JPH0526760B2 - - Google Patents
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- JPH0526760B2 JPH0526760B2 JP21288284A JP21288284A JPH0526760B2 JP H0526760 B2 JPH0526760 B2 JP H0526760B2 JP 21288284 A JP21288284 A JP 21288284A JP 21288284 A JP21288284 A JP 21288284A JP H0526760 B2 JPH0526760 B2 JP H0526760B2
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Landscapes
- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
- Physical Deposition Of Substances That Are Components Of Semiconductor Devices (AREA)
- Recrystallisation Techniques (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
この発明は−化合物半導体のエピタキシヤ
ル結晶成長技術に関する。この発明の方法を採用
することにより、結晶品質の向上、結晶組成の制
御あるいは結晶成長炉に対する設計自由度の向上
がなされる。
ル結晶成長技術に関する。この発明の方法を採用
することにより、結晶品質の向上、結晶組成の制
御あるいは結晶成長炉に対する設計自由度の向上
がなされる。
（従来技術とその問題点）
近年、分子線エピタキシヤル成長法（MBE
法：Molecular Beam Epitaxy）や有機金属の
熱分解による気相成長法（MOCVD法：Metal
Orgenic Chemical Vapour Deposition）が薄膜
エピタキシヤル層の層厚制御に有効なところから
盛んに研究がなされている。これらの結晶成長法
の最大の特徴は数10Å以下の薄膜エピタキシーの
製作を可能にしたところにあろう。この点から、
これらの結晶成長法は超格子や量子井戸構造等の
超薄膜構造のヘテロエピタキシーやいわゆる選択
ドーピング結晶を製作する上で最も特徴を発揮す
るものである。
法：Molecular Beam Epitaxy）や有機金属の
熱分解による気相成長法（MOCVD法：Metal
Orgenic Chemical Vapour Deposition）が薄膜
エピタキシヤル層の層厚制御に有効なところから
盛んに研究がなされている。これらの結晶成長法
の最大の特徴は数10Å以下の薄膜エピタキシーの
製作を可能にしたところにあろう。この点から、
これらの結晶成長法は超格子や量子井戸構造等の
超薄膜構造のヘテロエピタキシーやいわゆる選択
ドーピング結晶を製作する上で最も特徴を発揮す
るものである。
しかし、これら極薄膜のヘテロエピタキシーで
は結晶成長温度を上昇するとヘテロ界面での母体
構成元素の相互拡散が生じたり、選択ドーピング
することを意図した結晶層中からドーピング不純
物が隣接層中に拡散し、所定の構造が得られない
といつた問題が生じる。また、MBE法で特に問
題となる点であるが結晶成長温度を上昇するとエ
ピタキシー室の温度上昇等による器壁からの脱ガ
ス等が生じ、結晶の純度の低下が生じる。さらに
エピタキシー室内の構成素材は成長温度の上昇と
共に耐熱性素材に限られ、エピタキシー室系を構
成する素材の選択をきわめて限定する。
は結晶成長温度を上昇するとヘテロ界面での母体
構成元素の相互拡散が生じたり、選択ドーピング
することを意図した結晶層中からドーピング不純
物が隣接層中に拡散し、所定の構造が得られない
といつた問題が生じる。また、MBE法で特に問
題となる点であるが結晶成長温度を上昇するとエ
ピタキシー室の温度上昇等による器壁からの脱ガ
ス等が生じ、結晶の純度の低下が生じる。さらに
エピタキシー室内の構成素材は成長温度の上昇と
共に耐熱性素材に限られ、エピタキシー室系を構
成する素材の選択をきわめて限定する。
しかるに結晶成長温度をできるだけ下げたいと
いう要求が生まれる。例えば、厚さ数10Åの
GaAs層にのみSiをドーピングし、やはり厚さ十
