JPH03132016A - 結晶の形成方法 - Google Patents

Abstract

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

Description

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

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

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

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

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

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

１９７５　ｅｄ、ｂｙ　Ｊ、Ｗ、Ｍａｔｈｅｗｓ）。

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

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

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

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

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

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

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

６３、　Ｎｏ、３．０ｃｔｏｂｅｒ　１９８３　ｅｄｉ
ｔｅｄ　ｂｙ　Ｇ、　Ｗ。

Ｃｕ１ｌｅｎ）。

このようにして形成された各結晶構造の薄膜にトランジ
スタを形成し、その特性から電子易動度を測定すると、
非晶質シリコンでは〜０．１　ｃｍ”　／Ｖ・ｓｅｃ、
数百人の粒径を有する多結晶シリコンでは１〜１０ｃｍ
”／Ｖ−ｓｅｃ　、溶融固化による大粒径の多結晶シリ
コンでは単結晶シリコンの場合と同程度の易動度が得ら
れている。

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

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

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

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

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

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

一方、ＧａＡｓの単結晶基板と５１０２＋　５ＩＮＸＩ
　ＷＳＩＸなどのマスク材料を用いたＧａＡｓの単結晶
の選択成長については多くの研究が報告されている。そ
の中で、■族と■族の原料のモル比とマスク上のＧａＡ
ｓ多結晶粒の析出の関係についてＴ、ＨＡＧＡ、　Ｋ、
旧ＲＵＭＡらが電子通信情報学会技報（ＥＤ８８−８２
．　Ｐ、　２９）で報告している。それによればＧａＡ
ｓ単結晶にＳｉｎｇ　、ＷＳｉｘのマスクを用いた系に
おいては、径においては原料のＶ　／　ＩＩＩのモル比
が大きい場合にはＷｓＬマスク上にＧａＡｓ多結晶粒の
核発生が見られＶ／Ｉｎのモル比が小さい場合にはＳｉ
Ｏ□マスク上にＧａＡｓ多結晶粒の核発生が見られれる
。しかし、上記報文には結晶成長中にＶ／Ｉのモル比を
変動させることによる影響、効果については記載されて
いなかった。

［発明が解決しようとしている課題］ しかしながら、上記の非核形成面に微細な核形成面を設
けて結晶を形成させる方法は、ＭＯＣＶＤ法により微細
な核形成面上の核発生を制御するのには不十分な点もあ
り、非核形成面上に核発生が起きたり、核形成面上に核
発生が起きなかったりするなどの課題が生ずることがあ
った。

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

［課題を解決するための手段］ 上記問題点を解決するものとして、有機金属化学輸送法
によるＩＩＩ　−Ｖ族化合物の結晶の形成方法において
、核形成密度の小さい非核形成面と、該非核形成面の核
形成密度より大きい核形成密度を有し、結晶成長して単
結晶になる核が唯一形成され得るに十分小さい面積を有
する核形成面とが隣接して配された自由表面を有する基
体に、核形成初期段階では原料ガス中の周期律表第Ｖ族
原子と第ＩＩＩ族原子との比率Ｖ　／　ＩＩＩを高くし
、かつ結晶成長段階では比率Ｖ　／　Ｉｌｌを核形成初
期段階より低（する結晶成長処理を施すことを特徴とす
る結晶の形成方法が提供される。

本発明の結晶の形成方法は、非核形成面、核形成面、結
晶表面のそれぞれの面における結晶材料の原子の付着係
数Ｘ、Ｙ、Ｚがｚ＞ｙ＞ｘなる関係があることから、非
核形成面に設けられた核形成面に単一の核が形成される
核形成初期段階においては、核形成の選択性を高くする
ために、■族とＩｌｌ族原料の比率Ｖ　／　Ｉｎを高く
する。そして、核形成面上への核形成が完了し、非核形
成面上への横方向成長が始まった段階（結晶成長段階）
になったら、Ｖ　／　ｍを下げて結晶成長をさせるもの
である。

次に、非核形成面上での結晶核の発生とＶ　／　１１１
モル比の関係について説明する。

第４図に、各種の膜上におけるＧａＡｓ結晶核の発生密
度とＶ　／　１１１モル比の関係を示す。

成長条件 トリメチルガリウム（ＴＭＧ） アルシン（ＡｓＨ−） 反応圧力　　　８０ｔｏｒｒ 基板温度　　　６４０℃ 成長時間　　　５分 第４図から明らかなように、核形成密度の高い材料（例
えばＡｌａＯｓ、　Ｔａ２０ｇ）はＶ　／　１１１モル
比を大きく変化させても核形成密度の変化は小さいが、
核形成密度の低い材料（例えばＳｉＯ□、　３１３Ｎ４
　）はＶ　／　１１１モル比と核形成密度に強い相関を
持っている。特に高いＶ／ＩＩＩモル比の領域ではＡ１
．０．。

