JPH02239196A - 希薄磁性半導体薄膜の製造方法 - Google Patents
希薄磁性半導体薄膜の製造方法Info
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- JPH02239196A JPH02239196A JP5620789A JP5620789A JPH02239196A JP H02239196 A JPH02239196 A JP H02239196A JP 5620789 A JP5620789 A JP 5620789A JP 5620789 A JP5620789 A JP 5620789A JP H02239196 A JPH02239196 A JP H02239196A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上利用分野）
本発明は希薄磁性半導体薄膜の製造方法、さらに詳細に
は室温で大きなファラデー効果を有する希薄磁性半導体
薄膜の製造方法において、薄膜表面が平坦で、かつ結晶
配向の揃った単結晶薄膜の製造方法に関するものである
。
は室温で大きなファラデー効果を有する希薄磁性半導体
薄膜の製造方法において、薄膜表面が平坦で、かつ結晶
配向の揃った単結晶薄膜の製造方法に関するものである
。
（従来の技術）
ＣｄＴｅのＣｄの一部をＭｎで置き換えた化合物すなわ
ち組成式Ｃｄｌ−ｘＭｎｘＴｅのＸが０くｘ＜０．７７
で表される閃亜鉛鉱型結晶構造の化合物は半導体的性質
と磁気的性質の両方の性質を持つことから希薄磁性半導
体と呼ばれている。
ち組成式Ｃｄｌ−ｘＭｎｘＴｅのＸが０くｘ＜０．７７
で表される閃亜鉛鉱型結晶構造の化合物は半導体的性質
と磁気的性質の両方の性質を持つことから希薄磁性半導
体と呼ばれている。
Ｍｎイオンの存在によりこの化合物のファラデー効果は
室温および可視光波長領域において従来のＺｎＳｅ，Ｚ
ｎＴｅなどのＩＩ−ＶＩ族化合物半導体のファラデー効
果よりも大きく、かつ光吸収係数が小さいため、アイソ
レータなどの可視光における磁気光学素子用材料として
注目されている．磁気光学素子の小型・軽量化、安定化
、高性能化などのためには導波路型が有効である。
室温および可視光波長領域において従来のＺｎＳｅ，Ｚ
ｎＴｅなどのＩＩ−ＶＩ族化合物半導体のファラデー効
果よりも大きく、かつ光吸収係数が小さいため、アイソ
レータなどの可視光における磁気光学素子用材料として
注目されている．磁気光学素子の小型・軽量化、安定化
、高性能化などのためには導波路型が有効である。
Ｃ ｄ ｉ − ｘ Ｍ ｎ ｘ Ｔ ｅを用いた導波
路型の磁気光学素子を作製する場合には表面平坦性およ
び結晶性の優れた薄膜が必要である． （発明が解決する問題点） これまでにＣｄ１−ｘＭｎｘＴｅｉ膜はガラス基板およ
びＧａＡｓ基板上への蒸着法、ＧａＡｓ基板上へのホッ
トウォール法、Ｇ ａ． Ａ． ｓ基板上あるいはＣｄ
Ｔｅ基板上への分子線エビタキシー（ＭＢＥ）法、Ｃｄ
Ｔｅ基板上への原子層エビタキシー法およびサファイア
基板上へのクラスタイオンビーム（ＩＣＢ）法により形
成された．これらの方法で形成された薄膜の中でガラス
基板上に形成された薄膜は多結晶であり、薄膜の表面粗
さが大きい欠点があった，ＧａＡｓ基板およびＣｄＴｅ
基板上に形成された薄膜は良結晶性の単結晶薄膜である
． しかし、ＧａＡｓの屈折率は３．６であり、Ｃｄ１−ｘ
ＭｎｘＴｅの屈折率である２．８〜３．０よりも大きい
．このためＣ ｄ １． − ｘ Ｍ ｎ ｘ Ｔ ｅ
薄膜に光を導入すると、光は薄膜から基板へ漏洩し、薄
膜中を伝搬しない． ＣｄＴｅの屈折率は２．８〜２．９であり、Ｃｄエーχ
ＭｎｘＴｅの屈折率と同程度もしくは僅かに大きいので
光が基板へ漏洩する場合がある。
路型の磁気光学素子を作製する場合には表面平坦性およ
び結晶性の優れた薄膜が必要である． （発明が解決する問題点） これまでにＣｄ１−ｘＭｎｘＴｅｉ膜はガラス基板およ