数ÅのアンドープAlAs層とからなる超格子構造
は混晶AlGaAs層中に見られる深い準位の生成が
ないため２次元電気ガスで動作する電界効果トラ
ンジスタの電子供給層としてきわめて期待される
ものであるが、結晶成長温度としては550℃程度
以下で行なわないと前記超格子構造はその構造固
有の強いフオトルミネツセンス（PL）強度が得
られない等の現象が観察され、結晶性等に難があ
る。すわわち、要約するならばヘテロ界面におけ
る相互拡散、選択ドーピングにおけるドーピング
不純物の拡散、あるいは残留不純物による汚染等
の防止には低温での結晶成長が望ましいが、低温
成長では結晶品質に問題が生じる場合が多い。
いう要求が生まれる。例えば、厚さ数10Åの
GaAs層にのみSiをドーピングし、やはり厚さ十
数ÅのアンドープAlAs層とからなる超格子構造
は混晶AlGaAs層中に見られる深い準位の生成が
ないため２次元電気ガスで動作する電界効果トラ
ンジスタの電子供給層としてきわめて期待される
ものであるが、結晶成長温度としては550℃程度
以下で行なわないと前記超格子構造はその構造固
有の強いフオトルミネツセンス（PL）強度が得
られない等の現象が観察され、結晶性等に難があ
る。すわわち、要約するならばヘテロ界面におけ
る相互拡散、選択ドーピングにおけるドーピング
不純物の拡散、あるいは残留不純物による汚染等
の防止には低温での結晶成長が望ましいが、低温
成長では結晶品質に問題が生じる場合が多い。
（発明の目的）
本発明の目的は周期100Å以下で少なくとも１
周期のAlyGa1-yAsとAlxGa1-xAs（ｘ≠ｙ、Al組
成Ｘ＝0.2〜1.0）層を交互に積みかさね多層構造
を有する結晶層を含んだ半導体ウエーハ結晶成長
する場合にこの多層構造のヘテロ界面における相
互拡散等の問題を確実に防止することができ、か
つ高品質なエピタキシヤル結晶を得ることのでき
る結晶成長法を提供するにある。
周期のAlyGa1-yAsとAlxGa1-xAs（ｘ≠ｙ、Al組
成Ｘ＝0.2〜1.0）層を交互に積みかさね多層構造
を有する結晶層を含んだ半導体ウエーハ結晶成長
する場合にこの多層構造のヘテロ界面における相
互拡散等の問題を確実に防止することができ、か
つ高品質なエピタキシヤル結晶を得ることのでき
る結晶成長法を提供するにある。
（発明の構成）
本発明の骨子は周期100Å以下で少なくとも１
周期のGaAsとAlGaAs（Al組成Ｘ＝0.2〜1.0）層
を交互に積みかさね多層構造を有する結晶層を含
んだ半導体ウエーハ結晶成長する場合にまず、基
板温度として520℃以下の低温で成長すること、
しかる後、570〜630℃の温度で熱処理を行なうこ
とを特徴とする結晶成長方法にある。
周期のGaAsとAlGaAs（Al組成Ｘ＝0.2〜1.0）層
を交互に積みかさね多層構造を有する結晶層を含
んだ半導体ウエーハ結晶成長する場合にまず、基
板温度として520℃以下の低温で成長すること、
しかる後、570〜630℃の温度で熱処理を行なうこ
とを特徴とする結晶成長方法にある。
（実施例）
以下、この発明を実施例に基づき詳細に説明す
る。
る。
ここではSiをドーピングしたGaAs層とアンド
ープAlAs層とからなる超格子構造をエピタキシ
ヤル成長する場合の実施例について示す。
ープAlAs層とからなる超格子構造をエピタキシ
ヤル成長する場合の実施例について示す。
形成しようとする超格子の構造を含んだウエー
ハの断面図を第１図に示す。第１図で１１は
GaAs基板、１２はGaAs基板からの不純物汚染
等を避けるためのバツフアー層と呼ぶことにする
AlGaAs層、１３は高純度GaAs層であり、１４
がGaAsとAlAs極薄膜からなる超格子層である。
実施例における各層の厚みはバツフアー層である
AlGaAs層１２が0.5μｍ、高純度GaAs層１３は
1μｍおよび超格子層１４は0.5μｍである。超格子
層１４の層構造のほぼ１周期分のバンド図を概念
的に第２図に示す。第２図に示されるように超格
子層１４の層構造を構成するGaAs層２１の中央
部２３にはSiが3x1018cm-3ドーピングしてあり、
これを挟むように作られたアンドープGaAs層２
４からなつている。この第２図に示された超格子
層１４の形成が520℃以下の低温で行なわれた場
合には、Si、Te、Se等のドナーがドーピングさ
れたAlxGa1-xAs（Al組成比Ｘ≧0.2）混晶で普遍