Ｔａ＝Ｏｓと５ｉＯａ、　５ｉｓＮ４の間の核形成密度
の差はかなり太き（なり、良好な選択性が得られること
がわかる。

次に、本発明の実施態様を図面により説明する。

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

（Ａ）：下地材料１　（たとえばＡ１□０３．ＡＩＮ、
　ＢＮなどのセラミック、石英、高融点ガラスやＷ、Ｍ
。

などの高融点金属）上に結晶核形成密度の低い材料から
なる薄膜２（例えば非晶質、多結晶質等の非単結晶質の
Ｓｉｎ、　５ｉｘＮ４など）を堆積し非核形成面３とす
る。この薄膜の形成にはＣＶＤ法、スパッター法、蒸着
法、分散媒を使った塗布法などの方法を用いる。また、
第１図（Ｆ）のように下地材料ｌを用いず前記核形成密
度の低い材料からなる支持体５を用いてもよい（（第１
図（Ａ））（Ｂ）：非核形成面より核形成密度の高い材
料（非単結晶質のＡｌ２Ｏ３，ＡＩＮ、　Ｔａｘｅｓ、
　Ｔｉ０ｚ、ＷＯ２など）を結晶成長して単結晶となる
核を唯一形成され得るに十分な程小さい面積（好ましく
は１０μｍ四方以下、最適には２μｍ四方以下）を形成
し核形成面４とする。また、このように薄膜を微細にパ
ターニングする他、第１図（Ｇ）のように下地に核形成
密度の高い材料からなる薄膜６を堆積し、その上に核形
成密度の低い材料からなる薄膜２を積み重ね非核形成面
３とし、エツチングにより微細な窓を開けて核形成面４
を露出させてもよく、第１図（Ｈ）のように核形成密度
の低い材料からなる薄膜２に凹部を形成し、その凹部の
底面に微細な窓を開けて核形成面４を露出させてもよい
（この場合前記凹部内に結晶を形成させる）。

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

ＧａＰ、　ＧａＡｓＰ、　ＩｎＰ、ＧａＩｎＡｓＰ）結
晶核９を発生させる。この核形成初期段階（発生した核
の底面積が核形成面よりも小さい間）では、Ｖ　／　１
１１モル比は高くして（■練原料が液体有機原料の場合
、好ましくは１０以上、より好ましくは２０以上、最適
には３０以上；気体原料の場合、好ましくは３０以上、
より好ましくは４５以上、最適には６０以上）■族原子
の欠乏による欠陥の発生を抑える。（第１図（Ｃ）） （Ｄ）：ＩＩＩ−Ｖ族化合物結晶核９が成長したＩＩＩ
　−Ｖ族化合物単結晶ＩＯが核形成面４の面積より広が
って成長する段階（結晶成長段階）になったら、Ｖ　／
　１１１モル比は前記核形成初期段階のＶ／ＩＩ＋の値
よりも低く　（Ｖ族が液体有機原料の場合、好ましくは
５以上、より好ましくは７以上、最適には１５以上。気
体原料の場合、好ましくは２０以上、より好ましくは３
５以上、最適には４０以上。）設定を変更しＶ練原料を
効率よ（利用し、無駄に消費することを避ける。（第１
図（Ｄ））（Ｅ）：核を中心にＩＩＩ−Ｖ族化合物結晶
の成長を進め、非核形成面上へ横方向に結晶を成長させ
ていく。

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

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

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

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

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

（Ａ）二石英基板１１の上に真空蒸着法によってＴａ２
’ｓ膜１２を１５００人堆積した。蒸着条件は、基板温
度は室温、蒸着源はＴａ２ｅｓ　、　Ｏ□ガスを４×１
０−’ｔｏｒｒまで導入し、堆積速度１人／ｓｅｅであ
った。（第２図（Ａ）） （Ｂ）二次にプラズマＣＶＤ法で非晶質ＳｉＮｘ膜１３
を３００人堆積した。堆積条件は基板温度３５０℃、反
応圧力０．２ｔｏｒｒ、原料ガスは５ｉＨ４１００ｃｃ
、ＮＨｓ　２００ｃｃであった。（第２図（Ｂ））（Ｃ
）：フォトリソグラフィー技術を使ってパターニングし
、リアクティブイオンエツチングによってＳｉＮｘ膜１
３を部分的に取り去って、６０μｍの間隔で２μｍ四方
の微細な窓１４を作りＴａ、０゜を露出させた。この部
分がＧａＡｓの核形成面４となる。（第２図（Ｃ）） （Ｄ）：Ｈ，雰囲気で８５０℃、１０分間の熱処理を行
い、次にＭＯＣＶＤ法によってＧａＡｓ結晶核１５をＴ
ａｇＯｓ上に発生させた。

原料にはトリメチルガリウム（ＴＭＧ）とターシャルブ
チルアルシン（ＴＢＡｓ）、希釈ガスにはＨ２を用いた
。原料ガスのモル比ＴＭＧ　：　ＴＢＡｓはｌ：３５で
、反応圧力８０ｔｏｒｒ、基板温度６７０℃であった。

