(57)【要約】  【解決手段】  ３００℃より低い温度においてパルス成長法を用いて、六方晶系及び／または立方晶系の窒化インジウム（ＩｎＮ）を成長させることによりＩｎＮ材料を成長させるための方法が、本願において開示される。ＮａＣｌ型相を有する面心立方格子結晶構造のＩｎＮを有する材料もまた、開示される。  【選択図】      図３
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
窒化インジウム（ＩｎＮ）材料を成長させる方法であって、３００℃より低い温度においてパルス成長法を用いて六方晶系及び／または立方晶系ＩｎＮを成長させる工程を有する、方法。
【請求項２】
窒素前駆体としてＮ２プラズマを使用する、請求項１記載の方法。
【請求項３】
インジウム前駆体としてトリメチルインジウムを使用する、請求項１記載の方法。
【請求項４】
請求項１記載の方法において、前記六方晶系及び／または立方晶系ＩｎＮが六方晶系ＩｎＮまたは立方晶系ＩｎＮのいずれかの均質的な相からなる、方法。
【請求項５】
請求項１記載の方法において、前記六方晶系及び／または立方晶系ＩｎＮの伝導度を制御するために、前記成長させる工程の間に前記温度が意図的に変化させられる、方法。
【請求項６】
請求項１記載の方法であって、さらに、原子の水素、窒素、水素と窒素との混合物、及び／またはアンモニアプラズマによるｉｎ  ｓｉｔｕ表面処理を有する、方法。
【請求項７】
請求項１記載の方法であって、さらに、ポンプ速度にあわせたパージ時間の変化を有し、それにより炭素不純度の形成を制御する、方法。
【請求項８】
前記温度が２００℃より低い、請求項１記載の方法。
【請求項９】
窒素前駆体としてＮ２プラズマを使用する、請求項８記載の方法。
【請求項１０】
請求項８記載の方法において、前記六方晶系及び／または立方晶系ＩｎＮが六方晶系ＩｎＮまたは立方晶系ＩｎＮのいずれかの均質的な相からなる、方法。
【請求項１１】
請求項８記載の方法において、前記六方晶系及び／または立方晶系ＩｎＮの伝導度を制御するために、前記成長させる工程の間に前記温度が意図的に変化させられる、方法。
【請求項１２】
請求項８記載の方法であって、さらに、原子の水素、窒素、水素と窒素との混合物、及び／またはアンモニアプラズマによるｉｎ  ｓｉｔｕ表面処理を有する、方法。
【請求項１３】
請求項８記載の方法であって、さらに、ポンプ速度にあわせたパージ時間の変化を有し、それにより炭素不純度の形成を制御する、方法。
【請求項１４】
請求項１記載の方法において、前記パルス成長法が、インジウム前駆体及び窒素前駆体の交互のパルスによる３００℃より低い温度におけるＡｌｘＩｎ１−ｘＮ薄膜のパルス成長を有する、方法。
【請求項１５】
前記窒素前駆体としてＮ２プラズマを使用する、請求項１４記載の方法。
【請求項１６】
前記薄膜が均質的な相を有する、請求項１４記載の方法。
【請求項１７】
請求項１４記載の方法であって、さらに、原子の水素、窒素、水素と窒素との混合物、及び／またはアンモニアプラズマによるｉｎ  ｓｉｔｕ表面処理を有する、方法。
【請求項１８】
