥ法に
よるＡＬＥ的手法においても、同じく効果的である。
るような、超高真空環境の下で成長に必要な分子線やガ
ス（ガス・ソースＭＢＥ法も含めて考える）を供給する
ことによる結晶成長法において、成長用基板の温度制御
を毎秒単位に迅速に行なえる方法および装置を提供す
る。また、ＭＥＥ法において、一原子層毎に結晶表面
（実際には成長用基板）の温度制御を行なう成長方法お
よび装置を提案する。これは、ガス・ソースＭＢＥ法に
よるＡＬＥ的手法においても、同じく効果的である。
【００１６】成長用基板の温度制御に関して、従来の方
法では温度変更するのに長時間要したが、本発明では
（典型的には分子線セルに準じた構造を持つ）補助加熱
手段で熱輻射のみによる迅速な加熱制御により、秒単位
の温度制御が可能である。これには、インジウム・ソル
ダー等による基板の密着保持を行なわない（以下このこ
とを「インジウム・フリー」と表わす）基板加熱機構を
用いることが必要である。
法では温度変更するのに長時間要したが、本発明では
（典型的には分子線セルに準じた構造を持つ）補助加熱
手段で熱輻射のみによる迅速な加熱制御により、秒単位
の温度制御が可能である。これには、インジウム・ソル
ダー等による基板の密着保持を行なわない（以下このこ
とを「インジウム・フリー」と表わす）基板加熱機構を
用いることが必要である。
【００１７】本発明において、補助加熱手段として、実
質的に分子線セルに準じた構造を有し且つ該放射熱遮蔽
体として作用するシャッターを具備した加熱手段を用い
ることができる。本発明の結晶成長方法は、上記分子線
結晶成長法において原子層エピタキシーやマイグレーシ
ョン・エンハンスト・エピタキシーを行う場合に特に有
用である。
質的に分子線セルに準じた構造を有し且つ該放射熱遮蔽
体として作用するシャッターを具備した加熱手段を用い
ることができる。本発明の結晶成長方法は、上記分子線
結晶成長法において原子層エピタキシーやマイグレーシ
ョン・エンハンスト・エピタキシーを行う場合に特に有
用である。
【００１８】上記分子線結晶成長法により化合物半導体
の多重井戸構造を作製する際に本発明の方法を適用し、
結晶成長面側からの基板加熱を放射熱遮蔽体により中断
しまたは実行することにより、１量子井戸層毎に成長温
度を変更することができる。更に、成長させる結晶の各
原子層に対応した成長原料の供給と同期させて、結晶成
長面側からの基板加熱を中断しまたは実行することによ
り、原子層毎に成長温度を変更することができる。具体
的には、成長原料として供給する分子線、原子線および
ガスのうち少なくともいずれか一つの種類または供給量
を原子層毎に変更するのに同期させて、上記のように成
長温度の変更を行う。このようにして、各原子層をそれ
ぞれ最適な成長温度で成長させることができるので、良
質な結晶を作製する上で非常に有利である。
の多重井戸構造を作製する際に本発明の方法を適用し、
結晶成長面側からの基板加熱を放射熱遮蔽体により中断
しまたは実行することにより、１量子井戸層毎に成長温
度を変更することができる。更に、成長させる結晶の各
原子層に対応した成長原料の供給と同期させて、結晶成
長面側からの基板加熱を中断しまたは実行することによ
り、原子層毎に成長温度を変更することができる。具体
的には、成長原料として供給する分子線、原子線および
ガスのうち少なくともいずれか一つの種類または供給量
を原子層毎に変更するのに同期させて、上記のように成
長温度の変更を行う。このようにして、各原子層をそれ
ぞれ最適な成長温度で成長させることができるので、良
質な結晶を作製する上で非常に有利である。
【００１９】成長用基板の温度制御を秒単位で実現でき
ることを利用して、ＭＢＥ法による特に多重量子井戸構
造作製やＭＥＥ法、ガス・ソースＭＢＥ法によるＡＬＥ
的手法において、成長用基板温度の迅速な変更、より具
体的には、単一量子井戸毎さらには一原子層毎に成長温
度を変えることにより、成長結晶の品質改善が可能とな
る。
ることを利用して、ＭＢＥ法による特に多重量子井戸構
造作製やＭＥＥ法、ガス・ソースＭＢＥ法によるＡＬＥ
的手法において、成長用基板温度の迅速な変更、より具
体的には、単一量子井戸毎さらには一原子層毎に成長温
度を変えることにより、成長結晶の品質改善が可能とな
る。
【００２０】インジウム・フリーの基板加熱機構では、
ウェハー・ホルダーの熱容量が小さいので、インジウム
・ソルダー法に比較して格段に速い温度制御が可能であ
る。しかし、ウェハー裏面からウェハー・ホルダーも共
にＴａヒーターで加熱し、ヒーター電流を増減して温度
制御しているので、一つにはホルダーの熱容量により、
一つにはＴａヒーターの応答の遅れにより、更に厳密に
言えばウェハー裏面からウェハー前面までの熱伝達時間
の遅れにより、前述したように数１０秒の時間経過を経
て制御応答する。
ウェハー・ホルダーの熱容量が小さいので、インジウム
・ソルダー法に比較して格段に速い温度制御が可能であ
る。しかし、ウェハー裏面からウェハー・ホルダーも共
にＴａヒーターで加熱し、ヒーター電流を増減して温度
制御しているので、一つにはホルダーの熱容量により、
一つにはＴａヒーターの応答の遅れにより、更に厳密に
言えばウェハー裏面からウェハー前面までの熱伝達時間