びＧａＡｓ基板上への蒸着法、ＧａＡｓ基板上へのホッ
トウォール法、Ｇ ａ． Ａ． ｓ基板上あるいはＣｄ
Ｔｅ基板上への分子線エビタキシー（ＭＢＥ）法、Ｃｄ
Ｔｅ基板上への原子層エビタキシー法およびサファイア
基板上へのクラスタイオンビーム（ＩＣＢ）法により形
成された．これらの方法で形成された薄膜の中でガラス
基板上に形成された薄膜は多結晶であり、薄膜の表面粗
さが大きい欠点があった，ＧａＡｓ基板およびＣｄＴｅ
基板上に形成された薄膜は良結晶性の単結晶薄膜である
． しかし、ＧａＡｓの屈折率は３．６であり、Ｃｄ１−ｘ
ＭｎｘＴｅの屈折率である２．８〜３．０よりも大きい
．このためＣ ｄ １． − ｘ Ｍ ｎ ｘ Ｔ ｅ
薄膜に光を導入すると、光は薄膜から基板へ漏洩し、薄
膜中を伝搬しない． ＣｄＴｅの屈折率は２．８〜２．９であり、Ｃｄエーχ
ＭｎｘＴｅの屈折率と同程度もしくは僅かに大きいので
光が基板へ漏洩する場合がある。
またこの化合物は良結晶性の大型結晶が得られていない
欠点もあった。これらの理由からＧａＡｓおよびＣｄＴ
ｅをＣ ｄ ｉ − ｘ Ｍ ｎ ｘ Ｔ ｅの導波路
型磁気光学素子用の基板に用いることができない。
欠点もあった。これらの理由からＧａＡｓおよびＣｄＴ
ｅをＣ ｄ ｉ − ｘ Ｍ ｎ ｘ Ｔ ｅの導波路
型磁気光学素子用の基板に用いることができない。
サファイア基板の場合は屈折率がＣ ｄ １− ｘ Ｍ
ｎ ｘＴｅの屈折率よりも小さい１．８であるため光
の導波条件を満足する。これまでにサファイアＣ面の基
板上にＩＣＢ法により単結晶が形成されていた．しかし
導波光の吸収損失および散乱損失に影響を及ぼす薄膜の
結晶性の程度と表面粗さについては明らかにされていな
かった． 本発明は上記の点に鑑みなされたものであり、表面が平
坦であり、かつ結晶配向性が揃ったＣｄｌ−ｘＭｎｘＴ
ｅ単結晶薄膜をサファイア基板上に形成するための製造
方法を提供することにある。
ｎ ｘＴｅの屈折率よりも小さい１．８であるため光
の導波条件を満足する。これまでにサファイアＣ面の基
板上にＩＣＢ法により単結晶が形成されていた．しかし
導波光の吸収損失および散乱損失に影響を及ぼす薄膜の
結晶性の程度と表面粗さについては明らかにされていな
かった． 本発明は上記の点に鑑みなされたものであり、表面が平
坦であり、かつ結晶配向性が揃ったＣｄｌ−ｘＭｎｘＴ
ｅ単結晶薄膜をサファイア基板上に形成するための製造
方法を提供することにある。
（問題点を解決するための手段）
この目的を達成するために、本発明の第一は組成式Ｃｄ
ｘ−ｘＭｎｘＴｅのＸが０．０５≦ｘ≦０．７７からな
る閃亜鉛鉱型結晶構造を有する単結晶薄膜の製造方法に
おいて、薄膜形成の前にサファイアＣ面の基板を予め８
５０℃以上の温度で加熱処理することを特徴とするもの
であり、第二の発明は前記の加熱処理した基板を１８０
℃から３４０℃に保ち、この基板上にＣｄ，Ｍｎおよび
Ｔｅ、もしくはこれらの元素を含む化合物を、１ＸＩＯ
−５Ｐａよりも高真空度の中で蒸着することにより薄膜
を形成することを特徴とする．本発明をさらに詳しく説
明する。
ｘ−ｘＭｎｘＴｅのＸが０．０５≦ｘ≦０．７７からな
る閃亜鉛鉱型結晶構造を有する単結晶薄膜の製造方法に
おいて、薄膜形成の前にサファイアＣ面の基板を予め８
５０℃以上の温度で加熱処理することを特徴とするもの
であり、第二の発明は前記の加熱処理した基板を１８０
℃から３４０℃に保ち、この基板上にＣｄ，Ｍｎおよび
Ｔｅ、もしくはこれらの元素を含む化合物を、１ＸＩＯ
−５Ｐａよりも高真空度の中で蒸着することにより薄膜
を形成することを特徴とする．本発明をさらに詳しく説
明する。
本発明の第一の希薄磁性半導体薄膜の製造方法によれば
Ｃｄ１−ｘＭｎｘＴｅ薄膜のファラデー効果の大きさを
表すヴエルデ定数は、Ｍｎ量Ｘが０．０５より少ないと
き、室温および４８０ｎｍ〜７８０ｎｍの可視光波長領
域においてＺｎＳｅなどの１１−ＶＩ族化合物半導体の