請求項１４記載の方法において、さらに、ポンプ速度にあわせたパージ時間の変化を有し、それにより炭素不純度の形成を制御する、方法。
【請求項１９】
ＮａＣｌ型相を有する面心立方格子結晶構造のＩｎＮを有する、材料。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
関連出願への相互参照
本出願は、２０１２年６月１８日に出願された米国仮出願第６１／６６１，０１６号の利益を主張する。
【背景技術】
【０００２】
ＩＩＩ窒化物半導体のうち、窒化インジウム（ＩｎＮ）は、最小の直接バンドギャップ、最大の電子飽和速度及び移動度、並びに最小の電子有効質量を有する。それは長い間、太陽電池、並びに高電子移動度及び高周波装置などの、光学、電気、及び光電子装置技術における応用のための魅力的な半導体材料であってきた。ＩｎＮの最も熱力学的に安定な相はウルツ鉱型構造（六方晶系相）であるが、ＩｎＡｓ／ＧａＡｓ上での閃亜鉛鉱（立方晶系相）ＩｎＮの成長が、プラズマ支援分子線エピタキシー法（ＭＢＥ）により４５０℃において実証された。立方晶系ＩｎＮは、その格子が等方性であるため、より小さいバンドギャップ及び優れた電子的特性を有し、またより低いフォノン散乱を有する。
【発明の概要】
【課題を解決するための手段】
【０００３】
１つの実施形態においては、窒化インジウム（ＩｎＮ）材料を成長させるための方法は、３００℃より低い温度においてパルス成長法を用いて六方晶系及び／または立方晶系ＩｎＮを成長させる工程を有する。
【図面の簡単な説明】
【０００４】
【図１】図１は、０．０６秒のトリメチルインジウム（ＴＭＩ）パルスを用いた場合の成長率（ＧＲ）及びＩｎ／Ｎ比の変化を示す。
【図２】図２は、試料３つからのＸ線回折（ＸＲＤ）ピークを描写する。すなわち、Ｔｇ＝１８３℃でのＧａＮ／Ａｌ２Ｏ３テンプレート上（上）、並びにＴｇ＝２４０℃（中）及びＴｇ＝１８３℃（下）でのａ−平面Ａｌ２Ｏ３上のＩｎＮ（６０ｎｍ）である。
【図３】図３は、面心立方晶系（ｆｃｃ）ＩｎＮ相の可能性のある構造、及び、それがどのようにａ−平面サファイア単位格子に対して並ぶかの概略図を示す。
【図４】図４は、Ｘ線光電子分光法により決定されるＡｌｘＩｎ１−ｘＮにおけるＡｌ含有量の変化を、全範囲のｘにおいてＡｌＮ／ＩｎＮサイクル比と共に描写する。ＡｌＮ及びＩｎＮ層は、請求項１〜５においてクレームされているように成長させられた。初めにＧａＮ上にＩｎＮが、それからＡｌＮが成長させられた。ＩｎＮ及びＡｌＮの層数は、要求される含有Ａｌ濃度を得るために変化させられた。
【発明を実施するための形態】
【０００５】
定義
本発明を詳細に開示する前に、本明細書において使用される用語は、特定の実施形態を開示する目的のためであり、また限定することを必ずしも意図しないことが理解されるべきである。本願において開示される方法、構造、及び材料に類似した、修正が加えられた、または同等な多くのそれらが過度の実験なしに本発明の実施において用いられうるが、好ましい方法、構造、及び材料が本願において開示される。本発明を開示しクレームするにあたり、以下の用語が以下に述べられる定義に従って使用される。
【０００６】
