(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
ドーパントとして、ＳｉとＧａＡｓ単結晶でｐ型を示すドーパントを、Ｓｉに対する該ｐ型ドーパントの原子比として、１．５〜２００の範囲で含み、更に、ドーパントとして、Ｂを、Ｓｉに対する原子比として、０．００１〜１０００の範囲で含むことを特徴とするｐ型ＧａＡｓ単結晶。
【請求項２】
請求項１に記載のｐ型ＧａＡｓ単結晶において、Ｓｉに対するｐ型ドーパントの原子比が、２〜１００の範囲で含むことを特徴とするｐ型ＧａＡｓ単結晶。
【請求項３】
請求項１に記載のｐ型ＧａＡｓ単結晶において、Ｓｉを１×１０17〜５×１０19cm-3原子含むことを特徴とするｐ型ＧａＡｓ単結晶。
【請求項４】
請求項３に記載のｐ型ＧａＡｓ単結晶において、Ｓｉを１×１０17〜１×１０19cm-3原子含むことを特徴とするｐ型ＧａＡｓ単結晶。
【請求項５】
請求項１又は２に記載のｐ型ＧａＡｓ単結晶において、ｐ型を示すドーパントを、１．１×１０17〜１×１０20cm-3原子含有することを特徴とするｐ型ＧａＡｓ単結晶。
【請求項６】
請求項５に記載のｐ型ＧａＡｓ単結晶において、ｐ型を示すドーパントを、２×１０18〜６×１０19cm-3原子含有することを特徴とするｐ型ＧａＡｓ単結晶。
【請求項７】
請求項1に記載のｐ型ＧａＡｓ単結晶において、ｐ型を示すドーパントが、Ｃ、Ｂｅ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｌｉ、Ｇｅ、Ａｕ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｐｂ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＦｅからなる群から選ばれる元素であることを特徴とするｐ型ＧａＡｓ単結晶。
【請求項８】
請求項７に記載のｐ型ＧａＡｓ単結晶において、ｐ型を示すドーパントが、Ｚｎであることを特徴とするｐ型ＧａＡｓ単結晶。
【請求項９】
請求項８に記載のｐ型ＧａＡｓ単結晶において、Ｂを、１×１０17〜１×１０20cm-3原子含むことを特徴とするｐ型ＧａＡｓ単結晶。
【請求項１０】
請求項１に記載のｐ型ＧａＡｓ単結晶において、Ｓｉの少なくとも一部を、Ｓｅ及び／又はＴｅで置換することを特徴とするｐ型ＧａＡｓ単結晶。
【請求項１１】
請求項１〜４及び６〜１０のいずれかに記載のｐ型ＧａＡｓ単結晶において、キャリア濃度が１×１０18〜５×１０19cm-3であることを特徴とするｐ型ＧａＡｓ単結晶。
【請求項１２】
ドーパントとして、Ｓｉを１×１０17〜１×１０19cm-3原子含み、ｐ型を示すドーパントを１×１０18〜１×１０20cm-3原子含み、ドーパントとして、更に、Ｂを、１×１０17〜１×１０20cm-3原子含むことを特徴とするｐ型ＧａＡｓ単結晶。
【請求項１３】
ｐ型ＧａＡｓ単結晶の製造方法において、
成長容器の一端にＧａＡｓ単結晶種結晶を配置するステップと、
該成長容器内にＧａＡｓ結晶成長用原料の少なくとも一部とドーパントを配置するステップと、
該成長容器およびその近傍を加熱し、該成長容器内で前記ドーパントを含むＧａＡｓ融液を調整するステップと、
種付けを行うステップと、
徐冷してｐ型ＧａＡｓ単結晶を成長させるステップを含み、
前記ドーパントとして、Ｓｉを１×１０17〜５×１０19cm-3原子、及び、ＧａＡｓ単結晶中でｐ型を示すドーパントを、Ｓｉに対する原子比として、１．５〜２００の範囲で含まれ、更に、ドーパントとして、Ｂが１×１０17〜１×１０20cm-3原子含まれるように、前記成長容器内に充填することを特徴とするｐ型ＧａＡｓ単結晶の製造方法。
【請求項１４】
ｐ型ＧａＡｓ単結晶の製造方法において、
成長容器の一端にＧａＡｓ単結晶種結晶を配置するステップと、
該成長容器内にＧａＡｓ結晶成長用原料の少なくとも一部とドーパントを配置するステップと、
該成長容器およびその近傍を加熱し、該成長容器内で前記ドーパントを含むＧａＡｓ融液を調整するステップと、
種付けを行うステップと、
徐冷してｐ型ＧａＡｓ単結晶を成長させるステップを含み、
前記ドーパントとして、Ｓｉを１×１０17〜５×１０19cm-3原子、及び、ＧａＡｓ単結晶中でｐ型を示すドーパントを、Ｓｉに対する原子比として、１．５〜２００の範囲で含まれ、更にドーパントとして、Ｂが、Ｓｉに対する原子比として、０．００１〜１０００の範囲で含まれるように、前記成長容器内に充填することを特徴とするｐ型ＧａＡｓ単結晶の製造方法。
【請求項１５】
ｐ型ＧａＡｓ単結晶の製造方法において、
成長容器の一端にＧａＡｓ単結晶種結晶を配置するステップと、
該成長容器内にＧａＡｓ結晶成長用原料の少なくとも一部とドーパントを配置するステップと、
該成長容器およびその近傍を加熱し、該成長容器内で前記ドーパントを含むＧａＡｓ融液を調整するステップと、
種付けを行うステップと、
徐冷してｐ型ＧａＡｓ単結晶を成長させるステップを含み、
前記ドーパントとして、Ｓｉを１×１０17〜５×１０19cm-3原子、及び、ＧａＡｓ単結晶中でｐ型を示すドーパントを、１×１０18〜１×１０20cm-3原子の範囲で含まれ、更に、ドーパントとして、Ｂが１×１０17〜１×１０20cm-3原子含まれるように、前記成長容器内に充填することを特徴とするｐ型ＧａＡｓ単結晶の製造方法。
【請求項１６】
ｐ型ＧａＡｓ単結晶の製造方法において、
成長容器の一端にＧａＡｓ単結晶種結晶を配置するステップと、
該成長容器内にＧａＡｓ結晶成長用原料の少なくとも一部とドーパントを配置するステップと、
該成長容器およびその近傍を加熱し、該成長容器内で前記ドーパントを含むＧａＡｓ融液を調整するステップと、
種付けを行うステップと、
徐冷してｐ型ＧａＡｓ単結晶を成長させるステップを含み、
前記ドーパントとして、Ｓｉを１×１０17〜５×１０19cm-3原子、及び、ＧａＡｓ単結晶中でｐ型を示すドーパントを、１×１０18〜１×１０20cm-3原子の範囲で含まれ、更に、ドーパントとして、Ｂが、Ｓｉに対する原子比として、０．００１〜１０００の範囲で含まれるように、前記成長容器内に充填することを特徴とするｐ型ＧａＡｓ単結晶の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、低転位のｐ型ＧａＡｓ単結晶及び、その製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ｐ型ＧａＡｓ単結晶は切り出されて、化合物半導体レーザー、発光ダイオード（ＬＥＤ）等を製造するためのエピタキシャル成長用基板として幅広く用いられている。
【０００３】
このように化合物半導体レーザー、ＬＥＤなどに幅広く用いられているｐ型ＧａＡｓ単結晶は、従来、水平ブリッジマン法（ＨＢ法）、水平温度勾配凝固法（ＧＦ法）、液体封止引き上げ法（ＬＥＣ法）、垂直ブリッジマン法（ＶＢ法）、垂直温度勾配凝固法（ＶＧＦ法）等様々な方法で製造されることが知られている。
【０００４】
このうち化合物半導体レーザーは高い発光効率と高寿命が求められるため、より低転位のｐ型ＧａＡｓ単結晶が必要とされてきた。このため一般的にｐ型ＧａＡｓ単結晶製造に際し、水平ブリッジマン法（ＨＢ法）、水平温度勾配凝固法（ＧＦ法）または垂直ブリッジマン法（ＶＢ法）、垂直温度勾配凝固法（ＶＧＦ法）等の手法が用いられてきた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
ところが上記いずれの手法によっても平均転位密度は、概ね１０００cm-2以上であり、平均転位密度が５００cm-2以下のｐ型ＧａＡｓ単結晶を歩留まりよく得ることは困難であった。
【０００６】
一方、結晶中にＳ、Ｓｉをドープすることが低転位化に有効であることが知られているが、この場合にはｎ型のＧａＡｓ単結晶しか得られないという問題があった。
【０００７】
また、かかる問題を解決する手段の一例として、水平ブリッジマン法（ＨＢ法）においてＧａＡｓ結晶中にＺｎとＳをダブルドープすることが特開昭６３−５７０７９号に記載されている。ところがこの手法でも平均転位密度が１０００cm-2以下のｐ型ＧａＡｓ単結晶は得られるが、平均転位密度が５００cm-2以下であるｐ型ＧａＡｓ単結晶を製造することは困難であった。
【０００８】
さらに中性不純物であるＩｎがＧａＡｓ結晶の低転位化に効果があることが報告されている (Proc. 12th Intern. Symp. on GaAs and Related Compounds, London-Bristol, 1986, p7-2)。かかる報告には、Ｚｎ濃度が１．５×１０19cm-3、Ｉｎ濃度が４．０×１０19cm-3をドープした２インチのＧａＡｓ基板が無転位基板になることが示されている。
【０００９】
しかしながら、Ｉｎは偏析係数が０．１と小さいため、上記のように結晶中に高濃度のＩｎをドーピングするためにはあらかじめＩｎを多量に添加したＧａＡｓ融液より単結晶を製造する必要があった。ところがこうした条件で結晶を製造すると結晶固化の途中で組成的過冷却によるセル成長が始まり生産性が著しく悪くなることが問題となっていた。
【００１０】
したがって、本発明の目的は、かかる従来の問題を解決するｐ型ＧａＡｓ単結晶及び、その製造方法を提供することにある。
【００１１】
さらに本発明の目的は、平均転位密度を５００ｃｍ-2以下とするｐ型ＧａＡｓ単結晶及び、その製造方法を提供することにある。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
上記の本発明の課題を達成するｐ型ＧａＡｓ単結晶は、ドーパントとして、Ｓｉと、ＧａＡｓ単結晶中でｐ型を示すドーパントを、Ｓｉに対する該ｐ型ドーパントの原子比として、１．５〜２００、中でも２〜１００の範囲で含むことを特徴とする。
【００１３】
さらに一の態様として、ドーパントとして、更に、Ｂ及び／又はＳを、Ｓｉに対する原子比として、０．００１〜１０００の範囲で含むことによって、原子濃度としては、１×１０17〜１×１０20cm-3原子含むことによって、より低転位のｐ型ＧａＡｓ単結晶が得られる。
【００１４】
また、一の態様としてキャリア濃度が１×１０18〜５×１０19cm-3であることを特徴とする。
【００１５】
このような特徴のｐ型ＧａＡｓ単結晶では、平均転位密度を５００ｃｍ-2以下とすることができる。
【００１６】
また、上記において、Ｓｉの少なくとも一部を、Ｓｅ及び／又はＴｅで置換することが可能である。
なお、いずれのドーパントについても、ドーピングの手法について特に制限されることはなく、ドーピング源が、例えば、金属、化合物、酸化物あるいは原料多結晶中や容器中の不純物等いずれでもよく、また、固体、液体、気体いずれの形態でもよい。
【００１７】
さらに上記特徴のｐ型ＧａＡｓ単結晶を製造するに当たっては、ｐ型ＧａＡｓ単結晶中に、ドーパントとしてＳｉと、ｐ型ＧａＡｓ単結晶でｐ型を示すドーパントを、Ｓｉに対する原子比として、１より大きく１０００以下、中でも１．１〜５００となるように、通常、Ｓｉを１×１０17〜５×１０19cm-3原子、前期ｐ型を示すドーパントを１×１０18〜１×１０20cm-3原子含まれる範囲となるように、成長容器内にドーパントを充填することにより、横型ボート成長法あるいは、縦型ボート成長法いずれを用いることができる。
【００１８】
本発明の更なる特徴及び、効果は、以下の発明の実施の形態の説明から明らかになる。
【００１９】
【発明の実施の形態】
以下本発明の実施の形態を図面を参照しながら詳細に説明する。なお、先に説明したように、成長されたｐ型ＧａＡｓ単結晶は、切り出されてエピタキシャル半導体基板として使用されることから、本発明の説明においてｐ型ＧａＡｓ単結晶の用語の意味及び発明の保護の範囲は、特に特定されている場合を除き、成長されたｐ型ＧａＡｓ単結晶及び、切り出されたｐ型ＧａＡｓ単結晶半導体基板を含むものである。
【００２０】
本発明者は、先に説明した従来例に存在する問題を解決すべく鋭意検討した。その結果、ＧａＡｓ結晶中にＳｉと、ＧａＡｓ単結晶中でｐ型を示すドーパントをダブルドープすること、特に、特定の比率、即ち、Ｓｉに対するｐ型ドーパントの原子比として、１．５〜２００、中でも、２〜１００、好ましくは、２〜５０の範囲で、共に存在させることにより、Ｓｉが転移の移動を効果的に抑制し、低転位のｐ型ＧａＡｓ単結晶を得ることができることを見出した。通常、Ｓｉ及びドープされる不純物等のｐ型ドーパントの濃度を所定の範囲として製造することにより、好ましい平均転位密度を有するｐ型ＧａＡｓ単結晶を得ることが可能である。
【００２１】
本発明に従う一の実施の態様として、不純物としてＳｉを１×１０17〜５×１０19cm-3原子、中でも１×１０17〜１×１０19cm-3原子の範囲で含み、ｐ型ドーパントを、１．１×１０17〜１×１０20cm-3原子、中でも、１×１０18〜１×１０20cm-3原子、好ましくは２×１０18〜６×１０19cm-3原子、更に好ましくは２×１０18〜５×１０19cm-3原子含むことにより、低転位密度のｐ型ＧａＡｓ単結晶が得られた。
【００２２】
このときＳｉ原子濃度が１×１０18cm-3以上だと、更に大きな低転位化効果が得られる。また、１×１０19を超えると不純物に起因する微細な析出物が発生しやすくなり、組成的過冷却によるセル成長が始まる。したがって、不純物としてＳｉを１×１０18〜１×１０19cm-3原子含むことが実用的である。
【００２３】
ｐ型ドーパントとしては、通常、Ｃ、Ｂｅ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｌｉ、Ｇｅ、Ａｕ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｐｂ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＦｅからなる群から選ばれる元素が用いられる。これらの中でも、Ｚｎが最も好適である。
Ｚｎは２×１０18〜６×１０19ｃｍ-3であると結晶成長中に組成的過冷却が起こりにくく、かつ低転位密度が得られるので特に好ましい。６×１０19cm-3を超えると結晶成長中に組成的過冷却が起こり歩留りが低下する傾向がある。
【００２４】
また、キャリア濃度は、１×１０18cm-3〜５×１０19cm-3であることがｐ型基板として好ましい。
【００２５】
なお、平均転位密度が５００cm-2以下のｐ型ＧａＡｓ単結晶の製造には本発明に従い、上記のようにＳｉとp型ドーパントをダブルドープすることで十分であるが、さらに低転位密度の単結晶を得るためには、更に、Ｂ及び／又はＳを、Ｓｉに対する原子比として、０．００１〜１０００、中でも、０．００１〜１００、特に、０．０５〜５０の範囲で含むことが好ましい。通常、Ｂ及び／又はＳの濃度として、１×１０17〜１×１０20cm-3原子、好ましくは、１×１０18〜５×１０19cm-3原子の範囲で含有させる。
【００２６】
また平均転位密度が５００cm-2以下のｐ型ＧａＡｓ単結晶の製造方法として、水平ブリッジマン法（ＨＢ法）、水平温度勾配凝固法（ＧＦ法）等の横型ボート法、垂直ブリッジマン法（ＶＢ法）、垂直温度勾配凝固法（ＶＧＦ法）等の縦型ボート法のいずれを採用してもよい。
【００２７】
横型ボート法（ＨＢ，ＧＦ）の場合には、横型（ボート型）の成長容器を用い、その一端に種結晶を配置し、一方、縦型ボート法（ＶＢ，ＶＧＦ）では、縦長のるつぼ状成長容器を用い、その下端に種結晶を配置する。
【００２８】
いずれの場合も、成長容器の一端にＧａＡｓ単結晶種結晶を配置するとともに、当該成長容器内にＧａＡｓ結晶成長用原料の少なくとも一部とドーパントを配置するステップ、前記成長容器およびその近傍を加熱し、成長容器内でドーパントを含むＧａＡｓ融液を調整するステップ、種付けを行うステップ、徐冷してｐ型ＧａＡｓ単結晶を成長させるステップを含むｐ型ＧａＡｓ単結晶の製造方法である点では共通する。
【００２９】
本発明の特徴は、前記ｐ型ＧａＡｓ単結晶中に、Ｓｉと、ＧａＡｓ単結晶中でp型を示すドーパントを、Ｓｉに対する該p型ドーパントの原子比として、前記した１．５〜２００の範囲となるように、配慮すること、通常は、Ｓｉが１×１０17〜５×１０19cm-3原子、ｐ型ドーパントが、１×１０18〜１×１０20cm-3原子含まれる様に、成長容器内にドーパントを配置する点に存する。ｐ型ドーパントとして、Ｚｎを用いる場合には、２×１０18〜６×１０19cm-3で含まれるように配置することが好ましい。
ドーパントとして、Ｂ及び／又はＳを用いる場合には、前記した、Ｓｉに対する特定の原子比０．００１〜１０００となるように配置する。通常、１×１０17〜１×１０20cm-3原子含まれるように配置する。
【００３０】
本発明の方法は、縦型、横型いずれのボート成長方法にも有効だが、円形ウェハが高歩留まりで得られ、大型基板が得られ、且つより低転位密度の単結晶が得られることから縦型ボート法がより好ましい。
本発明によれば、平均転位密度が５００cm-2以下で、表面積（片面の面積として）が２０cm2を超え、両面の表面積として４０cm2を超える、直径が５０．８ｍｍ（２インチ）を超える、２．５インチ以上（片面の面積として約３１cm2以上）或いは、３インチ以上（片面の面積として約４５cm2以上）もの大型のｐ型ＧａＡｓ単結晶半導体基板を得ることができる。
本発明の単結晶半導体基板は、上記したボート成長方法によって円形ウエハが効率よく得られるが、円形ウエハに限定されるものではなく、本発明の基板を満足する限り、任意の形状、例えば角形ウエハであってもよい。
【００３１】
またＳｉ少なくとも一部を、Ｓｅ及び／又はＴｅの不純物をドーピングして置換しても、Ｓｉと同様の効果が得られる。
【００３２】
上記のように、本発明は、ＧａＡｓ結晶にＳｉとｐ型ドーパントとを組み合わせること、或いは、Ｓｉと、Ｂ及び／又はＳとｐ型ドーパントとを組合わせてドーピングすることで、低転位密度のｐ型ＧａＡｓ単結晶を得ることができる。ここでＳｉは、Ｉｎに比べて約１０分の１の濃度で低転位化効果を示すので、Ｓｉのドーピング量が少なくて済み、結晶製造過程において偏析による組成的過冷却が起こりにくい。このため低転位のｐ型ＧａＡｓ単結晶を高歩留まりで得られる。
【００３３】
またこのようにして得られたｐ型ＧａＡｓ単結晶及び、ｐ型ＧａＡｓ単結晶基板は従来のものに比べて転位密度５００cm-2以下、中でも４００cm-2を下回るような転位密度の低い単結晶基板が得られることから、これらを化合物半導体レーザー用基板として使用することで発光効率が高く高寿命のレーザーが得られる。
【００３４】
実施例１
図１に示すように直径３インチのｐＢＮ（熱分解窒化硼素）製るつぼ（１）の底にＧａＡｓ種結晶（３）を充填し、その上に４０００ｇのＧａＡｓ多結晶（４）及び、Ｂ2Ｏ3(５)を５０ｇ充填した。さらにＺｎ（６）を１．５ｇとＳｉ（７）を０．５ｇ添加した後、石英アンプル（２）内に真空封入した。
【００３５】
次にこの石英アンプル（２）を成長炉に設置し、ヒータ（８）により加熱し、ＧａＡｓ多結晶（４）と種結晶（３）の一部を溶融してシーディングを行い、３〜５℃／ｃｍの温度勾配を保ったまま除冷してＧａＡｓ単結晶を育成した。
【００３６】
得られた単結晶から（１００）面の３インチ（片面の表面積４５cm2）ＧａＡｓ基板を切り出し、４００℃で３０分間溶融ＫＯＨエッチングを実施した後、光学顕微鏡で観察して転位密度を測定した。顕微鏡の視野内で１×１ｍｍの範囲の転位個数をカウントし、１００倍して１ｃｍ2あたりの転位密度とした。同様の測定を１０ｍｍ間隔で３７点について行い、平均転位密度を求めた。
【００３７】
測定結果では、平均転位密度は１８０ｃｍ-2であった。またこの基板のキャリア濃度は１．２×１０19cm-3でｐ型の導電型を示した。この時の基板中の不純物濃度をＳＩＭＳにより測定した結果を図２に示す。
【００３８】
またこの条件で合計５本の結晶成長を実施したところ得られた結晶は、全て単結晶であった。
【００３９】
実施例２
図３に示すように直径３インチの石英製るつぼ（１）の底にＧａＡｓ種結晶（３）を充填し、その上に４０００ｇのＧａＡｓ多結晶（４）を充填した。さらにＺｎ（６）を１．５ｇと、Ｓｉ（７）を０．２ｇ添加した後、石英アンプル（２）内に真空封入した。
【００４０】
次にこの石英アンプル（２）を成長炉に設置しヒータ（８）を加熱し、ＧａＡｓ多結晶と種結晶の一部を溶融してシーディングを行い、３〜５℃／ｃｍの温度勾配を保ったまま除冷してＧａＡｓ単結晶を育成した。
【００４１】
得られた単結晶から（１００）面の３インチＧａＡｓ基板を切り出し、４００℃で３０分間溶融ＫＯＨエッチングを実施した後、実施例１と同様にして転位密度を測定した。測定結果は、平均転位密度は３８０ｃｍ-2であった。
【００４２】
またこの基板のキャリア濃度は１．５×１０19cm-3でｐ型の導電型を示した。このときの基板中の不純物濃度をＳＩＭＳにて測定した結果を図２の表に示す。
【００４３】
またこの条件で合計５本の結晶成長を実施したところ得られた結晶はすべて単結晶であった。
【００４４】
実施例３
図４に示すように横型の石英ボート（１０）に、Ｇａ(９)を２７５０ｇ、Ｚｎ(６)を３．０ｇ及び、Ｓｉ(７)を０．２ｇ充填する。また石英ボート（１０）の一端にＧａＡｓ種結晶（３）を配置する。そして、３０００ｇの金属砒素（１１）とともに石英アンプル（２）中に真空封入する。
【００４５】
次にこの石英アンプル（２）を成長炉に設置しヒータ（８）を加熱し、ＧａＡｓ融液を合成した後、ＧａＡｓ種結晶（３）の一部を溶融してシーディングを行い、０．５〜３℃／ｃｍの温度勾配を保ったまま除冷してＧａＡｓ単結晶を育成した。
【００４６】
得られた単結晶から（１００）面の２インチＧａＡｓ基板を切り出し、４００℃で３０分間溶融ＫＯＨエッチングを実施した後、５ｍｍ間隔で６９点について測定した以外、実施例１と同様にして転位密度を測定した。その測定結果は、平均転位密度は４２０ｃｍ-2であった。
【００４７】
またこのＧａＡｓ基板のキャリア濃度は２．１×１０19cm-3でｐ型の導電型を示した。この時の基板中の不純物濃度をＳＩＭＳにて測定した結果を上記表１に示す。またこの条件で合計５本の結晶成長を実施したところ得られた結晶はすべて単結晶であった。
【００４８】
比較例１
Ｓｉ添加量を０．０１ｇとする他は、実施例１と同様にＧａＡｓ単結晶の成長を行った。この時得られたＧａＡｓ基板の転位密度を実施例１と同じ条件で測定したところ面内平均は１８１０ｃｍ-2であった。このときの基板中の不純物濃度をＳＩＭＳにて測定した結果を図２の表に示す。
【００４９】
比較例２
Ｓｉ添加量を１．５ｇとする他は、実施例１と同様にＧａＡｓ単結晶の成長を５回実施したが、不純物に起因する微細な析出物が多数発生し単結晶が得られたのは１本のみであった。またこの時得られた単結晶から切り出したＧａＡｓ基板の転位密度を実施例１と同じ条件で測定したところ面内平均は２８４０ｃｍ-2であった。このときの基板中の不純物濃度をＳＩＭＳにて測定した結果を同様に、上記表１に示す。
【００５０】
図２の表にまとめて示されるように、本発明に従う実施例１〜３のいずれも比較例１、２と比較して、ＺｎとＳｉ、又はＺｎとＳｉ及び、Ｂの濃度の組み合わせにより、単位面積当たりの転位個数が５００ｃｍ-2以下となることが理解できる。
【００５１】
また、図５は、本発明により得られた単結晶の（１００）面における結晶転位欠陥個数（ＥＰＤ）の分布例である。いずれの箇所における転位密度も、上記比較例１、２のいずれの平均転位密度よりも小さい値であることが理解できる。
【００５２】
【発明の効果】
以上実施例に基づき説明したように、本発明は、Ｓｉとｐ型ドーパントをダブルドープすることにより、低転位のｐ型ＧａＡｓ単結晶を得ることが可能である。これにより、低転位のｐ型ＧａＡｓ単結晶基板から高効率、長寿命の化合物半導体レーザ、発光ダイオード等が実現可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の単結晶を製造する際に用いる装置の概略を示し、実施例１を説明する図である。
【図２】実施例と比較例の測定値を示す表である。
【図３】本発明の単結晶を製造する際に用いる装置の概略を示し、実施例２を説明する図である。
【図４】本発明の単結晶を製造する際に用いる装置の概略を示し、実施例３を説明する図である。
【図５】本発明で得られた単結晶の（１００）面の転位（ＥＰＤ）分布を示す例である。
【符号の説明】
１    ｐＢＮ（熱分解窒化硼素）製るつぼ
２    石英アンプル
３    ＧａＡｓ種結晶
４    ＧａＡｓ多結晶
５    Ｂ2Ｏ3
６    Ｚｎ
７    Ｓｉ
８    ヒータ
９    Ｇａ
１０  石英ボート
１１  金属砒素
【図１】
0003797824.tif 000002
【図２】
0003797824.tif 000003
【図３】
0003797824.tif 000004
【図４】
0003797824.tif 000005
【図５】
0003797824.tif 000006