値である０．０４ｄｅｇ／Ｏｅ−ｃｍよりも小さい．こ
のためＣｄｘ−ｘＭｎｘＴｅ薄膜の磁気光学薄膜として
の優位性はない．一方、Ｘが０．７７よりも大きいと薄
膜には閃亜鉛鉱型結晶の他にＭｎＴｅが混在し、単結晶
膜にならない．このなめ結晶配向性および結晶性の目安
であるＸ線ロッキング曲線の半値幅（ＦＷＨＭと略記す
る）はガラス基板上に形成した薄膜の値と同程度の４゜
であり、結晶性が悪い．これらのことがらＸとして０．
０５≦ｘ≦０．７７が有効である． 基板にはサファイアのＣ面すなわち（０００１）を用い
る． サファイアのＣ面とＣｄｔ−ｘＭｎｘＴｅの（１１１）
の原子配列は互いに同じであり、サファイアの格子定数
（４．７５８人）は Ｃｄｘ−ｘ．ＭｎｘＴｅの原子間距離（４．５０６人〜
４．５８７人）に比較的近い．このためこの基板上に形
成したＣｄ１−ＸＭｎｘＴｅ薄膜は単結晶である． またサファイアの屈折率はＣ ｄ １− Ｘ Ｍ ｎ
ｘ Ｔ ｅ薄膜の屈折率より小さいので、屈折率に対す
る光の導波条件を満足する．基板には鏡面研磨したもの
を使用し、薄膜形成の前に加熱処理を行う．８５０℃よ
り低い温度で加熱処理した基板上に形成した薄膜の表面
には多数の円形の突起が見られ、表面粗さが大きい．基
板を８５０℃以上の温度で加熱処理すると、基板の歪が
除去されると共に表面の凹凸が減少するなど、表面状態
が改善される．このため、この基板上に形成した薄膜の
表面粗さおよびＦＷＨＭが８５０℃以下の温度で加熱処
理した基板上に形成した薄膜よりも減少し、結晶性が向
上する．この基板の加熱処理による効果は基板を真空中
、空気中、酸素中、窒素中、水素中あるいはアルゴン中
など各種の雰囲気中で加熱した場合に見られる．またこ
の効果は加熱処理時間が数分以上で効果が現われる．加
熱処理を行った基板はその後に洗浄過程を経ても上記の
効果が保たれる． 上記で述べた基板の加熱処理による効果は基本的には特
定の薄膜形成方法に限定されるものではなく、蒸着法、
ＭＢＥ法、ＣＶＤ法など各種の薄膜形成方法を用いても
８５０℃以上の温度で加熱処理した基板を用いれば上記
の効果がある．次に本発明の第二のＣｄｌ−ｘＭｎｘＴ
ｅ薄膜の形成について述べる． 本発明の第二の希薄磁性半導体薄膜の製造方法によれば
、蒸着前にサファイアＣ面の基板を８５０℃もしくはそ
れ以上の温度で加熱処理し、次に１８０℃から３４０℃
に保ったこの基板上にＣｄ，ＭｎおよびＴｅ、もしくは
これらの元素を含む化合物をＩＸ１０−５Ｐａよりも高
真空度の中で蒸着することにより閃亜鉛鉱型結晶構造の
Ｃｄｚ＝ｘＭｎｘＴｅ薄膜を形成する．加熱処理後の基
板上に薄膜を形成するときの基板温度が１８０℃よりも
低いとき、形成した薄膜が多結晶であるためＦＷＨＭは
約４゜となる。この値はガラス基板に形成した薄膜の値
と同程度であるため、サファイア基板を用いる利点がな
い．一方、基板温度が３４０℃より高くなると、薄膜の
表面粗さがされより低温の基板上に形成した薄膜の粗さ
より粗くなる欠点がある．さらに薄膜からのＣｄの再蒸
発が激しくなり、薄膜中のＭｎ量Ｘが仕込のＭｎ量より
大幅にずれてくる欠点もある．これらのことから基板温
度は１８０℃から３４０″Ｃの範囲が適している． 蒸着中の真空度が１×１０’−５Ｐａより低真空度で形
成した薄膜のＦＷＨＭは約４゜であり、結晶配向性が悪
い．それよりも高真空度で形成した薄膜のＦＷＨＭは４
゜よりも小さく、薄膜は単結晶となる．このことから蒸
着中の真空度は、１×１０−５Ｐａより高真空であり、
かつより高いことが望ましい． 以上で述べた蒸着法に用いる原料には、Ｃｄｌ−ｘＭｎ
ｘＴｅ薄膜が前記ＭｎＪｉの組成からなるように形成可
能であるものであれば、Ｃｄ、ＭｎおよびＴｅの元素も
しくはこれらの３元素とＣｄＴｅ，ＭｎＴｅおよびＣ
ｄ １− ｘ Ｍ ｎ ｘ Ｔ ｅ等の化合物との各種
の組み合わせを利用できる．（実施例） 予め真空度１×１０−５Ｐａに排気した真空蒸着装置に