本願において用いられる「低温」は、３００℃より低い温度を意味し、また別に特定される場合は、２８０℃より低い、２６０℃より低い、２４０℃より低い、２２０℃より低い、２００℃より低い、１８０℃より低い、及び以下同様、などのさらに低い温度を指すことができる。
【０００７】
インジウム前駆体は、トリメチルインジウム（ＴＭＩ）、及び当技術分野で既知の他の物質を含む。
【０００８】
アルミニウム前駆体は、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）、及び当技術分野で既知の他の物質を含む。
【０００９】
本明細書及び添付の特許請求の範囲において用いられる単数形「ａ」、「ａｎ」、及び「ｔｈｅ」は、趣意が明らかに別に規定しない限り複数形の参照対象を排除しない。
【００１０】
本願において用いられる用語「及び／または」は、１つまたはそれより多くの関連する列挙された項目のあらゆる及び全ての組み合わせを含む。
【００１１】
本願において用いられる用語「約」は、所定の数値的値または範囲と併せて使用される場合、その所定の値または範囲の±１０％の範囲内までで、その所定の値または範囲よりもやや大きいまたはやや小さいことを示す。
【００１２】
開示
ＩｎＮ層は、Ｃａｍｂｒｉｄｇｅ  Ｎａｎｏ  Ｔｅｃｈ  （ＣＮＴ）  Ｆｉｊｉ  ２００原子層堆積／エピタキシー（ＡＬＥ）システムを使用して、ａ−平面サファイア、半絶縁性Ｓｉ（１１１）、及びＧａＮ／サファイアテンプレート上に同時に成長させられた。サファイア基板は、絶縁体上のＡＬＥ  ＩｎＮ層の電気輸送特性の明確な特徴を確保するために使用された。ウェーハーは、あらゆる更なる表面の前処理の前に、溶剤洗浄され、また脱イオン（ＤＩ）水でゆすがれた。Ｓｉ（１１１）、ＧａＮ／サファイア、及びサファイア表面はそれぞれ、ＨＦ、ＨＦ及び１５％ＨＣｌ、並びに溶剤で前処理された。成長は、超高純度（ＵＨＰ）アルゴン（Ａｒ）環境中で実施された。ｅｘ  ｓｉｔｕ表面前処理の後、基板はＩｎＮ成長の前に３００ワットにおいて５０ｓｃｃｍのＮ２プラズマで処理された。異なる基板上に同時にＩｎＮ薄膜を合成するため、約１５０から１１００サイクルのＡＬＥ堆積（以下参照）が用いられた。本段落で与えられたパラメータ値は例であり、他の値も可能である。
【００１３】
図１は、０．０６秒のトリメチルインジウム（ＴＭＩ）パルスを用いた場合の成長率（ＧＲ）及びＩｎ／Ｎ比の変化を示す。１６０から１８３℃への温度上昇に伴い、ＧＲは、０．８３から０．７３Åへと低下した。それは小さな温度幅に対しては一定のままで、２２０℃において０．５１Åへと再び低下する。２２０〜２６０℃間のＴｇに対しては、ＧＲは一定のままである。２２０〜２６０℃間の温度範囲は、第二の原子層エピタキシー（ＡＬＥ）幅である。第一低温ＡＬＥ幅においてＩｎＮ成長はＮリッチ（Ｉｎ／Ｎ<１）であり、高温ＡＬＥ幅についてはＩｎリッチ（Ｉｎ／Ｎ>１）である。ＭＢＥで成長したＩｎＮについては、Ｉｎ／Ｎ比２．８±０．７が測定されている（Ｐｉｐｅｒ  ｅｔ  ａｌ．，  Ｊ．  Ｖａｃ．  Ｓｃｉ．  Ｔｅｃｈｎｏｌ．  Ａ  ２３，  ６１７  （２００５）参照）。故に、ＡＬＥ  ＩｎＮはより優れた化学量論性を有する。
【００１４】