（第２図（Ｄ）） （Ｅ）：成長開始後約１０分でＧａＡｓの結晶核１５が
成長したＧａＡｓ単結晶１６がＴａ１ｌｓの窓１４の領
域を埋めたところで、反応圧力を１５０ｔｏｒｒに上げ
、ＴＭＧとＴＢＡｓの比を１＝２０に設定変更した。

（第２図（Ｅ）） （Ｆ）：さらにＧａＡｓの単結晶１６が成長を続は他の
ＧａＡｓ単結晶との粒界１７を形成し、結晶径が６０μ
ｍになったところで成長を止めた。（第２図（Ｆ））つ
いで表面を研磨により平坦化した後でＩｎＳｎの電極を
蒸着により付け、Ａｒ中で５００℃でアニールした。こ
れを用いてホール測定をしたところ、ホール移動度２４
００ｃｍ”／Ｖｓ（３００Ｋ　）　、キャリア濃度８　
Ｘ　１０”７０ｍ”のｎ型の結晶が得られていることが
分った。

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

（Ａ）：シリコンウエハ２１上に５ＩＨ４と０２を用い
たＣＶＤ法によって非晶質ＳｉＯ□膜２２を１５００人
堆積した。（第３図（Ａ）） （Ｂ）二次にフォトレジスト２３で開口部２４を有する
所望のパターンにＳｉＯ□膜上をマスクして、イオンイ
ンブランターを用いてＡＩイオン２５を打ち込んだ、打
込み量は１ｘｌＯ１′／ｃｆｆｌ！であった。（第３図
（Ｂ）） イオン打込み部分の大きさは２μｍ四方、打ち込み部分
の間隔は３０μｍであった。

（Ｃ）：Ａｔイオンの打込まれていないＳｉＯ□表面２
６では結晶の核発生確率は低く、Ａ１イオン打込み領域
２７では結晶の発生確率が高く、該領域２７に結晶成長
して単結晶になる核が発生する。

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

原料にはトリメチルガリウム（ＴＭＧ）とトリメチルア
ルミニウム（ＴＭＡ）　、アルシン（Ａｓｈｓ）を使い
、希釈ガスにはＨ２を用いた。原料ガスのモル比はＴＭ
Ｇ　：　ＴＭＡ　：　ＡＳＨ３は３　：　２　：　３０
０　　（Ｖ／ＩＩＩ＝６０）で、圧力は８０ｔｏｒｒ、
基板温度は７００℃であった。

（第３図（Ｄ）） （Ｅ）：成長開始後１５分でＧａＡｌＡｓ結晶核２８が
成長したＧａＡｌＡｓ単結晶２９が、Ａｌ打ち込み領域
１５を覆いつくしたところで、原料のモル比をＴＭＧ　
：　ＴＭＡ　：　ＡｓＨｓ＝　３　：　２　：　２２５
　　（Ｖ／　ＩＩＩ　＝４５）に設定変更した。（第３
図（Ｅ）） （Ｆ）：さらに成長を続けＧａＡＩＡＳの結晶がぶつか
り合うまで成長させた。３０は粒界である。

（第３図（Ｆ）） ［発明の効果］ 本発明の結晶成長法によれば、核形成面上に制御された
■−Ｖ族化合物の単結晶を成長させることができ、各成
長段階で適切なＶ／ｍモル比を設定することにより、Ｖ
族原料を余分に使用することな（効率的に、良質なＩＩ
Ｉ−Ｖ族化合物の単結晶を得ることが可能になる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の結晶の形成方法を示す概略工程図、第
２図は本発明の方法をＧａＡｓ結晶の形成に用いた場合
の概略工程図、第３図は本発明の方法をＧａＡｌＡｓ結
晶の形成に用いた場合の概略工程図、第４図は核発生密
度とＶ　／　ｍモル比との関係図である。 ｌ・・・下地材料 ２・・・核形成密度の低い材料からなる薄膜３・・・非
核形成面　　　４・・・核形成面５・・・核形成密度の
低い材料からなる支持体６・・・核形成密度の高い材料
からなる薄膜７・・・フォトレジスト　８・・・イオン
打込領域９・・・ｎｌ　−Ｖ族化合物結晶核 ｌＯ・・弓ｎ−ｖ族化合物単結晶 １１・・・石英基板　　　　１２・・・Ｔａｘｅｓ膜１
３・・・ＳｉＮ、膜　　　　　１４・・・窓１５・・・
ＧａＡｓ結晶核　　　１６・・・ＧａＡｓ単結晶１７・
・・粒界　　　　　　２１・・・シリコンウェハ２２・
・・非晶質５ｉＯｉ膜　　２３・・・フォトレジスト２
４・・・開口部　　　　　２５・・・Ａ１イオン２６・
・・Ａｌイオンの打込まれていない領域２７・・・Ａｔ
イオン打込領域 ２Ｂ−−−ＧａＡｌＡｓ結晶核 ２９−・・ＧａＡｌＡｓ単結晶 ３０・・・粒界

Claims (1)

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