おいて、まず表面粗さを２０人以下に鏡面研磨したサフ
ァイアＣ面の基板を６００℃〜１０００℃で加熱処理し
、次に室温から３６０℃の間の温度に設定したこの基板
へＣｄＴｅとＭｎＴｅを同時に蒸着することにより、厚
さが４０００人のＣｄｉ−ｘＭｎｘＴｅ薄膜を形成した
．蒸着中のＭｎ量はＣｄＴｅとＭｎＴｅの蒸発源それぞ
れに設置した膜厚モニターからのフィードバックにより
各原料の蒸着速度を調節することにより変化させた．蒸
着中の真空度は排気装置のゲートバルブの開閉により調
節した．この方法で製造した薄膜の組成はＸ線マイクロ
分析により決定した． 上記の方法で得られた薄膜のＭｎ量、製造条件、ヴエル
デ定数、Ｘ線ロッキング曲線の半値幅（ＦＷＨＭ）およ
び表面粗さを第１表に示す．試料Ｎｏ． ２、３、６お
よび試料Ｎｏ−１５は基板の加熱処理温度が１０００℃
、基板温度が２８０℃、真空度が５Ｘ１０−’Ｐａの条
件でＭｎ量Ｘを０．０５〜０．７の範囲で変えて形成し
た薄膜の本発明の実施例であり、試料Ｎｏ．１およびＮ
ｏ．１６はＸがそれぞれゼロおよび０．８の薄膜の比較
例である．試料Ｎｏ． ２、３、６およびＮｏ．１５の
Ｘが０．０５〜０．７の範囲からなる薄膜のヴエルデ定
数はＺｎＳｅなどのｎ−■族化合物半導体の値である０
．０４ｄｅｇ／○ｅ−ｃｍと同等以上であり、ＦＷＨＭ
はガラス基板に形成した薄膜の値である４゜よりも小さ
く、また表面粗さも極めて小さい。
Ｃｄ１−ｘＭｎｘＴｅ薄膜のファラデー効果の大きさを
表すヴエルデ定数は、Ｍｎ量Ｘが０．０５より少ないと
き、室温および４８０ｎｍ〜７８０ｎｍの可視光波長領
域においてＺｎＳｅなどの１１−ＶＩ族化合物半導体の
値である０．０４ｄｅｇ／Ｏｅ−ｃｍよりも小さい．こ
のためＣｄｘ−ｘＭｎｘＴｅ薄膜の磁気光学薄膜として
の優位性はない．一方、Ｘが０．７７よりも大きいと薄
膜には閃亜鉛鉱型結晶の他にＭｎＴｅが混在し、単結晶
膜にならない．このなめ結晶配向性および結晶性の目安
であるＸ線ロッキング曲線の半値幅（ＦＷＨＭと略記す
る）はガラス基板上に形成した薄膜の値と同程度の４゜
であり、結晶性が悪い．これらのことがらＸとして０．
０５≦ｘ≦０．７７が有効である． 基板にはサファイアのＣ面すなわち（０００１）を用い
る． サファイアのＣ面とＣｄｔ−ｘＭｎｘＴｅの（１１１）
の原子配列は互いに同じであり、サファイアの格子定数
（４．７５８人）は Ｃｄｘ−ｘ．ＭｎｘＴｅの原子間距離（４．５０６人〜
４．５８７人）に比較的近い．このためこの基板上に形
成したＣｄ１−ＸＭｎｘＴｅ薄膜は単結晶である． またサファイアの屈折率はＣ ｄ １− Ｘ Ｍ ｎ
ｘ Ｔ ｅ薄膜の屈折率より小さいので、屈折率に対す
る光の導波条件を満足する．基板には鏡面研磨したもの
を使用し、薄膜形成の前に加熱処理を行う．８５０℃よ
り低い温度で加熱処理した基板上に形成した薄膜の表面
には多数の円形の突起が見られ、表面粗さが大きい．基
板を８５０℃以上の温度で加熱処理すると、基板の歪が
除去されると共に表面の凹凸が減少するなど、表面状態
が改善される．このため、この基板上に形成した薄膜の
表面粗さおよびＦＷＨＭが８５０℃以下の温度で加熱処
理した基板上に形成した薄膜よりも減少し、結晶性が向
上する．この基板の加熱処理による効果は基板を真空中
、空気中、酸素中、窒素中、水素中あるいはアルゴン中
など各種の雰囲気中で加熱した場合に見られる．またこ
の効果は加熱処理時間が数分以上で効果が現われる．加
熱処理を行った基板はその後に洗浄過程を経ても上記の
効果が保たれる． 上記で述べた基板の加熱処理による効果は基本的には特
定の薄膜形成方法に限定されるものではなく、蒸着法、
ＭＢＥ法、ＣＶＤ法など各種の薄膜形成方法を用いても
８５０℃以上の温度で加熱処理した基板を用いれば上記
の効果がある．次に本発明の第二のＣｄｌ−ｘＭｎｘＴ
ｅ薄膜の形成について述べる． 本発明の第二の希薄磁性半導体薄膜の製造方法によれば