図２は、試料３つからのＸＲＤピークを描写する。すなわち、Ｔｇ＝１８３℃でのＧａＮ／Ａｌ２Ｏ３テンプレート上（上）、並びにＴｇ＝２４０℃（中）及びＴｇ＝１８３℃（下）でのａ−平面Ａｌ２Ｏ３上のＩｎＮ（６０ｎｍ）である。下のプロット図中には、指標（２００）及び（４００）を有する面心立方晶系（ＦＣＣ）構造、または指標（１１０）及び（２２０）を有するＣｓＣｌ構造のいずれか一方に帰属させられうる一組のピークが存在する。本試料に対しては２４時間長のラウエ回折（ＬＤ）パターンもまた、透過並びに斜入射反射モードで測定された。ラウエ斑点は両モードにおいて観察され、それは本試料が粉末／多結晶性性質ではなくエピタキシャルな性質を有することを示す。これは、Ｋα１及びＫα２構成要素に分解した（挿入図）、下のプロット図中の二次ピークをもってもまた確認される。本ピークは、信号を増強するため１５累積スキャンにより得られる。ＦＷＨＭ値は、一次及び二次ピークについて、それぞれ４９４及び３７１ａｒｃ−ｓｅｃである。一次ピークは、２つのＫα構成要素の合成績である。構造を確認するため、三次ピークが調査されたが、それはずっと大きい角度で生じかつ試料が厚さたった６０ｎｍであるため測定不可能であった。また、初めの２つのピークのｄ−間隔は、ＩＣＤＤデータベース中のいかなるＩｎＮ相とも一致しない。この結果は、１８３℃においてサファイア上のＩｎＮが高配向性エピタキシャル構造を有することを示唆する。データの更なる解析は、最初のピークのｄ間隔（６．６８Å）が報告された国際回折データセンター（ＩＣＤＤ）データベース中のいかなる既知のＩｎＮ相とも一致せず、代わりに以前に報告されたことのない面心立方晶系（ＦＣＣ）構造に相当することを明らかにする。本ＸＲＤデータは、Ｃｒｙｓｔ．  Ｇｒｏｗｔｈ  Ｄｅｓ．  ２０１３，  １３，  １４８５−１４９０において開示される電子顕微鏡観察により確証され、その参照文献は本参照により本願に組み込まれる。
【００１５】
図３は、面心立方晶系（ｆｃｃ）ＩｎＮ相単位格子の、ａ−平面サファイア基板単位格子に対する配置の概略図を示す。ＦＣＣ構造を仮定して、ＩｎＮ薄膜の測定された格子パラメータからは、サファイアの面内のｃ方向では２．８％のミスマッチ、及びサファイアの面内のｍ方向では１８．９％のミスマッチしか有さないことが見られる。これは、これがａ−平面サファイア上に成長したＩｎＮ薄膜の最も可能性のある相であることを示す更なる兆候である。
【００１６】
４５０℃におけるプラズマ支援分子線エピタキシー法（ＭＢＥ）によるＩｎＡｓ／ＧａＡｓ上の立方晶系ＩｎＮの成長の先の報告（参照文献２１参照）が存在するが、そのＩｎＮは本願において得られるＮａＣｌ型相ではなくＺｎＳ（閃亜鉛鉱）相を有することが実証される。
【００１７】