的に観測されるDXセンターと呼ばれる深い準位
の濃度は極めて低くなり、よく知られたPPC
（Persistent Photoconductivity）と呼ばれる深
い準位に相関すると考えられる光伝導現象も殆ど
見られない。こうしたことから混晶AlGaAsでは
ドナー不純物をドーピングしても高いキヤリア濃
度を持つた結晶層が得られないのに反し、前記超
格子構造ではキヤリア濃度を容易に高めることが
できる。
ハの断面図を第１図に示す。第１図で１１は
GaAs基板、１２はGaAs基板からの不純物汚染
等を避けるためのバツフアー層と呼ぶことにする
AlGaAs層、１３は高純度GaAs層であり、１４
がGaAsとAlAs極薄膜からなる超格子層である。
実施例における各層の厚みはバツフアー層である
AlGaAs層１２が0.5μｍ、高純度GaAs層１３は
1μｍおよび超格子層１４は0.5μｍである。超格子
層１４の層構造のほぼ１周期分のバンド図を概念
的に第２図に示す。第２図に示されるように超格
子層１４の層構造を構成するGaAs層２１の中央
部２３にはSiが3x1018cm-3ドーピングしてあり、
これを挟むように作られたアンドープGaAs層２
４からなつている。この第２図に示された超格子
層１４の形成が520℃以下の低温で行なわれた場
合には、Si、Te、Se等のドナーがドーピングさ
れたAlxGa1-xAs（Al組成比Ｘ≧0.2）混晶で普遍
的に観測されるDXセンターと呼ばれる深い準位
の濃度は極めて低くなり、よく知られたPPC
（Persistent Photoconductivity）と呼ばれる深
い準位に相関すると考えられる光伝導現象も殆ど
見られない。こうしたことから混晶AlGaAsでは
ドナー不純物をドーピングしても高いキヤリア濃
度を持つた結晶層が得られないのに反し、前記超
格子構造ではキヤリア濃度を容易に高めることが
できる。
一方、520℃より高温での成長ではキヤリア濃
度の約1/2以上に相当するDXセンターの発生あ
るいはPPCの発生が観測にかかりはじめ、成長
温度の上昇に伴い、いずれも増加し、ドーピング
量を増してもキヤリア濃度が思つたように増加し
ない。現時点ではDXセンター、あるいはPPCの
起源については不明であるが、これら深い準位の
発生はSiドナーがAlAs層２２に拡散するか、あ
るいはAlAs層２２とGaAs層２１との界面におけ
るAlとGaの相互拡散等、さらには両者が同時進
行することにより生じること等、いずれにしても
界面における相互拡散が関係していることは明白
である。520℃より高温で成長した超格子は以上
の説明で明らかなように第２図に示したような超
格子構造とはならずに界面での母体構成元素の相
互拡散、あるいはドナーSiの拡散または両者が起
こつていると考えられる。
度の約1/2以上に相当するDXセンターの発生あ
るいはPPCの発生が観測にかかりはじめ、成長
温度の上昇に伴い、いずれも増加し、ドーピング
量を増してもキヤリア濃度が思つたように増加し
ない。現時点ではDXセンター、あるいはPPCの
起源については不明であるが、これら深い準位の
発生はSiドナーがAlAs層２２に拡散するか、あ
るいはAlAs層２２とGaAs層２１との界面におけ
るAlとGaの相互拡散等、さらには両者が同時進
行することにより生じること等、いずれにしても
界面における相互拡散が関係していることは明白
である。520℃より高温で成長した超格子は以上
の説明で明らかなように第２図に示したような超
格子構造とはならずに界面での母体構成元素の相
互拡散、あるいはドナーSiの拡散または両者が起
こつていると考えられる。
従つて、第２図で示したような超格子構造の製
作には520℃以下の低温での結晶成長を行なう必
要がある。ところがこうした低温でエピタキシヤ
ル成長した場合には必ずしも良好な結晶性が得ら
れない。例えば超格子構造に固有と考えられる強
いPL強度は得られず、またPL強度の経時変化が
しばしば観測され、結晶の安定性に問題があるこ
とがわかる。また、超格子構造ではキヤリア濃度
を容易に高めるこができると前記したがこれも十
分ではない。
作には520℃以下の低温での結晶成長を行なう必
要がある。ところがこうした低温でエピタキシヤ
ル成長した場合には必ずしも良好な結晶性が得ら
れない。例えば超格子構造に固有と考えられる強
いPL強度は得られず、またPL強度の経時変化が
しばしば観測され、結晶の安定性に問題があるこ