、蒸着前にサファイアＣ面の基板を８５０℃もしくはそ
れ以上の温度で加熱処理し、次に１８０℃から３４０℃
に保ったこの基板上にＣｄ，ＭｎおよびＴｅ、もしくは
これらの元素を含む化合物をＩＸ１０−５Ｐａよりも高
真空度の中で蒸着することにより閃亜鉛鉱型結晶構造の
Ｃｄｚ＝ｘＭｎｘＴｅ薄膜を形成する．加熱処理後の基
板上に薄膜を形成するときの基板温度が１８０℃よりも
低いとき、形成した薄膜が多結晶であるためＦＷＨＭは
約４゜となる。この値はガラス基板に形成した薄膜の値
と同程度であるため、サファイア基板を用いる利点がな
い．一方、基板温度が３４０℃より高くなると、薄膜の
表面粗さがされより低温の基板上に形成した薄膜の粗さ
より粗くなる欠点がある．さらに薄膜からのＣｄの再蒸
発が激しくなり、薄膜中のＭｎ量Ｘが仕込のＭｎ量より
大幅にずれてくる欠点もある．これらのことから基板温
度は１８０℃から３４０″Ｃの範囲が適している． 蒸着中の真空度が１×１０’−５Ｐａより低真空度で形
成した薄膜のＦＷＨＭは約４゜であり、結晶配向性が悪
い．それよりも高真空度で形成した薄膜のＦＷＨＭは４
゜よりも小さく、薄膜は単結晶となる．このことから蒸
着中の真空度は、１×１０−５Ｐａより高真空であり、
かつより高いことが望ましい． 以上で述べた蒸着法に用いる原料には、Ｃｄｌ−ｘＭｎ
ｘＴｅ薄膜が前記ＭｎＪｉの組成からなるように形成可
能であるものであれば、Ｃｄ、ＭｎおよびＴｅの元素も
しくはこれらの３元素とＣｄＴｅ，ＭｎＴｅおよびＣ
ｄ １− ｘ Ｍ ｎ ｘ Ｔ ｅ等の化合物との各種
の組み合わせを利用できる．（実施例） 予め真空度１×１０−５Ｐａに排気した真空蒸着装置に
おいて、まず表面粗さを２０人以下に鏡面研磨したサフ
ァイアＣ面の基板を６００℃〜１０００℃で加熱処理し
、次に室温から３６０℃の間の温度に設定したこの基板
へＣｄＴｅとＭｎＴｅを同時に蒸着することにより、厚
さが４０００人のＣｄｉ−ｘＭｎｘＴｅ薄膜を形成した
．蒸着中のＭｎ量はＣｄＴｅとＭｎＴｅの蒸発源それぞ
れに設置した膜厚モニターからのフィードバックにより
各原料の蒸着速度を調節することにより変化させた．蒸
着中の真空度は排気装置のゲートバルブの開閉により調
節した．この方法で製造した薄膜の組成はＸ線マイクロ
分析により決定した． 上記の方法で得られた薄膜のＭｎ量、製造条件、ヴエル
デ定数、Ｘ線ロッキング曲線の半値幅（ＦＷＨＭ）およ
び表面粗さを第１表に示す．試料Ｎｏ． ２、３、６お
よび試料Ｎｏ−１５は基板の加熱処理温度が１０００℃
、基板温度が２８０℃、真空度が５Ｘ１０−’Ｐａの条
件でＭｎ量Ｘを０．０５〜０．７の範囲で変えて形成し
た薄膜の本発明の実施例であり、試料Ｎｏ．１およびＮ
ｏ．１６はＸがそれぞれゼロおよび０．８の薄膜の比較
例である．試料Ｎｏ． ２、３、６およびＮｏ．１５の
Ｘが０．０５〜０．７の範囲からなる薄膜のヴエルデ定
数はＺｎＳｅなどのｎ−■族化合物半導体の値である０
．０４ｄｅｇ／○ｅ−ｃｍと同等以上であり、ＦＷＨＭ
はガラス基板に形成した薄膜の値である４゜よりも小さ
く、また表面粗さも極めて小さい。
さらに反射電子線回折によるとこれらの薄膜は単結晶で
あることが確認された．試料Ｎｏ． １のＸがゼロの薄
膜のヴエルデ定数は０．Ｏ１５ｄｅｇ／○ｅ−ｃｍであ
り， ＩＩ−ＶＩ族化合物半導体の値よりも小さい．一
方、試料ＮＯ。１６のＸが０．８の薄膜はヴエルデ定数
が０．６ｄｅｇ／○ｅ−ｃｍであり、ＩＬＶＩ族化合物
半導体の値に比較してかなり大きい．しかし薄膜は多結
晶であり、表面粗さが大きい。
あることが確認された．試料Ｎｏ． １のＸがゼロの薄
膜のヴエルデ定数は０．Ｏ１５ｄｅｇ／○ｅ−ｃｍであ
り， ＩＩ−ＶＩ族化合物半導体の値よりも小さい．一
方、試料ＮＯ。１６のＸが０．８の薄膜はヴエルデ定数
が０．６ｄｅｇ／○ｅ−ｃｍであり、ＩＬＶＩ族化合物
半導体の値に比較してかなり大きい．しかし薄膜は多結
晶であり、表面粗さが大きい。