表１は、様々な材料を合成するための異なるパラメータ及びそれらの値を要約する。各ＡＬＥサイクルは、まず６０ｍｓのトリメチルインジウム（ＴＭＩ）パルス（それは経験的に自己制限的ＡＬＥ成長モードとして知られ、より長いパルスは顕著により大きい成長を提供しない）から構成され、それがＵＨＰアルゴン担体ガスの３０及び１００ｓｃｃｍの一定の流れに加えられた。各ＴＭＩパルスの後、表面がＩｎ原子で飽和するように主要ポンプ弁が５秒間閉鎖された。インジウム飽和表面に窒素前駆体を提供するため、２０秒間の３００ワットＮ２プラズマ露出が使用された。未反応前駆体を除去するため、堆積チャンバは、各パルスの後に１０秒間ＵＨＰアルゴンを用いてパージされた。反応層チャックは抵抗加熱され、また温度は熱電対を用いて及びＣＮＴによる高温計により較正された。与えられたパラメータの値は、例である。他の値も可能である。
【００１８】
ＡｌＩｎＮのＡＬＥ成長については、ＩｎＮ及びＡｌＮ層がデジタル合金の様式で層ごとに成長させられた。Ａｌ０．９０Ｉｎ０．１０Ｎを成長させるため、ＡｌＮ及びＩｎＮが交互に成長させられた。ＩｎＮ２サイクル毎に対し１つのＡｌＮでは、Ａｌ０．７９Ｉｎ０．２１Ｎが生じる。ＩｎＮ３サイクル毎に対し１つのＡｌＮでは、Ａｌ０．６８Ｉｎ０．３２Ｎが生じる。故にＩｎＮ及びＡｌＮの層数の組み合わせを変化させることで、幅広い範囲のｘに対してＡｌｘＩｎ１−ｘＮ薄膜が原子層エピタキシー法により得られうる。斯くして、ＡｌＩｎＮ三元合金が全ての望まれる化学量論範囲に渡って実現される。これが完遂されたのは、これが初めてだと信じられている。与えられたパラメータの値は、例である。他の値も可能である。
【００１９】
【表１】
2015525484.tif 000003
【００２０】
【表２】
2015525484.tif 000004
【００２１】
本願において開示される技術は、ｅｘ  ｓｉｔｕ及びｉｎ  ｓｉｔｕ表面処理により低酸素不純度を有する結晶材料を提供することが予期される。さらに、原子の水素、窒素、水素と窒素との混合物、及び／またはアンモニアプラズマを用いるｉｎ  ｓｉｔｕ表面処理が可能である。炭素不純度を制御するためには、ポンプ速度にあわせてパージ時間を変化させることも可能である。
【００２２】
結語
本願において言及される全ての文献は、その文献が引用された理由である特定の材料及び技法を開示かつ記述する目的で、本参照により本願に組み込まれる。
【００２３】
本発明はその好ましい実施形態に関連して開示されてきたが、本発明の真髄及び範囲から逸れることなく、具体的には開示されていない追加、削除、修正、及び代用がなされうることが当業者によって認識されるだろう。本願において用いられる用語は、それに関連して用語「手段」が明示的に使用されない限り、「ｍｅａｎｓ−ｐｌｕｓ−ｆｕｎｃｔｉｏｎ」の専門用語であると解釈されるべきではない。
【００２４】
参照文献
以下の各々は本参照により本願に組み込まれ、それは特に、各々が引用された理由である示教のためである。
１．  Ｙ．  Ｎａｎｉｓｈｉ，  Ｙ．  Ｓａｉｔｏ，  ａｎｄ  Ｔ．  Ｙａｍａｇｕｃｈｉ，  Ｊｐｎ．  Ｊ．  Ａｐｐｌ．  Ｐｈｙｓ．  ４２，  ２５４９  （２００３）、及び本文献中の参照文献。
２．  Ａ．  Ｇ．  Ｂｈｕｉｙａｎ，  Ａ．  Ｈａｓｈｉｍｏｔｏ，  ａｎｄ  Ａ．  Ｙａｍａｍｏｔｏ，  Ｊ．  Ａｐｐｌ．  Ｐｈｙｓ．  ９４，  ２７７９  （２００３）．
３．  Ｎ．  Ｄｉｅｔｚ，  Ｍ．  Ａｌｅｖｌｉ，  Ｖ．  Ｗｏｏｄｓ，  Ｍ．  Ｓｔｒａｓｓｂｕｒｇ，  Ｈ．  Ｋａｎｇ，  ａｎｄ  Ｉ．  Ｔ．  Ｆｅｒｇｕｓｏｎ，  Ｐｈｙｓ．  Ｓｔａｔｕｓ  Ｓｏｌｉｄｉ  Ｂ  ２４２，  ２９８５  （２００５）．
４．  Ｒ．  Ｐ．  Ｂｈａｔｔａ，  Ｂ．  Ｄ．  Ｔｈｏｍｓ，  Ａ．  Ｗｅｅｒａｓｅｋｅｒａ，  Ａ．  Ｇ．  Ｕ．  Ｐｅｒｅｒａ，  Ｍ．  Ａｌｅｖｌｉ，  ａｎｄ  Ｎ．  Ｄｉｅｔｚ，  Ｊ．  Ｖａｃ．  Ｓｃｉ．  Ｔｅｃｈｎｏｌ．  ２５，  ９６７  （２００７）．
５．  Ｓｈｏｕ−Ｙｉ  Ｋｕｏ，  Ｆａｎｇ−Ｉ  Ｌａｉ，  Ｗｅｉ−Ｃｈｕｎ  Ｃｈｅｎ，  Ｗｏｅｉ−Ｔｙｎｇ  Ｌｉｎ，  Ｃｈｉｅｎ−Ｎａｎ  Ｈｓｉａｏ，  Ｈｓｉｎ−Ｉ  Ｌｉｎ，  ａｎｄ  Ｈａｎ−Ｃｈａｎｇ  Ｐａｎ，  Ｄｉａｍｏｎｄ  &  Ｒｅｌａｔｅｄ  Ｍａｔｅｒｉａｌｓ  ２０，  １１８８  （２０１１）．
６．  Ｍ．  Ａ．  Ｈａｆｅｚ  ａｎｄ  Ｈ．  Ｅ．  Ｅｌｓａｙｅｄ−Ａｌｉ，  Ｊ．  Ｖａｃ．  Ｓｃｉ．  Ｔｅｃｈｎｏｌ．  Ａ  ２７，  ６９６  （２００９）．
７．  Ｋ．  Ｓ．  Ｂｏｕｔｒｏｓ，  Ｆ．  Ｇ．  ＭｃＩｎｔｏｓｈ，  Ｊ．  Ｃ．  Ｒｏｂｅｒｔｓ，  Ｓ．  Ｍ．  Ｂｅｄａｉｒ，  Ｅ．  Ｌ．  Ｐｉｎｅｒ，  ａｎｄ  Ｎ．  Ａ．  Ｅｌ−Ｍａｓｒｙ．  Ａｐｐｌ．  Ｐｈｙｓ．  Ｌｅｔｔ．  ６７，  １８５６  （１９９５）．
８．  Ｃ．  Ｏｚｇｉｔ，  Ｉ．  Ｄｏｎｍｅｚ，  Ｍ．  Ａｌｅｖｌｉ，  ａｎｄ  Ｎ．  Ｂｉｙｉｋｌｉ，  Ｊ．  Ｖａｃ．  Ｓｃｉ．  Ｔｅｃｈｎｏｌ．  Ａ  ３０，  ０１Ａ１２４  （２０１２）．
９．  Ｎ．  Ｈ．  Ｋａｒａｍ，  Ｔ．  Ｐａｒｏｄｏｓ，  Ｐ．  Ｃｏｌｔｅｒ，  Ｄ．  ＭｃＮｕｌｔｙ，  Ｗ．  Ｒｏｗｌａｎｄ，  Ｊ．  Ｓｃｈｅｔｚｉｎａ，  Ｎ．  Ｅｌ−Ｍａｓｒｙ，  ａｎｄ  Ｓ．  Ｍ．  Ｂｅｄａｉｒ，  Ａｐｐｌ．  Ｐｈｙｓ．  Ｌｅｔｔ．  ６７，  ９４  （１９９５）．
１０．Ｋ．  Ｋｉｍ，  Ｎ．  Ｋｗａｋ，  ａｎｄ  Ｓ．  Ｌｅｅ，  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ．  Ｍａｔｅｒ．  Ｌｅｔｔ．  ５，  ８３  （２００９）．
１１．  Ｍ．  Ａｌｅｖｌｉ，  Ｃ．  Ｏｚｇｉｔ，  Ｉ．  Ｄｏｎｍｅｚ，  ａｎｄ  Ｎ．  Ｂｉｙｉｋｌｉ，  Ｐｈｙｓ．  Ｓｔａｔｕｓ  Ｓｏｌｉｄｉ  Ａ  ２０９，  ２６６  （２０１２）．
１２．  Ｏ．  Ａｍｂａｃｈｅｒ，  Ｍ．  Ｓ．  Ｂｒａｎｄｔ，  Ｒ．  Ｄｉｍｉｔｒｏｖ，  Ｔ．  Ｍｅｔｚｇｅｒ，  Ｍ．  Ｓｔｕｔｚｍａｎｎ，  Ｒ．  Ａ．  Ｆｉｓｃｈｅｒ，  Ａ．  Ｍｉｅｈｒ，  Ａ．  Ｂｅｒｇｍａｉｅｒ，  ａｎｄ  Ｇ．  Ｄｏｌｌｉｎｇｅｒ，  Ｊ．  Ｖａｃ．  Ｓｃｉ．  Ｔｅｃｈｎｏｌ．  Ｂ  １４，  ３５３２  （１９９６）．  ＩｎＮ  ｄｉｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ  ｔｅｍｐ  ６３０
１３．  Ｍ．  Ｙ．  Ｄｕａｎ，  Ｌ  Ｈｅ，  Ｍ．  Ｘｕ，  Ｍ．  Ｙ．  Ｘｕ，  Ｓｈｕｙａｎ  Ｘｕ，  ａｎｄ  Ｋ．  Ｏｓｔｒｉｋｏｖ，  Ｐｈｙｓ．  Ｒｅｖ．  Ｂ  ８１，  ０３３１０２  （２０１０）．
１４．  Ａ．  Ｙａｍａｍｏｔｏ，  Ｔ．  Ｓｈｉｎ−ｙａ，  Ｔ．  Ｓｕｇｉｕｒａ，  Ａ．  Ｈａｓｈｉｍｏｔｏ，  Ｊ．  Ｃｒｙｓｔ．  Ｇｒｏｗｔｈ，  １８９／１９０，  ４６１  （１９９８）．
１５．  Ｊ．  Ｇ．  Ｌｏｚａｎｏ，  Ｆ．  Ｍ．  Ｍｏｒａｌｅｓ，  Ｒ．  Ｇａｒｃｉａ，  Ｄ．  Ｇｏｎｚａｌｅｚ，  Ｖ．  Ｌｅｂｅｄｅｖ，  Ｃｈ．  Ｙ．  Ｗａｎｇ，  Ｖ．  Ｃｉｍａｌｌａ，  ａｎｄ  Ｏ  Ａｍｂａｃｈｅｒ，  Ａｐｐｌ．  Ｐｈｙｓ．  Ｌｅｔｔ．  ９０，  ０９１９０１  （２００７）．
１６．  Ａ．  Ｊａｎｏｔｔｉ  ａｎｄ  Ｃ，  Ｇ．  Ｖａｎ  ｄｅ  Ｗａｌｌｅ，  Ａｐｐｌ．  Ｐｈｙｓ．  Ｌｅｔｔ．  ９２，  ０３２１０４  （２００８）．
１７．  Ｌ．  Ｆ．  Ｊ．  Ｐｉｐｅｒ，  Ｔ．  Ｄ．  Ｖｅａｌ，  Ｍ．  Ｗａｌｋｅｒ，  Ｉ．  Ｍａｈｂｏｏｂ，  Ｃ．  Ｆ．  ＭｃＣｏｎｖｉｌｌｅ，  Ｈ．  Ｌｕ，  ａｎｄ  Ｗ．  Ｊ．  Ｓｃｈａｆｆ，  Ｊ．  Ｖａｃ．  Ｓｃｉ．  Ｔｅｃｈｎｏｌ．  Ａ  ２３，  ６１７  （２００５）
１８．  Ｃ．  Ｇ．  Ｖａｎ  ｄｅ  Ｗａｌｌｅ，  Ｊ．  Ｌ．  Ｌｙｎｏｓ，  ａｎｄ  Ａ．  Ｊａｎｏｔｔｉ，  Ｓｏｌｉｄｉ  Ａ  ２０７，  １０２４  （２０１０）．
１９．  Ｔ．  Ｍａｔｓｕｏｋａ，  Ｈ．  Ｏｋａｍｏｔｏ，  Ｍ．  Ｎａｋａｏ，  Ｈ．  Ｈａｒｉｍａ，  ａｎｄ  Ｅ．  Ｋｕｒｉｍｏｔｏ，  Ａｐｐｌ．  Ｐｈｙｓ．  Ｌｅｔｔ．  ８１，  １２４６  （２００２）．
２０．  Ｍ．  Ｃ．  Ｌｅｅ，  Ｈ．  Ｃ．  Ｌｉｎ，  Ｙ．  Ｃ．  Ｐａｎ，  Ｃ．  Ｋ．  Ｓｈｕ，  Ｊ．  Ｏｕ，  Ｗ．  Ｈ．  Ｃｈｅｎ，  ａｎｄ  Ｗ．  Ｋ．  Ｃｈｅｎ，  Ａｐｐｌ．  Ｐｈｙｓ．  Ｌｅｔｔ．  ７３，  ２６０６  （１９９８）．
２１．  Ａ．  Ｐ．  Ｌｉｍａ，  Ａ．  Ｔａｂａｔａ，  Ｊ．  Ｒ．  Ｌｅｉｔｅ，  Ｓ．  Ｋａｉｓｅｒ，  Ｄ．  Ｓｃｈｉｋｏｒａ，  Ｂ．  Ｓｃｈｏｔｔｋｅｒ，  Ｔ．  Ｆｒｅｙ，  Ｄ．  Ｊ．  Ａｓ，  ａｎｄ  Ｋ．  Ｌｉｓｃｈｋａ，  Ｊ．  Ｃｒｙｓｔ．  Ｇｒｏｗｔｈ，  ２０１／２０２，  ３９６  （１９９９）．
【図１】
2015525484.tif 000005
【図２】
2015525484.tif 000006
【図３】
2015525484.tif 000007
【図４】
2015525484.tif 000008
【国際調査報告】
2015525484.tif 000009
2015525484.tif 000010