とがわかる。また、超格子構造ではキヤリア濃度
を容易に高めるこができると前記したがこれも十
分ではない。
すなわち、第３図および第４図には520℃以下
の基板温度でMBE成長した第１図の構造を持つ
たエピタキシヤルウエーハをH2中で30分間、各
種温度で熱処理した場合における超格子層の物性
の変化を示した。第３図はフオトルミネツセンス
（PL）スペクトルを示したものであるが650℃以
上の熱処理を受けた場合にはPLピーク波長が変
化しており、かつPL強度が著しく減少している
ことがわかる。800℃での熱処理試料でのPL強度
は同様なSiドーピングを行なつて作られた混晶
AlGaAsと同等となつており、650℃以上の熱処
理ではAlとGaの相互拡散が進行することは明瞭
である。
の基板温度でMBE成長した第１図の構造を持つ
たエピタキシヤルウエーハをH2中で30分間、各
種温度で熱処理した場合における超格子層の物性
の変化を示した。第３図はフオトルミネツセンス
（PL）スペクトルを示したものであるが650℃以
上の熱処理を受けた場合にはPLピーク波長が変
化しており、かつPL強度が著しく減少している
ことがわかる。800℃での熱処理試料でのPL強度
は同様なSiドーピングを行なつて作られた混晶
AlGaAsと同等となつており、650℃以上の熱処
理ではAlとGaの相互拡散が進行することは明瞭
である。
さらに、第３図では600℃以下の熱処理によつ
ては熱処理温度の上昇に伴うPL強度の増加があ
ることは注目に値する。第４図はキヤリア濃度、
DXセンター濃度（ａ図）、および77Kで測定した
PPC濃度（nPPC 77K）および77Kおよび300Kで測定し
たキヤリア濃度、それぞれn77K、およびn300K（ｂ
図）の熱処理温度Ｔ依存性を示したものである
が、熱処理温度Ｔの上昇に伴うキヤリア濃度の増
加が約650℃以下でも見られる。但し、第４図ｂ
でそれぞれのキヤリア濃度は添加Siの量（CSi）
で規格化してある。このように650℃以下の低温
でもDXセンター濃度およびPPC濃度共に増加し
てはいるが、この量はキヤリア濃度の1/10以下で
あり実用上問題とはならない。第４図における
650℃未満の低温熱処理でのPPC濃度の僅かな減
少およびキヤリア濃度の増加は第３図で示した低
温熱処理におけるPL強度の増加傾向によく対応
するものである。以上の結果から、こうした低温
熱処理により、結晶性の改善あるいは不活性であ
るドーピング不純物の活性化が生じていることを
示している。
ては熱処理温度の上昇に伴うPL強度の増加があ
ることは注目に値する。第４図はキヤリア濃度、
DXセンター濃度（ａ図）、および77Kで測定した
PPC濃度（nPPC 77K）および77Kおよび300Kで測定し
たキヤリア濃度、それぞれn77K、およびn300K（ｂ
図）の熱処理温度Ｔ依存性を示したものである
が、熱処理温度Ｔの上昇に伴うキヤリア濃度の増
加が約650℃以下でも見られる。但し、第４図ｂ
でそれぞれのキヤリア濃度は添加Siの量（CSi）
で規格化してある。このように650℃以下の低温
でもDXセンター濃度およびPPC濃度共に増加し
てはいるが、この量はキヤリア濃度の1/10以下で
あり実用上問題とはならない。第４図における
650℃未満の低温熱処理でのPPC濃度の僅かな減
少およびキヤリア濃度の増加は第３図で示した低
温熱処理におけるPL強度の増加傾向によく対応
するものである。以上の結果から、こうした低温
熱処理により、結晶性の改善あるいは不活性であ
るドーピング不純物の活性化が生じていることを
示している。
さらに、詳細な熱処理温度の依存性を検討した
結果によれば熱処理温度の上限としては約630℃
付近にあり、熱処理が有効に働く熱処理温度の下
限は570℃である。もちろん、熱処理時間を増加
するならば570℃以下でも結晶性改善の効果が見
られることは当然の結果である。また、上限の温
度としても700℃程度の10秒間程度の瞬間熱処理
では超格子構造の物性を大きく変化することはな
い。しかし、通常の熱処理時間として考えられる
30分程度では約570℃から630℃の範囲の温度で熱
処理すれば超格子構造の物性を損なうことなく、
しかも結晶性の改善を計ることができる。
結果によれば熱処理温度の上限としては約630℃
付近にあり、熱処理が有効に働く熱処理温度の下
限は570℃である。もちろん、熱処理時間を増加
するならば570℃以下でも結晶性改善の効果が見
られることは当然の結果である。また、上限の温
度としても700℃程度の10秒間程度の瞬間熱処理
では超格子構造の物性を大きく変化することはな
い。しかし、通常の熱処理時間として考えられる
30分程度では約570℃から630℃の範囲の温度で熱
処理すれば超格子構造の物性を損なうことなく、
しかも結晶性の改善を計ることができる。
以上に述べた結果をまとめるならば、周期100
Å以下で少なくとも１周期のAlyGa1-yAsとAlx
Ga1-xAs（ｘ≠ｙ、Al組成Ｘ＝0.2〜1.0）層を交互
に積みかさね多層構造すなわち超格子構造を有す
る結晶層を含んだ半導体ウエーハ結晶成長する場
合に超格子構造の製作には520℃以下の温度で結
晶成長を行ない、後に570〜630℃で熱処理を行な
うという方法をとることにより、優れた物性を示
す超格子構造が再現性良く得られることを示し
た。
Å以下で少なくとも１周期のAlyGa1-yAsとAlx
Ga1-xAs（ｘ≠ｙ、Al組成Ｘ＝0.2〜1.0）層を交互
に積みかさね多層構造すなわち超格子構造を有す
る結晶層を含んだ半導体ウエーハ結晶成長する場
合に超格子構造の製作には520℃以下の温度で結
晶成長を行ない、後に570〜630℃で熱処理を行な
うという方法をとることにより、優れた物性を示
す超格子構造が再現性良く得られることを示し
た。
本発明は100Å以下の周期を持つた超格子に効
果が顕著であり、これ以上の周期を持つた超格子
を作る場合に本発明のごとく、低温成長という手
段を用いる必要があまりない。しかし、こうした
100Å以上の長周期の超格子を作成したり、たと
え周期は長くとも超格子層を構成する一方の材料
層が数10Åといつた100Å以下の場合には本発明
が有効であることはいうまでもない。
果が顕著であり、これ以上の周期を持つた超格子
を作る場合に本発明のごとく、低温成長という手
段を用いる必要があまりない。しかし、こうした
100Å以上の長周期の超格子を作成したり、たと
え周期は長くとも超格子層を構成する一方の材料
層が数10Åといつた100Å以下の場合には本発明
が有効であることはいうまでもない。
なお、実施例ではGaAsとAlAsからなる超格子
層の例について述べたが、本発明は一般にAly
Ga1-yAsとAlxGa1-xAs（ｘ≠ｙ、0.2≦ｘ≦1.0）
からなる超格子層にも有効である。また他の材料
の組み合わせによる超格子層に対しても材料に応
じて成長温度および後の熱処理温度が異なるもの
の本発明の低温成長後にそれよりも高い温度で熱
処理する方法が適用され有効である。
層の例について述べたが、本発明は一般にAly
Ga1-yAsとAlxGa1-xAs（ｘ≠ｙ、0.2≦ｘ≦1.0）
からなる超格子層にも有効である。また他の材料
の組み合わせによる超格子層に対しても材料に応
じて成長温度および後の熱処理温度が異なるもの
の本発明の低温成長後にそれよりも高い温度で熱
処理する方法が適用され有効である。
（発明の効果）
この発明を適用することにより、周期100Å以
下で少なくとも１周期のAlyGa1-yAsとAlxGa1-x
As（ｘ≠ｙ、Al組成Ｘ＝0.2〜1.0）層を交互に積
みかさね多層構造を有する結晶層、すなわち超格
子層を再現性良く製作することができる。すなわ
ち、(1) 超格子層を製作する場合に問題となつて
いたAlyGa1-yAsとAlxGa1-xAs（Al組成Ｘ＝0.2〜
1.0）層の界面における相互拡散にもとづく構造
の乱れが防止される。しかも(2) 相互拡散の問題
を防止するために低温成長法が取られるが、この
場合の低い結晶品質の問題をも回避されることが
できる。さらに(3) 超格子層を製作する場合には
低温成長ができるために結晶成長時の汚染が少な
く、かつ成長装置内の耐熱材料等に対する制約が
解かれるため成長装置の設計自由度が増す。
下で少なくとも１周期のAlyGa1-yAsとAlxGa1-x
As（ｘ≠ｙ、Al組成Ｘ＝0.2〜1.0）層を交互に積
みかさね多層構造を有する結晶層、すなわち超格
子層を再現性良く製作することができる。すなわ
ち、(1) 超格子層を製作する場合に問題となつて
いたAlyGa1-yAsとAlxGa1-xAs（Al組成Ｘ＝0.2〜
1.0）層の界面における相互拡散にもとづく構造
の乱れが防止される。しかも(2) 相互拡散の問題
を防止するために低温成長法が取られるが、この
場合の低い結晶品質の問題をも回避されることが
できる。さらに(3) 超格子層を製作する場合には
低温成長ができるために結晶成長時の汚染が少な
く、かつ成長装置内の耐熱材料等に対する制約が
解かれるため成長装置の設計自由度が増す。
第１図は本発明の効果を示した実験に用いた超
格子層を含むウエーハの断面構造をしめす模式
図、第２図は第１図中の超格子層のほぼ１周期に
相当する模式的バンド図、第３図は熱処理前後で
のフオトルミネツセンススペクトルを示すグラ
フ、第４図ａは超格子層の正味イオン化不純物濃
度とDXセンサー濃度の熱処理温度Ｔ依存性を示
すグラフ、第４図ｂは添加Si濃度（CSi）で規格
化したキヤリア濃度とPPC濃度の熱処理温度Ｔ
依存性を表わす図。 １１；GaAs基板、、１２；バツフアーAlGaAs
層、１３；高純度GaAs層、１４；超格子層、２
１；超格子層を形成するGaAs、２２；超格子層
を形成するAlAs、２３；超格子層を形成する
GaAsのうちSiが添加された領域、２４；超格子
層を形成するGaAsのうち不純物が無添加の領
域。
格子層を含むウエーハの断面構造をしめす模式
図、第２図は第１図中の超格子層のほぼ１周期に
相当する模式的バンド図、第３図は熱処理前後で
のフオトルミネツセンススペクトルを示すグラ
フ、第４図ａは超格子層の正味イオン化不純物濃
度とDXセンサー濃度の熱処理温度Ｔ依存性を示
すグラフ、第４図ｂは添加Si濃度（CSi）で規格
化したキヤリア濃度とPPC濃度の熱処理温度Ｔ
依存性を表わす図。 １１；GaAs基板、、１２；バツフアーAlGaAs
層、１３；高純度GaAs層、１４；超格子層、２
１；超格子層を形成するGaAs、２２；超格子層
を形成するAlAs、２３；超格子層を形成する
GaAsのうちSiが添加された領域、２４；超格子
層を形成するGaAsのうち不純物が無添加の領
域。
Claims (1)
- １ 周期100Å以下で少なくとも１周期のAly
Ga1-yAsとAlxGa1-xAs（ｘ≠ｙ、Al組成Ｘ＝0.2
〜1.0）層を交互に積みかさね多層構造を有する
結晶層を成長する場合にまず、基板温度として
520℃以下で成長すること、しかる後、570〜630
℃の温度で熱処理を行なうことを特徴とする結晶
成長法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21288284A JPS6191097A (ja) | 1984-10-11 | 1984-10-11 | 結晶成長法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21288284A JPS6191097A (ja) | 1984-10-11 | 1984-10-11 | 結晶成長法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6191097A JPS6191097A (ja) | 1986-05-09 |
| JPH0526760B2 true JPH0526760B2 (ja) | 1993-04-19 |
Family
ID=16629818
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21288284A Granted JPS6191097A (ja) | 1984-10-11 | 1984-10-11 | 結晶成長法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6191097A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2555885B2 (ja) * | 1989-05-26 | 1996-11-20 | 日本電気株式会社 | ゲルマニウム・砒化ガリウム接合の製造方法 |
| JP3082719B2 (ja) * | 1997-09-03 | 2000-08-28 | 日本電気株式会社 | 半導体装置の製造方法 |
-
1984
- 1984-10-11 JP JP21288284A patent/JPS6191097A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6191097A (ja) | 1986-05-09 |
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