これはこの薄膜に閃亜鉛鉱型結晶相のほかにＭｎＴｅ相
が混在しているためである。Ｘが０．８の薄膜において
異相が混在する本結果は、バルク結晶の閃亜鉛鉱型結晶
単相となるＸの範囲が０．７７までであることと一致す
る．これらのことから組成式Ｃ ｄ １−ｘＭ ｎｘＴ
ｅのＸは０．０５≦ｘ≦０．７７が有効であることを
確認した． 試料Ｎｏ．５および試料Ｎｏ． ６の薄膜はＸが０．４
、基板温度が２８０℃および真空度が５Ｘ１０−６Ｐａ
の条件のもとで、蒸着前の基板の加熱処理温度をそれぞ
れ８５０℃および１０００℃にして形成した薄膜の実施
例であり、試料Ｎｏ． ４は基板の加熱処理温度を６０
０℃にして形成した薄膜の比較例である．比較例の６０
０℃で加熱処理した基板に形成した薄膜は単結晶性であ
るが、表面粗さが極めて大きい。試料Ｎｏ．５および試
料ＮＯ．６の、８５０℃および１０００℃で加熱処理し
た基板に形成した薄膜の表面粗さおよびＦＷＨＭは共に
８５０℃よりも低温で加熱処理した基板に形成した薄膜
の値よりも小さくなる。
が混在しているためである。Ｘが０．８の薄膜において
異相が混在する本結果は、バルク結晶の閃亜鉛鉱型結晶
単相となるＸの範囲が０．７７までであることと一致す
る．これらのことから組成式Ｃ ｄ １−ｘＭ ｎｘＴ
ｅのＸは０．０５≦ｘ≦０．７７が有効であることを
確認した． 試料Ｎｏ．５および試料Ｎｏ． ６の薄膜はＸが０．４
、基板温度が２８０℃および真空度が５Ｘ１０−６Ｐａ
の条件のもとで、蒸着前の基板の加熱処理温度をそれぞ
れ８５０℃および１０００℃にして形成した薄膜の実施
例であり、試料Ｎｏ． ４は基板の加熱処理温度を６０
０℃にして形成した薄膜の比較例である．比較例の６０
０℃で加熱処理した基板に形成した薄膜は単結晶性であ
るが、表面粗さが極めて大きい。試料Ｎｏ．５および試
料ＮＯ．６の、８５０℃および１０００℃で加熱処理し
た基板に形成した薄膜の表面粗さおよびＦＷＨＭは共に
８５０℃よりも低温で加熱処理した基板に形成した薄膜
の値よりも小さくなる。
このように基板の加熱処理温度が８５０”Ｃより高いと
きにＣｄ １−ｘＭｎｘＴｅ薄膜の表面粗さが小さくな
り、結晶性が向上する効果がある。
きにＣｄ １−ｘＭｎｘＴｅ薄膜の表面粗さが小さくな
り、結晶性が向上する効果がある。
試料ＮＯ．６および試料Ｎｏ． ８〜１１は基板の加熱
処理温度が１０００℃、真空度が５Ｘ１０−’Ｐａの条
件のもとで、１８０℃〜３４０℃の範囲の異なる温度に
設定した基板上に形成した薄膜の実施例であり、試料Ｎ
Ｏ．７と試料Ｎｏ． １ ２はそれぞれ室温および３５
０℃の基板上に形成した薄膜の比較例である． 実施例の試料ＮＯ．６および試料Ｎｏ． ８〜１１の１
８０℃〜３４０℃の基板上に形成した薄膜のＦＷＨＭは
ガラス基板上に形成した薄膜の値である４゜よりも小さ
く、また表面粗さも６０人以下と極めて小さい．試料Ｎ
ｏ．１１の実施例では、薄膜を形成する際の仕込Ｍｎ量
は０，４であるが、Ｃｄが薄膜から再蒸発するため薄膜
のＸは仕込Ｍｎ量よりも僅かに多い．この実施例よりも
高い温度の３６０℃に設定した基板上に形成した試料Ｎ
ｏ．１２の比較例では、薄膜からのＣｄの再蒸発が激し
いため、薄膜のｘ（０．５５）が仕込Ｍｎ量である０．
４よりも著しく大きい．またこの薄膜の表面粗さは３６
０℃より低い温度の基板上に形成した薄膜の粗さよりも
極めて大きい。一方、室温の基板上に形成した試料ｎｏ
．７の比較例の場合は、ＦＷＨＭがガラス基板上に形成
した薄膜の値と同程度である．これらのことから、蒸着
により、加熱処理した基板上へ、表面が平坦でかつ結晶
配同性の揃ったＣｄｘ−ｘＭｎｘＴｅ単結晶薄膜を形成
するための基板温度は１８０℃から３４０℃が適してい
る． 試料Ｎｏ． ６および試料Ｎｏ−１３はＸが０．４、基
板の加熱処理温度が１０００℃、基板温度が２ ８ ０
℃の条件のもとで、真空度がそれぞれ５×１０””６
ＰａおよびＩＯＸＩＯ−’Ｐａの中で形成した薄膜の実