の遅れにより、前述したように数１０秒の時間経過を経
て制御応答する。
【００２１】他方、本発明に関わる補助加熱手段は、分
子線セルと同様の機構をウェハー前面に配置しているの
で、熱源本体は適切な温度に設定しておき、この付属の
シャッターの開閉により加熱・冷却を行なう方法が採れ
る。よって、補助的ではあるが、基板温度制御は秒単位
に迅速である。ＭＢＥ法や類似の方法における成長速度
が概ね毎秒一原子層であるので、本発明の採用により、
一原子層毎の成長温度制御が実現するようになる。
子線セルと同様の機構をウェハー前面に配置しているの
で、熱源本体は適切な温度に設定しておき、この付属の
シャッターの開閉により加熱・冷却を行なう方法が採れ
る。よって、補助的ではあるが、基板温度制御は秒単位
に迅速である。ＭＢＥ法や類似の方法における成長速度
が概ね毎秒一原子層であるので、本発明の採用により、
一原子層毎の成長温度制御が実現するようになる。
【００２２】本発明によれば、ＭＥＥ法やガス・ソース
ＭＢＥ法におけるＡＬＥ的手法において一原子層毎に、
厳密には供給する原料の種類毎に、換言すれば原子層の
種類毎に、成長用基板の温度を変更制御することができ
るので、成長表面における供給原子のマイグレーション
あるいは供給ガスの反応の意識的な制御を個々の原子層
毎に行なわしめることができる。
ＭＢＥ法におけるＡＬＥ的手法において一原子層毎に、
厳密には供給する原料の種類毎に、換言すれば原子層の
種類毎に、成長用基板の温度を変更制御することができ
るので、成長表面における供給原子のマイグレーション
あるいは供給ガスの反応の意識的な制御を個々の原子層
毎に行なわしめることができる。
【００２３】
【実施例】本発明に関わる成長用基板温度の速やかな変
更の方法を、実施例により説明する。本発明において
は、図３に示したようなインジウム・ソルダーを用いな
い放射加熱法を用いることが必要である。その理由は、
インジウム・ソルダー法に比較して遙かに熱容量の小さ
い負荷を加熱制御することになるからである。
更の方法を、実施例により説明する。本発明において
は、図３に示したようなインジウム・ソルダーを用いな
い放射加熱法を用いることが必要である。その理由は、
インジウム・ソルダー法に比較して遙かに熱容量の小さ
い負荷を加熱制御することになるからである。
【００２４】本発明者は基板加熱制御に関する次のよう
な実験を行なった。図１に、成長用チャンバー内の要所
を描いた略図を示す。成長用原料を充填した分子線セル
Ａは、この図では１個だけ示したが実際には複数個用い
ている。又、図では固体状または液体状の原料が高温に
加熱されて液化した状態を描いたが、成長用ガスを原料
としてガス・ソース・セルを代替して配置することも可
能である。セルＢも分子線セルであるが、原料を充填し
ていない。
な実験を行なった。図１に、成長用チャンバー内の要所
を描いた略図を示す。成長用原料を充填した分子線セル
Ａは、この図では１個だけ示したが実際には複数個用い
ている。又、図では固体状または液体状の原料が高温に
加熱されて液化した状態を描いたが、成長用ガスを原料
としてガス・ソース・セルを代替して配置することも可
能である。セルＢも分子線セルであるが、原料を充填し
ていない。
【００２５】セルＡおよびセルＢは、電気抵抗式ヒータ
ー１２Ａ、１２Ｂで周囲を取り巻いたＰＢＮ（パイロリ
ティック・ボロンナイトライド）製クルーシブル１３
Ａ、１３Ｂをハウジング１１Ａ、１１Ｂ内に収容してあ
り、放射熱の出現する開口部をシャッター１４Ａ、１４
Ｂにより開閉するように構成してある。本実験におい
て、成長用基板（ウェハー）１をその周縁でウェハー・
ホルダー２に保持し、ウェハー１の裏面側に主加熱用ヒ
ーター３を配置してある。ウェハー１の結晶成長面側
（前面側）に補助加熱手段としてセルＢを配置した。主
加熱用ヒーター３を用いてウェハーを５００℃に加熱制
御し、且つ、補助加熱のセルＢを２０００℃まで高温に
上げて、セルＢ前部にあるシャッターを開閉して、ウェ
ハーの加熱制御に果たす効果を調べた。
ー１２Ａ、１２Ｂで周囲を取り巻いたＰＢＮ（パイロリ
ティック・ボロンナイトライド）製クルーシブル１３
Ａ、１３Ｂをハウジング１１Ａ、１１Ｂ内に収容してあ
り、放射熱の出現する開口部をシャッター１４Ａ、１４
Ｂにより開閉するように構成してある。本実験におい
て、成長用基板（ウェハー）１をその周縁でウェハー・
ホルダー２に保持し、ウェハー１の裏面側に主加熱用ヒ
ーター３を配置してある。ウェハー１の結晶成長面側
（前面側）に補助加熱手段としてセルＢを配置した。主
加熱用ヒーター３を用いてウェハーを５００℃に加熱制
御し、且つ、補助加熱のセルＢを２０００℃まで高温に
上げて、セルＢ前部にあるシャッターを開閉して、ウェ
ハーの加熱制御に果たす効果を調べた。
【００２６】セルＢを加熱してセル温度がＴ（Ｋ）とな
っている時、セル開口部（面積Ｓ）から熱放射させて、
距離Ｌにある成長用基板が熱輻射を受けた時に、成長温
度への影響を考察すると、 Ｅ＝ε・σ・Ｔ4 （１） σ＝５．６７×１０-8〔Ｗ／ｍ2 Ｋ4 〕 （２） ここで、σ：Stefan-Boltzmann定数であり、ε：放射
率、Ｅ：放射エネルギーである。ただし、セルＢ開口部
Ｓから放射エネルギーＥが放たれる立体角ωtotal に対
して、開口部Ｓから成長用基板を見込む立体角をωsub
とすると、成長用基板が受け取る輻射エネルギーＥr は となる。Ｔを変数としてＥr を求めた実験の結果、図４
を得た。これから、 であることが判る。ちなみに、セルＢが９２５℃の時に
σＴ4 Ｓは約１３０Ｗであり、１９２５℃の時にσＴ4
Ｓは約１５００Ｗであった。この実験において、成長用
基板の温度上昇をパイロ・メータで測定した値ΔＴpyro
を図５に示す。
っている時、セル開口部（面積Ｓ）から熱放射させて、
距離Ｌにある成長用基板が熱輻射を受けた時に、成長温
度への影響を考察すると、 Ｅ＝ε・σ・Ｔ4 （１） σ＝５．６７×１０-8〔Ｗ／ｍ2 Ｋ4 〕 （２） ここで、σ：Stefan-Boltzmann定数であり、ε：放射
率、Ｅ：放射エネルギーである。ただし、セルＢ開口部
Ｓから放射エネルギーＥが放たれる立体角ωtotal に対
して、開口部Ｓから成長用基板を見込む立体角をωsub
とすると、成長用基板が受け取る輻射エネルギーＥr は となる。Ｔを変数としてＥr を求めた実験の結果、図４
を得た。これから、 であることが判る。ちなみに、セルＢが９２５℃の時に
σＴ4 Ｓは約１３０Ｗであり、１９２５℃の時にσＴ4
Ｓは約１５００Ｗであった。この実験において、成長用
基板の温度上昇をパイロ・メータで測定した値ΔＴpyro
を図５に示す。
【００２７】さて、この実験に用いるセルＢとしては、
Ｔａヒーターを使用する普通の分子線セルでは保持でき
る最高温度が約１５００℃であるから適当でなく、Ｃヒ
ーターやＷヒーターを使用する高温使用に適切な構造を
もつセルであり、これに依れば２０００℃迄上温するこ
とは容易である。更に、図５によれば、成長用基板の温
度上昇ΔＴpyroが、最高２０℃余りであるが、セルＢと
成長用基板との距離Ｌとωsub との間には逆２乗の法則
が厳密に成立するので、距離を１／２にして温度上昇を
４倍、距離を１／４にして温度上昇を１６倍にすること
ができる。
Ｔａヒーターを使用する普通の分子線セルでは保持でき
る最高温度が約１５００℃であるから適当でなく、Ｃヒ
ーターやＷヒーターを使用する高温使用に適切な構造を
もつセルであり、これに依れば２０００℃迄上温するこ
とは容易である。更に、図５によれば、成長用基板の温
度上昇ΔＴpyroが、最高２０℃余りであるが、セルＢと
成長用基板との距離Ｌとωsub との間には逆２乗の法則
が厳密に成立するので、距離を１／２にして温度上昇を
４倍、距離を１／４にして温度上昇を１６倍にすること
ができる。
【００２８】次に、応答速度を説明する。セルＢのシャ
ッターを開いた時あるいは閉じた時、成長用基板の温度
上昇あるいは下降時間を調べた。その結果、いずれも約
１秒の応答速度であった。実際は更に速いかも知れない
が、本実験で用いたセンサーの応答速度が１秒であるた
め、それ以下の時間が検知不能であった。さて、ＭＥＥ
法は約１秒単位で一つの原子層を正確に積み上げていく
方法であって、一原子層毎に成長温度を変更することな
ど思いもよらなかったのが、従来の認識であった。
ッターを開いた時あるいは閉じた時、成長用基板の温度
上昇あるいは下降時間を調べた。その結果、いずれも約
１秒の応答速度であった。実際は更に速いかも知れない
が、本実験で用いたセンサーの応答速度が１秒であるた
め、それ以下の時間が検知不能であった。さて、ＭＥＥ
法は約１秒単位で一つの原子層を正確に積み上げていく
方法であって、一原子層毎に成長温度を変更することな
ど思いもよらなかったのが、従来の認識であった。
【００２９】本発明によれば、一原子層毎に成長温度を
変更する全く新しいＭＥＥ法が可能である。以下、本発
明によるＭＥＥ成長機構の解析、実施例について説明す
る。まず最初に、ＭＥＥ法の成長温度に注目する必要が
ある。その前にＭＥＥ法とＭＢＥ法に共通する成長機構
について成長温度に係わる内容を簡単に説明する。結晶
表面に到達した分子ないし原子は、物理吸着した後、成
長表面を移動（マイグレート）し、キンクやステップの
傍らで周囲の結晶原子と化学結合し、このキンクやステ
ップが表面移動することによって結晶成長が進んでい
く。成長表面に２次元核がある場合には、この核が拡大
することによって成長が進行することになる。成長表面
をマイグレート中に、キンク、ステップ、２次元核と遭
遇しないとすれば、表面移動を続けるとともに移動して
いる分子ないし原子のエネルギーが高い場合には、成長
表面から離脱してしまうことになる。又、逆に、移動し
ている分子ないし原子のエネルギーが小さすぎる場合に
は、表面拡散できずに２次元核生成を起こす。この分子
ないし原子に関する表面拡散エネルギー
（Ｅdiffus ion ）と脱離エネルギー（Ｅdesorption）が
成長温度と直接に関わる。ＧａＡｓ（１００）結晶のＭ
ＢＥ成長機構を解析した東京大学の西永は、次のように
説明している。（T.Nishinaga et al., "Surface Diffu
sion and Related Phenomenain MBE Growth of III −
Ｖ Compounds," J.Cryst.Growth, 99 (1990) 482-490.
を参照。） λGa s ＝ａ ｅｘｐ〔（Ｅdes −Ｅdif ）／２ｋＴ〕 （５） Ｅdes ＞Ｅdif （６） 上式で、λGa s はＧａの拡散距離 ａは拡散過程のジャンプ距離で、この場合は４Å ｋは Boltzmann定数 Ｔは温度 結晶表面の温度が高いほど、移動している分子ないし原
子の表面拡散は盛んであるだけでなく、表面離脱をし易
くなる。逆に温度が低いほど、表面離脱は出来ずに表面
を不活発に長時間拡散を続けることになる。更に、次式 λGa s ＝４．０×ｅｘｐ（３．４８×１０3 ／Ｔ）〔Å〕 （７） λAs s ＝１．７×ｅｘｐ（８．１２×１０2 ／Ｔ）〔Å〕 （８） が導き出されている。λAs s はＡｓの拡散距離である。
変更する全く新しいＭＥＥ法が可能である。以下、本発
明によるＭＥＥ成長機構の解析、実施例について説明す
る。まず最初に、ＭＥＥ法の成長温度に注目する必要が
ある。その前にＭＥＥ法とＭＢＥ法に共通する成長機構
について成長温度に係わる内容を簡単に説明する。結晶
表面に到達した分子ないし原子は、物理吸着した後、成
長表面を移動（マイグレート）し、キンクやステップの
傍らで周囲の結晶原子と化学結合し、このキンクやステ
ップが表面移動することによって結晶成長が進んでい
く。成長表面に２次元核がある場合には、この核が拡大
することによって成長が進行することになる。成長表面
をマイグレート中に、キンク、ステップ、２次元核と遭
遇しないとすれば、表面移動を続けるとともに移動して
いる分子ないし原子のエネルギーが高い場合には、成長
表面から離脱してしまうことになる。又、逆に、移動し
ている分子ないし原子のエネルギーが小さすぎる場合に
は、表面拡散できずに２次元核生成を起こす。この分子
ないし原子に関する表面拡散エネルギー
（Ｅdiffus ion ）と脱離エネルギー（Ｅdesorption）が
成長温度と直接に関わる。ＧａＡｓ（１００）結晶のＭ
ＢＥ成長機構を解析した東京大学の西永は、次のように
説明している。（T.Nishinaga et al., "Surface Diffu
sion and Related Phenomenain MBE Growth of III −
Ｖ Compounds," J.Cryst.Growth, 99 (1990) 482-490.
を参照。） λGa s ＝ａ ｅｘｐ〔（Ｅdes −Ｅdif ）／２ｋＴ〕 （５） Ｅdes ＞Ｅdif （６） 上式で、λGa s はＧａの拡散距離 ａは拡散過程のジャンプ距離で、この場合は４Å ｋは Boltzmann定数 Ｔは温度 結晶表面の温度が高いほど、移動している分子ないし原
子の表面拡散は盛んであるだけでなく、表面離脱をし易
くなる。逆に温度が低いほど、表面離脱は出来ずに表面
を不活発に長時間拡散を続けることになる。更に、次式 λGa s ＝４．０×ｅｘｐ（３．４８×１０3 ／Ｔ）〔Å〕 （７） λAs s ＝１．７×ｅｘｐ（８．１２×１０2 ／Ｔ）〔Å〕 （８） が導き出されている。λAs s はＡｓの拡散距離である。
【００３０】さて、上式（７）と（８）に基づいてλGa
s とλAs s を各成長温度において見積もってみると、表
１のようになる。
s とλAs s を各成長温度において見積もってみると、表
１のようになる。
【００３１】
【表１】
【００３２】表１は脱離エネルギーＥdes の差を歴然と
表している。即ち、ＧａのＥdes は大きくて表面拡散を
続け易く高温になって漸く表面離脱を生じるのに対し
て、ＡｓのＥdes は小さくて表面を動き回る間もなく離
脱してしまう。この結果は、Ａｓ過剰環境の下でのＡｓ
安定化面におけるＧａＡｓ成長のＧａとＡｓの振る舞い
が全然異なることを示している。
表している。即ち、ＧａのＥdes は大きくて表面拡散を
続け易く高温になって漸く表面離脱を生じるのに対し
て、ＡｓのＥdes は小さくて表面を動き回る間もなく離
脱してしまう。この結果は、Ａｓ過剰環境の下でのＡｓ
安定化面におけるＧａＡｓ成長のＧａとＡｓの振る舞い
が全然異なることを示している。
【００３３】他方、ＭＥＥモードではＡｓ原子面に対す
るＧａの振る舞いとＧａ原子面に対するＡｓの振る舞い
を考えれば良いが、前者については表１の結果と同様と
考えられるし、後者については表１の結果よりも一層λ
As s の値は小さくなると考えて良い。よって、ここでＭ
ＥＥ法の成長では各々の原子面を個別に形成していくか
ら、個々の成長温度を設定して良いのではないか、とい
う（本発明に関わる）発想が生まれる。表１に沿って述
べると、ＧａはλGa s が大きいので高温でＧａ原子面を
形成することが容易である。他方、ＡｓはλAs s が小さ
いので低温でＡｓ原子面を形成するべきである。
るＧａの振る舞いとＧａ原子面に対するＡｓの振る舞い
を考えれば良いが、前者については表１の結果と同様と
考えられるし、後者については表１の結果よりも一層λ
As s の値は小さくなると考えて良い。よって、ここでＭ
ＥＥ法の成長では各々の原子面を個別に形成していくか
ら、個々の成長温度を設定して良いのではないか、とい
う（本発明に関わる）発想が生まれる。表１に沿って述
べると、ＧａはλGa s が大きいので高温でＧａ原子面を
形成することが容易である。他方、ＡｓはλAs s が小さ
いので低温でＡｓ原子面を形成するべきである。
【００３４】ここで、結晶品質の良否から表１を眺める
と、表面拡散距離λs の大小が直接には結晶品質を表さ
ない。表面移動する分子ないし原子は、キンク、ステッ
プ、２次元核に出会うと結合するし、出会わなければ拡
散を続ける。正規の結合相手と出会えば良いのであっ
て、拡散距離は問題でない。問題なのはマイグレーショ
ンに十分なエネルギーを与えられていない分子ないし原
子が、表面欠陥などにトラップされるように不正に組ん
でしまった結合の手を切れないようなことである。よっ
て、断定的に言えば、表面脱離さえ可能な（Ｅdes に近
いエネルギーを与えられた）活発な移動原子（ないし移
動分子）は不正な結合手を切って準安定な状態には収ま
らずに、エネルギー的に最も安定な正規の結合を果たす
だろうし、この意味で、結晶品質の観点からは表面拡散
距離λs は小さい方が良いとさえ言えそうである。しか
し、これは一面的な見方であって、実際には表面から盛
んに脱離ばかりしてしまうのであれば、化学量論的に問
題である。よって、結晶表面における分子ないし原子の
エネルギーには適正な値を選択する必要がある。換言す
れば、適正な成長温度が必要である。よって、ＧａＡｓ
成長に関して具体的に言えば、Ｇａ原子面の形成には高
温が望まれるし、Ａｓ原子面の形成には低温が望まれ
る。
と、表面拡散距離λs の大小が直接には結晶品質を表さ
ない。表面移動する分子ないし原子は、キンク、ステッ
プ、２次元核に出会うと結合するし、出会わなければ拡
散を続ける。正規の結合相手と出会えば良いのであっ
て、拡散距離は問題でない。問題なのはマイグレーショ
ンに十分なエネルギーを与えられていない分子ないし原
子が、表面欠陥などにトラップされるように不正に組ん
でしまった結合の手を切れないようなことである。よっ
て、断定的に言えば、表面脱離さえ可能な（Ｅdes に近
いエネルギーを与えられた）活発な移動原子（ないし移
動分子）は不正な結合手を切って準安定な状態には収ま
らずに、エネルギー的に最も安定な正規の結合を果たす
だろうし、この意味で、結晶品質の観点からは表面拡散
距離λs は小さい方が良いとさえ言えそうである。しか
し、これは一面的な見方であって、実際には表面から盛
んに脱離ばかりしてしまうのであれば、化学量論的に問
題である。よって、結晶表面における分子ないし原子の
エネルギーには適正な値を選択する必要がある。換言す
れば、適正な成長温度が必要である。よって、ＧａＡｓ
成長に関して具体的に言えば、Ｇａ原子面の形成には高
温が望まれるし、Ａｓ原子面の形成には低温が望まれ
る。
【００３５】前述した西永の論文には、ＩｎＧａＡｓ
（１００）結晶のＭＢＥ成長に関してＩｎ拡散距離λIn
s についての実験式も導き出している。 λIn s ＝４．２×１０-30 ×ｅｘｐ（５．６９×１０4 ／Ｔ）〔Å〕（９） 表１には、各温度におけるλIn s の見積り値も（９）式
に基づき掲げて置いた。表中の値から見て取れるよう
に、λIn s の温度依存性は非常に大きい。よって、典型
例で言えば、ＩｎＧａＡｓ結晶の単原子層超格子をＭＥ
Ｅ法で成長するような場合、同一の成長温度で、Ｉｎ原
子層、Ａｓ原子層、Ｇａ原子層、Ａｓ原子層を順次積み
上げる方法は不適切であり、普通採用する約１μｍ／ｈ
程度の成長速度では Ｉｎ原子層の作製温度…中温度、５００〜５５０℃程度 Ｇａ原子層の作製温度…高温度、６５０℃程度 Ａｓ原子層の作製温度…低温度、３００℃程度 が望ましいことが判る。勿論、単原子層超格子結晶の作
製の場合でなくとも、各原子層の作製温度は、各々個別
に上記に倣って選択すべきである。
（１００）結晶のＭＢＥ成長に関してＩｎ拡散距離λIn
s についての実験式も導き出している。 λIn s ＝４．２×１０-30 ×ｅｘｐ（５．６９×１０4 ／Ｔ）〔Å〕（９） 表１には、各温度におけるλIn s の見積り値も（９）式
に基づき掲げて置いた。表中の値から見て取れるよう
に、λIn s の温度依存性は非常に大きい。よって、典型
例で言えば、ＩｎＧａＡｓ結晶の単原子層超格子をＭＥ
Ｅ法で成長するような場合、同一の成長温度で、Ｉｎ原
子層、Ａｓ原子層、Ｇａ原子層、Ａｓ原子層を順次積み
上げる方法は不適切であり、普通採用する約１μｍ／ｈ
程度の成長速度では Ｉｎ原子層の作製温度…中温度、５００〜５５０℃程度 Ｇａ原子層の作製温度…高温度、６５０℃程度 Ａｓ原子層の作製温度…低温度、３００℃程度 が望ましいことが判る。勿論、単原子層超格子結晶の作
製の場合でなくとも、各原子層の作製温度は、各々個別
に上記に倣って選択すべきである。
【００３６】次に、ＭＥＥ法におけるドーピングの方法
について述べる。ＭＥＥ法においてもＭＢＥ法と同じく
Ｓｉ原子とＢｅ原子を各々ｎ型、ｐ型のドーピングに用
いるが、現状では必ずしも良好なドーピングが出来てい
るとは言いがたい。その理由は成長温度を上げないから
で、本発明によって改善される。Ｓｉ原子、Ｂｅ原子と
もにIII 族原子層形成時に成長用基板に照射到達するの
で、III 族原子層形成時に基板温度を上昇させておくこ
とによって、ドーパント原子もマイグレーションが促進
されて、成長表面の準安定な欠陥位置にドーパント原子
が留まることが少なく、安定な置換位置(III族原子と
の）に落ち着く機会が多くなる。よって、ドーピング効
率が改善されるのである。ドーピング手法には種々あっ
て、III 族、Ｖ族、ドーパント相互に交互供給する方法
もある。この場合には、ドーパント供給時に同期させて
基板温度を（ドーピング効率の良い）適正温度に設定す
ればよい。
について述べる。ＭＥＥ法においてもＭＢＥ法と同じく
Ｓｉ原子とＢｅ原子を各々ｎ型、ｐ型のドーピングに用
いるが、現状では必ずしも良好なドーピングが出来てい
るとは言いがたい。その理由は成長温度を上げないから
で、本発明によって改善される。Ｓｉ原子、Ｂｅ原子と
もにIII 族原子層形成時に成長用基板に照射到達するの
で、III 族原子層形成時に基板温度を上昇させておくこ
とによって、ドーパント原子もマイグレーションが促進
されて、成長表面の準安定な欠陥位置にドーパント原子
が留まることが少なく、安定な置換位置(III族原子と
の）に落ち着く機会が多くなる。よって、ドーピング効
率が改善されるのである。ドーピング手法には種々あっ
て、III 族、Ｖ族、ドーパント相互に交互供給する方法
もある。この場合には、ドーパント供給時に同期させて
基板温度を（ドーピング効率の良い）適正温度に設定す
ればよい。
【００３７】次に、本発明の方法を用いて、ＭＢＥ成長
実験を行なった。ＡｌＧａＡｓ／ＧａＡｓ系及びＩｎＧ
ａＡｓ／ＩｎＡｌＡｓ系の多重量子井戸構造を作製する
場合、従来の成長方法では各々同一温度で成長したが、
本発明によって一つの量子井戸層を作製する時間約数秒
内で成長温度を急変できるので、ＡｌＧａＡｓ、ＧａＡ
ｓ、ＩｎＧａＡｓ、ＩｎＡｌＡｓ各層の成長温度を各々
６８０℃、６００℃、４８０℃、５３０℃と、望ましい
値を選択することができる。本実験では装置上の制約か
ら各層の成長温度の差違を約２０℃設けただけであった
が、それでも結果として、作製した多重量子井戸構造の
特性は、従来の成長方法に比較して良質の結晶であるこ
とを示した。
実験を行なった。ＡｌＧａＡｓ／ＧａＡｓ系及びＩｎＧ
ａＡｓ／ＩｎＡｌＡｓ系の多重量子井戸構造を作製する
場合、従来の成長方法では各々同一温度で成長したが、
本発明によって一つの量子井戸層を作製する時間約数秒
内で成長温度を急変できるので、ＡｌＧａＡｓ、ＧａＡ
ｓ、ＩｎＧａＡｓ、ＩｎＡｌＡｓ各層の成長温度を各々
６８０℃、６００℃、４８０℃、５３０℃と、望ましい
値を選択することができる。本実験では装置上の制約か
ら各層の成長温度の差違を約２０℃設けただけであった
が、それでも結果として、作製した多重量子井戸構造の
特性は、従来の成長方法に比較して良質の結晶であるこ
とを示した。
【００３８】次に、ＭＥＥ成長実験も前述した本発明に
なる創案に従って、進めた。各原子層の作製温度は前記
したように Ｉｎ原子層の作製温度…中温度、５００〜５５０℃程度 Ｇａ原子層の作製温度…高温度、６５０℃程度 Ａｓ原子層の作製温度…低温度、３００℃程度 であり、更にＡｌについては Ａｌ原子層の作製温度…高温度、７００℃程度 が望ましい。現実には、Ａｓ原子層の作製温度とＡｌの
それとは相当違うので、多少の妥協が必要であったが、
装置状況が許せば理想的な進み方をしてよいだろう。我
々は実際の実験において Ａｓ原子層の作製温度…３００℃ Ｉｎ原子層の作製温度…３２０℃ Ｇａ原子層の作製温度… 〃 Ａｌ原子層の作製温度… 〃 としただけであったが、それでも３００℃一定の成長温
度で行なうＭＥＥ成長よりも本発明に沿ったやり方の方
が、結晶品質が改善されていた。Ｓｉ原子やＢｅ原子の
ドーピングにおいても、わずか２０℃の基板温度上昇に
過ぎなかったが、それでもドーピング効率が改善されて
いた。
なる創案に従って、進めた。各原子層の作製温度は前記
したように Ｉｎ原子層の作製温度…中温度、５００〜５５０℃程度 Ｇａ原子層の作製温度…高温度、６５０℃程度 Ａｓ原子層の作製温度…低温度、３００℃程度 であり、更にＡｌについては Ａｌ原子層の作製温度…高温度、７００℃程度 が望ましい。現実には、Ａｓ原子層の作製温度とＡｌの
それとは相当違うので、多少の妥協が必要であったが、
装置状況が許せば理想的な進み方をしてよいだろう。我
々は実際の実験において Ａｓ原子層の作製温度…３００℃ Ｉｎ原子層の作製温度…３２０℃ Ｇａ原子層の作製温度… 〃 Ａｌ原子層の作製温度… 〃 としただけであったが、それでも３００℃一定の成長温
度で行なうＭＥＥ成長よりも本発明に沿ったやり方の方
が、結晶品質が改善されていた。Ｓｉ原子やＢｅ原子の
ドーピングにおいても、わずか２０℃の基板温度上昇に
過ぎなかったが、それでもドーピング効率が改善されて
いた。
【００３９】次に、ガス・ソースＭＢＥ法に関して本発
明を適用できることを説明する。ガス・ソースＭＢＥ法
においては次に示す原料ガスを成長用基板に供給する。 ＡｓＨ3 …アルシン ＴＭＧ…トリメチルガリウム ＴＥＧ…トリエチルガリウム ＴＭＡｌ…トリメチルアルミニウム ＴＥＡｌ…トリエチルアルミニウム ＴＭＩ…トリメチルインジウム ＴＥＩ…トリエチルインジウム ドーピング・ガスとしては、モノシランやジシラン等が
ある。
明を適用できることを説明する。ガス・ソースＭＢＥ法
においては次に示す原料ガスを成長用基板に供給する。 ＡｓＨ3 …アルシン ＴＭＧ…トリメチルガリウム ＴＥＧ…トリエチルガリウム ＴＭＡｌ…トリメチルアルミニウム ＴＥＡｌ…トリエチルアルミニウム ＴＭＩ…トリメチルインジウム ＴＥＩ…トリエチルインジウム ドーピング・ガスとしては、モノシランやジシラン等が
ある。
【００４０】今、ガス・ソースＭＢＥ法によるＡＬＥ的
手法について考えると、III 族ガス供給時にもＶ族ガス
供給時にも従来法では当然の如く成長用基板の温度は同
一であった。しかし、ガス・ソースＭＢＥの成長機構に
おいては、供給ガスの例えばＡｓＨ3 の水素基とＴＭＧ
のメチル基とＴＥＧのエチル基とＳｉＨ4(モノシラン）
の水素基の各々の分解過程は（成長用基板上の反応であ
るが）異なり、反応が進むべき適切な基板温度は異な
る。ここで本発明が適用できることは一目瞭然である。
一原子層毎に個々の原料ガスを断続的に順次供給する際
に、これに同期させて基板温度を前述した方法に準じて
変更していけば良いのである。
手法について考えると、III 族ガス供給時にもＶ族ガス
供給時にも従来法では当然の如く成長用基板の温度は同
一であった。しかし、ガス・ソースＭＢＥの成長機構に
おいては、供給ガスの例えばＡｓＨ3 の水素基とＴＭＧ
のメチル基とＴＥＧのエチル基とＳｉＨ4(モノシラン）
の水素基の各々の分解過程は（成長用基板上の反応であ
るが）異なり、反応が進むべき適切な基板温度は異な
る。ここで本発明が適用できることは一目瞭然である。
一原子層毎に個々の原料ガスを断続的に順次供給する際
に、これに同期させて基板温度を前述した方法に準じて
変更していけば良いのである。
【００４１】以上の実施例においてはＶ族元素の例をＡ
ｓに限って説明したが、ガス・ソースＭＢＥ法において
Ｐ元素を例えばＰＨ3(ホスフィン）を原料ガスとしてＰ
系結晶を成長するような場合にも、本発明が適用できる
ことは言うまでもない。又、III −Ｖ族化合物半導体に
関して本発明が適用できることをこれまでの説明で理解
できるが、II−VI族半導体に関してもＭＢＥ法、ＭＥＥ
法、ガス・ソースＭＢＥ法を本発明にしたがって行なう
ことが出来る。
ｓに限って説明したが、ガス・ソースＭＢＥ法において
Ｐ元素を例えばＰＨ3(ホスフィン）を原料ガスとしてＰ
系結晶を成長するような場合にも、本発明が適用できる
ことは言うまでもない。又、III −Ｖ族化合物半導体に
関して本発明が適用できることをこれまでの説明で理解
できるが、II−VI族半導体に関してもＭＢＥ法、ＭＥＥ
法、ガス・ソースＭＢＥ法を本発明にしたがって行なう
ことが出来る。
【００４２】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば成
長温度を秒単位で変更することができるので、１量子井
戸層毎に、更には１原子層毎に成長温度を制御して精密
な結晶成長を行うことができ、成長表面の供給原子のマ
イグレーション制御、あるいは成長表面での供給ガスの
反応制御を行うことができる。これにより、結晶成長の
極めて精密な制御が可能になり、非常に高品質の結晶を
成長させることができる。
長温度を秒単位で変更することができるので、１量子井
戸層毎に、更には１原子層毎に成長温度を制御して精密
な結晶成長を行うことができ、成長表面の供給原子のマ
イグレーション制御、あるいは成長表面での供給ガスの
反応制御を行うことができる。これにより、結晶成長の
極めて精密な制御が可能になり、非常に高品質の結晶を
成長させることができる。
【図１】本発明に従って分子線結晶成長法により結晶成
長を行うための装置の配置例を主要部について示す断面
図である。
長を行うための装置の配置例を主要部について示す断面
図である。
【図２】インジウム・ソルダーを用いて基板を保持具上
に密着保持する加熱方式を示す断面図である。
に密着保持する加熱方式を示す断面図である。
【図３】基板面を保持具と密着させない加熱方式を示す
断面図である。
断面図である。
【図４】本発明に従って加熱補助手段による加熱を行っ
たときに、結晶成長用基板に導入される輻射エネルギー
を、補助加熱手段としてのセルの温度Ｔの関数として示
すグラフである。
たときに、結晶成長用基板に導入される輻射エネルギー
を、補助加熱手段としてのセルの温度Ｔの関数として示
すグラフである。
【図５】本発明に従って加熱補助手段による加熱を行っ
たときの結晶成長用基板の温度上昇を、補助加熱手段と
してのセルの温度Ｔの関数として示すグラフである。
たときの結晶成長用基板の温度上昇を、補助加熱手段と
してのセルの温度Ｔの関数として示すグラフである。
１…ウェハー（結晶成長用基板）
２…ウェハーホルダー（基板保持具）
３…基板ヒーター
Ａ，Ｂ…分子線セル
１１Ａ，１１Ｂ…ハウジング
１２Ａ，１２Ｂ…抵抗加熱式ヒーター
１３Ａ，１３Ｂ…ＰＢＮクルーシブル
１４Ａ，１４Ｂ…シャッター
１５…成長原料
２１…ウェハー（結晶成長用基板）
２２…Ｉｎソルダー
２３…基板保持具（Ｍｏブロック）
２４…抵抗加熱式ヒーター
２５…熱電対
３１…ウェハー（結晶成長用基板）
３２…基板保持具（Ｍｏ製リング）
３３…止め具
３４…拡散板
３５…抵抗加熱式ヒーター
３６…熱電対
Claims (7)
- 【請求項１】 固体ソース、液体ソースまたはガス・ソ
ースを用いる分子線結晶成長法により基板上に結晶を成
長させる際に、該基板をこれよりも熱容量の小さい部材
にて保持し、該基板の、結晶成長を行う面とは反対の裏
面側から放射熱で加熱する結晶成長方法において、該基
板裏面に面して配置した主加熱手段からの放射熱により
該裏面側からの基板加熱を行いながら、該基板の結晶成
長面に面して配置した補助加熱手段からの放射熱により
該基板を該結晶成長面側からも加熱する際に、該補助加
熱手段から該基板の結晶成長面への放射熱の進行を放射
熱遮蔽体で遮断しまたは該遮断を解除することにより、
該結晶成長面側からの加熱を中断しまたは実行すること
を特徴とする結晶成長方法。 - 【請求項２】 該補助加熱手段として、実質的に分子線
セルに準じた構造を有し且つ該放射熱遮蔽体として作用
するシャッターを具備した加熱手段を用いることを特徴
とする請求項１に記載の結晶成長方法。 - 【請求項３】 該分子線結晶成長法において原子層エピ
タキシーまたはマイグレーション・エンハンスト・エピ
タキシーを行い、成長させる結晶の各原子層に対応した
成長原料の供給と同期させて、該結晶成長面側からの基
板加熱を中断しまたは実行することにより、該原子層毎
に成長温度を変更することを特徴とする請求項１または
２に記載の結晶成長方法。 - 【請求項４】 該分子線結晶成長法により化合物半導体
の多重井戸構造を作製する際に、該結晶成長面側からの
基板加熱を該放射熱遮蔽体により中断しまたは実行する
ことにより、１量子井戸層毎に成長温度を変更すること
を特徴とする請求項１から３までのいずれか１項に記載
の結晶成長方法。 - 【請求項５】 該成長原料として供給する分子線、原子
線およびガスのうち少なくともいずれか一つの種類また
は供給量を原子層毎に変更するのに同期させて、該成長
温度の変更を行うことを特徴とする請求項３に記載の結
晶成長方法。 - 【請求項６】 固体ソース、液体ソースまたはガス・ソ
ースを用いる分子線結晶成長法により基板上に結晶を成
長させるために、該基板をこれよりも熱容量の小さい部
材にて保持し、該基板の、結晶成長を行う面とは反対側
の裏面からを放射熱で加熱する結晶成長装置において、 基板をその周縁部で把持する基板保持手段、 該保持された基板の該裏面に面して配置され、該基板を
該裏面側から放射熱で加熱する主加熱手段、 該基板の該結晶成長面に面して配置され、該基板を該結
晶成長面側から放射熱で加熱する補助加熱手段、および
該補助加熱手段から該基板の結晶成長面への放射熱の進
行を遮断する位置と該遮断を解除する位置との間を移動
可能な放射熱遮蔽体、 を有することを特徴とする結晶成長装置。 - 【請求項７】 該補助加熱手段が、実質的に分子線セル
に準じた構造を有し、且つ該放射熱遮蔽体として作用す
るシャッターを具備することを特徴とする請求項６に記
載の結晶成長装置。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17820091A JPH0529219A (ja) | 1991-07-18 | 1991-07-18 | 結晶成長方法および装置 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17820091A JPH0529219A (ja) | 1991-07-18 | 1991-07-18 | 結晶成長方法および装置 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0529219A true JPH0529219A (ja) | 1993-02-05 |
Family
ID=16044333
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17820091A Withdrawn JPH0529219A (ja) | 1991-07-18 | 1991-07-18 | 結晶成長方法および装置 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0529219A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1111085A1 (en) * | 1999-12-20 | 2001-06-27 | United Technologies Corporation | Method for producing ceramic coatings |
-
1991
- 1991-07-18 JP JP17820091A patent/JPH0529219A/ja not_active Withdrawn
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1111085A1 (en) * | 1999-12-20 | 2001-06-27 | United Technologies Corporation | Method for producing ceramic coatings |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 19981008 |