DE3739639C2 - - Google Patents
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- Y10S438/00—Semiconductor device manufacturing: process
- Y10S438/935—Gas flow control
Description
Die Erfindung betrifft ein Verfahren des epitaxialen
Wachstums zum Ausbilden eines einkristallinen Dünnfilms aus
einem Verbindungshalbleiter A x B₁-x C, der drei Bestandteils
elemente A, B und C enthält, von denen zwei Elemente Ele
mente der gleichen Gruppe sind, auf einem Substratkristall,
umfassend die folgenden Verfahrensschritte: Einleiten einer
gasförmigen Verbindung, die eines der Bestandteilselemente
des Verbindungshalbleiters enthält, in einen Kristallwachs
tumsbehälter unter einem vorbestimmten Druck während einer
vorbestimmten Zeitdauer, Einführen einer gasförmigen Ver
bindung, die ein anderes Bestandteilselement des Verbin
dungshalbleiters enthält, in den Kristallwachstumsbehälter
unter einem vorbestimmten Druck während einer vorbestimmten
Zeitdauer, Einführen einer gasförmigen Verbindung, die ein
noch anderes Bestandteilselement des Verbindungshalbleiters
enthält, in den Kristallwachstumsbehälter unter einem vor
bestimmten Druck während einer vorbestimmten Zeitdauer, und
Wiederholen einer Aufeinanderfolge der obigen Verfahrens
schritte.
Es sind bisher verschiedene Halbleitereinrichtungen bzw.
-bauelemente unter Verwendung von Halbleitern von Elementen
der Gruppe III und V vorgeschlagen worden, zum Beispiel ein
Halbleiter, der einen Heteroübergang zwischen dünnen Filmen
von GaAs und Al x Gal-x As hat, sowie Halbleiter, die Hetero
verbindungen haben, wie beispielsweise HEMT-Strukturen oder
Übergitterstrukturen unter Benutzung bzw. Zugrundelegung
des zweidimensionalen Elektronengases.
Bei solchen Vorschlägen für Halbleitereinrichtungen bzw.
-bauelemente ist die Entwicklung von ausgezeichneten
Techniken für das Dünnfilmkristallwachstum von Verbundhalb
leitern sehr dringlich geworden.
Molekularstrahlepitaxie (die hier abgekürzt als MBE be
zeichnet wird), metall-organische Dampfphasenepitaxie (die
nachstehend abgekürzt als MO-CVD bezeichnet wird) und Mole
kularschichtepitaxie (die nachstehend abgekürzt als MLE
bezeichnet wird) sind an sich als Techniken zum Ausbilden
von Halbleitern oder dünnen Filmen aus beispielsweise GaAs
oder Al x Ga₁-x As bekannt.
Das MO-CVD-Verfahren wird in weitem Umfange angewandt, da
die Einrichtungen zum Ausführen dieses Verfahrens einfach
und für die Massenproduktion geeignet sind. In dem MO-CVD-
Verfahren kann jedoch die Dicke des Halbleiterdünnfilms,
der ausgebildet werden soll, nicht mit Monoschichtgenauig
keit gesteuert werden. Infolgedessen ist das MO-CVD-Ver
fahren nicht notwendigerweise zum Herstellen von HEMT-
Strukturen und von Übergitterstrukturen geeignet.
In dem MBE-Verfahren kann, da das Rohmaterial eines kri
stallinen Dünnfilms, der auf einem Substratkristall aus
gebildet wird, erhitzt und der Dampf des Rohmaterials auf
dem Substrat abgelagert wird, die Wachstumsrate bzw. -ge
schwindigkeit des kristallinen Dünnfilms sehr klein ge
halten werden, so daß die Steuerbarkeit der Dicke des
kristallinen Dünnfilms gegenüber dem MO-CVD-
Verfahren ausgezeichnet ist. Jedoch ist es nicht leicht,
die Dicke des dünnen Films mit Monoschichtgenauigkeit zu
steuern. Man ist nun dabei, das Problem durch Anwendung
einer Überwachung gemäß dem RHEED-Verfahren (Reflexions-
Hochenergieelektronen-Diffraktions-Verfahren) zu überwin
den. Weiterhin ist es, um einen Kristall hoher Qualität
in dem MBE-Verfahren zu erhalten, notwendig, die Wachstums
temperatur auf einen hohen Wert von etwa 550-600°C ein
zustellen. Die Wachstumstemperatur wird für GaAs norma
lerweise auf eine Temperatur von 550-600°C eingestellt,
und für Al x Ga₁-x As sogar auf mehr als 600°C. Jedoch führt
die Tatsache, daß Al die Tendenz hat, bei einer derartig
hohen Temperatur leicht zu oxidieren, zu einem schwierigen
Nachteil insofern, als der aus Al x Ga₁-x As gebildete Kri
stall eine schlechte Flachheit hat. Weiterhin ist, wenn
ein steiles Dotierungs- bzw. Störstellenprofil in
einem derartig ausgebildeten Kristall erwünscht ist, die
Neu- bzw. Wiederverteilung des Dotierungsprofils, die
bei einer derartig hohen Wachstumstemperatur verursacht
wird, ein Problem. Darüber hinaus können, da das MBE-Ver
fahren auf einem Dampfablagerungsprozeß basiert, auch
Abweichungen von der stöchiometrischen Zusammensetzung
eines gebildeten Kristalldünnfilms verursacht werden, oder
Einfügungen eines Kristalldefekts, wie beispielsweise ei
nes Ovaldefekts, in den gebildeten Kristalldünnfilm.
Die Molekularschichtepitaxie ist als Kristallwachstums
verfahren an sich bekannt. Für das Kristallwachstum einer
Verbindung, die Elemente der Gruppe III und V enthält,
werden ein Verbindungsgas, das ein Element der Gruppe III
enthält, und ein anderes Verbindungsgas, das ein Element
der Gruppe V enthält, abwechselnd auf ein Substrat ge
leitet, so daß ein Kristall der Verbindung, welche Ele
mente der Gruppe III und V enthält, Monoschicht-um-Mono
schicht wächst (siehe beispielsweise J. Nishizawa, H. Abe
und T. Kurabayashi; J. Electrochem. Soc. 132 (1985) 1197-
1200). Dieses Verfahren benutzt die Adsorption und die
Oberflächenreaktion von Verbindungsgasen. Im Falle des
Ausbildens eines Kristalls, der beispielsweise Elemente
der Gruppe III und V enthält, wird das Wachstum einer
einzelnen Monoschicht des Kristalls dadurch erzielt, daß
man ein Verbindungsgas ein- bzw. zuführt, welches das
Element der Gruppe III enthält, und ein anderes Verbin
dungsgas, welches das Element der Gruppe V enthält, und
zwar jeweils für eine zeitliche Periode. Da das Verfahren
die Monoschichtadsorption der Verbindungsgase benutzt,
ist das Monoschicht-um-Monoschicht-Wachstum des Kristalls
stets erreichbar, selbst wenn eine Schwankung des Drucks
des eingeführten bzw. zugeführten Verbindungsgases vor
handen ist. In diesem Verfahren kann man, obwohl Trimethyl
gallium (nachstehend als TMG bezeichnet) als Alkylgallium
und Arsin (AsH₃) als Arsenhydrid konventionellerweise be
nutzt worden sind, GaAs hoher Reinheit bei einer niedrigen
Temperatur durch die Substitution von Triethylgallium
(nachstehend als TEG bezeichnet) für TMG als Alkylgallium;
wachsen lassen (siehe zum Beispiel J. Nishizawa, H. Abe,
T. Kurabayashi und N. Sakurai; J. Vac. Sci. Technol.
A4(3), (1986) 706-710).
Diese Verfahren, wie sie oben beschrieben sind, beziehen
sich jedoch auf das epitaxiale Wachstum von Zwei-Element-
Verbindungshalbleitern. Beim epitaxialen Wachstum von Ter
närlegierungshalbleitern können jedoch Produkte ausgezeich
neter Qualität mittels dieser Verfahren nicht erhalten wer
den. In dem Falle des MLE-Verfahrens ist es insbesondere
so, daß Atomschichten einer einzelnen Art von Element X
oder Y abwechselnd übereinandergeschichtet werden, um eine
Verbindung XY zu bilden, wohingegen der Begriff der Atom
schicht einer einzelnen Art von Element nicht länger für
A x B₁-x in einem Mischkristall A x B₁-x C gilt. Für Mischkri
stalle, die vier Elemente oder mehr enthalten, ergibt sich
derselbe Fall wie bei einem Mischkristall, der drei Ele
mente enthält.
Ein Verfahren der eingangs genannten Art zum Ausbilden ei
nes einkristallinen Dünnfilms aus einem Verbindungshalblei
ter A x B₁-x C ist sowohl aus dem Aufsatz "Verbesserte Gleich
förmigkeit von epitaxialen, auf Indium basierenden Verbin
dungen durch Atomschichtepitaxie" von M.A. Tischler und
S.M. Bedair in Appl. Phys. Lett., Vol. 49, No. 5, Aug.
1986, Seite 274 bis 276 als auch aus dem Aufsatz "Modulati
onsdodierte n-AlGaAs/GaAs-Heterostrukturen, die durch Strö
mungsratenmodulationsepitaxie gewachsen sind" von T. Maki
moto, N. Kobayashi und Y. Horikoshi in Jap. J. of Appl.
Phys. Vol. 25, No. 6, June 1986, Seite L513 bis L515 be
kannt.
Im ersteren Falle handelt es sich um eine Atomschichtepita
xie, die zur Verminderung der Gasphasenreaktion zwischen
der gasförmigen Verbindung, die Indium als eines der Be
standteilselemente des Verbindungshalbleiters enthält, und
der gasförmigen Verbindung, die Arsen als ein anderes der
Bestandteilselemente enthält, und damit zur Herstellung von
Schichten mit verbesserter Gleichförmigkeit der Zusammen
setzung derart ausgestaltet ist, daß das Substrat innerhalb
eines flachen zylindrischen Gehäuses mitsamt dem Sub
strathalter karussellartig mittels eines Schrittmotors um
die Zylinderachse zwischen Öffnungsbereichen umlaufen ge
lassen wird, die im Umfang des Gehäuses vorgesehen sind und
durch die kontinuierlich je ein parallel zur Zylinderachse
gerichteter Gasstrahl hindurchströmt, der aus Wasserstoff
als Trägergas und jeweils einer der gasförmigen Verbindun
gen, die je eines der Bestandteilselemente des Verbindungs
halbleiters enthalten, besteht. Auf diese Weise wird das
Substrat abwechselnd in die verschiedenen Gasstrahlen aus
Trägergas und einer gasförmigen Verbindung bewegt. Um eine
Vermischung des Gasstrahls, der Indium enthält, mit dem
Gasstrahl, der Arsen enthält, so weit wie möglich zu ver
hindern, ist zusätzlich eine mittige Gasströmung, die nur
das Trägergas enthält, vorgesehen. Ein solches Verfahren
ist aufwendig und wegen der laufenden Drehbewegung des Sub
strats relativ störanfällig und führt nur zu einer be
schränkten Produktqualität, weil sich eine gewisse Querdif
fusion und -strömung zwischen den Gasstrahlen nicht völlig
vermeiden läßt.
Bei der im Jap. J. of Appl. Phys., Vol. 25, No. 6, June
1986, Seite L513 bis L515 beschriebenen Strömungsratenmodu
lationsepitaxie handelt es sich um eine spezielle Ausfüh
rungsform der Metall-organischen chemischen Dampfphasenepi
taxie (MO-CVD-Verfahren), mit der die Wachstumstemperatur,
insbesondere für AlGaAs herabgesetzt werden soll. In diesem
Verfahren werden zur Herstellung von Al x Ga₁-x As die ein
zelnen gasförmigen Verbindungen Triethylgallium, Triethyl
aluminium und Arsin unmittelbar miteinander abwechselnd und
abwechselnd mit Wasserstoffträgergas zugeführt, wobei
außerdem eine kleine Menge Arsin laufend ohne jede Unterbre
chung zugeführt wird, um die Bildung von Arsenleerräumen
während der Galliumadsorptionsperiode zu reduzieren. Auch
dieses Verfahren führt nur zu einer beschränkten Pro
duktqualität, da sich eine völlige Trennung der einzelnen
gasförmigen Verbindungen nicht erreichen läßt.
Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren der eingangs
genannten Art für das epitaxiale Wachstum zum Ausbilden ei
nes einkristallinen Dünnfilms aus einem Verbindungshalblei
ter, der drei Elemente oder mehr enthält, zur Verfügung zu
stellen, das es ermöglicht, Verbindungshalbleiter von hoher
Qualität bei relativ niedriger Wachstumstemperatur und mit
guter Reproduzierbarkeit herzustellen, und das es gleich
zeitig ermöglicht, die Dicke des epitaxial gewachsenen
Mischkristalls mit Monoschichtgenauigkeit in einfacher
Weise zu steuern, so daß es auch für die Massenproduktion
geeignet ist.
Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß bei einem Verfahren nach dem Oberbegriff des Abs. 1 dadurch gelöst, daß die
gasförmigen Verbindungen zeitlich derart aufeinanderfolgend
in den Kristallwachstumsbehälter eingeleitet werden, daß
nur jeweils eine auf einmal eingeleitet wird, und daß der
Kristallwachstumsbehälter vor dem Einleiten von jeder der
gasförmigen Verbindungen jeweils vollständig evakuiert
wird.
Auf diese Weise ergibt sich eine ausgezeichnete Produktqua
lität bei hoher Reproduzierbarkeit, wobei gleichzeitig die
Dicke des epitaxial wachsenden Dünnfilms mit Monoschicht
genauigkeit und damit mit einer Genauigkeit von mehreren
Angström in einer einfachen Weise steuerbar ist.
Weiterbildungen der Erfindung sind in den Unteransprüchen
angegeben.
Die Erfindung sei nachstehend unter Bezugnahme auf die
Fig. 1 bis 13B der Zeichnung anhand von bevorzugten
Ausführungsformen näher erläutert; es zeigt
Fig. 1A eine schematische Ansicht, die eine Kristall
wachstumseinrichtung zum Ausführen des epita
xialen Wachstums einer Al x Ga₁-x As-Schicht ge
mäß der vorliegenden Erfindung veranschaulicht;
Fig. 1B ein Zeitablaufdiagramm, das verschiedene Gas
einleitungsbetriebsweisen für epitaxiale Wachs
tumsverfahren zeigt;
Fig. 2 eine Kurvendarstellung, die ein Meßbeispiel der
Al-Komponente in einer Mehrschichtstruktur aus
Al x Ga₁-x As und GaAs zeigt;
Fig. 3A eine Schnittansicht, welche die Struktur eines
Metall-Isolator-Halbleiter-Kondensators (MIS-
Kondensator) veranschaulicht, der als ein Ver
suchsbeispiel gemäß der vorliegenden Erfindung
hergestellt worden ist;
Fig. 3B ein Kenndatendiagramm, das die Beziehung zwi
schen der Kapazität und der angelegten Spannung
bei dem MIS-Kondensator zeigt;
Fig. 4A eine schematische Ansicht, die eine Kristall
wachstumseinrichtung zum Ausführen des epita
xialen Wachstums von Al x Ga₁-x As, das
dotiert ist, veranschaulicht;
Fig. 4B ein Zeitablaufdiagramm, welches Gaseinleitungs
betriebsweisen für epitaxiale Wachstumsverfah
ren zeigt, und zwar begleitet von Sortierungen;
Fig. 5 eine schematische Ansicht, die eine Kristall
wachstumseinrichtung zum Ausführen des epita
xialen Wachstums von Al x Ga₁-x As, begleitet von
Lichtbestrahlung, zeigt;
Fig. 6 eine schematische Ansicht, welche eine Kristall
wachstumseinrichtung zum Ausführen des epita
xialen Wachstums von III-V- und II-VI-Misch
kristallverbindungshalbleitern, die drei und
vier Elemente enthalten, veranschaulicht;
Fig. 7 bis 11 schematische Schnittansichten, welche Struktu
ren von ultradünnen Filmen veranschaulichen, die
durch das epitaxiale Wachstum gemäß der vorlie
genden Erfindung erhalten worden sind;
Fig. 12A eine schematische Ansicht, welche den Aufbau
einer Kristallwachstumseinrichtung zeigt, mit der
das epitaxiale Wachstumsverfahren gemäß der vor
liegenden Erfindung automatisch ausgeführt wird;
Fig. 12B eine schematische Darstellung, welche den inne
ren Aufbau einer Steuer- bzw. Regeleinheit der
Fig. 12A für das Steuern der Einleitungs- bzw.
-führungsbetriebsweise eines Verbindungsgases
zeigt;
Fig. 12C ein Zeitablaufdiagramm, welches ein Verfahren
zeigt, das mittels der in Fig. 12A gezeigten
Kristallwachstumseinrichtung ausgeführt wird;
Fig. 13A eine schematische Ansicht, die den Aufbau einer
anderen Kristallwachstumseinrichtung zeigt, mit
der das epitaxiale Wachstumsverfahren, begleitet
von Lichtbestrahlung, automatisch ausgeführt
wird; und
Fig. 13B ein Zeitablaufdiagramm, das ein Verfahren ver
anschaulicht, welches mittels der Kristallwachs
tumseinrichtung der Fig. 13A ausgeführt wird.
Zunächst sei unter Bezugnahme auf die schematische An
sicht der Fig. 1 eine bevorzugte Ausführungsform eines
Verfahrens für das epitaxiale Wachstum eines Al x Ga₁-x As-
Einkristalldünnfilms beschrieben. Ein Substratkristall 7
aus GaAs ist auf einem Quarzaufnehmer 8, der
in einem Kristallwachstumsbehälter 11 angeordnet ist,
aufgebracht. Der Kristallwachstumsbehälter 11 ist zum Evakuieren von
seinem Inneren auf ein Ultrahochvakuum über ein Absperr
ventil 12 mit einem Evakuierungssystem 13 verbunden. Der Kristall
wachstumsbehälter 11 ist außerdem mit einer Infrarotlampe
10 versehen, die in einem Gehäuse 9 eingeschlossen ist und
dazu dient, den GaAs-Substratkristall 7 zu bestrahlen. Der Kristall
wachstumsbehälter 11 ist weiter mit drei Düseneinrichtungen 1, 2
und 3 zum Einleiten von Alkylaluminium als gasförmige
Verbindung, welche Aluminium (Al) enthält, bzw. Alkyl
gallium als eine gasförmige Verbindung, welche Gallium
(Ga) enthält, bzw. Arsin (AsH₃) als eine gasförmige Ver
bindung, welche Arsen (As) enthält, versehen, so daß also
diese drei gasförmigen Verbindungen über je eine
der drei erwähnten Düseneinrichtungen 1, 2, 3 in den Kristallwachstumsbehälter
11 eingeleitet werden können. Die Düseneinrichtungen 1,
2 und 3 sind über jeweilige Steuereinheiten (CTL's) 4, 5
und 6 zum Steuern der eingeleiteten Menge (pro Zeitein
heit) an jeweiliger gasförmiger Verbindung mit ihren je
weiligen äußeren Quellen verbunden. Die Steuereinheiten
4, 5 und 6 sind mit einem Steuersystem 14 zum Steuern der
Einleitungsbetriebsweise der verschiedenen gasförmigen
Verbindungen verbunden.
In einer Art und Weise, wie sie nachstehend beschrieben
ist, wird ein Einkristalldünnfilm aus Al x Ga₁-x As wachsen
gelassen: Zunächst wird der Kristallwachstumsbehälter 11 evakuiert, um ein
Vakuum von etwa 1,33 · 10⁻⁷ bis 1,33 · 10⁻⁸ Pa zu erhalten, indem das
Absperrventil 12 geöffnet und das Evakuierungssystem 13
betrieben wird. Das Evakuierungssystem 13 kann im wesent
lichen aus einem Vakuumpumpensystem bestehen, welches ei
ne Kombination von Pumpeneinheiten, wie beispielsweise
Cryopumpen und Molekularturbopumpen, umfaßt. Dann wird das
GaAs-Substratkristall 7 auf eine Kristallwachstumstemperatur von
300-500°C mittels der Infrarotlampe 10 erhitzt, und die
Wachstumstemperatur wird konstant gehalten. Danach wird
Alkylaluminium als eine gasförmige Verbindung, welche Alu
minium enthält, Alkylgallium als eine gasförmige Verbindung,
welche Gallium enthält, und Arsin (AsH₃) als eine gasförmi
ge Verbindung, welche Arsen enthält, jeweils in Kristallwachstumsbe
hälter 11 eingeleitet, und zwar gemäß einer Art und Weise,
wie sie weiter unten in näheren Einzelheiten beschrieben
ist, so daß auf diese Weise das epitaxiale Wachstum eines
Al x Ga₁-x As-Einkristalls ausgeführt wird, während die Steu
erbarkeit der Dicke des Al x Ga₁-x As-Dünnfilms innerhalb
mehrerer bzw. einiger 0,1 nm gehalten wird.
Beispiele für die Betriebsweise des Einleitens der drei
Arten von gasförmigen Verbindungen seien nun unter Bezug
nahme auf Fig. 1B beschrieben, in welcher drei Beispiele
der Betriebsweise dargestellt sind. In jeder Betriebs
weise werden Ein-Aus-Zeitsteuerungen für das Einleiten
jeder gasförmigen Verbindung durch das Steuersystem 14
bewirkt, während die eingeleitete Menge pro Zeiteinheit
jeder gasförmigen Verbindung durch die Steuereinheiten
4, 5 und 6 jeweils gesteuert wird.
In einer Betriebsweise, die in Fig. 1B als Betriebsweise
I dargestellt ist, wird gasförmiges Alkylgallium als ein
Gas, das Ga enthält, zunächst während einer
Zeitdauer t₁ nach einer Evakuierungszeitdauer
t₀ eingeleitet. Dann wird der Kristallwachstumsbehälter 11 durch Betäti
gung des Absperrventils 12 erneut evakuiert. Nach einer
Zeitdauer t₂ wird gasförmiges Alkylaluminium
als ein Gas, das Al enthält, während einer
Zeitdauer t₃ eingeleitet. Dann wird der Kristallwachstumsbehälter 11 er
neut während einer Zeitdauer t₄ evakuiert.
Danach wird gasförmiges Arsin (AsH₃) als ein Gas, das As
enthält, während einer Zeitdauer t₅ einge
leitet. Als Ergebnis dieses einen Zyklus des Betriebs,
der eine gesamte Zeitdauer t₆ erfordert,
wird ein einkristalliner Dünnfilm wachsengelassen, der
eine Dicke von mehreren 0,1 nm hat.
In dieser Betriebsweise I wird das Kristallwachstum wie
derholt durch Versuche unter verschiedenen Bedingungen wie
folgt ausgeführt:
t₀ = 0 bis 5 s, t₁ = 1 bis 6 s, t₂ = 0 bis 5 s,
t₃ = 1 bis 6 s, t₄ = 0 bis 5 s, t₅ = 5 bis 20 s,
und t₆ = 7 bis 47 s.
t₀ = 0 bis 5 s, t₁ = 1 bis 6 s, t₂ = 0 bis 5 s,
t₃ = 1 bis 6 s, t₄ = 0 bis 5 s, t₅ = 5 bis 20 s,
und t₆ = 7 bis 47 s.
In einer anderen Betriebsweise, die in Fig. 1B als Be
triebsweise II dargestellt ist, wird der gleiche Betrieb
ausgeführt, jedoch mit der Abänderung, daß die Reihen
folge des Einleitens zwischen einem Gas, welches Ga ent
hält und einem Gas, welches Al enthält, vertauscht wird.
In dieser Betriebsweise II wird das Kristallwachstum wie
derholt mittels Versuchs unter verschiedenen Bedingungen
wie folgt ausgeführt:
t₁₀ = 0 bis 5 s, t₁₁ = 1 bis 6 s, t₁₂ = 0 bis 5 s,
t₁₃ = 1 bis 6 s, t₁₄ = 0 bis 5 s, t₁₅ = 5 bis 20 s,
und t₁₆ = 7 bis 47 s.
t₁₀ = 0 bis 5 s, t₁₁ = 1 bis 6 s, t₁₂ = 0 bis 5 s,
t₁₃ = 1 bis 6 s, t₁₄ = 0 bis 5 s, t₁₅ = 5 bis 20 s,
und t₁₆ = 7 bis 47 s.
In einer noch anderen Betriebsweise, die als Betriebswei
se III in Fig. 1B dargestellt ist, wird ein Gas, das As
enthält, nach der Einleitungs- und der Evakuierungsperiode
eines Gases, welches Al enthält, eingeleitet, und danach
wird das Gas, welches As enthält, nachfolgend auf die Ein
leitungs- und Evakuierungszeitdauer eines Gases, welches
Ga enthält, erneut eingeleitet.
In dieser Betriebsweise III wird das Kristallwachstum wie
derholt mittels Versuchs unter verschiedenen Bedingungen
wie folgt ausgeführt:
t₂₀ = 0 bis 5 s, t₂₁ = 1 bis 6 s, t₂₂ = 0 bis 5 s,
t₂₃ = 5 bis 20 s, t₂₄ = 0 bis 5 s, t₂₅ = 1 bis 6 s,
t₂₆ = 0 bis 5 s, t₂₇ = 5 bis 20 s und t₂₈ = 12 bis
72 s.
t₂₀ = 0 bis 5 s, t₂₁ = 1 bis 6 s, t₂₂ = 0 bis 5 s,
t₂₃ = 5 bis 20 s, t₂₄ = 0 bis 5 s, t₂₅ = 1 bis 6 s,
t₂₆ = 0 bis 5 s, t₂₇ = 5 bis 20 s und t₂₈ = 12 bis
72 s.
In jeder oben beschriebenen Betriebsweise wird der Innen
druck des Kristallwachstumsbehälters 11 auf 1,33 · 10-4 bis 1,33 · 10-2 Pa während der
Einleitungsperiode von gasförmigem Alkylaluminium gehalten,
sowie auf 1,33 · 10-4 bis 1,33 · 10-2 Pa während der Einleitungspe
riode von gasförmigem Alkylgallium, und auf 1,33 · 10-3 bis
1,33 · 10-1 Pa während der Einleitungsperiode von gasförmigem
Arsin.
Weiter wird in jeder Betriebsweise eines der folgenden
Materialien, wie es beispielsweise Trimethylaluminium
(TMA), Triethylaluminium (TEA) und Triisobutylaluminium
(TIBA) ist, mittels Versuchs als das Rohmaterial des gas
förmigen Alkylaluminiums verwendet. Außerdem wird eines
der folgenden Materialien, wie es beispielsweise Trime
thylgallium (TMG) und Triethylgallium (TEG) ist, mittels
Versuchs als das Rohmaterial des gasförmigen Alkylgalliums
verwendet. In jedem Falle wird Arsin (AsH₃) als das Roh
material des Gases, welches As enthält, verwendet.
Es seien nun Charakteristika bzw. Kenndaten von epitaxia
len Dünnschichten von Al x Ga₁-x As, welche in verschiedenen
Fällen der Art wie sie oben beschrieben sind, erhalten wor
den sind, beschrieben. Die Träger- bzw. Ladungsträgerdich
te in einer epitaxialen Schicht von Al x Ga₁-x As, welche un
ter Verwendung von TMA als Alkylaluminium und TMG als
Alkylgallium ausgebildet worden ist, ist 10¹⁸ bis 10²⁰
cm-3 (p-Typ) bei Raumtemperatur. Wenn TEG als Alkylgallium
verwendet wird, wird eine Träger- bzw. Ladungsträgerdichte
von 10¹⁵ bis 10¹⁸ cm-3 (p-Typ) unter Verwendung von TEA
als Alkylaluminium erhalten, während eine Träger- bzw.
Ladungsträgerdichte von 10¹³ bis 10¹⁵ cm-3 (p-Typ) durch
die Verwendung von TIBA als Alkylaluminium erhalten wird,
so daß eine Al x Ga₁-x As-Schicht von höherer Reinheit er
halten werden kann.
Weiter kann, wenn die drei in Fig. 1B gezeigten Betriebs
weisen unter Verwendung der gleichen entsprechenden gas
förmigen Verbindungen und unter Benutzung der gleichen Be
dingungen für den Innendruck des Kristallwachstumsbehälters 11 während des
Einleitens von jeder gasförmigen Verbindung in jeder Be
triebsweise ausgeführt werden, eine epitaxiale Al x Ga₁-x As-
Schicht, welche die niedrigste Träger- bzw. Ladungsträger
dichte hat, mittels der Betriebsweise II erhalten werden.
In dem Falle, in welchem TEG als Alkylgallium, TIBA als
Alkylaluminium und AsH₃ beispielsweise verwendet werden,
wird in der Betriebsweise II das Wachsen einer epitaxia
len Schicht erzielt, welche eine Träger- bzw. Ladungsträ
gerdichte von 10¹³ bis 10¹⁵ cm-3 (p-Typ) hat, während in
der Betriebsweise I das Wachsen einer Schicht erzielt
wird, welche eine Träger- bzw. Ladungsträgerdichte von
10¹⁵ bis 10¹⁶ cm-3 (p-Typ) hat.
In jedem Falle oder jeder Betriebsweise mißt die Dicke
eines Dünnfilms aus Al x Ga₁-x As, der in einem einzelnen
Zyklus des Einleitens von Gasen wächst, etwa 0,1 bis 1,0 nm.
Infolgedessen kann durch geeignete Auswahl des Innendrucks
des Kristallwachstumsbehälters 11 während der Einleitungsperiode von jedem
Verbindungsgas und der Zeitdauer des Einlei
tens jedes Verbindungsgases ein epitaxiales Wachstum ei
nes Al x Ga₁-x As-Dünnfilms, welcher eine Dicke hat, die ei
ner einzelnen Monoschicht entspricht, leicht in dem ein
zelnen Zyklus des Einleitens von Gasen erhalten werden.
Die Dicke von einer einzelnen Monoschicht beträgt etwa 0,28 nm
in der (100)-Ebene und etwa 0,33 nm in der (111)
Ebene.
Weiterhin kann auch jeder Wert innerhalb des Bereichs von
0 bis 1 für x der Zusammensetzung bzw. des Anteils von
Al in Al x Ga₁-x As dadurch erhalten daß man in geeig
neter Weise den Innendruck des Kristallwachstumsbehälters 11 während der
Einleitungsperiode von jedem Verbindungsgas und die Ein
leitungszeitdauer desselben wählt.
Die Temperatur des Kristallwachstums wird auf einem Wert
von 300 bis 500°C gehalten. Da eine Wieder- bzw. Neu- bzw.
Nachverteilung des Dotierungs
profils aufgrund einer solchen ziemlich niedrigen Wachstums
temperatur unterdrückt wird, und da außerdem die Steuer
barkeit der Dicke des Dünnfilms, der wachsen gelassen wird,
ausgezeichnet ist, kann ein steiles
Dotierungsprofil in einem Mehrschicht-Dünnfilm, welcher
GaAs und Al x Ga₁-x As umfaßt, erzielt werden.
Die Fig. 2 zeigt ein tiefenweises Profil des Wertes x der
Zusammensetzung Al x Ga₁-x As, die in einer Mehrschichtstruk
tur GaAs/Al x Ga₁-x As/GaAs/Al x Ga₁-x As . . . enthalten ist, wel
che unter Verwendung einer Gruppe von Materialien (TEG-
AsH₃) und einer anderen Gruppe von Materialien (TEG-TEA-
AsH₃) hergestellt worden ist. Der Wert von x in der Zu
sammensetzung wird mittels der Auger-Elektronenspektrosko
pie gemessen. Die Dicke einer GaAs-Schicht in dieser Mehr
schichtstruktur wird in einer gleichartigen Weise erhal
ten, wie es oben unter Verwendung der Gruppe von Materia
lien: (TEG-AsH₃) beschrieben ist und durch Wiederholen von
100 Zyklen des seriellen Einleitens solcher Verbindungsga
se. Außerdem wird die Dicke einer Al x Ga₁-x As-Schicht in
dieser Mehrschichtstruktur dadurch erhalten, daß die Grup
pe von Materialien: (TEG-TEA-AsH₃) verwendet wird und daß
250 Zyklen des seriellen Einleitens dieser Verbindungsga
se wiederholt werden. Bedingungen für dieses Einleiten von
Gasen werden so festgesetzt bzw. eingestellt, daß ein x-
Wert von 0,36 bis 0,37 erhalten wird. Wie man aus der in
Fig. 2 gezeigten Kurvendarstellung ersieht, kann ein He
teroübergang zwischen GaAs und Al x Ga₁-x As, der ein stei
les Dotierungsprofil hat, erhalten
werden.
Die Fig. 3A zeigt eine Schnittansicht eines MIS-Kondensa
tors (Metall-Isolator-Halbleiter-Kondensator), der als ein
Versuch unter Verwendung einer Gruppe von Materialien:
(TEG-TIBA-AsH₃) hergestellt worden ist. Eine Schicht 16
aus Al x Ga₁-x As ist epitaxial bei einer Temperatur von 350
bis 550°C auf einem Si-dotierten (3 × 10⁶ cm-3) GaAs-
Substratkristall 15 vom n-Typ gewachsen. Auf der Schicht
16 ist eine Elektrode 18 aus Al ausgebildet und daran ist
ein Anschluß 19 angebracht. Auf der unteren Oberfläche des
Substratkristalls 15 ist eine Elektrode 17 aus AuGe ausgebildet,
und daran ist ein Anschluß 20 angebracht. Die Dicke der
Al x Ga₁-x As-Schicht 16 ist, etwa 70 nm, und der Durchmesser
der Al-Elektrode 18 ist 500 µm.
Die Kennwertkurve der Kapazität in Abhängigkeit von der
Spannung des MIS-Kondensators ist in Fig. 3B gezeigt. Es
ist ersichtlich, daß eine epitaxiale Schicht hoher Rein
heit aus Al x Ga₁-x As erhalten werden kann. Es sei außerdem
darauf hingewiesen, daß man
Kristalle von guter Qualität bei niedrigeren Wachstums
temperatur im Vergleich mit früheren Verfahren, wie es
beispielsweise das Metall-Organo-Chemisches-Dampfablage
rungsverfahren oder die Molekularstrahlepitaxie sind,
wachsenlassen kann.
Die Fig. 4A zeigt eine schematische Ansicht einer Einrich
tung zum Herstellen von Al x Ga₁-x As-Epitaxialschichten des
p-Typs und n-Typs mittels Dotieren. Eine der gasförmigen
Verbindungen, welche Elemente bzw. ein Element der Gruppe
IV oder VI enthält, wie beispielsweise Disilan (Si₂H₆),
Selenhydrid (H₂Se), Dimethylselen (DMSe) und Diethyl
tellur (DETe) wird von einer äußeren Quelle derselben
über eine Steuereinheit 33 zum Steuern der eingeleiteten
Menge der gasförmigen Verbindung und eine Düse 31 in
einen Kristallwachstumsbehälter 11 eingeleitet. Außerdem
wird eine der gasförmigen Verbindungen der Art, wie Di
methylzink (DMZn) und Diemthylcadmium (DMCd) von einer
äußeren Quelle derselben über eine Steuereinheit 34 zum
Steuern der eingeleiteten Menge der gasförmigen Ver
bindung und eine Düse 32 in den Kristallwachstumsbehälter 11 eingeleitet.
Die zeitliche Steuerung des Einleitens der Gase, welche
durch die Düsen 31 und 32 eingeleitet werden, wird mit
tels eines Steuersystems 14 in einer entsprechenden Weise
bewirkt, wie es die Art und Weise der Steuerung ist,
welche unter Bezugnahme auf Fig. 1A beschrieben worden
ist. Andere Teile und Funktionen der Fig. 4A sind die
gleichen oder entsprechende wie diejenigen der Fig. 1A,
so daß die diesbezügliche Beschreibung hier nicht wieder
holt wird.
Eine Epitaxialschicht von Si-dotiertem Al x Ga₁-x As vom
n-Typ kann zum Beispiel dadurch ausgebildet werden, daß
man Si₂H₆ einleitet, und eine solche von Zn-dotiertem
Al x Ga₁-x As vom p-Typ kann dadurch ausgebildet werden, daß
man DMZn einleitet. Die Gaseinleitungsbetriebsweisen für
diese Fälle sind in Fig. 4B gezeigt. Diese Betriebsweisen
für die oben beschriebenen Fälle, in denen TEG als gas
förmige Verbindung, welche Ga enthält, und TIBA als gas
förmige Verbindung, welche Al enthält, beispielsweise
verwendet werden, werden nun beschrieben:
In der Betriebsweise IV der Fig. 4B, die sich auf den
Fall des Einleitens von Si₂H₆ bezieht, werden verschiedene
gasförmige Verbindungen in der Reihenfolge TIBA, TEG,
Si₂H₆ und AsH₃ eingeleitet. In dieser Betriebsweise wer
den irgendeine gasförmige Verbindung, welche irgendein
Element der Gruppe III enthält, und eine gasförmige Verbin
dung, welche ein Dotierungselement enthält, das die
Stelle der Atome der Gruppe III in einem Kristall einnimmt,
abwechselnd eingeleitet. Diese Betriebsweise ist am wirk
samsten und effektivsten beim Dotieren unter Verwendung
von Si₂H₆, und es kann eine Al x Ga₁-x As (10¹⁶ bis 10¹⁹
cm-3)-Schicht vom n-Typ hergestellt werden. Die andere
Betriebsweise V in Fig. 4B bezieht sich auf den Fall, in
welchem DMZn eingeleitet wird. In diesem Falle wird das
wirksamste und effektivste Dotieren erzielt, wenn die ver
schiedenen Gase in der Reihenfolge DMZn, TIBA, TEG und
AsH₃ eingeleitet werden, wie in der Darstellung der Be
triebsweise V gezeigt ist, und es kann eine Al x Ga₁-x As
(10¹⁶ bis 10²⁰ cm-3)-Schicht hergestellt werden.
Eine gasförmige Verbindung, die eine Dotierung ent
hält, kann vor und nach jedem Einleiten eingeleitet wer
den, und zwar in der folgenden Reihenfolge: eine gasför
mige Verbindung, welche ein Element der Gruppe III A ent
hält, eine solche, welche ein Element der Gruppe III B
enthält, und eine solche, welche ein Element der Gruppe
V enthält, oder in der folgenden Reihenfolge: V, III A
und III B . Im Falle eines III-V-Mischkristalls sind die
Hauptverunreinigungen Elemente der Gruppe II, IV und VI.
Diese Dotierungen können in der folgenden Reihenfol
ge eingeleitet werden: II, III A , III B , IV, V und VI.
Es sei darauf hingewiesen, daß, wenn nichts besonderes
gesagt ist, mit der römischen Ziffer jeweils die Gruppe
des periodischen Systems der Elemente gemeint ist.
Die Fig. 5 zeigt eine weitere Ausbildung der Kristall
wachstumseinrichtung, die so ausgebildet ist, daß der Sub
stratkristall während, des Kristallwachstums bestrahlt
wird. Der Substratkristall 7 wird mit Ultraviolettstrahlen 23 und
24 bestrahlt, welche von äußeren Quellen, wie beispiels
weise Excimerlasern, Argonionenlasern, Xenonlampen oder
Quecksilberlampen emittiert werden und diese Ultravio
lettstrahlen 23, 24 werden durch synthetische Quarzfenster 21
und 22 übertragen und in den Kristallwachstumsbehälter 11 eingestrahlt.
Als Ergebnis hiervon kann die Kristallwachstumstempera
tur vermindert sein, um das Wachstum eines Einkristalls
sicherzustellen, der eine noch höhere Qualität hat. Auf
diese Weise kann zum Beispiel eine Al x Ga₁-x As-Epitaxial
schicht hoher Reinheit, die eine Träger- bzw. Ladungs
trägerdichte von etwa 10¹⁴ cm-3 hat, bei einer Wachstums
temperatur von 300 bis 400°C unter Verwendung der fol
genden Gruppe von Materialien: (TEG-TIBA-AsH₃) erhalten
werden.
Weiter kann der Dotierungswirkungsgrad bzw. die Dotie
rungsleistungsfähigkeit durch Synchronisieren einer Be
strahlung mit Licht, das eine spezifische Wellenlänge hat,
mit den Dotierungsperioden, wie es beispielsweise die Ein
leitungsperioden von Si₂H₆ oder DMZn sind, gesteuert wer
den. In Übereinstimmung mit diesem Zweck können
zwei Arten von Ultraviolettstrahlen 23 und 24, die unterschiedliche Wel
lenlängen haben, durch die Quarzfenster 21 und 22 jeweils ver
fügbar sein, um den Substratkristall 7 zu bestrahlen.
Die Fig. 6 zeigt eine weitere Ausführungsform der Kri
stallwachstumseinrichtung zum Herstellen von quarternären
Legierungen von III-V-Verbindungsmischkristallen.
Das Herstellungsverfahren für eine quarternäre Legierung
In x Ga₁-x -As y P₁-y von III-V-Verbindungshalbleitern sei nun
als ein Beispiel beschrieben. In diesem Verfahren wird
gasförmiges Alkylindium von einer äußeren Quelle über ei
ne Steuereinheit (CTL) 44 zum Steuern der eingeführten
Menge an gasförmigem Alkylindium und eine Düse 41 in ei
nen Kristallwachstumsbehälter 11 eingeleitet. In entspre
chender Weise wird gasförmiges Alkylgallium über eine Steu
ereinheit (CTL) 45 und eine Düse 42 sowie gasförmiges
AsH₃ über eine Steuereinheit (CTL) 46 und eine Düse 43
jeweils in den Kristallwachstumsbehälter 11 eingeleitet. Außerdem wird
gasförmiges Phosphin (PH₃) als ein Dotierungsgas von
einer äußeren Quelle desselben über eine Steuereinheit 48
und eine Düse 47 in den Kristallwachstumsbehälter 11 eingeleitet.
Durch abwechselndes Einleiten dieser Gase auf den Sub
stratkristall 7 kann ein In x Ga₁-x As y P₁-y -Einkristalldünn
film bei einer niedrigen Temperatur von 300 bis 500°C
wachsen gelassen werden, während die Steuerbarkeit
des Wachstums der Filmdicke in
nerhalb mehrerer 0,1 nm aufrechterhalten bleibt.
Alternativ kann ein Einkristalldünnfilm aus Zn x Se1-x Te
auch bei einer niedrigen Temperatur von 300 bis 500°C
in einer entsprechenden Weise zu der oben beschriebenen
Weise wachsen gelassen werden, indem Alkylindium, Alkyl
gallium und AsH₃ durch Diemthylzink (DMZn), Selenhydrid
(H₂Se) und Dimethyltellur (DMTe) ersetzt werden.
Weiter kann auch ein Einkristalldünnfilm aus Hg x Cd1-x Te
unter Verwendung der folgenden Gase: Dimethylquecksilber
(DMHg), Dimethylcadmium (DMCd) und Dimethyltellurium
(DMTe) wachsen gelassen werden.
In Fig. 7A ist eine Ausführungsform
eines Herstellungsverfahrens für
eine Übergitterstruktur schematisch gezeigt. In der
in Fig. 7A gezeigten Übergitterstruktur sind eine GaAs-
Schicht 70, die eine Dicke d₁ hat, und eine Al x Ga1-x As-
Schicht, die eine Dicke d₁ hat, abwechselnd und aufeinan
derfolgend gewachsen. Die Dic
ken d₁ und d₂ können dimensionsmäßig so genau wie eine Mono
schicht gesteuert werden. Infolgedessen ist die minimale
Dicke in der Übergitterstruktur diejenige einer Mono
schicht. Weiter können die Dicken d₁ und d₂ leicht so
gesteuert werden, daß eine willkürliche Anzahl vom Viel
fachen einer einzelnen Monoschichtdicke erhalten wird,
wie es jeweils erforderlich ist.
Weiterhin können unter Verwendung eines Dotierungsverfah
rens der Art, wie es oben beschrieben ist, Übergitterstruk
turen, wie es beispielsweise eine n-GaAs/n-Al x Ga1-x As-
Übergitterstruktur ist, sowie eine n-GaAs/p-Al x Ga1-x As-
Übergitterstruktur auch hergestellt werden.
Die Fig. 7B zeigt die Bandstruktur der n-GaAs/n-Al x Ga1-x As-
Übergitterstruktur, die eine Bandstruktur 72 von n-GaAs
und eine Bandstruktur 73 von n-Al x Ga1-x As umfaßt. Außer
dem zeigt Fig. 7C die Bandstruktur der n-GaAs/p-Al x Ga1-x As-
Übergitterstruktur, die eine Bandstruktur 72 von n-GaAs
und eine Bandstruktur 75 von p-Al x Ga1-x As umfaßt.
In dem Verfahren zum Herstellen solcher Übergitterstruktu
ren kann die Dicke jeder Wachstumsschicht gemäß einer vor
bestimmten Auslegung in entsprechender Wei
se wie in der Ausführungsform der Fig. 7A gesteuert werden.
Weiter kann das Dotieren in der gleichen Weise ausgeführt
werden, wie es die Art und Weise ist, welche in den Fig.
4A und 4B für Al x Ga1-x As gezeigt worden ist, und in
entsprechender Weise, wie in Fig. 4B ohne Al für GaAs ge
zeigt ist.
Darüber hinaus kann eine n-Al x Ga1-x As/p-Al x Ga1-x As-Über
gitterstruktur auch gemäß dem Verfahren hergestellt werden,
wie es in den Fig. 4A und 4B gezeigt ist. Abwechseln
des Dotieren von Dotierungen vom n-Typ und p-Typ mit
oder ohne Verändern der Zusammensetzung bzw. des x-Werts
von Al kann in Monoschicht-um-Monoschicht-Weise auch aus
geführt werden. Natürlich kann die Dicke von n-Al x Ga1-x As
bzw. p-Al x Ga1-x As verändert werden.
Ausführungsformen von Übergitterstrukturen vom Polytyp
bzw. Mehrfachtyp sind in den Fig. 8A bis 8C gezeigt.
Hier sind als Beispiel drei solcher Übergitterstrukturen
gezeigt, von denen jede eine Kombination von drei Arten
von Halbleitern umfaßt, wie beispielsweise InAs 80, AlSb
81 und GaSb 82. Infolgedessen zeigt die Fig. 8A eine
Übergitterstruktur, die eine periodische Einheitsstruktur
80, 81 und 82 umfaßt, während Fig. 8B eine Übergitter
struktur zeigt, die eine periodische Einheitsstruktur 80,
81, 80 und 82 umfaßt, und Fig. 8C zeigt eine Übergitter
struktur, die eine periodische Einheitsstruktur 80, 82,
81 und 82 umfaßt. Die Kombinationen, Leitungs- bzw. Leit
fähigkeitstypen von Schichten, die
Dotierungsdichte in jeder Schicht und die Dicke der
Schichten können je nach Erfordernis verändert werden.
Da die Übergitterstruktur in einer Monoschicht-um-Mono
schicht-Weise gewachsen
ist, ist eine Ungleichmäßigkeit der mikroskopischen Atom
konfiguration bei den hergestellten Mischkristallen aus
geschaltet worden, so daß eine Übergitterstruktur, die
eine periodische Struktur hat, welche mittels einer Kom
bination von idealen Mischkristallen erzeugt ist, die re
gelmäßig in atomarer Genauigkeit angeordnet sind, herge
stellt werden kann. Weiterhin kann auch, da das Kristall
wachstum bei einer niedrigen Temperatur von etwa 300°C
ausgeführt werden kann, unter Anwendung einer
Dotierung eine Übergitterstruktur hergestellt
werden, die ein steiles Dotierungsprofil hat.
Es sei nun unter Bezugnahme auf Fig. 9 ein Verfahren
zum Herstellen eines HEMT (Transistor hoher
Elektronenbeweglichkeit), wie er in Fig. 9 gezeigt ist,
beschrieben: Zunächst wird eine undotierte GaAs-Schicht 91,
die eine Dicke von etwa 200 Monoschichten hat, auf einem
semi-isolierendem GaAs-Substrat 90 wachsen gelassen. Dann
wird eine Si-dotierte Al x Ga1-x As (x ≈ 0,3)-Schicht 93,
die eine Dicke von 30 bis 40 Monoschichten hat, wachsen
gelassen. Danach werden Source-, Gate und Drainelektro
den ausgebildet. Die Sourceelektrode 94 ist eine ohmi
sche Elektrode aus AuGe/Au, und die Gateelektrode 95 ist
eine Ti/Pt/Au-Elektrode. Bei dem Herstellungsverfahren
wird, da die Ungleichförmigkeit in der
mikroskopischen Konfiguration der Atome in den Mischkri
stallen ausgeschaltet wird, die Streuung von Elektronen
in einer zweidimensionalen Elektronengasschicht 92, die
an der Grenzfläche zwischen der n-Al x Ga1-x As-Schicht 93
und der undotierten GaAs-Schicht 91 auftreten kann, mini
malisiert, so daß ein Transistor hohen Wirkungsgrads und
hoher Leistungsfähigkeit hergestellt
werden kann. Natürlich können alle Auslegungswerte von
Dicken der Schichten, Zusammensetzung bzw. Wert von x und
Dotierungsdichten erzielt werden.
Ein anderes Verfahren zum Herstellen
einer Diode, in welcher der Resonanztunneleffekt ange
wandt wird, sei nun unter Bezugnahme auf Fig. 10 beschrie
ben, in der eine schematische Schnittansicht durch eine
solche Diode gezeigt ist. Eine n⁺-GaAs-Schicht 101, die
eine Dicke von 100 Monoschichten und eine
Dotierungsdichte von etwa 10⁸ cm-3 hat, wird zu
nächst auf einem n⁺-GaAs-Substrat 100 wachsen gelassen. Da
nach wird eine Al x Ga1-x As-Schicht 102 hohen Widerstands,
die eine Dicke von 15 bis 20 Monoschichten hat, eine
n-GaAs-Schicht 103, die eine Dicke von 15 bis, 20 Mono
schichten und eine Dotierungsdichte
von 10¹⁷ cm-3 hat, eine Al x Ga1-x As-Schicht 104 hohen Wi
derstands, die eine Dicke von 15 bis 20 Monoschichten hat,
und eine n⁺-GaAs-Schicht 105, die eine Dicke von 100 Mono
schichten und eine Dotierungsdichte
von 10¹⁸ cm-3 hat, aufeinanderfolgend wachsengelassen.
Schließlich wird ein ohmischer Kontakt 106, beispielsweise
aus AuGe/Ni, auf der oberen Oberfläche der n⁺-GaAs-Schicht 105 bzw.
der unteren Oberfläche des Substrats 100 ausgebildet. Eine
solche Einrichtung bzw. ein solches Bauelement weist einen
negativen Widerstand auf, wenn eine Gleichspannung in nor
maler oder umgekehrter Richtung bei 4K bis zur Raumtempe
ratur angelegt wird, so daß die Einrichtung bzw. das Bau
element als ein Oszillator, ein Mischer oder ein Detektor
in Millimeterwellen- und Submillimeterwellenband verfügbar
ist.
Ein noch anderes Verfahren zum Herstellen
eines Transistors, in dem die Resonanztunnelstruktur der
Art, wie oben beschrieben, in dem Kanal eines Feldeffekt
transistors angeordnet ist, sei nun unter Bezugnahme auf
Fig. 11 beschrieben, in welcher eine schematische Schnitt
ansicht eines solchen Transistors dargestellt ist.
In Fig. 11 sind gleichartige Be
zugszeichen zur Bezeichnung gleichartiger Teile wie in
Fig. 10 verwendet, so daß die diesbezügliche Beschreibung
nicht wiederholt wird. In den Kanälen eines Drainbereichs
110 und eines Sourcebereichs 111 kann die
Dotierungsdichte so ausgelegt sein, daß sie einen
Wert von weniger als 10¹⁶ cm-3 hat, so daß die Geschwin
digkeit der Elektronen aufgrund der Gitterstreuung in die
sen Bereichen nicht beeinträchtigt werden kann. Weiter
sind eine Sourceelektrode 112 und eine Drainelektrode 113
mittels Au-Ge/Ni/Au ausgebildet, während eine Gateelek
trode 114 mit einem Schottkygate, wie zum Beispiel aus Al,
Pt, Mo und Cr oder eine ohmische Elektrode, wie beispiels
weise aus dem bekannten Au-Ge/Ni/Au ausgebildet ist.
Die Dicke des Drainbereichs 110 und des Sourcebereichs 111
kann in einer solchen Weise ausgelegt sein, daß die Ge
samtdicke der Drainseite dicker als diejenige der Source
seite ist, um die Stehspannung zwischen Gate und Drain
größer als diejenige zwischen Source und Gate zu halten.
Weiter kann im Normalbetrieb des Transistors die Dicke W
des Drainbereichs unter Beachtung der Grenzfrequenz f c
als Kriterium ausgelegt sein. Auf diese Weise kann W, wenn f c
zum Beispiel jeweils 10 GHz, 100 GHz, 1000 GHz (= 1 THz)
und 10 THz ist, so ausgelegt sein, daß es etwa 100 µm
bzw. 1 µm bzw. 100 nm bzw. 10 nm ist.
Außerdem kann, wenn der Lauf- bzw. Durchgangszeiteffekt
vom Gate zum Drain benutzt wird, die Dicke des Drainbe
reichs so ausgelegt sein, daß sich ein Übergangs- bzw.
Durchgangswinkel R von 3 π/2 ergibt, wenn die Zeitkonstante
zwischen Gate und Source vernachlässigbar ist und die ma
ximale Injektion bei einer Phase von π/4 beabsichtigt ist,
während diejenige des Drainbereichs so ausgelegt sein
kann, daß sich ein Übergangs- bzw. Durchgangswinkel von
π/2 bis f ergibt, wenn die Zeitkonstante zwischen Gate
und Source nicht länger vernachlässigbar ist, und die
maximale Injektion bei einer Phase von π/2 bis π beab
sichtigt ist. Wenn R = π ist, dann gilt f osc max = V s /2W,
worin V s und W Ladungsträgergeschwindig
keit bzw. die Dicke des Drainbereichs bedeuten. Infolge
dessen kann W, um f osc max auf 100 GHz, 1000 GHz (= 1 THz)
oder 10 THz einzustellen bzw. festzulegen, zu 0,5 µm bzw.
50 nm bzw, 5 nm gewählt werden. Natürlich wird die Dicke
der Resonanztunnelteile 102 bis 104 entsprechend der Er
höhung von f c vermindert. Die
Dotierungsdichte in den n⁺-GaAs-Schichten 101 und 105 kann
so ausgelegt sein, daß sie mehr als 10¹⁸ cm-3 ist, wäh
rend diejenige im Resonanztunnelübergang in der gleichen
Weise wie in Fig. 10 oder auf einen vorbestimmten Wert
ausgelegt sein kann.
Es ist ersichtlich, daß das hier beschriebene Kristallwachstumsverfahren
in gleicher Weise gut zum Herstellen
von ultradünnen Filmstrukturen, die anders sind als die
Ausführungsformen, wie sie beispielsweise oben unter Be
zugnahme auf die Fig. 7 bis 11 beschrieben sind, ange
wandt werden kann. Außerdem sind die Ausführungsformen
oben unter Bezugnahme auf GaAs und Al x Ga1-x As als
Wachstumsschichten beschrieben worden. Das Verfahren, wie es
hier beschrieben ist, kann jedoch auf andere III-V-Verbin
dungen und Mischkristalle hiervon, II-VI-Verbindungen und
Mischkristalle hiervon, sowie Heteroübergänge zwischen
III-V- und II-VI-Verbindungen angewandt werden.
In den oben beschriebenen Ausführungsformen der Fig. 7
und 11 ist es, obwohl verschiedene Übergitterstrukturen
und Heteroübergänge in der Monoschicht-um-Monoschicht-
Weise wachsen gelassen werden können, notwendig, die Tem
peratur des Substrats, den Druck und die Einleitungs
zeitdauern der gasförmigen Verbindungen, wel
che Bestandteilselemente enthalten, und der
Dotierungselemente als einstellbare Parameter zu steuern bzw. zu regeln.
Obwohl nur die Steuereinrichtungen für das Einleiten von
verschiedenen Gasen bereits unter Bezugnahme auf die Fig.
1, 4, 5 und 6 beschrieben worden sind, wird nun
eine andere Ausführungsform beschrieben, in
der eine gewünschte ultradünne Filmstruktur automatisch
ausgeführt bzw. hergestellt werden kann.
Die Fig. 12A ist eine schematische Blockdarstellung bzw.
ein schematisches Blockschaltbild einer epitaxialen Wachs
tumseinrichtung, welche Steuer- bzw. Regelteile derselben zum
Ausführen des hier vorgeschlagenen Verfahrens aufweist.
Die Einrichtung umfaßt einen Kristallwachstumsbehälter
150, ein Absperrventil 151, ein Evakuierungssystem 152,
eine Antriebseinrichtung 153 zum Antreiben des Absperr
ventils 151, ein Vakuummeßgerät 154, einen Quarzaufneh
mer bzw. -halter 155 zum Auf- bzw. Anbringen eines Halb
leiter-Subtratkristalls 156 eine Lampe 158 zum Erhitzen des
Substratkristalls 156 und ein Lampengehäuse 157. Die
meisten dieser Teile entsprechen denjenigen, welche in
den Fig. 1A, 4A, 5 und 6 gezeigt sind.
Die Heiztemperatur der Lampe 158 wird mittels einer Lam
pentemperatur-Steuer- bzw. Regeleinheit 159, welche bei
spielsweise eine Stromversorgungseinrichtung und einen
Thermostat umfaßt gesteuert bzw. geregelt. Die Tempera
tur des Substratkristalls 156 wird mittels eines Strahlungsthermo
meters oder -pyrometers 161 durch ein Fenster 160 beob
achtet. Das Ausgangssignal 162 von dem Strahlungsthermometer bzw.
-pyrometer wird mit einem Ausgangssignal 163 zum Überwa
chen der Lampenheiztemperatur zu einer Temperatursteuer-
bzw. -regeleinheit 165 zum Steuern bzw. Regeln der Tem
peratur des Substratskristalls 156 übertragen, von welcher ein Signal
164 zu der Außentemperatur-Steuer- bzw. Regeleinheit 159 übertragen wird. Der Innendruck
des Kristallwachstumsbehälters 150 wird mittels Vakuummeßinstruments
154 gemessen, das Ausgangssignal 168 des Vakuummeßgeräts
154 wird zu einer Steuer- bzw. Regeleinheit 166
zum Steuern bzw. Regeln des Evakuierungssystems 152 über
tragen. Ein Steuersignal 167 von der Steuer- bzw. Regeleinheit 166 wird zu
dem Evakuierungssystem 152 und der Antriebseinrichtung
153 übertragen. Gasförmige Verbindungen 170, 171, 172,
173 und 174, die eines der Bestandteilselemente bzw. der
Dotierungselemente enthalten, werden über jeweilige
Stopventile 180, 181, 182, 183 und 184, jeweilige Steuer- bzw. Regel
einheiten 190, 191, 192, 193 und 194, sowie jeweilige
Düsen 200, 201, 202, 203 und 204 in den Kristallwachstumsbehälter 150 ein
geleitet. Als die Stopventile 180, 181, 182, 183 und 184 kön
nen manuell betätigte Ventile oder elektromagnetische
Ventile vorgesehen sein. Außerdem steuern bzw. regeln die
Steuer- bzw. Regeleinheiten 190, 191, 192, 193 und 194
jeweils die Einleitungszeitdauern von je
der der gasförmigen Verbindungen. Die Art und Weise der
Steuerung bzw. Regelung des Drucks und der Einleitungs
zeitdauern von jeder gasförmigen Verbin
dung wird weiter unten in näheren Einzelheiten unter Be
zugnahme auf Fig. 12B beschrieben. Eingangssignale zum
Steuern bzw. Regeln der jeweiligen Steuer- bzw. Regeleinheiten 190, 191,
192, 193 und 194 und Ausgangsüberwachungssignale dersel
ben werden über jeweilige Signalleitungen 210, 211, 212,
213 und 214 übertragen. Ein Steuer- bzw. Regelsystem, das
einen Computer CPU 220, einen Eingangsterminal 221, einen
Speicher 222, einen Bildausgangsterminal 223 umfaßt, und
ein Ausgangsdruckerbetriebssystem, das nicht gezeigt ist,
sind über, eine Schnittstellenschaltung 215 mit der Gruppe
von Steuer- bzw. Regeleinheiten 190, 191, 192, 193 und 194 verbunden. In
Ansprechung auf ein Überwachungseingangssignal 233 über
trägt der Computer 220 ein Steuer- bzw. Regelsignal 232.
Außerdem überträgt der Computer 220 in Ansprechung auf ein
Vakuumüberwachungseingangssignal 231 ein Steuer- bzw. Re
gelsignal 230. Weiter überträgt der Computer 220 in Ansprechung
auf ein Temperaturüberwachungseingangssignal 235
ein Steuer- bzw. Regelsignal 234.
Die Fig. 12B zeigt ein schematisches Blockschaltbild, wel
ches einen Teil der Gassteuer- bzw. -regeleinheit veran
schaulicht. Da die Art und Weise des Betriebs der ver
schiedenen Steuer- bzw. Regeleinheiten 190 bis 194 die gleiche ist, wird
die vorliegende Beschreibung auf das Einleiten von nur
einer gasförmigen Verbindung beschränkt, um Wiederholun
gen zu vermeiden. Infolgedessen sei zum Beispiel vorlie
gend der Betrieb der Steuer- bzw. Regeleinheit 190 beschrieben.
Das Einleiten der gasförmigen Verbindung 170 wird mittels
eines Stopventils 251 gesteuert, welches die Einleitungs-
und Nichteinleitungszeitdauern in Anspre
chung auf ein Steuersignal steuert, das von dem Computer 220
über die Signalleitung 210 übertragen bzw. gesendet wird. Der
Druck der gasförmigen Verbindung 170 wird mittels eines
Massenströmungssteuergeräts 252 in Ansprechung auf ein
Ausgangssteuer- bzw. -regelsignal 259 von einer Drucksteuer- bzw. -re
gelschaltung 255 gesteuert bzw. geregelt. Die Drucksteu
er- bzw. -regelschaltung 255 ist eine elektronische Schal
tung, die eine Rückkopplungssteuerung bzw. -regelung um
faßt und unter Verwendung von an sich bekannten Transi
storen, Dioden und integrierten Schaltungen aufgebaut ist.
Sie erzeugt das Ausgangssteuer- bzw. -regel
signal 257 in Ansprechung auf ein Ausgangssignal 254 von
einem Manometer 253 und ein Steuer- bzw. Regelsignal 256,
das von dem Computer 220 in Ansprechung auf das Ausgangssignal
254 von dem Manometer 253 erzeugt wird.
Es sei nun auf Fig. 12C Bezug genommen, in der eine Be
triebsweise für das Einleiten von verschiedenen Gasen zu
sammen mit einem Temperatursteuerdiagramm gezeigt ist,
welche für das Ausführen eines Kristallwachstumsverfah
rens angewandt werden können, in dem n-GaAs-Schichten
und p-Al x Ga1-x As-Schichten abwechselnd auf einem n-GaAs-
Substrat in einer Monoschicht-um-Monoschicht-Weise mit
tels des oben beschriebenen Steuer- bzw. Regelsystems
wachsen gelassen werden. Während einer Periode bzw. Zeit
dauer t₅₀ kann eine einzelne Monoschicht aus n-GaAs bei
einer Temperatur T₅₀ wachsen gelassen werden, und nach
folgend kann eine einzelne Monoschicht aus p-Al x Ga1-x As
in einer Periode bzw. Zeitdauer t₅₁ bei einer Temperatur
T₅₁ wachsen gelassen werden.
Natürlich kann auch eine Epitaxialschicht von einer sol
chen Dicke, wie es eine Dicke von 100 oder 1000 Monoschich
ten ist, wachsen gelassen werden. In einem solchen Falle
kann im Computer 220 ein Programm in einer angemessenen Spra
che eingegeben werden, das die Instruktion gibt, eine Dic
ke von 100 oder 1000 Monoschichten zu erzeugen. Auf diese
Weise kann jede gewünschte ultradünne Filmstruktur wachsen
gelassen werden. Da ein Kristallwachstum einer Schicht,
die zum Beispiel eine Dicke von zwei Monoschichten hat,
durch Einstellen der jeweiligen Bedingung bzw. Bedingun
gen ausgeführt werden kann, kann auf diese Weise Wachstums
zeit gespart werden.
Weiter kann, indem das in Fig. 12C gezeigte Programm als
ein Überwachungseingangssignal zur Sichtwiedergabe auf
einer Braunschen Röhre (CRT), die als Bildausgangstermi
nal 223 verwendet wird, benutzt wird, eine visuelle Über
wachung ausgeführt werden. Außerdem können Speicherein
richtungen, wie beispielsweise ein Floppydisk, ein Kas
settenbandaufzeichnungs- und -wiedergabegerät und eine
Harddisk als der Speicher 222 zum Aufzeichnen und Wieder
geben des Programms des Verfahrens zum Herstellen der
ultradünnen Filmstruktur verwendet werden.
Darüber hinaus kann das aufeinanderfolgende bzw. fortlau
fende Kristallwachstum unter Verwendung einer automati
schen Transporteinrichtung für die Operationen des Ein
führens und Herausnehmens des Substratskristalls 156 in den bzw. aus
dem Kristallwachstumsbehälter 150 ausgeführt werden. Auf die
se Weise kann eine Massenproduktion eines ultradünnen
Films, der Schichten von unterschiedlichen Strukturen um
faßt, unter Benutzung eines Steuerprogramms der Art, wie
es oben beschrieben wurde, in Verbindung mit einem Pro
gramm zum Steuern der automatischen Transporteinrichtung
ausgeführt werden.
Außerdem können, da das Monoschichtenwachstum in einer
einfachen Weise unter Verwendung eines einfachen Manome
ters und eines Steuer- bzw. Regelsystems zum Steuern bzw.
Regeln der Gaseinleitung und der Substratkristalltemperatur aus
geführt werden kann, Wafer hoher Qualität, welche ultra
dünne Epitaxialschichten umfassen, im Gegensatz zu dem
Molekularstrahlepitaxialverfahren leicht hergestellt wer
den.
In dem Computer 220 der Fig. 12A ist nur ein Eingangstermi
nal gezeigt. Jedoch kann auch ein Betriebssystem vom Mul
titask- bzw. Mehrfachaufgaben- oder Multÿob- bzw. Mehr
arbeitstyp, das eine Mehrzahl von Eingangsterminals zu
dem Computer 220 umfaßt, zum Ausführen der Steuerung bzw. Re
gelung des Kristallwachstums verwendet werden, während
eine Programmierung anderer neuer Programme für das Kri
stallwachstum durchgeführt wird.
Eine noch andere Ausführungsform, in welcher
die Bestrahlung des Substrats mit Licht während des Kri
stallwachstums in der Art, wie in Fig. 5 gezeigt, automa
tisiert ist, sei nun noch beschrieben:
Es sei dann auf Fig. 13A Bezug genommen, wobei insbesondere
Teile, die sich auf die Bestrahlung beziehen und nicht in
Fig. 12A gezeigt sind, beschrieben werden, während hin
sichtlich der übrigen Teile, welche die gleiche Beziffe
rung wie in Fig. 12A haben, auf die Beschreibung der Fig.
12A verwiesen wird. Ultraviolettstrahlen 280 und 281, die
von Ultraviolettstrahlungsquellen 273 und 276, wie bei
spielsweise Quecksilberlampen, Excimerlaser oder Argon
ionenlaser jeweils emittiert werden, werden über Ver
schlüsse, Klappen o.dgl. 271 bzw. 275 und Fenster 270
bzw. 274 auf einen Substratkristall 156 aufgestrahlt. Die Verschlüs
se, Klappen o.dgl. 271 und 275 werden mittels Steuersig
nalen 293 und 294 über eine Schnittstellenschaltung 292
betrieben.
Eine Art und Weise der Bestrahlung mit Licht α und Licht β,
welche den Kristallwachstumsprozeß begleitet, der in
Fig. 12C gezeigt ist, ist in Fig. 13B veranschaulicht. Die
Bestrahlung mit Licht α wird fortgesetzt, bevor das Einlei
ten von Verbindungsgas, das As enthält, begonnen wird und
die Bestrahlung mit Licht β folgt. Die Bestrahlung mit Licht β
wird bis vor dem Einleiten von DMZn-Gas fortgesetzt. Die
Wellenlängen des Lichts α und des Lichts β können so ge
wählt sein, daß die Oberflächenreaktion während der Be
strahlung aktiviert wird. Es kann auch ein solcher Fall
möglich sein, daß das Licht α und das Licht β die glei
che Wellenlänge jedoch unterschiedliche Intensitäten ha
ben. Außerdem kann Licht, das einen Bereich von Wellen
längen hat, jeweils als Ultraviolettstrahlen 280 bzw. 281 verwendet wer
den. Weiter können zwei oder mehr Arten von Licht, das
unterschiedliche Wellenlängen hat, anstelle der Ultraviolettstrahlen
280 bzw. 281 verwendet werden, um den Substratkristall 156 mit unter
schiedlichen Arten von Licht entsprechend der Einleitungs-
oder Nichteinleitungsperiode bzw. -zeitdauer von unter
schiedlichen Arten von Gasen zu bestrahlen und dadurch ein
wirksameres Kristallwachstum durchzufüh
ren.
Wenn eine Lichtquelle, die einen weiten Bereich von Wel
lenlängen hat, wie beispielsweise eine Quecksilberlampe,
benutzt wird, kann die Bestrahlung des Halbleitersub
strats mit einer Lichtquelle jedoch zwei Arten von Licht,
die zwei unterschiedliche Wellenlängenbereiche haben, un
ter Verwendung eines Verschlusses, einer Klappe o.dgl.
mit einem Filter ausgeführt werden.
Obwohl auf III-V-Mischkristalle als Beispiele Bezug ge
nommen worden ist, ist die Erfindung natürlich auch auf
II-VI-Mischkristalle, Verbindungshalbleiter, welche vier
Elemente enthalten, oder Heteroübergänge zwischen III-V-
Mischkristallen und II-VI-Mischkristallen lediglich durch
zusätzliche Installierung von mehr Gaseinleitungseinhei
ten bei den Ausführungsformen, die in den Fig. 12 und
13 gezeigt sind, anwendbar, wenn das gewünscht wird.
Gemäß der vorliegenden Erfindung kann das Kristallwachstum
von Mischkristallen, die ultradünne Filmstruktur mit Ver
unreinigungs- bzw. Störstellendotierung haben, was nach
dem Stande der Technik schwierig war, in einer Mono
schicht-Genauigkeit ausgeführt werden. Nach dem Stande
der Technik, wie beispielsweise bei dem Molekularstrahl
epitaxialverfahren, ist es notwendig, eine komplizierte
und teuere Steuer- bzw. Regeleinrichtung zu verwenden,
wie beispielsweise RHEED, um die Dicke der gewachsenen
Kristallschichten mit hoher Genauigkeit zu steuern. Im
Gegensatz zum Stande der Technik kann das Verfahren nach
der Erfindung, wie es beispielsweise oben beschrieben
worden ist, in einer einfachen Weise automatisiert wer
den, und zwar mittels einer sehr kostengünstigen Steuer-
bzw. Regeleinrichtung zum Steuern bzw. Regeln des Drucks
der Gase, der Einleitung der Gase, der Temperatur des
Substrats und der Bestrahlung mit Licht. Infolgedessen
ist das Verfahren nach der Erfindung
für die Massenproduktion von ultradünnen Filmstrukturen
mit hoher Genauigkeit und Effektivität bzw. Produktivität
in der industriellen Anwendung geeignet.
Auf diese Weise können gemäß dem Verfahren nach der Erfindung
verschiedenste Einrichtungen bzw. Bauelemente
hergestellt werden, wie insbesondere Heteroübergangs
einrichtungen bzw. -bauelemente, HEMT-Struktureinrich
tungen bzw. -bauelemente, Übergitterstruktureinrichtun
gen bzw. -bauelemente, Zwei- oder Drei-Anschluß-Einrich
tungen bzw. -bauelemente, negative Widerstandseinrich
tungen bzw. -bauelemente welche den Lauf- bzw. Durch
gangszeiteffekt ausnutzen, Tunnelinjektionseinrichtungen
bzw. -bauelemente, optische Detektoreinrichtungen bzw.
-bauelemente und/oder lichtemittierende Einrichtungen
bzw. -bauelemente, und Halbleiterlaser.
Claims (17)
1. Verfahren des epitaxialen Wachstums zum Ausbilden
eines einkristallinen Dünnfilms aus einem Verbindungshalb
leiter A x B1-x C, der drei Bestandteilselemente A, B und C
enthält, von denen zwei Elemente Elemente der gleichen
Gruppe sind, auf einem Substratkristall (7, 156), umfassend
die folgenden Verfahrensschritte: Einleiten einer gasförmi
gen Verbindung, die eines der Bestandteilselemente des Ver
bindungshalbleiters enthält, in einen Kristallwachstumsbe
hälter (11, 150) unter einem vorbestimmten Druck während
einer vorbestimmten Zeitdauer, Einführen einer gasförmigen
Verbindung, die ein anderes Bestandteilselement des Verbin
dungshalbleiters enthält, in den Kristallwachstumsbehälter
(11, 150) unter einem vorbestimmten Druck während einer
vorbestimmten Zeitdauer, Einführen einer gasförmigen Ver
bindung, die ein noch anderes Bestandteilselement des Ver
bindungshalbleiters enthält, in den Kristallwachstumsbehäl
ter (11, 150) unter einem vorbestimmten Druck während einer
vorbestimmten Zeitdauer, und Wiederholen einer Aufeinander
folge der obigen Verfahrensschritte, dadurch ge
kennzeichnet, daß die gasförmigen Verbindun
gen derart zeitlich aufeinanderfolgend in den Kristall
wachstumsbehälter (11, 150) eingeleitet werden, daß jeweils
nur eine auf einmal eingeleitet wird, und daß der Kristall
wachstumsbehälter (11, 150) vor dem Einleiten von jeder der
gasförmigen Verbindungen jeweils vollständig evakuiert wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekenn
zeichnet, daß jedes der drei Elemente jeweils ein
Element der Gruppe III oder ein Element der Gruppe V ist.
3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekenn
zeichnet, daß jedes der drei Elemente jeweils ein
Element der Gruppe II oder der Gruppe VI ist.
4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekenn
zeichnet, daß die drei Elemente A, B und C je
weils Al, Ga und As oder Ga, Al und As sind und daß eine
gasförmige Verbindung, welche Al enthält, eine gasförmige
Verbindung, welche Ga enthält, und eine gasförmige Verbin
dung, welche As enthält, aufeinanderfolgend in der Reihen
folge A, B, C in den Kristallwachstumsbehälter (11, 150)
eingeleitet werden.
5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekenn
zeichnet, daß gasförmiges Triethylgallium als
eine gasförmige Verbindung, welche Ga enthält, verwendet
wird, während gasförmiges Triethylaluminium oder gasför
miges Triisobutylaluminium als eine gasförmige Verbindung,
welche Al enthält, verwendet wird.
6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch
gekennzeichnet, daß zum Ausbilden eines do
tierten Verbindungshalbleiters eine gasförmige Verbindung
III A , welche ein Element der Gruppe III als eines der Be
standteilselemente des Verbindungshalbleiters enthält, eine
gasförmige Verbindung III B , welche ein anderes Element der
Gruppe III als ein anderes Bestandteilselement des Verbin
dungshalbleiters enthält, eine gasförmige Verbindung V C ,
welche ein Element der Gruppe V als noch anderes Bestand
teilselement des Verbindungshalbleiters enthält, und ein
Dotierungsgas, das ein Dotierungselement des Verbindungs
halbleiters enthält, aufeinanderfolgend in den Kristall
wachstumsbehälter (11, 150) in dieser Reihenfolge oder in
der folgenden Reihenfolge V C , III A , III B und das Dotie
rungsgas, eingeleitet werden.
7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekenn
zeichnet, daß die beiden Elemente der Gruppe III
und das Element der Gruppe V jeweils Ga bzw. Al bzw. As
sind und daß das Dotierungselement, welches in dem Dotie
rungsgas enthalten ist, ein Element der Gruppe II, IV oder
VI ist.
8. Verfahren nach Anspruch 6 oder 7, dadurch ge
kennzeichnet, daß das Dotierungsgas Disilan
(Si₂H₆), Dimethylzink, Dimethylcadmium, Trimethylgallium,
Selenhydrid (H₂Se), Diethylselen oder Diethyltellur ist.
9. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch
gekennzeichnet, daß zum Ausbilden eines
Verbindungshalbleiters, der zwei Elemente der Gruppe III
und ein Element der Gruppe V als Bestandteilselemente, so
wie ein Element der Gruppe II, ein Element der Gruppe IV
und ein Element der Gruppe VI als Dotierungselemente ent
hält, eine gasförmige Verbindung III A , die eines der beiden
Elemente der Gruppe III enthält, eine gasförmige Verbindung
III B , die das andere der beiden Elemente der Gruppe III
enthält, eine gasförmige Verbindung V C , die das Element der
Gruppe V enthält, eine gasförmige Verbindung II D , die das
Element der Gruppe II enthält, eine gasförmige Verbindung
IV E , die das Element der Gruppe IV enthält und eine gasför
mige Verbindung VI F , die das Element der Gruppe VI enthält,
in den Kristallwachstumsbehälter (11, 150) in der Reihen
folge II D , III A , III B , IV E , V C und VI F aufeinanderfolgend
eingeleitet werden.
10. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch
gekennzeichnet, daß zum Ausbilden eines
Einkristalls aus einer quarternären Legierung oder eines
gemischten kristallinen Verbindungshalbleiters der vier Be
standteilselemente enthält, wie zwei Elemente der Gruppe
III und zwei Elemente der Gruppe V, eine gasförmige Verbin
dung III A , die eines der beiden Elemente der Gruppe III
enthält, eine gasförmige Verbindung III B , die das andere
der beiden Elemente der Gruppe III enthält, eine gasförmige
Verbindung V C , die eines der beiden Elemente der Gruppe V
enthält, und eine gasförmige Verbindung V D , die das andere
der beiden Elemente der Gruppe V enthält, in dieser Reihen
folge in den Kristallwachstumsbehälter (11, 150) eingelei
tet werden.
11. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekenn
zeichnet, daß die gasförmige Verbindung III A ,
III B , V C und V D jeweils Alkylindium bzw. Alkylgallium bzw.
Arsin (AsH₃) bzw. Phosphin (PH₃) ist.
12. Verfahren nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 11,
dadurch gekennzeichnet, daß der Substrat
kristall (7, 156) während des Kristallwachstums mit Ultra
violettstrahlung bestrahlt wird.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 12, dadurch
gekennzeichnet, daß die seriell geordnete
Einleitung der drei Arten von gasförmigen Verbindungen wie
derholt wird, um eine Mehrschichtdünnfilmstruktur auszubil
den, die einen Mischkristall aus zwei unterschiedlichen
Gruppenelementen und einen Mischkristall der drei Bestand
teilselemente umfaßt.
14. Verfahren nach Anspruch 13, dadurch gekenn
zeichnet, daß beide Mischkristalle aus zwei
unterschiedlichen Gruppenelementen und der Mischkristall
aus drei Bestandteilselementen II-IV-Mischkristalle sind.
15. Verfahren nach Anspruch 13 oder 14, dadurch ge
kennzeichnet, daß die beiden unterschiedli
chen Gruppenelemente Ga und As sind, während die drei Be
standteilselemente Ga, Al und As sind.
16. Verfahren nach Anspruch 13, 14 oder 15, dadurch
gekennzeichnet, daß Triethylaluminium oder
Triisobutylaluminium als eine der drei Arten von gasförmi
gen Verbindung, welche Al enthält, benutzt wird, während
Triethylgallium als eine andere der drei Arten von gasför
migen Verbindungen, welche Ga enthält, verwendet wird.
17. Verfahren nach einem der Ansprüche 13 bis 16, da
durch gekennzeichnet, daß Dotierungsver
bindungen wie Disilan (Si₂H₆), Trimethylgallium, Selenhy
drid (H₂Se), Diethylselen, Diethyltellur, Dimethylcadmium
und/oder Dimethylzink verwendet werden.
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