施例であり、試料Ｎｏ． １． ４は２０×１０”−６
Ｐａの中で形成した薄膜の比較例である。
処理温度が１０００℃、真空度が５Ｘ１０−’Ｐａの条
件のもとで、１８０℃〜３４０℃の範囲の異なる温度に
設定した基板上に形成した薄膜の実施例であり、試料Ｎ
Ｏ．７と試料Ｎｏ． １ ２はそれぞれ室温および３５
０℃の基板上に形成した薄膜の比較例である． 実施例の試料ＮＯ．６および試料Ｎｏ． ８〜１１の１
８０℃〜３４０℃の基板上に形成した薄膜のＦＷＨＭは
ガラス基板上に形成した薄膜の値である４゜よりも小さ
く、また表面粗さも６０人以下と極めて小さい．試料Ｎ
ｏ．１１の実施例では、薄膜を形成する際の仕込Ｍｎ量
は０，４であるが、Ｃｄが薄膜から再蒸発するため薄膜
のＸは仕込Ｍｎ量よりも僅かに多い．この実施例よりも
高い温度の３６０℃に設定した基板上に形成した試料Ｎ
ｏ．１２の比較例では、薄膜からのＣｄの再蒸発が激し
いため、薄膜のｘ（０．５５）が仕込Ｍｎ量である０．
４よりも著しく大きい．またこの薄膜の表面粗さは３６
０℃より低い温度の基板上に形成した薄膜の粗さよりも
極めて大きい。一方、室温の基板上に形成した試料ｎｏ
．７の比較例の場合は、ＦＷＨＭがガラス基板上に形成
した薄膜の値と同程度である．これらのことから、蒸着
により、加熱処理した基板上へ、表面が平坦でかつ結晶
配同性の揃ったＣｄｘ−ｘＭｎｘＴｅ単結晶薄膜を形成
するための基板温度は１８０℃から３４０℃が適してい
る． 試料Ｎｏ． ６および試料Ｎｏ−１３はＸが０．４、基
板の加熱処理温度が１０００℃、基板温度が２ ８ ０
℃の条件のもとで、真空度がそれぞれ５×１０””６
ＰａおよびＩＯＸＩＯ−’Ｐａの中で形成した薄膜の実
施例であり、試料Ｎｏ． １． ４は２０×１０”−６
Ｐａの中で形成した薄膜の比較例である。
これらの薄膜の中で試料Ｎｏ−６および試料Ｎｏ．１３
の（５〜１０）ＸＩＯ−６Ｐａの真空中で形成した薄膜
のＦＷＨＭはガラス基板上に形成した薄膜の値よりも小
さい．これよりも真空度の悪い２×１０−５Ｐａの中で
形成した試料Ｎｏ．１４の比較例では、薄膜が多結晶で
あるため、ＦＷＨＭはガラス基板上に形成した薄膜の値
と同程度である。このためサファイア基板を用いる利点
がない．これらのことから蒸着中の真空度は１×１０−
５Ｐａよりも高真空である必要がある。
の（５〜１０）ＸＩＯ−６Ｐａの真空中で形成した薄膜
のＦＷＨＭはガラス基板上に形成した薄膜の値よりも小
さい．これよりも真空度の悪い２×１０−５Ｐａの中で
形成した試料Ｎｏ．１４の比較例では、薄膜が多結晶で
あるため、ＦＷＨＭはガラス基板上に形成した薄膜の値
と同程度である。このためサファイア基板を用いる利点
がない．これらのことから蒸着中の真空度は１×１０−
５Ｐａよりも高真空である必要がある。
以上の実施例および比較例から、組成式Ｃ ｄ １ −
ＸＭ ｎ ｘＴ ｅのＸが０．０５≦ｘ≦０．７７から
なる閃亜鉛鉱型結晶構造の薄膜形成において、サファイ
アＣ面の基板を予め８５０℃以上の温度で加熱処理し、
次に１８０℃から３４０℃に保ったこの基板上に、Ｃｄ
，ＭｎおよびＴｅ、あるいはこれらの元素を含む化合物
を１×１０−５Ｐａよりも高真空度の中で蒸着すること
により、表面が平坦で結晶配向性の優れた単結晶薄膜が
得られることを確認した． （以下余白） 第１表 （発明の効果） 以上説明したように、本発明による半磁性半導体薄膜の
製造方法によれば、平坦でカリ結晶配向性の揃ったＣｄ
１−ｘＭｎｘＴｅ単結晶薄膜をサファイア基板上に製造
できるため、導波路型磁気光学素子用材料として応用で
きる利点がある。
ＸＭ ｎ ｘＴ ｅのＸが０．０５≦ｘ≦０．７７から
なる閃亜鉛鉱型結晶構造の薄膜形成において、サファイ
アＣ面の基板を予め８５０℃以上の温度で加熱処理し、
次に１８０℃から３４０℃に保ったこの基板上に、Ｃｄ
，ＭｎおよびＴｅ、あるいはこれらの元素を含む化合物
を１×１０−５Ｐａよりも高真空度の中で蒸着すること
により、表面が平坦で結晶配向性の優れた単結晶薄膜が
得られることを確認した． （以下余白） 第１表 （発明の効果） 以上説明したように、本発明による半磁性半導体薄膜の
製造方法によれば、平坦でカリ結晶配向性の揃ったＣｄ
１−ｘＭｎｘＴｅ単結晶薄膜をサファイア基板上に製造
できるため、導波路型磁気光学素子用材料として応用で
きる利点がある。
Claims (2)
- （１）サファイアＣ面の基板上に組成式Ｃｄ＿１＿−＿
ｘＭｎ＿ｘＴｅのｘが０．０５≦ｘ≦０．７７からなる
閃亜鉛鉱型結晶構造の単結晶薄膜の製造方法において、
薄膜形成の前に基板を８５０℃以上の温度で加熱処理を
行うことを特徴とする希薄磁性半導体薄膜の製造方法。 - （２）サファイアＣ面の基板上に組成式Ｃｄ＿１＿−＿
ｘＭｎ＿ｘＴｅのｘが０．０５≦ｘ≦０．７７からなる
閃亜鉛鉱型結晶構造の単結晶薄膜の製造方法において、
薄膜形成の前に基板を８５０℃以上の温度で加熱処理を
行ったのち、上記の加熱処理した基板を１８０℃から３
４０℃の範囲に保ち、該基板上へＣｄ、ＭｎおよびＴｅ
、もしくはこれらの元素を含む化合物を、１×１０＾−
＾５Ｐａより高真空度の中で蒸着することにより形成す
ることを希薄磁性半導体薄膜の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5620789A JP2721869B2 (ja) | 1989-03-10 | 1989-03-10 | 希薄磁性半導体薄膜の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5620789A JP2721869B2 (ja) | 1989-03-10 | 1989-03-10 | 希薄磁性半導体薄膜の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02239196A true JPH02239196A (ja) | 1990-09-21 |
| JP2721869B2 JP2721869B2 (ja) | 1998-03-04 |
Family
ID=13020665
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5620789A Expired - Fee Related JP2721869B2 (ja) | 1989-03-10 | 1989-03-10 | 希薄磁性半導体薄膜の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2721869B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002255694A (ja) * | 2001-02-26 | 2002-09-11 | Kyocera Corp | 半導体用基板とその製造方法 |
| CN114040898A (zh) * | 2019-05-17 | 2022-02-11 | 康宁公司 | 具有铜膜的玻璃片及其制作方法 |
-
1989
- 1989-03-10 JP JP5620789A patent/JP2721869B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002255694A (ja) * | 2001-02-26 | 2002-09-11 | Kyocera Corp | 半導体用基板とその製造方法 |
| CN114040898A (zh) * | 2019-05-17 | 2022-02-11 | 康宁公司 | 具有铜膜的玻璃片及其制作方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2721869B2 (ja) | 1998-03-04 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |