4 - 東京大学学術機関リポジトリ

、
c
ωhs
〈
‘ ω
ν
円百
4
T
I
f
i
a
冨
切
司
自
。-‘
.
.
・
4
‘
ー
伺
-企
・
0
.
a
~
首
圃
•
化合物半導体副格子交換エピタキシー
とその応用
東京大学大学院工学系研究科物理工学専攻
黄晋二
2
0
0
0年 2月
謝辞
本研究は東京大学工学部物理工学科 ・ 伊藤良 一 研究室および白木 iì'r~研究宅において行
われたものであります.卒業研究以来、終始.熱心な御指導、激励をいただいた伊必良一
教綬に心から御礼申し上げます.白木:tt'ft'L教僚には、結晶成長に初めて tl~ った修士様相ー か
ら現在に至るまで、御指導、励ましをいただき、同士段終年度の 1
却而 f
目
l
を凡ていただきま
した.心から御礼申し上げます。 卒業研究以来、終始あたたかい励ましをくださり、論文
の審査をしていただいた尾鍋研太郎教授に深く感謝いたします.また、
L
'
t設な時 1
mを淘l
い
i仲良教燦に心
て論文審査をしていただき、光学測定において使宜をはかっていただいた l
から感謝いたします.工学部マテリアル工学科・近藤尚志助教綬には、 E
事業研究以.
来 、御
指導、激励をいただき、論文の審査もしていただきました.副絡子交換エピタキシーは、
近藤助教綬の独創的なアイデアから出発したものであります。この研究テーマを与えてく
ださったことを心から感謝します。崎玉大学工学部・矢口裕之助教綬には、終始、結晶成
J
t
泌良一研究室助手
長に関する適切な助言をいただきました.心から御礼申し上げます. {
岡崎国立共同研究機織分子科学研究所)には、卒業研
を勤められていた、庄司一郎氏(現 l
究以来.有益な助言、協力をしていただきました.ここに感謝いたします。白木研究室助
手を勤められていた宇佐美徳隆氏(現東北大金属材料研究所)には、有益な助言
、 協力を
していただきました.ここに感謝いたします。 工学部マテリアル工学科 ・市野瀬英喜助教
授には、電子顕微鏡観察についての御指導事をいただきました.ここに感謝いたします.治
子顕微鏡観祭に際し、ご協力いただいた摺本知宏氏、沢田英敏氏にも!ii.~捌いたします.物
性研高橋敏男助教授には、X線回折による試料評価にお いて多大なるご協力をいただきま
1
I
助手および草野修治氏
した.ここに感謝いたします.また、高締敏男研究室 ・中谷信一自
1
:
:も、試料郭価の際に多大なるご協力をいただきました.ここに感謝いたします. f
r
l
r
i
l
!
気
工業株式会社 ・和田浩氏、酋消次氏には、 MBEチャンパー移設の際に多大なるご協力を
いただきました.この MBEチャンパー無くしては、本研究は成り 立ち得ま せんでした.
ここに感謝いたします。また、本研究に関係された、総補給氏、海老原徐氏、片山竜二氏
、
矢ヶ部喜行氏、本田智則氏の貢献に対し感謝します。修土器具稼1
1
寺
代
、 MBE成長について
御t
旨尊いただいた太田和伸氏(現三菱電機)に心から感謝します.伊藤良一研究室におけ
る研究生活においては、橋詰直樹氏(現古河電工)、森岡怒さん(現ソニーに仁科英一氏
(現ソニー)、内野旧資仲氏(現 B立製作所)に多くの助言、励ましをいただきました.こ
こに感議i
します。この他にも、伊藤研究室・白木研究室 ・尾鍋研究室・その他のフォトニ
クス材料分野に任絡された多くの人々の協力を得て本研究を進めることができました。こ
こに心から感溺いたします.長くに及んだ学生生活を支えてくれた両親 ・兄弟に心から感
謝します.終始、支えとなってくれた妥 ・美総と友人達に心から感謝します.
黄
yニ
『私は目をあげ.応 I
l
I
Iまで見ていたルチブヱロにまた会うものと期待したが.比えたのは.両仰を上
に逆立ちし τいる施主の盗J
ダンテ「抑l
伯J舟局文章訳より
目次
第 1章 序 論
1
.
1
研究の背録および目的・・
・
・
1
.2
本論文の椛成
ー
・
ー ーー・・
・ ー ー
0
・
・・・
.... ー
ー
ー. ...• .・・・
・
・
・
・・・
1
.•.
2
第 2
:
<
主 化合物半導体副格子交倹エピタキシー
5
2
.1
第 2i笥1(1'&波発生の変換効母~
2
.
2
2次非線形光学材料としての化合物半鴻体
2
.
3
疑似位相獲合
2
.
4
化合物半毒事体における
2
.
5
副絡子交換エピタキシーのモデル
2
.
6
I
I
I
V/
r
v
/
I
I
l
.
Vヘテロ 構造
第 3~言
ー ・
・
•..
5
......• .......•
G
........ .............
・・・ー・
ー・・・
QPM構造
...
・
...
・ ー ・
・
ー
...
・. ......•
・・・ー・ー・
..
・
9
・
・
・
1
1
ー
ー
1
3
1
6
......ー・・・・・・・・・
G
a
A
s/
S
i/
G
a
A
s副格子交換エピタキシー
21
2
1
3
.1
MBE成長
3
.
2
RHEED観察および，n方性エッチングによる評価
3
.
3
反射第 2高調波測定による評価. .• • .• ..• ....• .........
3.
4
透過電子顕微鏡観察による結晶性の評価
3.
5
Ga
P/
S
i
/
G
a
Pi
¥
lr
J
絡子 交 後 エ ピ タ キ シ -
38
3
.
6
まとめ
3
...
・
・
・
ーー・・・・・・
・. .• • • ..•
2
5
..........
........• .....
・
32
ー 3
5
第 4章
G
a
A
s
/
G
e
/
G
a
A
s副格子交換エピタキシー
G
a
A
s
/
G
e
/
GaAs(100)副格子交換エピタキシー. ..• ........•.
4
.
2 G
a
A
s
/
Ge
/
Ga
As(
1
11
)
同l
絡子交換エピタキシー. ..... ・ ・ ・ ・
4
1
4
.
1
41
4
.
3
5
9
まとめ
第 5章 副 格 子 交 換 の メ カ ニ ズ ム
ー ・
・ ー
ー
・
・
・
・
・・・・. ......
5
5
6
1
日次
I
I
5
.
1
GaAs(L
O
O
)基阪上の厨l
絡子交換のメカニズム
・
・
・
6
1
......• . •
6
9
..
ー
・ ・・・・・・ー
5
.
2 Ga
A
s
(
1
l1
)法彼ヒの南J
f
品子交換のメカニズム
ー
・
ー
5
.
3
ー ・・・・・
まとめ.. ・
ー
・
・・・・・・ー・・・・・ー
。 . . . ..
7
0
第 l章
第 6章 周 期 的 空 間 反 転 G
aAs結晶の作製と
A
I
G
a
A
sQPMSHGデバイスへの応用
6
.
1
7
1
}~/j J倒的笠間反転 GaAs 薄肢の作製. .....
・ ーー
・
}W
I的分泌反転 GaAs結晶の評価I . . . . . . ・
6
.
2 司
6
.
3 QP1
'
v
I
-SHGデバイスへの応用
6
.
4
まとめ
参与文献
研究業制リス ト
• .....• .
・
ー ー ・
・ ・ ー・
・
・
・
・ ・ ・ ・
7
1
・
・
・ ・ ・
・
7
5
.• ...• ..
7
8
・ ..• ."
8
9
守
ム qJuou
nuJnu
u nu
第 7章 総 括
... ・ー・ー
・・・・・・
0
序論
1
.1 研究の背景および目的
非線形光学は、レーザの出現 [
l
Jとほぼ同 I
J
寺にその研究が始まり、
r
l
'でも 2次非線形
2
]である第 2高 E
周波発生 [
3
](
s
c
c
o
n
d
-h
l
l
r
m
Ol
icgencn
¥
li
on:SHG).1
@1
}
司被発
光学効果 [
生 (
di
f
f
e
r
e
J
1
C
e
ト仕e
qu
cl1c
yg
e
lc
r
a
t
i
o
n
:DFG) 光パラメトリ ック別制 (
op
t
i
ca
Jp
r
u
:
a
m
ct
r
i
c
a
m
p
l
i
f
i
c
a
t
i
o
n
: OPA) などを利用する波長変主主技術は、既存のレーザ光では待られない
波長域のコヒーレント光を得るための有力な手法として精力的な研究が行われてきた.
LiNb03、LiTaO
恥 KTP
、BBOなどの無機酸化物誘 1
色体総品を中心にして多くの実則的
鈍った 1
9
9
2年には.光ディス
成功をおさめてきている。著者が初めて 2次非線形光学にJ
'
1色光淑の実現が中心的政!品目
クの高密度化を目指した、半導体レーザの SHGを利JIlする 1
であり、精力的な研究が行われていた。その後、前述した無機般化物誘1'11体絡ん"
をH
Jいた
SHGによ って青色光を発生するブルーレーずが市販されるに去り、 1
9
9
5年にはナイトラ
-V般化合物半得体レーザが発仮に成功したこともあり、 1
'
1色化に向けた研究状
イド系Ill
J
I川した
況がひとつの成熱期を迎えたと 言える.現在、研究若返は 2次非線形光学効果を手
i
の可能性をもう一度見つめI
直し .次なるステップに向けた、幅広い視野で応
波長変換妓争f.
用を見鍛えた研究開発を行い始めている.ターゲ ットとなる波長倣域は、紫外域からテラ
ヘルツ光まで広がっており、各i
皮長領域において有能な非線形光学結晶および波長変J
免伎
術が様々な応用を目指して研究されている.
一方、 GaAsなどの I
I
I-V族化合物半導体材料の活縦も U党しいものがある.分子線エ
ピタキシー (MBE)や有機金属気相成長法 (MOCVD) などの発迷・成熟に伴い、化合物
半毒事体デバイスは、いまや社会生汚において不可欠な存任となっている.特に、 AI
GaAs
および I
日G
aAsP系半導車体レーザは. '
)
eディスク川光線、レーサ.プリンタ.光通信などにお
f 序論
第 14
2
けるキーデバイスとして、現代の高度情報化社会を般底で支えている。発光デバイス以外
12 本論文の椛成
3
のモデルを紹介する.第 31
苦では、 GaAs
/
S
ijGnAsヘテロ締造を用いた副絡子交換エピ
支トランジスタ (
h
i
g
he
l
e
c
t
r
o
nm
o
b
i
l
i
t
yt
r
a
.
ns
i
s
t
o
r
: HEMT)などが、高速
にも、高移動i
タキシーの実験結果について述べる.第 41il'では、椛子 j
豊合系である GaAs
/
Ge
/GaAs
のキーデバイスとして 1
苫雌している.これらのデバイスが実現されるまでには、
無線妓係i
ヘテロ 精進を用いた長I
J
絡 子交換工ピタキシーの尖験紡来について述べる.第 5~'!íでは、
多くの研究討による長年の紡 )
J的な研究開発が背氏にあり、その過程を経た現在では、こ
GaAs/Ge/GaAs(lOO)副l
絡予交換エピタキシーを応 mした、問則的安
!
日l
反転 Ga
As樽肢の
れらの化合物半海体材料には.高度に成熟した結品成長技術やデバイス作製技術の膨大な
作製およびAlGaA
sQPM-SHGデバイスの作製について述べ、民後に作製したデバイス
按績がある。
を用いた1.511m宇佐での SHG測定実験について述べる .
m6.';;_では、本研究全体の総};r;
本側究の n
f
告すところは、この成熟した化合物半導体デバイス妓術と 2次非線形光学技
術との倣合である.化合物半導体材料は、非常に大きな光学的 2次非線形性を持つことを
以前から匁1
られていたが [
4
]、可視光領域に強い吸収があるために 、これまで短波長 ・青
色化をセ阪としていた波長変換技術においてあまり注目されてこなかった経緯を持つ.ま
た、脱仔の複凪折を m
いた位相整合手法が不可能であることも、 化合物半導体が波長変換
デバイスの材料として注目されなかった大きな理由である. しかしながら、高度な半導体
!
日と化合物半導体の優秀な光学的 2次非線形を組み合わせること で、まったく
デバイス妓 A
新しいタイプの波長変換デバイスを実現できる可能性を有している.光 ファイバ通信が次
￨
立f
I
;の大符ほ ・高速通信の主役となることは疑う余地の無いことだが、大容品化 ・高速化
、
I
'
<
1
v
el
e
n
g
thd
il'i
s
i
o
ni
l
l
t
u
t
i
pl
e
氾 n
g
) ネットワークにお
のキーテクノロジーである WDM(
いた1.5μm帯の DFGデバイスは、光交換総ーとしてシステムの高
いて、 AIGaAs材料を m
機能化を実現する可能性をもっている。また、この材料におけるパラメトリック発銀が実
射すれば、 ll!m-数 10μmの波長域をカバーする波長可変の光源を得ることができ、分
子分光 1
)
[
1
民Z
などの分野に大きな寄与を与えることができる。また 、半導体レーザとのモノ
リシック U
Sli'l化は、これまでに無いコンパクトな波長可変レーザを実現できる可能性を秘
i
l
'信
めている。これらデバイスの実現は物理学 ・産業に対して大きなインパク卜を持つと l
している.
レを最大限に活用
本研究では、慣れた非線形光学材料である 化合物半導体のポテンシャ J
するための基磁波術を艇立し、化合物半滋体材料の波長変換デバイス を作製することを目
的としている.
1
.2 本論文の構成
本論文の椛 l
i
l
t
lま以下のとおりである.
まず、
m2
1
:
t
では、 m2;
可制 j
皮発生の効取について述べた後、
化 合物半導体初料の
2
次非線形光学特性について考察し 、本研究で独自に提案された副俗子交換エピタキシー
を行ラ。
第 2章
化合物半導体副格子交換工ピタキシー
化合物半導体は 2次非線形光学材料としてきわめて綴れた性質を持つ.本1;fでは、まず.
第 2 高調波発生の変換効取の式から、高い変換効ヰ1 を災現する指針を得る.次に、 2 次 ~ I:
線形光学効果を利用 する波長変換恭子の材料として、化合物半将体がいかに綴れた性質を
有しているかを述べ、化合物半導体材料の非線形性を政大阪に利 J
T
Iするために必裂な空間
絡
反転結品を得るための手法として、本研究で独 ￨
当に従案された同l
F交換エピタキ シーに
IトV/
I
V/I
l
J
Vヘテロ構造について取
ついて述べる.本主主役後には、本研究で参考にした I
り上げ、この構造に附する過去の研究報告を紹介しておく.
2
.
1 第 2高調波発生の変換効率
バルク結晶における
S
HGの炎換効瑠は、基本波の周波数を ω とすると次のように与え
られる.
2ω2
C
P
九宮古川 (
6
.k
L
I
2
)
η =一一一一一一一 L 一一一一寸一
(
n
ω)
2
n2w A
(
2
.1
)
円山/
ゐ
/
f
O
ι3
:
ただし、 ε
。は点空の誘 i
泡
1
#
1
、cは真空中の光述、 dは 2次非線形光学定数、
，
n恥はそれ
ηω
ぞれ基本被および高調波の屈折率、んは高調波および1
正本波のパワー、 A はビーム断 l
面
積
、 Lは非線形結晶の長さ(相互作用長)である .c
f
l
/
(
n
，
.
，
j
2n2wは 2次非線形給品の性能
指数と呼ばれ、光学的 2次非線形性の許 飾インデックスとして用いられている物性1
1iであ
e
.kは、波数不務合鼠または位相不盤合法と呼ばれ、
る
。 6
η
b
一
b c
'R
一
一ω
ω
nJU
LK
A
一
一'配
(
2
.
2
)
である。
第 2高調波強度は、相互作用長 Lに対して図 2
.
1の織に 1
1
2化する .6
.kf
.0の場合、貫1
6
第 2号
E 化合物半導体副絡子交後エピタキシー
2.
2 2次非線形光学材料としての化合物半導体
7
2高制波強度は周期的に仮動し、効率的に高調波を取り出すことかT きない.この振動の
rとして、次のように定義する.
半周期をコヒーレンス長 l
刷
凡
m組制相馬蝿 N M撫
"
ー
ヱ
一
一入
ω
1
c 1
6
.
¥
1 4 12ω -nω￨
(
2
.
3
)
コヒーレンス長は.ム k=
lOの場合に、結晶中で発生する高調波がコンストラクティブに
足し f
iわされる品大の結品長のことである.この場合、コヒーレンス長を超える結晶長で
は、ディコンストラクティプな位相を持つ高調波が生じ .それまでに発生した高剥波を打
ち
mしてしまうために高調波強度は減衰し、振動する 構造を持つことになる。
向調放を効ヰ1
良〈上旬大させるには、図 2
.1にあるように、 6k= 0を達成することが不
可欠である.この 6k=0の条件は、位相強合条件と呼ばれ、結局中に励起された非線形
。
立相盤合条件
分緩から発生した高測絞が位相を姉えて足し合わされるための条件である. I
2
3
4
5
zll
c
が満たされている場合の第 2高調波強度は相互作用長の 2采に比例して増大していく。し
かしながら .6k=Oを途成するということは、式 (
2.
2
)にあるように高調波と基本放の周
関2
.1:第 2高捌波強度と結晶良之
折取を等しくすることに他ならなず、これは周折率の波長分散のために特別な工夫を行わ
(
2.
4
)
である. 0でないテンソル成分はすべて等しい.
一方、ウルツ鉱椛迭は 6mmの点群に属し、 d
'
iは
、
0 仇5O
l
皮路構造の導入や共振
換効可3を得ることにつながる。また、高い基本波パワー密度は、導 i
0 0ぬ3
1'1:飽術数は材料 l
司
干Jの物性倣であり、性能指数の大きい非線形材料を使うことが高い変
i
nunu一a
u
t
nunu叩
f
J
¥
f1ili
3
. ~iì い J~ 本 i皮パワ-\'普段を実現する九 /A
3
5などを利川1
することで実現できる。
︽
り
d
l
/
(
ηω )
2
n
2
ω
{
:
立
作1
車合を達成する 6k=0
1111E'S
F
'
'
1
. 大きな性能指数を持つ材料を用いる
2
.
OOJ吋
(000d14
o0 0 0
o0 0 0
ためには、以下の条件を満たすことが必要である.
、
、
2
.
1
)から波長変換の高効帯化の指針を得ることができる。高効2
ヰ
3
な波長変換を行う
式(
b
oの。
ない l
組り速成され得ない.
(
2.
5
)
である.
化合物半導体が大きな 2次非線形光学定数を持つことは占くから匁!られていたが [
4
]、d
2
.
2 2次非線形光学材料としての化合物半導体
化合物半却判事は、 2次非線形光学材料として優れた性質を持っている.ここでは、化合
物半導体の 2次非線形光学材料としての特性を述べる.
刈
i
J
t
Il
l
鉱締造 (
zi
ncb
l
e
u
d
c榊造)またはウルツ鉱構造 (
w
u
r
t
z
i
t
e
化合物半導体の多くはl
締j
宣)をと り. '1'心対称性を欠いているために 2次非線形光学活性である. I
対l
l
l
i鉛鉱榊i
誼
は 43m の点 lt~ に尉し、光学{J(J 2次非線形性を示す結晶併造のうち厳も高い対称性を持つ
椛造である.閃可E
鉛鉱櫛造の 2次非線形光学定数 d
りは、
の正しい絶対値は段近までほとんど確立されていなかった. S
b
o
j
iらは、いくつかの化合
物半導体の 2次非線形光学定数を詳細に測定し、初めて化合物 半導体材料の d他に関する
絶対値スケールを確立している [
5
]
.表 2
.1に報告された 2次非線形光学定数を引
mして
おく.
表に示すように、化合物半導体の 2次非線形光学定数は巨大である.例えば j
品本校波
a
Asの 2次非線形光学定数 d制 =170p凶 /Yは、肢も f
<
<
f.立されて
長1
.064μmにおける G.
いる 2次非線形結晶であるLiNb0
25.2pm/Y[
5
] と比絞して
3の向じ波長における d
33=
/Yと大きな倣
ー桁も大きい.吸収鋭から速い‘基本波波長 10μmにおいて も d=90pm
第 2章化合物半導体制格子交換エピタキシー
8
.548μm 1
.5
3
3.
J
lm
d
'
l(
pm(V) 1
GaAs
d拍
G乱p
羽
d
α-ZuSe
CdS
ZnSc
dTc
d33
2
.
3 疑似位相 1
重合
1
.3
1
3μm 1
.064μm 目
日852μm
1
1
9
円口 u
r
e口f
M
e
r
i
t
f
口r
SHG
1
7
0
3
6
.
8
9
.
0
9
λ:1.064μm
7
0
.
6
1
5
9
1
2
.
5
1
7
0
d'
ln
'(
1
0品 m匂V
'
)
1
c
戸
d~1
4.
8
6
.
2
8
.
1
dl
5
4
.
3
5
.
8
8
.
0
10
d33
1
4
.
2
1
6
.
8
1
9
.
1
d3
1
7
.
4
8
.
3
1
0
.
1
dl
5
8
.
0
8
.
8
1
0
.
7
5
3
.
8
¥
0
'
d初
d3
6
7
3
・
1
0
9
&2.
1
:化合物半導体の 2次非線形光学定数の絶対他 [
5
]
.測定は SBG法によるもの
であり，&に示した波長は S
HGにおける総本波波長である。
・
10
6
]
.図 2
.
2に、主な非線形光学材料の SHG (基本波波長
をとるという線竹もされている [
1
.064μm)における性能街数を示す. 化合物半導体の性能指数は、各種の非線形光学材料
2
1
0
.
'でも秀でたものである.
の1
化合物 '
1
"噂体を波長変換デバイスの材料として使うメリットは、その光学的非線形性
図
2
.
2 非線形光学材料の SHGについての性能指数(基本放波長1.0
6
41Hwn)
の大きさだけではない. 化合物半導体には、これまでに半導体レーザや高移動度トラ ン
m
o
l
民 u
l
a
rbe
旧u
ジスタなどの研究開発におい て培われてきた、分子線エピタキシ一法 (
しかしながら、多くの化合物半導体は光学的に等方的またはほぼ等方的であるため、既
.
!
l
.
x
y
:l
'
v
I
B
E
)、
ギI
機金属気相成長法 (
meta
l
o
r
g
a
n
i
cv
a
p
e
rph
a
s
ee
p
i
.
t
a
河川 MOVPE) な
c
p
it
存の複廊折を附いた位相総合が不可能であるという欠点を狩っている.この光学o<
H平方
，)(;熱した単結晶薄膜成長技術が確立されている. 2次非線形光学結晶を用いた
どの高度に 1
性の問題は、空間的に非線形t'
J
ーを変調した精進を利ffIする疑似位相殺合 (Q口a
siPha
s
c
波長変換では、良質な単結晶を使用することが必須であり、化合物半導体ではその給品育
七c
h
i
n
g
:QPM) を達成することで解決できる.
Ma
成妓術が既に町長立されているのである.また、ヘテロ精進を利用した光導波路の作製が容
易であり、リソグラフィー技術などのデバイス作製技術に関する 膨大なる蓄積がある。 非
化合物半務体材料の 2次非線形光学デバイスを実現するためのキーテクノロジーは、こ
V
I構造を作製する技術にあると言える.
の QPl
線形光学デバイスの開発において、これらの筏術を最大限に駆使することができる.
化合物'1
主
将体M料が持つ‘他の非線形光学材料を凌駕する最大の優位点は、化合物半導車
体材料の非線形光学デバイスを半導体レーザとモノリシック集積化することが可能である
という点である.このモノリシック集積化は、全く新しいタイプの高性能でコンパクトな
2.
3 疑似位相整合
疑似位相整合法 (QuωiP
haseM
a
t
c
h
i
n
g
: QPM) は、すべての材料において位相盤合
コヒーレント光源の実現につながるものであり、それが産業や分光技術において大きなイ
を達成することができる強力な手法である. QPMは B
locnmbcrgcnら[
2
)が促梁した位
ンパクトを持つことは;l;!!像に量産くない.
相楚合法であり、 f立;ff!不盤合f立を非線形光学定数または周折率の ~Imc均な1l:剥精進を利用
第 2章 化合物半導体制絡子交換エピタキシー
10
2
.4化合物半導体における QPM構造
11
2次非線形光学定数の変調周期 Aがコヒーレンス長の 2f
古に等しいとき、
=と
=2
1=土
九 、
d
.k
(
2
.
9
)
式(
2
.
8
)において m = 1となり 、最も効慾の良い、 1次の QPMが達成される.このとき、
式
(
2
.
6
)のフーリエ級数展開の係数から明らかなように、実効的な 2次非線形光学定数 d
.
r
、
立
l
d
p
"
=ー
2d
e
f
r=
ー
(
2.
1
0)
宵
となり、疑似的でない位相盤合条件が満たされている羽合に比べ 2
j
rだけ小さくなる.
.
3
:周期的空間反転構造
図2
して補償するものである。
QPMは、後胤折を利用する位相整合手法と異なり、本質的に
伝 搬l
Jl
l
t
j
の制約を持たないため 、各非線形材料における非線形光学定数の般大のものを利
月l
することができるというメリットを持つ.肢も効率的な
QPMは、図 2
.
3に示すような、
2.
4 化合物半導体における QPM構造
半導草体材料の
QPM椛迭を作製するために、これまでに綴々な試みが行われてきた.こ
QPM.n'/i巡の 1
1"=別手法をまとめ
こでは、これまでに報告されている化合物半導体における
コヒーレンス長ごとに結晶を空間反転させた周期的分極反転構造を用いて達成される. 2
てみる.現在に~るまで、決定的と呼べる手法は陥立されていないが、提案された各事f! の
次非線形光学定数は 3階のテンソル i
i
lであるために、結晶の空間反転操作により 非線形光
手法におけるアイデアやセンスは、興味深いものであり、ノド研究においても非常に参与に
学定数の符号は反転する。こうすることで、位相経合条件を満たしていな い場合のコヒー
なる.
レンス長を経えた領域で発生するディコンストラクティプな第 2高調波成分の位相をずら
AJAs/Ga
Asなどのヘテロ椛造を周期的に作製することは容易であり 、こ の Al
Asと
し、fl!tに生じている高翻波にコンストラクティブに足し合わせ.高調波強度を上回大させる
GaAsの非線形光学定数の差を利用する QPMが可能である. O
b
a
s
h
iらは、可椀光領械で
QPMが達成された場合の相互作用長に対する第 2高
強い吸収を持つ AIGaAsの 2次非線形光学定数 dを反射第 2向調 i
伎を mいた手法により決
.
1に
、
ことができるのである.図 2
澗波強度を示す.
定しており、 dA1A<ldCnAs= 0
.
2と報告している [
9
].この組成による d定数の変化を)Ijい
周期的に符号を反転させた 2次非線形光学定数は、フーリエ級数展開することによって
7
.8
]。
次のようにぶすことができる [
てQ
PM構造を作製できる.この A1AsfGaAsQPMを表 I
自発光型 r
l
'
色 saGデバイスに
応用する試みが報告されている [
1
0
.1
1，1
2
J
.
d
(
z
)= 乞
4d
ご si
n
('
inK
z
)
n=
odd，
"
.
(
2
.
6
)
ここで、
結晶成長技術が確立しているAl
Ga
Asヘテロ精進を
mいた手法は他にも提案されてい
る. AIGaAs非対称岱子)
:1
:
戸構造や電圧を印加した 1
1
子井戸構造などには .バルク結晶に
は存在しない非線形性が誘起される.この新たに出現する非線形性を μ
lいて
K =竺
(
2
.
7
)
QPMi
f
.
4
'
造を
作製する提案が報告されている [
1
3
.1
4，1
5
J
. 超絡子椛造を開いた手法では、 SiGeの超絡
八
であり、 Aは 2次非線形光学定数の変鯛周知l
である .n=mにおいて、位相不整合最 d
.k
子構造における 2次非線形を利用するアイデアも報告されている [
1
6
.1
7
]
. ダイヤモンド
と変剣術造の~間両側波成分が等しくなるとき.つまり、
締造をとるバルクの S
iや Geは中心対称性を持つため、本来 2次非線形光学不活性である
d
.k=mK
(
2
.
8
)
が
、 S
iGeなどの超絡子椛造を利用することで新たに 2次非線形伎を帯びさせることがで
きる。これらの超絡子精進から誘起される光学的非線形性は一般的に小さいものであり 、
が満たされる渇合に m次の
QPMが達成される.このとき、 n=m以外の変翻精進の空
.
1にあるように擬動成分として残る.これが疑
!日]高調波成分は{立制強合に言寄与せず、図 2
似的と 言われる程的である.
笑際にデバイスを作製したという報告は今のところほとんど無い.
aAs(100)
結晶成長における特異性を利用した QPM構造の作製手法も拠案されている. G
基彼上に直接 CdTeを成長するとCdT
e
(
l
l
l
)が成長するが.ZnTeを 20A.f!il度成長してから
買~2J主化合物半導体制絡子交換エピタキシー
12
25 国l
格子交換エピタキシーのモデル
13
CdTeを成長すると CdTe(l
OO
)が成長するという現象を利用して、 CdTe(l
O
O)/CdTe(l
l
l)
周期総造を作製したという研究報告がなされている [
1
8
J
. また、 Ga
lnPの o
r
d
e
ri
n
g[
1
9J
を利用し、 Ga]nP(
o
r
d
e
r
凶)
/Ga
InP(
d
i
s
o
r
d
e
r
e
d
)QPM椛造を波長変換デバイスに応用す
2
0
J
.
る従案がなされている [
2
.
5 副格子交換エピタキシーのモデル
閃亙鉛鉱構造における富J
I格子交換エピタキシー
非線形光学結.'iI，にイオン打ち込みなどを行いアモルファス 化することで、結晶に中心対
GaAs などの III-V 族化合物半海体の多くは、その結/，I，~骨造として閃 illi鉛鉱榊造をとる
称性をうえ、光学的 2次非線形を消失させることができる [
2
1
J
. これを利用して、周期的
(
図 2.
4
).
主3mの点群に属する閃斑鉛鉱精造結品においては、空間反転J
操作は [
1
0
0
)軌を
に非線形性を消失させ、線 j彩/非線形の QPM~荷造を作製することが可能である.
K品lme
l
t
らは、 ZnScの光導i
皮路にイオン打ち込みを行い、 QP M波長変像素子を作製している [
2
2
]
.
0
。回転と等価である.また、閃亜鉛鉱構造は、その体対角線方向に 1
/
4だけ
中心とする 9
I
終予)で織成されており、それぞれの副佑子は一方が
ずれた 2つの間心立方絡子(高J
r
r
r
前述したように、化合物半議体の大きな光学的非線形性を長芸大限に利用するためには、
』英、他方は V肢の原子によって占有されているためこの刷絡 f
ーを占イ1
ー
する }
J
j'(予砲を入れ換
周期的空間j
反転術造の実現が必須である. 化合物半導体材料において周期的空間反転精進
える(国l
絡子交換)ことによっても空間反転を実現することができる.しかしながら、通
を作製することは容易ではないが、過去にいくつかの提案がなさ れている。
常のエピタキシャル成長においては原子紐による強い日l
綿子の巡択性のために的l
絡ずう
主役
Thomp
s
o
nらは、 GaAs
(l
l
l)基彼を 1
0
0
μm に研騰したものを裏表交互に議べる手法を
は起こり得ない.
提案した [
2
3
]
. これをさらに発展させたものが、 Gor
do
l
lらの手法であり、研降した基仮
S
p
a
t
i
a
l
I
n
v
er
s
l
on
r
直後 !1'合妓術 [
2
4
]によって 貼り合わせることによ って周期的空間反転 QPM構造を作製
をl
~
している [
2
5
]
. この手法は、赤外域での波長変換技術として、現在でも精力的な研究が絞
~
0R
9
0
o
l
a
t
i
o
n
町
8
r
o
u
n
d[
10
2
6
]
. ただし、この手法はコヒーレンス長が 100μm以上のオーダーであ る
けられている [
長波長領域でのみ応用可能であるという制限がある.
S
u
b
l
a
t
t
i
c
e
Re
v
e
r
s
a
l
これらの校体i
の延長線上にありながらも、短いコヒ ーレ ンス長領域にも応用可能な巧
lc
or
eの Yooらは、基板I
泊り付けの手法 1
;
:フォトリソグ
妙な手法が悦案されている。 Be
図2
.4閃!lli鉛鉱榊巡
gI
1
J
j
ラフィープロセスおよび MOCVD再成長などを組み合わせることによって、周 期的S
反転機泊 の作製を行い、 1
.5μm椛における A1GaAs
QPMデバイスの作製に成功してい
2
7
.2
8
]
. Xuらも、同じ手法をnJいて AJG品AsQPMデバイスの作製 1
:成功している
る[
[
2
9，3
0
]
. しかしながら、この手法には作製工程に起因する不可避な結晶の劣下やデバイ
スの設計についての柔軟性に乏しいなどという 問題点があり、高性能な波長変換デバイス
を実現するためには、結晶を劣下させない、別の手法が必要となっていた.
本研究において独自に提策された日J
I
綿子交換エピタキシー (
su
b
l
a
t
t
i
c
er
e
v
er
s
a
lepi
t
a
X
)
・
)
I
絡子交換エピタキシー (
sl
Ib
l
a
t
ti
c
er
e
v
e
r
s
a
lepi
L
似 y
)
本研究において初めて健策された高J
は、エピタキシャル成長中に高I
J
中島子を交換しようという聞 j
則的な手法である。図 2
.
5に.
1
刈
i
l
l
.
i
鉛
鉱
構造をとる GaAsにおける取l
格子交換エピタキシーの肢もシンプルなモデルをを
示す。この手法の骨子は、 GaAs等の i
l
l
V1
沃化合物半噂体のエピタキシャル成長中に S
i
や
Ge等の IV族原子を数原子府締入することで、 Ga と As の前l 絡チ配~IJ を交挽しようと
いうものである.図 2
.
5に示すように、 Asで終消した GaAs(
1
0
0)基板に 2原子附の S
iを
は、エピタキシャル成長において化合物半導事体結晶の空間反転を達成する手法である.こ
何入し、jl}び As原子!白から Ga
Asを成長させることで、副総子の交換した (
!
)
V
L(
A
s
)
の手法は、既存の手法に比べより簡易で汎用性の高いものであり、高性能な波長変後デバ
と白丸 (
G
a
) の関係が逆転している) GaA
s結晶を成長させることができるのである.モ
イスを実現するポテンシャルを千干している.
デルを一般化すると、 IV族原子局の前後をllI
-V族化合物半噂体のどちらか]樋の原子府
.
5のように前後とも As原子府)ではさむ場合には、{IJj欽原子j
自の IV悠t
j
!子
(例えば図 2
により高IJ 絡子交換が達成され、 IV 族原子照を前後を fj~ 車fOjj(-f'JI向ではさむ場合には奇数原
子l
白の
r
v
;
族原子により剥終予交放が達成される.前述したように. I
刻i
l
l
i鉛鉱構造におし
第 2章化合物半単体刻格子交換エピタキシー
14
25 1
M格子交換エピタキシーのモデル
・
絡子交換は空間反転と等価な結晶操作であり、その結果、すべての dテンソル要素
ての同l
oGa A
s•
の符号は反転する.
15
S
i
い
1]
図2
.
6
:G
a
A
s
/
S
i
/
G
a
A
s
(
ll1)司j絡子交倹エピタキシーのモデル
•
N 0 Ga •
S
i
図2
.
5
:G
a
A
s
/
S
i
j
GaAs
(l
OO
)刷絡子交倹エピタキシーのモデル
I
刈絡f交倹エピタキシーは、 (
1
0
0
)以外の基板方位にも適用できる.例として、 GaAs(1
l1
)
1
ー
とで、 S
iI
白上には日J
I絡子配列の入れ換わった、 (
l
l
l
)
Bタイプの GaAs結晶が成長し、空
間j
反転が速成される.このように、他の而ノ別立にも同l
柊子交換エピタキシーは広く適用す
I
J
占般を Asで終端し、 2原子局の S
iを成長した後、再び Asから GaAsの成長を開始するこ
∞1nu41 l
2
Ji.f.長七における用l
絡子交換エピタキシーのモデルを図 2
.
6に示す。図のように、 GaA
s
(1
l1
)
A
ることができる.
品'J~子公換エピタキシーは、本研究において独自に鑓策されたものであるが ‘ Stanford
大学の F
o
j
e
rらのグループにおいてもほぼ同じアイデアの研究が開始されている [
31
，6
]
.
ウルツ鉱構造における副格子交換エピタキシー
図2
.
7・ Ga
.
N/
S
i
/
GaN(
O
O
O
l
)副怖子交 i
免エピタキシーのモデル
て考えたものであり、実際には起こるであろう、表而におけるステップの形成やヘテロ~~
面および膜厚のゆらぎなどは考慮していない.現夜の給品成長技術では、このモデルを正
本研究では倣うことができなかったが、国j
絡子交換エピタキシーのモデルは、 6mmの
t
i
oに属するウルツ鉱型結品にも応用することができる.図 2
.
7に、GaNを例としたシン
点l
)
プルなモデルを示す.閃亜鉛鉱椛造においてのモデルと同僚に Nで終端した GaN(OOOl
確に再現することは不可能であるが、近い未来にこの程怨(
K
Jなヘテロ機造を災現する革新
的な技術が生まれる可能性を否定することはできないだろう.
格子交換エピタキシーのモデルを出発点とし、 T
I
I
-V/
I
V/
I
l
I
-Vヘテ
本研究では、この前l
基板に 2原子!白の S
iを姉入し、再び Nから成長を開始すれば、 S
i層上の GaNは‘基板庖
ロ精進における副総子交換の達成を試みた。広義には、本f!If究は 1且結品における原子西日夕l
に対して、 (
0
0
0
1
)而を対称商とする対称傑作を行った結晶椛造となり、 0でないすべての
の人工的な制御を目指したものであると言うこともできるだろう.
dテンソル渡来の符号が反転する.
」れらの高J
r絡子交娩エピタキシーのモデルは、理想的な結品成長が行われた場合につい
16
第 2f
，
i 化合物半導体面l
格子交換エピタキシー
2
.
6 I
I
I
V/
1V;
I
l
I
-Vヘテロ構造
APB
nuaalli--e
l
nu
T
[
2
.
6 IVj
l
Vj
l
l
l
Vヘテロ構造
17
高
1
1
絡「交換エピタキ シーは江 1
-Vj
Nj
l
J
l
-Vヘテロ梢造を利用して空間反転した化合物
下通事体j\~n誌を成長しようという試みであるが、この1Il- VIN
jI
l
J
-Vヘテロ構造は緩めて特
l
l
v
I
NI
H
I
Vヘテロ精
殊なヘテロ精道であり、ここではその特徴について取り上げる .I
進は、 I
TトVμvおよび IVII
I
I
Vの 2つのヘテロ界面からなり、前者については、 S
i基板
sエピタキシャル成長の観点から多くの研究報告がなされている [
3
2
]
.
上の GaA
2.
6
.
1 GaAsonS
i
S
iJJi板上の GaA
sヱピタキシャル成長の実現には多くの利点がある。 Si
基板は GaA
s基
1
で大而政であり、熱伝導率、機械的強度なども優れている.一方、 Ga
Asや
板に比べ安耐;
図2
.
8
:S
i基板上の シングルステ ップによ って発生する APD
AIGaAsなどの化合物半噂体材料 I
ご
は
、 HEMT(hig
he
l
e
c
t
r
o
nl
l
l
o
b
i
l
i
t
yt
r
a
n
s
i
s
t
o
r
)などの
尚
.
i
i
l
i
氾 Fデバイスや発光ダイオード ・半導体レーずなどの光デバイスなど、 Si
材料に無い
Gのさら
優れた特徴を持つデバイスが確立されている.このこつの材料の組み合わせは、 I
なる尚i!Ii化や S
i
f
f
i子デバイスと化合物半導体光デバイスどのモノリシック集積化による
光 1C の実現など、i!E~器へ大きなインパクトをもたらす可能性を総めている.このような
背荻において多くの紛カ的な研究がなされており、 Si
上に GaA
sを成長する際に生じるい
くつかの間胞があきらかになっている.
格子整合・熱膨猿係数の問題
G
a
A
s
/
S
iヘテロ梢造を考えた場合、 GaAsと S
iの￨世]には約 4% の総子不脅さ合がある.こ
の絡子不後合により、 S
i上の GaAsヘテロエピタキシャル成長は、 Volmer-WcberJ.
¥
l
!
の
成
長モードとなか成長の初期段階で 3次元成長島が発生する.吏に成長を進めていくと、
GaAs薄膜に務積されている絡子不整合による歪エネルギーが転位を発生させるエネル
m
i
s
f
i
td
i
s
l
o
c
a
t
i
o
n
)が発生する.物子不 E
車合転{立は GaAsi
W
ギーを越え、絡子不鐙合転位 (
膜内を貫通し表面まで達するため、 GaAs薄膜の結晶判: は著しく!fj下する.また、熱膨~*
p
o
l
a
ro
nn
o
n
p
o
l
a
rg
r
o
w
t
h
S
iや Geのような非縦性物質上に GaAsなどの 1
揺れ:物質をエピタキシャル成長する際、非
i
l
'
1
t
，
物質表面に奇数原子厨ステップが存在すると、その上に成長する極性物質の l
i
r
l絡子配列
事
o
t
i
p
h
a
s
eDomain(APD)が生じる [
3
3
]
. APDの境界はAmt
i
p
h
a
s
e
が-.
tXに決定されず、 A
係数の違いは、成長したヘテロ椛造を成長繊度から室協に戻す際に転{立を g
ミじさせる以凶
となる.本研究で取り級う GaAs 、 G aP、旬、 Ge の絡子定数および熱膨 ~J~係数を表 2.2 に
示す.絡子整合 ・熱膨張係数量豊合の両方について. GaAs
/Geが最も優秀な組み合わせで
ある.
S
iにおいては Ga-Gaボンド商またはAsA
s面である
b
O
l
u
l
d
a
r
y
(
A
P
B
)と呼ばれ、 GaAsj
{
l
l
l
}簡で構成されると与えられている.
S
i;b);板上の GaA
s成長における APD発生の織予を図 2
.
8に示す。 APBをはさんだ 2つ
GaAs GaP
絡子定数 (
A
)
S
i
Gc
5.
6
5
3 5.
45
1 5.
4
2
9 5
.
6
5
7
6
熱膨録係数 (
x1
0
<
) 6
.
8
6
/1
5.
3
2
.
6
7
1
1
係予配列が逆転(関 '
Pの黒丸と白丸の配置が逆転)しており、互いに空
のドメイ ンは、局
間反転の￨刈係に ある。
表2
.
2・格子定数・熱膨張係数
また、これら以外にも、ヘテロ界簡における電気的 '
1
'性の舷れから生じる問臨も街摘さ
3
4
]
. この問題については、実験的にその影響を確認することはできていない.
れている [
18
第 2章 化 合 物 半 導 体 高J
I
絡子交換エピタキシー
2
.
6 1
日
時 Vj
I
Vjl
l
I-Vヘテロ締造
19
以上のような S
i上の GaA
雪ヘテロエピタキシャル成長の問題点を解決するために、さ
L
まざまなアブローチが提案されている。これらは、高J
I
絡子交換エピタキシーを実現する上
で大いに参J
gになる.
[
0
1
1
]
微傾斜基板の使用
S
i上に GaAs成長する際に APDの発生を抑制するためには、その原因となる奇数原子
局ステップを排除する必袈がある.fi'i浄化された S
i
(
l
O
O
)表蘭は、通常表面に奇数原子府
ステップが存任するため、 (
l
x
2
)のダイマーを持つステップテラスと (2x1
)のダイマーを
持つテラスとが交互に政ぶマルチフェイズな表而となっており、 RHEED観察では、これ
図2
.
9:APD自己消滅の俄 F
らの京なり合う (
2
x
2
)パターンが得られる。 しかし、 [
Ol
1J
方向に微傾斜させた S
i
(l
OO
)基
0
0
00Cで熱処理すると (
2
x
l
)椛造のシングルフェイズパターンが観察さ
板を使JfIし‘約 1
れる [
3
5
]
. これは、 2
l
l
f
i郊のステップ(ステップに l
l
i
i
宜なダイマーを持つテラスおよび平
行なダイマーを持つテラス)のうち、エネルギー的に安定である、ステップに平行なダイ
マ -~J を持つステップのみが生き残り、他方のステッブが消滅するようにステップがパン
チングを起こすためである.このステップパンチングした S
i
(
l
O
O
)表面 にはダブルステッ
え られる.
プが形成されるため、 APDの発生を朗l
熱処穫によってステップパンチングを生じさせなくとも、微傾斜した S
i(
1
0
0
)基板を用
3
6
]
.
いることによってシングルドメインの GaAsが成長できるという報告がなされている [
これは、凶 2
.
9に示したように、 APDの境界 (APB)が傾いた商で構成されているためで
-As聞のみ)で構成されているとすれば、
ある.仮に、 APBが Ga-Ga商のみ(または As
1
0
1
1
1)J向に微傾斜させた S
i
(
l
O
O
)基般を使用することで、表商に形成されるステップが揃
As結 f
，
!
，
が得られる。
い
、 APDが自己消滅しシングルドメインの Ga
占般の(吏mは
、 APDの先生抑制l
だけでなく、貫通転位の抑制にもつながる. Fang
微傾斜J
らは、 GI~As と Si の問の格子不整合が転 {立を通じて緩和される状況を断面透過電子顕微鏡
(XTE
!IJ)間然によって詳細に検討している [
3
7
]
. 綿子不E
重合転位には、GaAs府を表聞に
2段階成長
前述したように‘ S
i上の GaAsヘテロエピタキシャル成長では、綿子不?車合のために 3
次元的な鳥状成長となる。発生する 3次元島の管皮は、紘先生の:l!I!直前から考えると、"記長
温度が高いほど、成長レートが遅いほど低下する. 3次 λ烏の密度が低く;それぞれのぬ
のサイズが大きくなると、表 1
1
]の平坦性が失われると同時に、フ 7セットが形成され総子
欠陥を発生させやすくもなる.これを￨妨ぐために、 GaAs成長の初 J
U
J段階の成長温度を低
w
o
s
t
e
pg
r
o
w
t
h
) と呼ばれる.初期
くする手法が考えられた.この手法は、 2段階成長(t;
0
00Cで行うことによって平坦な核形成を実現してから、 O
O
OO
Cでの成長に
成長を低温の 3
3
8
J
. 成長編JJ!'を下げる
移行することで、鋭部を保った GaAs薄膜の成長に成功している [
ことで、核の形成自由エネルギーは大きくなり、 3次元助の!f
i
度は大きくなる.それぞれ
の島のサイズが小さくなることで、表面の平;忠利:は保たれることになる.
他にも、 N1EE(~ 1igration E凶 a
nc
吋 E
p
i
t
a
.
x
y
)[
3
9
Jを利m した手法 [
4
0
Jや
、 Ga
AsjlnGaAs
歪超格子バッファーを探知して貫通転位の抑制l
を試みる手法 [
4
1
J、(
21
1)u
fJを使t
nするこ
4
2
]などが提案されている.
とで APD発生を抑制する手法 [
防l
かつて i
笠通してい〈タイプの転位と、ヘテロ界面内を績に貫通していくタイプの転位が
あるが、後 r
，
.
・のタイプの転位は、主にステップエッジにおいて発生するため、微傾斜J
基板
2
.
6
.
2 GaAs/S
i/GaAs(100)，
GaAs/Ge/GaAs(100)
をJl]いて多くのステップエッジを形成することが、1'J:i湿転伎を抑制し結晶性を向上させる
ことにつながるとしている. J
'
l
)
函転位の抑制と APD発生抑制の観点から、 [
0
1
1
]方向に 40
傾斜させた S
i
(l
O
O
)必般を使用するのが最適であるとしている.
GaAs00S
iに関する研究に付随した ‘GaAs(SijGaAs(100)ヘテロ精進 [
4
3
.4
4
.4
5
.4
6
]
および GaAs(GejGaAs(
l
OO
)ヘテロ梢造 [
4
7
.4
8
.4
9
]についての研究も行われている。こ
れらの研究報告は、本研究で注目しているヘテロ榊造を別の観点から取り扱ったものであ
第
20
21
i
i 化合物半導事体最j格子交換エピタキシー
jらのグルー
るが、成長条件や評価方法、評価結果などは非常に参考になる.特に、 Adom
プは、
1
8A の S
i周を持つ Ga
As/Si/GaAsヘテロ精進において Si層上 の GaAs結晶が
[
1
0
0
]中
1
1
を中心として 9
0回転(空間反転)することを RHEED観望書および呉方性エッチ
0
4
4
]
. また、 G叫 s/Ge/GaAs(1
0
0
)にお いても、 2
0A の G
e
l
r
i
i
ングによって附悲している [
上の Ga
Asが q問反転することを
RHEE
D観察によって鋭要望している [49]. 彼らは偶然
第 3章
にも GaAsの空間反転を確認したが、それを 2次非線形光学に応用するという発想は持た
なかったようである.
GaAs/
S
i/
G
a
A
s副格子交換エピタキシー
本研究では、先ず GaAs/Si/GaAsヘテロ織込ーにお ける高)
1
絡チ交燥について検討を行っ
iの組み合わ
た.このヘテロ構造は、化合物半導体と元素半議体の代表である GaAsと S
せであり、 GaAs系 MBEチャンパーにあらかじめ用意されているソースを
mいて作製で
きるため、~初に岩手することになった.
3.
1 MBE成 長
GaA
s
/S
i/GaAsヘテロ精進は、東京大学先端科学技術研究センター ・プロセスセンター
の VG社製分子線エピタキシー(r，.
但E
)装置によって作製した.成長には、固体ソースに
-celを用いている。 S
i府の成長には、当初ドーパント用の S
iソー
通常用いられている K
スを用いていたが、このドーパントセルでは、るつぼの材質 (PBN) のために温度を約
0
1
2
5
0
Cまで しか上げることができないため 、SiJ(jの成長レートは約 1A/hという遅いも
のであった.研究途中から、 S
i
J
干l
i
l
M
f
tKc
el (日新危機)を
mいることができ、これをm
いることによって、レートを 1
4λ/hまで上げることができた.基板は. GaAs(lOO)およ
び[
0
1
1
]方向に 4。傾斜させた GaAs(100)基仮(日立電線)を mいている.
基板前処理
基板前処理は、消浄な基板表而を得るために不可欠なものである.これを怠った場合、
表面に残留する泊などの不純物により、エピタキシャル成長は不完全なものとなる. GaAs
基板は、薬包紙の上で必板ホルダーの形状に合わせ努 i
刻した後、テフロン製のバスケット
に入れて処遇!を行う.境問時には、 GaAs~i占板の倣j十で必仮表 l釘を {拐 つけたり、手などの
22
第
3:
;
t Ga
.
A
s
/
S
i
/
G
a
A
s副絡子交換エピタキシ」
31 N
i
l
l
E成長
23
納で基板を汚染しないように細心の注意を払う.l!板処.ID!のためのピンセットやビーカー
ある。 LN
Q
M
a
s
s
) をJljいてチャ ンパー内の残鰭ガス
2導入前には、質量分析探 (
などは、メタノール-アセトンなどで良〈洗浄されたものを用い、部発性の溶媒を用いる
を観察し、
処理!は、すべて換気されたドラフター内で行う.
ドが冷却され、チャンパー内の圧力が低下していくことを確認する. シュラウ ド出
基板前処理は次のように行った.まず、基仮をメタノール→アセトン→トリクロロエテ
最も洗浄能力の高い溶媒はトリクロロエチ
レンのI!aにリンスする.これらの溶媒の中で、 f
レンであり、メタノール・アセトンでのリンスは、この僚性の大きく {
j
l
， なるトリクロロエ
チレンに基板をなじませるための行程である.次いでトリクロロエチレン→アセトン→メ
タノールの順で 3分間の超音波洗浄を各溶媒について 3回ずつ行う。毎回、溶媒を新しい
ものに変えて洗怜を行う.アセトン ・メタノールを
mいた超音波洗浄は、前段階の溶媒を
完全に取り除くために行われるものである.その後、純水で 1
0分間流水洗絡を行い、有機
浴燃を完令に除去する.純水洗浄後、 H2S0
H202:
H20 = 4:1・1 (
6
00C) のエッチャ
4・
1
)ークなどの異常が無いかを確認.する.
LNz導入開始後、LN2 シュラウ
m
口における N2の温度が室温程度に低くなっていることを硝認して、成長に使 す
A
sセルはこの段断では f
l
.
j
臨しない).
るセルの温度を上昇させる (
2 セルの J
I
5
tガス
使用するセルの脱ガスを行うために、使用温度より 3
00C純度潟い 1
1
，
'
，
¥
度
ま
で
f
I
.
l
l
lさ
せ
、 2
0分 r
J
I以上保持しておく.このとき、適巧にシャ ッターの J
1
1
1
1
別を行い脱ガスの
効率を良くする.チャンパー内の圧力が安定したら、セル温度を使月l 詰IJ~ まで F げ、
f
l
u
xの測定を行う.
3
.f
!
山i
l
J
J
I
定
mするフィラメン
ントでエッチングを行う。面n
俊 (
80ml)→水 (
2
0ml)→過酸化水素水 (
2
0ml) の順に
使用するソース の日 L
L
Xをd
!
1
胞し成長レート を決定する. i
J
!
l
以
巨
に
使
エッチャントを混合していく.混合時には 1
0
00Cをこえる高温に達することもあるので注
トはあ らかじめ通電しておき、安定した測定が行えるようにしておく. H
ux測定で
;tj;が必裂である.また、エッチャントの i
f
u
lLu'設定を I
MJ
途えると鏡商を保った表面を待られ
は、それぞれのソースシャッターの開聞を行い、 I
E
I
床の s
uxI
{
白
を
詩
!
I
仏Eする.得られ
なくなるため‘首』度計でエッチャント温度を測定し、 6
00Cまでエッチャ ントが冷却され
x
l
l
直と過去に得られた成長レートのデータから成長レートを得る。東京大学先
たf1u
るのを待つ.エッチングは、等方的なエッチャン トが行われるよ うに;ビーカーを水平円
端科学技術研究センター・プロセスセンターのl¥1BE淡白では、 Gaソースの温度
状に嬬らし、エッチャン卜を焼事~しながら行う.エッチング後には、エッチャントを完全
が 980 C の|時、~ 3
.
0X 1
0-7 torr の ßux が得られ、この l時の成長レートは ~8000
に取り除き. I
自r
f
tな聞を化政を表面に形成するために、純水による流水洗沖を 10分間行う.
A/
hであった.また、高潟 S
iセルの温度は 13500Cに設定した. S
iのf1uxは、パッ
0
流水洗ゆを終えた2!1板は、 I~m，なピンセットを用いてろ紙の上に移され、乾燥主主主持プロー
王と同程度またはそれ以下であるために測定できなかった. f
!u
x1
1
由
:
は
クグラウンド j
によって表而の水分を除去する.表面の水分を除去された基板は、tfJ枠なピンセッ トを用
窒素換'fI:などを行っていない実測値を表記している。
l
l
Eチャ ンパーに ロード
いて必板ホルダーに装治され、 MBEチャンパーへ搬入される。 Ni
0分
した基板は、成長室へ般入する前に、あらかじめ超高真空に保たれた準備室内で約 3
0
間3
00
C に}
J
I
J熱され余分な水分などが除去される園
4
. i!基板搬入
自u
x測定が終了した段階で基板を準備室から成長室へ移す.この段階では、基板温
0
度は 3
00
C程度に保持し、昇潟は行わない.
5
. As温度上好
MBE成長準備
l\lD E1帯低の原理!や|幾~~構成などについては、参巧r 'JHこ譲り [50 ， 5
1
]、ここでは MBE成
長の嶋本的な準備手順について述べる. MBE成長に.:'eるまでには、(1)液体笠索 (LN2)
の導入 (
2
) セルのI
J
見ガス (
3
)f
l
u
x測定(4)基板鍛入 (
5
)A
s温度上昇 (
6
) 基板際化政
除去という行慢がある.
基板搬入後、 A
sソースの潟皮を上昇させる.Asソースの f
l
u
xU
!
I
JiEは、他のソース
x
:
!
誌が多く、フィラメントに大きな負荷をかけるため、成長毎時に行わ
に比べ日 u
ないようにする.そのため、事前にAsソースの自lIX とチャンパーのパックグラウ
ンド圧力との関係を測定しておき.パックグラウンドの圧力を測定することで A
s
の日 u
xfi1を概算する.東京大学先端科学妓術研究センター・プロセスセンターの
MBE 袋路では、Asソースの温度が約 260 0 C の 11払~ 1
.0X l
O-5 L
o
r
rの s
uxが得ら
1 液体笠通毛 (LN2) の導
)の導入で
MBE成長を仔う際に先ず行うことは、シュラウドへの液体登系 (LNz
れ、この 11寺のパックグラウンド圧力は、 ~ 1
.0xJ
Oot
o
r
rf
f
il:lrであった.
6. Ii主化政除去
第 31
苦 Ga
As/Si/Ga伯 爵l
格子交換エピタキシー
24
3
.
2
RHEED観察および異方性エッチングによる評価
Asソースの界温が終了し、パックグラウンド圧力が安定した段階で、基板温度を上
Tsub
昇させる. Asの供給量が少ない状況で基板温度を上昇させると、基板からの As抜
Aso
p
e
n
けが起こるので注意しなければならない. GaAsU
仮における般化政除去の温度は
5
8
0.
C (基板自体の細度)であると知られており、この粗皮を
A
n
n
e
a
l
600
RHEEDパターンの
.
.
ー
一
h
i
g
h
low
2
n
dGaAs
500
変化を観察することによって決定することができる.基板温度 を上昇させ、酸化脱
除去温度に返すると.基板表i
i
i
iは消浄な (
1
0
0
)而が露出する.このとき、
25
4
0
0h
RHEED
300
観察では、それまでの暖昧なハローパターンから .はっきりとしたスポットが得ら
1
s
tGaAs
れるようになる.
説明に m いた参与数値は、使用したチャンパーにおける典型的な値であり、装置の機*~
i
tme
構成に大きく依存するもであるため、 仙の MBEチャンパーにおいても適用されるべき値
ではない.特に、ソースlffi¥&や基板混&'については、熱泡対が表示する温度と、ソースお
図3
.
1
:GaA
s
j
S
i/
GaAsヘテロ梢逃の成長手順
よび必彼自体のlfu¥&とに大きく誤差があるのが普通である。参考までに紹介したセル温度
などは、熱T
也
弁f
が示したlffi¥皮であり、倣の絶対値自体にはほとんど意味が無い.
3.
2 RHEED観察および異方性エッチングによる評価
ヘテロ構造の成長
成長は次の織な手順で行った(図 3
.
1
)
. まず、 As雰四気中において、 580.Cで酸化政を
0
除去した後、 6
0
0
Cで 1
0分間のアニールを行い、 GaAsパッファ一層を 580.Cで約 2
0
0
0A
RHEED観察
成長を行ったヘテロ精進について、反射高速電子線回折 t
r
c
f
l
c
d
i
o
oh
i
g
he
n
e
r
g
ye
l
e
c
t
r
ol
.
l
成長する. 6
0
0.Cで 1
0分間]をアニールを行った後、基ー板温度を 500.Cに下げ、 Asソー
d
i
缶a
c
t
i
o
n:R
HEED)観察による評価を行った。
スシャッターを閉じ、;t~板i!iI度 500 0 C で Si 府 (1 A ~ 1
0A) の成長を行った. S
i府上の
の表面再構成を反映したパターンを得ることができ、このパターンからエピタキシャル縛
GaAs
l
:
成長では、 2
.
6
.
1で述べた 2段階成長を採用した. S
i層成長後に、 Aspr
e
l
a
y
e
rを形
肢の結晶方位を特定することが可能である.また、観祭される
I
iび Asソースシャッターを 1
mけ、基板視J
主4
50
.C (高狙)または 3
0
0.
C
成するために、 T
モードや成長メカニズムなどに関する情報も得ることができる.
(
低M
)で初 J
U
J成長閑である 300Aの GaAsを成長した.その後、一旦成長を中断し、基板
0
温度 5
8
0
Cに 1
:げ
、 8
0
0
0A の GaAs胞を成長した. G
a
A
s
J
'
白および S
i
J
冒の成長速度は、
それぞれ 8
0
0
0A/bおよび 1
4A/hであった.成長レートは、 Al
A
s/GaAs超格子構造およ
RHEED観察では、エピタキ シャルI'J/i肢
RHEEDパターンか ら成長
RHEED観祭は、成長を 一旦中断し、 [
0
1
1
1:方向および 1
0
Il
j方向に泡子総を!照射しなが
刻係をあらかじめ知っておく必要がある.使
ら行う.このため、基板における結晶方位の l
仮には、阿形の基板に 2筋所だけフラ ッ トな部分があり、 一
用した日立電線製の GaAs2&
[
Ol1J方向を示すオリヱンテーションフラット(大きなフラット)であり、もう 一つ
び GaAs/Ge超院予構造を作製し、この試料を朋いた X線回折測定によって決定している
つが、
[
5
2
]
.
O
I1
J
方向を示すインデックスフラット(小さなフラット)である.これらの印を参考に
が[
RHEED
1
0
1
1
J:
方向と [
O
I
l
]
方位を決定しておき、観察 1事に基板位置を直後観袋することで.どちらの方位の
パターンを餓察しているか判断する。また、オフ法板を m
いた場合には、
方向とで‘
RHEEDパターンの係予が異なり、オフ方向の RHEEDパターンは、鋭而反射
点の場所が中心からずれる.これにより、オフ基板を用いた場合は、自分がどちらの方位
HEEDパターンを観然しているかを容易に判断することができる.
のR
m3章 GaAs/8i/GaAs高J
I
格守・交換エピタキシー
26
GaAs(
1
0
0
)
3
.
2 RHEED観察および異方性エ ッチングによる評価
27
3
.
2
.1 評価結果
GaAs/
8
i/
GaAsヘテロ構造の性質は、日中間胞の服用により大きく ニつに分けること
ができる。 8i 屑が il~ い場合、 G aAsょに成長する 8i は、引っ 'm り ill を受けながら GaAs
の格子定数で成長する (
p
s
e
u
d
o
m
o
r
p
h
i
c8i).さらに、 8i
1
f
tの脱J
予を嶋加させると、印刷
内に蓄えられた歪のエネルギーが貫通転 1
止を生じさせるのに必必なエネルギーを上 l
u
lり
、
8
i層は格子不整合転位を生じさせて自らの終予定数に戻る.これを緩和と呼ぴ (
r
e
l
a
x
(
'
d
図3
.
2‘ GaAs
(
l
O
O
)における Y
4
}
j性エッチング
8i)、この膜停を臨界朕厚 (
α
i
t
i
c
a
lt
h
i
c
k
n
邸 s
) と呼ぶ .G九Asl:の 8
iヘテロエピタキシャ
ル成長における臨界脱j
写は、約
9Aであると考えられる.評価i結巣は、臨界R
f
，
.
¥
.
1
事を隔てた
RHEEDパターンは、基板の回転:JI
1
や電子線に対する方位角によって見え方が多少異な
p
s
e
u
d
o
m
o
r
p
h
i
c8
i胞と r
e
l
a
x
e
d8
i1
曹とで大きく%ーなるものとなった.ヘテロ成長および
る. ;
!
.
H
託方位が正しいことを確認したら、基板の回転角と方位角を微妙にずらし、はっき
針涯に対してすべて均等に行われたものではない.これから紛介する
その評価は、 2種の 2
りとしたパターンが縛れらるように翻磁を行う。
結果はすべてオフ基板のものであり、 (
1
0
0
)基板については、そのつどコメントしていく.
異方性エッチング
pseudomorphicS
i
作製したヘテロ榊造において、 8
i上の GaAs府が高I
J
絡子交換しているかを評価するた
A
s
(
1
0
0
)基板にお いて、表
めに.異 )j性エッチングにおけるメサ j惨状観察を行った。 Ga
而反応 1
1
1速のエッチングを行うと、ストライブマスクを作製した方向によって、エッチ
ングプロファイルに異 1
J性が生じ、この形状によって結晶方位を同定することができる
[
5
3
.5
4
.5
5
]
.G
a
A
s
(
l
O
O
)而における奥方性エッチングでは、図 3
.
2に示すように、 [
O
I
l
j
}
JI
J
'のストライブでは順メサ形状が、
[
0
1
11
方向のス トライプでは逆メサ形状が観察され
る.この現象は、 GaAs給品におけるエ ッチング i
i
l
lm'が絡子商によって異なることから生
l
l
l)A<(
1
0
0
)く (
m)
Bであることから、 (
l
l
l
)
A面が残り、
じる.エッチング速度は、 (
.
2
'J
I
にあるようなエッチングプロファイルが形成される [
5
4
].エッチングプロファ
凶3
イルは使月 l
するエッチャン 卜によ って微妙に災なる.本研究で使用 したエ ッチャントは
0
H280
H202・
H20= 8:1:1(
3
C) であり、 [
O
I
1
]:
方向へひいたストライプマスクを用
4:
いた.表部反応lIt速エッチンク'であるため.エッチング l時に ~砕を行わない.ストライプ
マスクの作製万法は. 6
.1
.2で述べる.以上のような務悩カ法で、 8i
の政厚を 2Aから 1
0
Aまで変化させたヘテロ椛造の評価を行った.
8i 層がiWい場合、特に 2~6Á の場合、 8i 倍の影響は全く Jl.られなかった.ぷ ;u に、
観察された RHE
EDパターンをまとめた. GaAsパッファーでは、 As過剰l
努間気中で通
2
x
4
)榊造が観察された(図 3.
4(
a
)
)
.8
i胞を成長しはじめると .1MLまで
常鍛察される (
は(
lx2
)精進が観察され、 1MLを過ぎると (
2
x
2
);
構造へと変化した.この (
2
x
2
)椛造
は
、 (
lx2
)と (
2xl
)の薮ねあわせであり. 8
i照表而には、奇数民(1
"1
日のステップが生じて
いると考えられる [
3
6
]
.AdOI
凶の研究報告に おいてもこの (
2
x
2
)椛逃が観察されている
[
4
3
]
. 彼らは、 8
i庖成長終ア後の Asの照射を開始した l
時点で.この (
2
x
2
)精進が (
3xl
)
構造に変化したと報告しているが、本実験ではAs照射による ftHEEDパターンの
m造変
化は観察されなかった.
2~6Å の娘厚の 8i 層上の GaAs ヘテロエピタキシャル成長では、 8i 周の表商向精成
(
(lx
2
)構造または (
2
x
2
)精進)および初期成長 i
Jil.1Jtに関わらず、 l
立ちに (
2
x
4
)術j
査を示
した。これは、基板と同じIJll
J
格子配列の GaA
s厨が成長していることを示しており、 8
iJ
習
が薄い場合には，w
J
格子交換は生じないととがわかった.また.見方性エ ッチングでは、l1n
絡子配列であることが般かめられている.
メサの形状が観然され、やはり基板胞と同じ前l
.
3
(
a
)に 2Aの 8
i1
留を中間府として用いたヘテロ椛造における災 )
j性エッチングの紡
図3
i1
荷の影響は全く見ら れない.
采を示す。メサ形状は順メサであり、 S
8i 屑のJ事さが 6~9Á の喝合には、やはりどの条例二においても制佑子交換は生じなかっ
たが、 S
i層上の GaAs成長の阪に観祭された RHEEDパターンに途いが見られた. Si
1
符ヒ
第 3'
Q
: GaA
s/SijGaAs爾l
格子交換エピタキシー
28
3
.
2
RHEED観察および見方位エッチングによる評価
29
l
RHEEDpatlern
aAsの成長を開始すると 、R1IE
EDパターンは 3次元成長を示すスポッ ト状のパター
にG
GaAsb
u
f
f
e
rI(
2
X
4
)順メサ
.
4(
b
)に示す 。このスポット状パター
ンとなった.観察されたスポット状パターンを図 3
1ML I
(
l
x
2
)
I
I
(
2
x
2
)
0
0
0Aの GaAs隠を成長するまで継続し、その後次第にストリーク状に変化す
ンは、約 1
S
iく
る.スポット状のパターンでは、表蘭湾総成を示す 2傍や
臼 >1恥札
4
f
告などの超構造をはっきりと
識別できないため、この段階で GaAs結晶がどのような結晶方位を持っているかを判断す
.
As
Ga
0
0
0Aの GaAs居を成長した段階で表面再構成を議
ることができなかった.その後、約 2
(
2
x
4
)
表3
.1
:p
s
e
u
d
o
m
o
r
p
h
i
cS
iの湯合に観察された R
HEEDパターン
~IJ できるようになり、観察された RHEED パターンは、バッファ一層と同じ (2x4) 機造
であった.
県方位エッチングでは、順メサの形状を示したものの、エッチングプロファイルにはギ
ザギサ・な波状の荒れがあらわれた.図 3
.
3
(
b
)に薬方性エッチングの結果を示す.
r
el
ax巴dSi
S
iI
習がlOAの場合には S
i腐は完全に緩和しており‘得られた結果は抑制 I
d
o
m
o
r
p
h
i
cS
i
の場合と大きく異なるものであった.表 3
.
2，3
.
3に観察された R
J
1EEDパターンを示す.
GaAsバッファーおよび Si
周において観祭された
RHEEDパター ンは pscudomorphicS
i
の場合と同じであった.しかし、 S
i上の GaAs成長は、初期成長制度によって具なるがi*
が得られた。
Si
よの GaAs成長は、 S
i府が完全に緩和しているために、 V
o
l
t
n
c
r
-WcbCJ担の 3次元成
長となり、それを反映したスポッティな RHEEDパターンが鋭察されたが、約 2
0
0
0Aを過
ぎたあたりから椛造はストリーキーに変化し、初期成長が低温の場合1!i仮周と同じ (
2
x
4
)
椛造が観察され、高1
鼠の場合には;J;l;板腐の椛造を [
1
0
0
].
q
hを中心に 90。回転した (
4x2
)椛
(
b
)
(
a
)
造が観察された.観祭された (
4
x
2
)構造を図 3.
4(
c
)に示す.前述した￨刻斑鉛鉱椛造の性質
00 回転は空間反転と等価であるため、この観察結栄は S
iJ
O上の GaAs府に
により、この 9
図3
ふ奥方性エッチングの結果 (
a
)Si2
λ (
b
)Si6A
この 6rv9Aの S
i中間l
胞を }
f
.
jいた場合に銀銭されたスポッテ ィな RH
EE
Dパターンお
i胞において緩和が始まったことによるものと考
よび荒れたエッチングプロファイルは、 S
えられる。 S
i腐の緩和I
がはじまったことにより、 Siと GaAsとの聞に格子不猿合が生じ、
GaA
s成長は Vol
mcrも
.
V
e
b
e
r型の成長線式となる.このために生じた 3次元島を反映して
スポット状の
RHEEDパターンが観察され、かつ、 3次元成長に よるモホロジーの慈化の
ためにエッチング形状に荒れが生じたものと考えられる.
以上の結果 l
立、傾斜 (
1
0
0
)基板および (
1
0
0
)基板について閉じものであった. p
se
u
d
c
ト
morphicS
iI
日の場合、 S
i府上 1
ご形成されるステップは、 S
i層上の GaAs成長に対して影
轡を持たないと与えられる.また、得られた
RI
IEED観察の結采は、問機の MBE成長お
HEED紛然を行った Adomiらの紡来と良〈 一致している [43].
よび R
おいてii¥
I
J
格子交換が達成されていることを示している.んl
omiらの報告においても， 1
8
λ
のr
e
l
a
x
e
dSiの場合に副;
協子交換が観察されている。彼らの Si
胴上 GaA
s成長は
、 5
6
00C
で行われており、本実験における高温成長に相当すると考えられ、結果は良く 一致してい
ると言える [
4
4
]
. なお、観察されたスポットパターンでは、表前 I
ヰ品育成を 示す柿遣を観祭
s結晶がどのような紡{j，'，ノ
別世を持っているかなどの情
することができず、この段階で GaA
報を得ることはできなかった.仮に、この段階で GaAsがマルチド メインになっていると
すれば、 (
2x4)精進と (
4x
2
)構造の
mね合わせである (4x4)構造が観察されるはずであ
ろう.
本実験では、 Gap
r
e
l
a
y
e
rを用いたヘテ ロ椛造の成長も行った.成長手順は、 Si胞成長
後に Ga原子を 1ML供給し (Ga原子は再蒸発せずに堆積してしまうので 1ML以上供
給できない)、次いで Asソースシャッターを聞き GaAs腐の成長を開始するというもの
であったが、
RHEED観察および異方f
主エッチングの結*は Asp
r
e
l
a
y
e
rのものと向じで
第
30
3章 GaAsjSijGaAs副絡子交換エピタキシー
[
0
1
1]
(
a
)
(
b
)
[
0
1
1
]
'
I
l:
岬鴨
3
.
2
RHEED観察および具方位エ ッチングによる評価
31
この基仮層が示す順メサは、 S
i厨上の GaA
s薄膜がJ
産相互に対して 9
00 回転 している、すな
わち厨j
格子交換が達成されている般かな証拠である.
(
1
0
0
)基板では S
i10Aの中間層および高漉初期成長での成長を行い、その評価を行っ
たo
RHEED観察および奥方性エ ッチングの結果、オフ基仮を月l
いた場合と同じく高I
J
彬子
交換が達成されたことを縦誌、した.
IRHEED川 町n
(
2
x
4
)
(
1
x
2
)
GaAsb
u
f
f
e
r
任d
S
i<1?
S
i>1ML
(
2x2
)
GaAs<2000A
s
p
o
t
t
yp
a
L
t
e
r
n
GaAs> 2000A
(2X4)
表3
.
2
:S
i1
0
λ ・低温初期成長の場合に飢然されたR.H8
E
Dパターン
(
c
)
e~
IRH回 Dpa附
.
GaAsbu
.
fe
r
S
iく 1ML
S
i> 1¥
1ι
図 3.
4
:(
a
)バッファ一層において観祭された (
2
x
4
)パターン. (
b
)6A より j
事い S
i
中l
:
r
l
1
面
上
の GaA
s成長を開始した直後に観察されるスポッティパターン. (
c
)S
i1
0A
の中 1
1
I
1
崩上の GaA
s府において観察された (
4
x
2
)パターン.
あった.しかしながら、 S
i周成長中およひ'成長終了 H
事におけるチャンパー内のパックグラ
ウンド As 圧が~ 1
.0X1
0-8t
o
r
r程度あり、
I
I
n
(2x4)
(1x2)
(
2x2)
Ga
As<2000A Is
p
o
t
t
yp
a
t
t
c
r
n
GaAs> 2000A
表
I
(
4
x
2
)
3
.
3・S
i1
0A'高混初)111
成長の場合に綬要員された R
HB8Dパター ン
Gap
r
el
a
y
e
rを形成する前にパックグラウン
ドに存白.する As原子によって Asp
r
e
l
a
y
c
rが既に形成されてしまっていた可能性が高いた
r
el
a
y
e
'を形成するため
l
め.この結栄の信頼性は乏しいと言わざるを待ない.確実に Gap
i周の成長を主主なるチャンパーにおいて行うことが必要であろう.
には、 GaAs闘の成長と S
格子交換が達成された試料について、 ，
I
J
!方性エッチングを行ったところ、エッチ
この取l
ングプロファイルは逆メサ形状となった.図 3
.
5に異方性エッチングの結果を示す o S
iの
緩和によって、
1
'1通転{立が多〈発生しているためにエッチングプロファイルは非常に荒れ
ているが、lil'~かに逆メサの}彰状を示している.また 、 図 3.5 中に矢印で示した部分は、 Si
附を貫通して基仮周がエッチングされた微減であり、この部分では順メサ形状が観察され
ている.使Jflしているエッチャントは S
i
J
丙に対して活性ではないため、 S
i層においてエッ
i府が薄い領峻ではエッチングが基絞悶にまで迷する。
チストップがかかるが、部分的に S
図3
.
5
:1
0A の S
i中!日]闘を問 いた GaAs
j
S
i
j
G花畑ヘテロ締巡の奥方位エッチングの結線
第 3窓 GaAs
j
SijGaAs百l
格子交換エピタキシー
32
3
.
3 反対第 2高調波測定による蒋価
33
3
.
3 反射第 2高調波測定による評価
Sやo
l
a
r
i
z
e
dE
'
"(
1侃 4 nm)
p.同抽出回
前l
終予交換が達成された Ga.As厨の非線形光学特性について、反射第 2高調波強度iIl
j
r
定を用いた評価を行った.反射第 2高調波は‘可視領域でけtい吸収を持つ化合物半導体
の光学的 2次非線形性を淵ぺる有力な手段である [
5
6，5
7
]
. 測定に使用したウエッジ状
E2
ω(532 nm)
t
f<
f
l
.
〆〆/
〆/
ノノ
ノノ
ノノ
1
0
α，
)2
000 A
の副l
格子交換 Ga
As府を持つヘテロ構造は、 MBE成長において基板回転を停止させるこ
S
i1
0A
hはの不均一性を利用して作製した [
9
](
図3
.
6
)
. 基板は [
0
1
1
]:
方向に 4
。傾斜
とにより、 f
させた Ga
.
As(
1
0
0
)議板を仰 い、 1
0
λ のS
i中間層をはさんだヘテロ構造を作製した. Si
I
f
i
l
l
:
の GaAsH
貝原分布は 1
0
0
0A~ 2
0
0
0Aであり、走査也子顕微鏡 (
s
c
a
且且i
n
ge
l
e
c
t
r
o
n
mycros
c
o
p
y
:SEM) 観主誌によって確認している.図 3
.
7に測定系を示す。基本波光源とし
て
、
displacement
~
Q
-スイッチ No:YAG レーザ(パルス幅 100n
s、繰り返し周波数 1KHz、ピークパ
0KW) を川l
いた. s偏光の基本淡を試料表而に対して 4
50 の角度で入射し、反射第
ワー 1
図3
.
6
:作製したウエッジ型試料
絢波の p偏光成分を測定した.測定では、試料を脱原分布方向に移動させることで基
2高i
s厨の』草原を変化させた.図 3.
8に、反射第 2高 Z
阿
r
j
格子交換 GaA
皮が入射する領域の M
本i
波強度の版印依存性をを示す.測定された反射第 2高淵波強度は、周期約 7
0
0Aで振動す
る椛造を持っている.この娠重U
lは基仮から発生する第 2高翻波と副格子交換 GaA
s周から
発生する第 2高調 i
皮との F渉効果によって生じたものであり、その半周期はコヒーレンス
(
k
50Aの計算値と良く一致している.この干渉効来は、面r
j
絡子交換が
長 πj
ん )= 3
2w十 2
逮成されていない場合には生じることはなく、反射第 2高調波強度の膜厚依存性はほぼフ
iと Ga
.
Asの基本被波長における鳳折率はほぼ等しいた
ラットな結栄をポした.なお、 S
↓J
GUn
-一一----~~-Ð-G---
斗‘
↑別
式
ド
目
立:
;
l
W
帥
め、ヘテロ舛聞における多重反射の影響はほとんど無いということも付け加えておく。こ
の結5ii:は、刷物子交娩によって GaAs結晶の 2次非線形光学定数の符号が確かに反転して
HA.30-ーに三コ
Bp.532_
ー己
二
コ
いることを示している.
図3
.
7・反射第 2jQi~問主主強度測定系
賀~3 宣言
34
GaAsj
Si/GaAs副絡子交換エピタキシー
3
.
4 透過電子顕微鏡観察による結晶性の評価
35
3
.
4 透過電子顕微鏡観察による 結晶性の評価
成長した訴l
格子交換 GaAsエピタキシャル薄膜の結晶性を 3
判断するために、 l
続1
釘透過電
子顕微鏡
(
XTEM)観察を行った。 XTEM観祭は、*京大学総合試験所の超高圧電子顕
微鏡で行い、観察用試料の作製は東京大学工学部マテリアル工学科 r
l
l野 i
頼研究室におい
て行った [
5
8
]
.観察に使用した試料は、 [
0
1
1
]方向に 4。傾斜させた GaA
s
(
1
0
0
)基板 i
ニに
、
1
0Aの S
i中間層を
mいたヘテロ構造であり、副絡子交換が&成されている.図 3.9(a)，
(
b)に GaA
s
/Si/GaAsヘテロ界面の (
O
I
1
)断面階視野像を示す .
1
1
背視野{象観察に J
t
lいたブ
a
)9=(
2
0
0
)および (
b
)9=(
2
0
0
)である。また 、ヘテロ坑l而
ラッグベク トルはそれぞれ (
1
.6
についての詳細な観察を行うために、絡子像観察も行った.関 3
.1
0にヘテロ界面の終予像
7
t
lk2W+2kω=350A
を示す.とれらの観察像に示されるように、国j
絡子交換 Ga
As問には向'AtU'の:t'.t通転{I!.が
1
.
4
iのt
f
l
Jにある約 4%の絡子不般合の
生じていることがわかる .この貫 通 耐立は、G山 と S
戸、1.2
ために、ヘテロ界商で生じた格子不整合1
;
副立であり、これによって刷終子交換/
e
lの結 1
'
"
)性
コ
c
o
、旬
.
.
;
1
は著しくH'lなわれてしまっている。
.
_
~
9= (
20
0)を用いた崎被野像綬然において、 APBはコントラストを持つことが匁l
られて
0
.
8
5
9
]。また、反転した 9=(
200)の回折ベクトルをJIlいた1
1
荷視野像では .9=(
2
0
0
)
いる [
0
C
L0
.
6
工
を用いた場合の階視野像に対して、動力学的回折効果により APDのコントラストの明暗
E
ピ
形状を観察することができる [
6
0，61
]
.
が逆転する.これらの現象を利用して、 APDのj
(
/
) 0.
4
APB (または APD)に関する情報は、副絡子交換のメカニズムを知る上で i
l
l要であるた
0
.
2
。 00
ゆ
1
2
0
0
1
4
0
0
1
6
0
0
i
面
白
百
2
0
0
0
F
i
l
mT
h
i
c
k
n
e
s
s(A)
.
9(
a
)，
(
b
)は、互い
め、本実験においても、この手法を用いて APDの観察を試みた.図 3
にブラッグベクトルを反転させて観祭した階視野像である.閣に切らかなように、ヘテロ
I
界面上のいくつかの償峻では、ニつの観察像でコントラストが逆転している.これは、話J
絡子交換 GaA
s府の初期段断において、 APDが生じていることを示している.しかしな
関 :~.8・ II'IJ格子交換 G aAs 厨からの反射第 2 高捌波強度の牒p;!依存性
がら、これらのコントラストは観終試料の朕厚分布や格チ不敏合に起因する務政内の i
l
lみ
などによっても生じるために、 APDの形状に対応するコントラストをはっきりと区別す
)
;
r子のぺアが一つの点状
ることができなかった.また、絡子像においては、 Ga原子と As/
コントラストとして観察されるため、観察像から高J
I
絡下配列を決定することはできない。
仮に 、二つの原子の質ほが大きく呉なるものであれば‘高分解能絡子像観察における).'J.状
1を決定すること
コントラスト(俗にダンペルと呼ばれる)は非対称性を帯び、刷絡子配ダ/
Si
C中の S
iJ
i
i
ifと C原子は趨向分解能給子像 l
d
lJ誌において識別されて
が可能であるが (
いるに GaAs の場合、 Gal原子と As l.原子の質五i が非常に近いため、持~ -f'イ象観聖誕による品11
絡子配列の決定は極めて縦しいと 言える.
第 3:
l
i
t GaAB/Si/GaAs函l
絡子交後エ ピタキシー
36
3.
4 透過亀子顕微鏡綬祭による結晶性の評価
(
a
)
-11
h
u
‘
、
，
，
.•
図3
.1
0:GaAs
/S
i/GaA
sヘテロ構造￨
祈而の絡子像
関3
.
9・GaAs
/
Si
/Ga
.
Asヘテロ 構道断面の晴視野像.(
a
)9=(
20
0)
，
(
b)9=(
20
0)
。
37
第 31
主 GaAsjSijGaAsi
t
'
)
1
絡子交燦エピタキシー
38
3
.
6 まとめ
3
9
の応用も期待される.高)
1
絡子交換厨成長の条件が際立された場合、非常に興味深い系とな
3
.
5 GaPj
S
ij
GaPj
l
J格子交換エピタキシー
るはずである。
高
)
1
絡子交換 1
1の紡I1
l
d
'
l
:改善を目指して、 S
iと綿子数合する GaP結晶を用いた荷l
格子交換
エピタキシーに J
7手した [62]. GaP/Si
/GaPヘテロ構造は、先端科学技術研究センター・
2
'
J
:
l
Jスソース分子線エピタキシー (GS-MBE) 装置によって作
プロセスセンターの VG社 '
製した.2Ji板には、 G
aP(lOO)、[
0
1
1
[方向に 4
。傾斜さ せた GaP(
1
0
0
)基板、[
0
1
1
J方向に
40 傾斜させた GaP(
1
0
0)必娠を用いた.基板の前処理として、 Siの場合と同織の有機洗
浄と HC1:HN03:
I1
20 = 4:4:5による 5分間のエッチングを行った.成長は次の ような
A成長する.
0
0
0
手順で行った.まず、基仮酸化政を除去した後、 GaP".;;ファ一層を 2
0
次に、 J
A板温度を 3
5
0
C まで下げ、 Pソースシャッターを 閉じてから S
i層の成長を行う .
4
500C また は 61
5
"C
) まで基
日間成長後は、 Pソースシャッターを開け、初期成長温度 (
ffil.皮において 5
0
0Aの初期 GapJ
(
!
j
の成長を行っ た後、4
0
0
0Aの
板を上げる.各初期成長 i
G品rT
L
1を 61
5
"Cで成長した.成長速度は Ga
Pおよび Siについて、それぞれ 4000A
/
hお
0A
/hであった。このような成長手順において GaPjS
ijGaPヘテ ロ構造作製し 、中
よび 1
r
.
JJ
I
円である S
i周の政厚を変化させて諒l
絡子交換が達成される条件を調べた. RHEED観
察の結来、 S
iを 2
5A以上成長し 、かつ初期 GaP成長を 4500Cで行った場合に 2極類の
オフ J，~板においてb\IJ 総子交換 GaP 層が成長することがわかった.
G叫'
.
/
SijGaPヘテロ精進については、認l
格子交換の達成される成長条件を見出したも
のの.実験の献行回数が少なかっ たため、結局性などの詳細な評価を行うまでには至らな
かった.
3.
6 まとめ
GoAs/Si
jGa
.
A
s
(l
OO
)椛造および GaP/
SijGaP(l
0
0
)ヘテロ椛造において、高J
I
待子交換
した紡 1
，，'，の成長に成功した. S
iをjfJいた GaAs(100)上の副格子交換では、 S
iと GaAsの
絡子不繋合による高密度のJ.'t通転位が発生し、デバイス応用に十分な結晶性を得ることが
できなかった.しかしながら、笠笥な研究報告がある GaAsjSiヘテロ機造に着手したこと
は、政l
協F
交換のエピタキシーを技術的に確立する上で非常に参考になった。これによっ
て、次に枠手した GnAsjGe/GaAsヘテロ情造における話)
1
絡子交換エピタキシーでの、結
品成長およびJ~' 佃i方法の 指針や，，\1)絡チ交換のメカ ニズムについての手掛かりを得ることが
，
できたときえる. G¥
pjS
ijGa
Pでの話)
1
絡予交換エピタキ シーは、絡子殺合系であるために
良質な函l
栴「交換 GaPI
，日を成長できる可能性を絡めており、 GaAsとは異なる波長領峻で
第 4章
GaAs/
Ge/
GaAs副格子交換エピタキシー
国1
J
絡子交換 GaA
s庖の結晶性を改善するために、絡子整合系である GaA凶(Ge
(Ga
Asヘ
テロ構造に着手した。 GaAsと Geは
、 2
.
6.
1で述べたように、機子定数だけでなく熱膨
張係数も整合する理想的な組み合わせである。 Ga
As(Ge
(GaAs高J
I
絡子交線エピタキ シー
1
0
0
)基仮に加え、新たに GaAs(
1
1
1)基板における副絡子交換も試みた。
では、 GaAs(
GaAs
(
l
l
l
)基板は、表面発光型のデバイス応用として非常にイT望な結市，)5位である。ま
aAs(111
)簡は、表面に等価でない 2稲積のサイトを有するため、 ダブルステップを
た
、 G
J
絡子交換 l
曹の成長が可能ではないかと考
形成する可能性が高く、 APDを全く含まない高I
えたためである。
4.
1 GaAs
jGejGaAs(
1
0
0
)副格子交換エピタキシー
4.
1
.
1 MBE成 長
GaA
s
jG巴jGaAsヘテ ロ椛治の作製には、東京大学工学部物理J!工学科{州長良一研究室(後
に近藤高志研究室へ移設)所有のアネルパ社製肘由 E装償をJ'l
J
いた.基板として、ノ ンドー
0
傾斜さ せたノ ンドープ GaAs(
As
(1
0
0)
、日立電線 [
01
1]方向に 4
1
0
0)基板、 [
0
11
]
プ Ga
方向に 4
。傾斜させたノンドープ GaAs
(
1
0
0
)基板を用いた.この実験では、傾斜角度の小
0
0
11
]:
方向に 2
傾斜さ せた GaA
s
(l
OO
)基板も用いた. 40 という基板傾斜角度は、
さい、 [
GaAsjSiについて儀適化されたものであり、 比較的大きな傾斜角度である.傾斜角度が大
aAs(100)基板とは災な
きくなると、表商にはファセットが形成されやすくなり、成長は G
るステップフロー成長となる。 2
。の傾斜角度を採則したのは、できるだけ G.
a
A
s
(
l
O
O
)基
彼に近い成長条件を達成することが結晶性の向上につながると考えたからである。
第 4f
，
f GaAsjGejGaA'S副修子交換エピタキシー
42
4.
1 GaAsj
GejGa
A
'
S(
1
0
0
)百l
絡子交換エピタキシー
ぃ
。
v
pb
A門
A
n
n
e
a
l
c
J
V
基板前処理は、 3
.
1と同級に行った。ただし有機洗浄に関しては、発ガン性物質である
トリクロロエチレ ンの使用を俊えるために、前述した有機溶媒による洗浄の代わりに 、セ
山 ￨ 占v
Tsub
基板前処理
600
ミコクリーン(フルウチ化学)による超音波洗めを 5分間 2回行った。セミコクリーンの
500
使用は、結晶成長の結果に (
i
l
fら影響を与えなかった.
400
43
GaAs
300
MBE成長準備
MBE成長の準備行程は 3
.1で述べたものと基本的に同じである.ただし 、異な る MBE
t
Jme
チャンパーを使用しているために、成長に使舟する f
l
l
J
Xなどが多少奨なる。参考までに
使斤!した条件を述べておく ，G80 については、セル温度が約 920 0 C において~1. 0 xl
O
-7
図4
.
1
:GaAs
j
GejG品 sヘテロ構造の成長手順
torr 程度の自 t以が得られ、この 11寺の成長レートは ~ lμmjh であった。 Ge ソースでは、
セル温度約 1150.C において、~
3
.
0X1
0-9 t
o
r
rの日 uxが得られ、この時の成長レートは
2
5
0Ájh であった.また、 As ソースについては、~ 1
.0X1
0-5t
o
r
rの f
l
u
xを得るために、
1
6
0C '
"240 C の界 ìl，'1..が必~であり、この値はソースの残品などによって大きく異なる
Q
0
ものとなった@このときのパックグラウンド庇力は、~
3
.
0X1
0-7 t
o
rrであ った.
4.
1
.
2 RHEED観察
ヘテロ精造の評価を行うために、 .
RHEEDによるその溺観察を行 った，
RH巴ED観察に
J
格子交換の評価および結晶成長のメカニズムについての情報が得られる.綴察
よって、高I
は
、 3
.
2で述べた手 J
Ii日と問機に行っている。表 4.
1に
、 G日間および表 4
.
2に GaAs屑にお
いて観祭された R
HEEDパターンをまとめた。
ヘテロ構造の成長
ヘテロ防
mの成長は以下のような手順で行った(図 4.1) まず G80Asバッファ一周を
0
0
580.Cで約 2000λ 成長した後、即座に基板温度を 4
50
C に下 げた。 Ge層の成長のため
1 バッファ一層成長
1
0
0
)基板において、パッファ一倍において観察された表商問椛成は.基板
すべての (
1A ~ 1
0
0A) の成長を行った。 Ge厨成長後
に
、 Asソースシャッターを閉じ、 Ge層 (
の種類に関わらずそれぞれ (
2
x
4
)構造であった.図 4
.
2(
8
0
)に級聖話された
に
、 Asp
r
e
J
a
y
elを Ge層上につくるため、再び Asソースシャッターを聞け、そ の後基板
パターンを示す。
温度を 580.Cまで上昇させた.基板 i
!
¥
't度が上昇した l
時点で、 Gaソースシャッターを開
き
、 8
0
0
0A の GaAsf
l'lを成長した。このヘテロ成長においては、;協子整合系であることか
RHEED
2
. Ge層成長
Ge層の成長を開始すると、基板方位に依らず、
J
:
!
l
I
J
Mに (
2x1
)構造が観察された.こ
ら 2段階成長は採用していない。 GaAs屑および Ge腐の成長速度は、それぞれ 8
0
0
0Ajb
2x2)精進に変化する.この (
2
x
2
)
の構造は、 Ge成長が 1MLを過ぎたあたりから (
および 2
5
0Ajhであった.成長レートは、G九A
s
(
1
0
0
)基仮上に GaAsjAl
As
jG8
oA
s
(
1
0
0
)
構造は、 S
iの場合と問機に (
2Xl
)精進と (
1
x
2
)構造が重なり合っているものと考
ヘテロ構造を成長し、エリプソメトリー法によって測定した各層の厚さから決定した.ま
えられる。つまり 、Ge胞の成長が 1MLを越えると、表前に奇数原子!国ステップが
た. Geの成長レートも G
cjGaAs(100)椛造を作製し、エリプソメトリー法によって測定
形成され始めることを示している， Ge闘において観察される R
HEEDパターンは、
ol
自の厚さから決定している。
した G
非常にストリーキーであり、これは、 Geが Ga
As上に 2次元的に成長していること
以上のようなヘテロ総造の成長について、 S
iの場合と同係に、 Geの牒厚などを変化さ
せ高1)終予交換が速成される粂 (~I・を 1刻ベた.
を示している。 Ge屈において観察された R.
HE
EDパターンを図 4.2(b)(c)に示す.
第 4f
{
i Ga
.
A
s
/Ge/GaAs函l
絡子交換エピタキシー
44
3
. Ge層上の GaA
s層成長
4
.
1 Ga
.
As/Ge/G品As(
1
0
0
)高
J
I
格子交換エピタキ シー
45
されることもあったが、これらの表面再織成には再現性が然〈、はっきりとした結果を得
GeJ
西上の GaAs成長において観察された RHEEDパターンは、 Ge中間層の隙厚に
るまでには至らなかった。しかしながら、これ らの情報は副絡子交換のメカニズムを考え
依存した結果が得られ、特に Ge廓が 2
0A以上の場合には、基板方伎によって異
る上で E
重要であるため、さらに詳細な観察を行い、この段階における GaA日間の結晶状態
なる結呆が得られた。
を評価する手働かりを得るべきであろう 。
(
a
) Ge層が 5 A以下の場合
[
O
f
t
]方向の微傾斜基板については、傾斜角度が 2のものと 4のものにつ いて全〈問
0
0
Ge胞が 5A以下の場合、 Gc居表面が示す表面再構成 (
(
2
x
1
)構造および (
2
x
2
)
機の結果が得られた.また、 Ga
.
A
s/Si/Ga
.
A
s
(l
OO
)において磯認された、 SiJ百七の Ga
.
As
精進)に依らず、 Ga
.
A
s成長開始後すぐに基板と同じIJlIJ
絡子配列を示す (
2
x
4
)
成長における初期成長祖度依存性が Geについても確認されると考え、 Ge関上の GaAs成
榊造が観察された.
長の初期成長 ìffi\度を 300 0 C から 600 0 C まで変化させた成長を行ったが‘事!lJJ~J 成長 ìl.A皮に
(
1
;
) Ge層が 5 Aから 20A
対する依存性は{確認されなかった. Ge層の成長沼皮依存性についても部i
べたが、 3
0
0
。
Ge}
自が 5 Aから 2
0A までの範闘では、 GaAs成長を開始直後 3次元成長を
示すスポット状パターンが観祭されたが、数 1
0
0A 成長後には (
2
x
4
)構造が
RHEED観察の結果は変化しなかった。また、 [
OIl]方向の微傾斜基板において同l
絡子交
0A 以下の場合では、すべての基板種において高J
I
格子交
級察された. Ge閉が 2
f
iび GaAs/Ge/G乱Asヘテロ椛造の成長
換が達成された後、 GaAs悶を約 2μm成長し、 f
換は観察されなかった.
を行ったが、 2回目の副格子交換は達成されなかった.これは、殺事』の(lj
J
I
綿子交換が達成
(
c
) Ge庖が 20A 以上
された段階で、 GaAs層が 9
0
。回転することから、傾斜方向が [
O
i
1
]方向から [
0
1
1
]
β 仲l
と
GoJ
Oが 20A 以上の場合には、 Ga
.
As成長開始直後、やはり 3次元成長を示
変化してしまうことによるもので、この傾斜条件では雨j
絡子交換はi
おおされないからであ
すスボッティな精進が観察された。成長が進むに従い表而再精成が出現し、がJ
る.本実験では行わなかったが、 Gap
ro
l
y
a
c
rを用いること で制絡子交換の条件を変化さ
2
0
0
0A を過ぎると詳細!
な RHEEDパターンをはっきりと磯訟できるようにな
せることができる可能性もある [
4
7
，
]
0
0)基板
り、組察されたパターンは基板方位に依存したものであった。 GaAs(1
本実験で得られた結果は、大筋では過去の研究報告と一致するが、大きく異なる点があ
stohらおよび Striteらの報告において、回l'
協子交換が達成されたのは [
0
1
1
J方向 へ
2
x
4
)と (
4
x
2
)の 2種のドメインが混在した (
4
x
4
)構造が
を仰いた場合には、 (
る
。
慨撲される。これは. APDを含んだ GaAs層が成長していることを示してい
の傾斜基板においてである [
4
7
，4
9
1
. この基恢傾斜方向に対する依存性は、本実験におけ
剖
る. [
0
1
1
1方向に 40 傾斜させた GaAs(100)基板を用いた場合には、シングルド
る結泉と逆転している。この結果の相違が、何に起因するものかはっきりとわからないが、
フェイズの (
2
x
4
)梢造が鋭察された.これは、基板と同じ高J
I
絡子配列の GaAs
彼らが Ga.As成長と Ge成長をそれぞれ異なるチャンパーにおいて行っていること 、およ
屑が成長していることを示している。特に注目すべきは、 [
0
11
J:
方向に 4
。傾斜
び MBE成長における I
l
l/
V比の違いなどが関わっている可能性があると考えている.し
させた Ga
.
As
(
l
O
O
)基板間いた場合に観察されたシングルフエイズの (
4
x
2
)構
かしながら、この相違は、本研究において観察されなかった [
0
1
1
]方向への傾斜基板にお
造である.この表商再構成はバッファー j
苛で観察された梢造を [
1
0
0
]軸を中心
いての副格子交換が成長条件によっては可能であるということを示唆している. j1Iij 車E の)J_~
にD
O
O回転した椛造であるため、この条件でli'
I
J
絡子交換した Ga
Asエピタキ
板における副絡子交換が可能ならば、成長方向への連続的な刷機子交換が実現し、被)j向
シャル府が成長していることを示している.図 4
.2(
d
)に観察された (4x2)椛
疑似位相一
縫合などに応用することができる [
6
8
J
.
造を示す。
Gc問が
から 5
0
00Cまでの Ge層の成長瓶度に対し、 Ge層および Ge府上の Ga
As問についての
5A以上の場合に餓終されたスポット状パターンでは、表面再構成を示す超精
進をはっきりと観察することができず、この段階における GaAs結晶がどのような結晶状
悠にあるかを決定することはできなかった.かすかに観察される表而雨続成の観察を試み
たところ、約 3MLの GaAs開成長までに (
2x2
)構造や (
3
x
2
)情造などの超構造が観察
第 4章
46
GaA
s/Ge/GaAs副 絡 子 交 換 エ ピ タ キ シ ー
4
.
1 GaAs/Ge/GaA
s(
1
0
0
)国l
格子交換エピタキシー
[
0
1
1
]
47
[
0
1
1
]
Ge<lML Gc> 1ML
s
u
b
s
t
m
t
e
n
o
m
i
n
a
l
l
y(
1
0
0
)
(
2
x1
)
(
2
x
2
)
(
1
0
0
)m
i
s
o
r
i
e
n
t
ω
t
o
w
a
r
d[
0
1
1
]
(
2
x1
)
(
2
x
2
)
(
1
0
0
)1
1
1包o
r
ie
n
t
e
dt
o
w
a
r
d[
O
I
1
]
(
2
x1
)
(
2
x
2
)
表4
.
1
:Ge層において観察された
(
a
)
RHEEDパターン
(
b
)
(
c
)
GaAsb
u
f
f
e
r GaAsOllGeく 2
0A GaAsOll Ge> 2
0A
(
1
0
0
)I口 問i
o
印刷 t
o
w
a
r
d[
0
1
1
]
~x~
(
2
x
4
)
~x~
(
2
x
4
)
0x~
(
2
x
4
)
(
1
0
0
)n
u
s
o
r
i
ω
t
e
dt
側 a
r
d[
O
I
l
)
(
2
x
4
)
(
2
X
4
)
(
4
x
2
)
点4
.
2
:パッファー府および Ge胸
kの GaAs層において観察された RHEEDパターン
(
d
)
図
4
.
2
:(
吋 G山バッファーにおいて観察された (2x4)(
b
)Ge厨 く 1叫 で 糊 さ
8
0
0
0Aの
れた (
2
xl
)(
c
)Ge庖 >lMLで観察された (
2x2
)(
d
)Ge厨上に成長した
前l
絡子交換 Ga
.
As腐において観察された (
4
x
2
)
第 4章
48
GaAsjGejGaAs副l
絡子交換エピタキシー
4
.
1 GaAs/Ge
/GaA
s(
1
0
0
)国l
絡子交換エピタキ シー
49
4
.1
.4 断面透過電子顕微鏡観察
4.
1
.
3 異方性エッチング
S
iの場合と同級に、'f4方性エッチングを用いた同l
絡子交換の確認を行った。 RHEE
D観
冨l
格子交換を逮成した [
O
I1
]方向に 4
。傾斜させた GaAs(l
O
O)基 板 上 に 作 製 し た
祭において副絡子交換が~rli認された [O Ïl] :
方向に 4
。傾斜させた G
aAs(100)基板を用いて
GaAs/Ge
/
GaAs悶について XTEM観察を行った. S
iの局合と阿般に、観察は東京
GaAs
jGc/
G.
a
Asヘテロ構造を作製した.その後、エッチングおよび得成長を利用するこ
大学総合試験所の超高圧電子顕微鏡で行い、観察用試料の作製は東京大学工学部マテリア
品』夜半分の飯域にのみ Ge飼が挿入されている試料を作製し、 [
O
I
1
]方向に作製した
とで、 2
ル工学科市野瀬研究室において行った.図 4.4に観察された同!絡子交換 GaA
s
jGe/GaAs
編 5μmのストライプマスクを用いた !
J
1
.
方性エッチ ングを行った.ストライブマスクの作
(
1
0
0
)ヘテロ精進の (
0
1
1
)断而の崎視野像を示す.階視野像観察にHlいたプラッグベクト
.
1
.2で述べる.使用したエッチャントは H2S04:
H202
:H2
0 = 8:1:1(
3C
)
製方法は、 6
2
0
0
)である。図に示すように、福j
格子交換 GaA
s問中に、協子不 f
盛合転位はほ
ルは 9= (
0
である.図 4
.
3に奥方位エッチングの結果を示す.下半分の領減では、通常基板において
とんど観察されていない.絡子不盤合転位がほとんど発生していないことは格子像鋭祭に
観察される順メサの形状が観祭されたが、 Ge厨が挿入された領域の GaAs膜のエッチン
自に
おいても確認しており、 GaAsに絡子整合する Geを中間 j
グプロファイルは逆メサを示した.この結泉は、 Ge胞がfiTi入されている GaAs層が確か
場合に生じた貧適転位の問題は解決され、デバイス応朋に十分な結 h
向性を得ることができ
に必板に対して
9
0 回転していることの証拠である.
0
mいることで、
GaAsj
S
iの
たと言える.
a
u
t
i
p
b
a
s
c
この階視野像において、ヘテロ界面に観察されているコントラストは APB(
bound
紅 y
)である. APBは
、 9= (
2
0
0
)を用いた暗視野像観察においてコントラストを
持つが、絡子像観主主においては絡子欠陥として餓童話され得ないと報告されている [
5
9
]
.図
4.4中のコントラストが観察されている領域は、格子像観察において完全納品として観察さ
れており、このコントラストが APBであると結論付けることができる.災は、この APB
の振る舞いが高IJ裕子交換のメカニズムを支配している.このメカニズムについては第 51
;
1
:
で述べる。
図4
.
3
: 災jj性エッチングの結来.上部領域には Ge庖がJ!Tr入しである.
.
4
:GaAs/Ge/GaAs
(l
OO
)ヘテロ椀 i
貨の (
0
1
1
)断凶I
の附視野像
図4
50
第4<主
GaA
s/Ge/GaA
si
f
i
J裕子交換エピタキシー
4
.1
.5 X線 回 折 を 用 い た 結 晶 性 の 評 価
J
I
修子交換の鮮側および高J
I
終予交換腐の結晶性を X線回折を用いた手法で評価すること
高
4
.
1 Ga
As/
Ge/G
仏 s(
1
0
0
)副格チ交主主エピタキシー
5
1
倍、実線が計算(直である.測定値は、完全結晶を仮定している計算値をほぼ再現している.
この結果は、前l
格子交換 GaA
sエピタキ シャル簿肢が良質な結百Iot'l:を持つことを示してい
ると言える。
ができる.この実験は者省自身のものでなく、著者が作製した試料を用いて東京大学物性
話機敏 .
?
J研究室において行われたものであるが、高J
I
絡子交換および結晶性について
初究所Z
の重要な情報を得ているため、その研究の一部を簡潔に紹介する.
動力学的回折理論によると、ほぽ完全な結晶におけるプラッグ回折条件は微少な角度舗
を持つ [
6
4
]
. その帽を持つプラッグ回折条件において、絡子商に定在波が生じることが知
られており、回折条件内で角度を変化させると.この定在波の位慣と絡子面の位置の関係
が変化する.凶 4
.
5は {
11l}面でのプラッグ回折条件において、定在波が移動していく様
η は規絡化 された入射角度であり、慨を持つプラッグ回
子を様式的に揃いたものである .
折条例・
の低f!
J
側の織と高角側の捕をー 1から lまでの数値で表している.図に示すように、
η= ー lでは絡 f商に定在放の節があるが、人射角度がよ自すに従 い定在波は移動 し
、 η=1
では協子商に定 {
f波の腹が位 l
位する.このとき 、Ga原子商および A
s原子商における波
皮の移動に伴い変化する。プラッグ条件内で角度を微少に変化させなが
動婦の強さは定イ'Ei
• A
s 0 Ga
l
.l
京千および A
s原子からの蛍光 X 線やフ ォ トエレ ク トロ ンを測定すると、そめ収
ら
、 Gl
は、ある原子商における定住放の移動に伴う場の強さの変化を反映したものとなり、原
子市位 f
置などについての情報を得ることができる. この手法は X 線定在波法 [
6
5]
[
6
6
]と
呼ばれており、 X線光協{として欽射光を用いることにより .精度良 く原子商の位置などを
i
'
I
J
絡 「交吸が達成されていれば、 Ga原子而と As原子商の位置は逆転するこ
特定できる. I
l
lの振る舞いも逆転することになる。
とになるので、蛍光 X 線やフォト エレクトロ ンの収 i
!
¥
.
k
a
t
l
l
T
.
l
Iらによって京大物性研究所 ・フォ トンファクトリーにおいて行われた
尖験は、 N
[
6
7
]
.i
t
A料は、 [
O
I
1
j)J向に 4
。傾斜させた Ga
.
A
s
(
l
O
O
)基板上に成長した GaAsjGejGa
.
A
s(
1
0
0
)
ヘテロ構造であり、 Ge陪上に 5μmの副裕子交換 Ga
.
As府を成長したものである。 {
5
i
i}
面におけるブラッグ l
可折条件での Ga原子および A
s原子からの蛍光 X線の収量変化を測
定した結泉を凶 4.6 に示す.~線が高IJ 絡子交線 GaAs 薄膜を仮定した計算値であり、自丸-
ml
:
.
L
はそれぞれ A
s
J
京子および GaJ
原子からの蛍光 X 線の測定値である.図に明らかなよ
I
悌子交換を仮定した計算 f
l
iと測定値はほぼ一致した振る舞いを見せており.これ
うに、話J
は G，
¥
A
s~，股が怖かにí.JiJ絡 f交換していることを示している.なお、話IJ 絡子交換していな
い GaAsK1についての ;n~:結栄は、 Ga!京子からの収益と As 原子からの収益の挙動を逆転
させたものになる.
1
与に 8判定された {
si
1
}I
前向折のロッキングカーブを図 4
.
7に示す.自丸が測定
また、同 1
η=-1η=0η=1
図4
.
5
:プラッグ条件における X線定住波
第 4章
5
2
GaAs/
Ge
/GaA
s副絡子交換エピタキシー
4
.1 GaAs/Ge
絡子交換エピタキ シー
/GaAs(
1
0
0)回l
53
4.
1
.6 PL測定による結晶性の評価
0
.
1
2
問l
格子交線 GaAs薄膜の長年品性を調べるためにフォ トル ミネッセンス (
pL)測定を行 っ
コ
0
.1
国
J
:
た. PL測定用 試料には、 [
Ol
1 方向に 20 傾斜させた GaAs(
l
OO
))以友ヒに 100Aの G巴
~
中I
U
J屑を用いて成長した厚さ 2μmの宿l
絡子交換 GaAsI
苗および参照
~ 0
.
0
8
基板上に 2凶nの GaA
s厨をホモエピタキ シャル成長したものを
(
J
)
C
-
30
.
凶
Cyo
且i
c
sアルゴンレーザ (
4
8
8nm)を用い、 4
.
6K まで冷却して説l
陀 を行った.励起光強
AsK
α
c
u
m試料として同じ
mいた.励起光源に l立
、
0rnWであ った.測定系の図を 4
.
8に示す。
度は 5
E
E
o
ω
測定結果を図 4.
9および 4
.1
0に示す。両者ともに、約1.5
1e
V に励起子先光が観測さ
s薄膜からの発光の強度は、ホモヱピタキ シャル輝政か らの ものに
れた.副絡子交換 GaA
0
.
0
2
l
b
j起子発光ピークにおける半倣全!阪はホモヱピタキシャルの
比べ約 3分の 2程度であり 、i
勾
3
υ
n
n
u
2
0
1
0
ー
。
ものが 3
.
5日leVであるのに対し、高1
川名子交倹 GaAs五年目見からのものが 5meVであった。
1
0
2
0
R
o
t
a
t
i
o
nAngle(
a
r
c
s
e
c
)
半値全幅が両者ともに比較的大きな値となってしまったJ!j
l
.
1
1
1
は、励起強度が 5
0m Wと強
かったことと、試料作製時の l
v
I
D
Eチャンパーの真空状態が良好でなかったためであ ると
考えている.この結来から、高I
1
絡子交換による結晶性の大きな劣下は起きていないことが
凶4
.
6
:5
I
I而での X線定在波法の結来.白丸は Asからの蛍光 X線の測定値.黒丸
>原子からの蛍光 X線の測定価。袋線はどちらも刷格子交換を仮定した計算値.
は Gr
、
コ
咽
わかる。
l
b
凶
(
P
;
1
J
i
-
C
Q)
E
て3
Q)
305
E
o
』
z
。
.
30
、
一
一
一
一
一
20 1
0 0
1
0 2
0
R
o
t
a
t
i
o
nA
n
g
l
e(
a
r
c
s
e
c
)
関4
.
i
: 5iI商におけるロ ッキングカーブ
図4
.
8
:PL測定に使用した測定系
第 4>
;
i
54
G叫 s
/
GeIGaAs剥格子交換エピタキシー
4
.
_
2 GaAs
/Ge/GaA
s(
1
1
1
)副j
絡子交換エピタキシー
55
4
.
2G
a
A
s/
G
e/
G
a
A
s(
1
1
1
)副格子交換エピタキシー
4.
2
.
1 MBE成長
G
a
A
s
GaAsjGe
/Ga
A
sへテ口構造においては、新たに (1
1
1)基板についても倹討を行った [
6
8
]
.
4
.
6K
基板は、目立電線 GaAs(
l
l
l
)
A基板および GaAs(
l
ll)B必板を mいた. GaAs(lll
);
/
.
I
i
-コ-sbEC25 ﹂且
仮の場合 1
:
:は、GaAs(1
0
0
)で用いたエッチャントで鏡而を保ったエッチングを行うことが
できないため、 NH.O
H:
H202:
e
hO= 2・1:1
0
0 (室温)を用いて 3分間のエッチングを
行った. この場合も必ず撹枠を行う.成長の手順は GaAsjGcjGaAs(1
0
0
)と向憾である.
As
(1
00
)の頃合とほぼ同じであるが、 Asソースの供給 i
止を約 2倍程度多
成長条件は、 Ga
めにした.
1
.
4
5
1
.5
1
.5
5
1
.
亙
4
.
2
.
2 RHEED観察
PhotonEner
gy(
eV)
ヘテロ 構造の評価を行うために、 RHE
EDその場観主誌を行った.1
A4
.
3にヘテロ成長に
図4
.
9
:ホモエピタキシャル GaA
s薄膜からの PLスペクトル
おいて観察された RJ
IEE
Dパターンを示す.
バッファ一層においては、( ll1 )A および( 1l1 )B それぞれの 2.H~特約の As 安定化表而
SRGa
As
再構成である 、 (
2x2
)構造および(、
/l9x.
j
i
9
)精進が観然され [
6
9，70] 、 Ge 府では、~，~
4.
6K
dsb-E虫玉 Jt
板種および G
eJ
習の 1
草原に依 らず (
1X1
)構造が観祭された固 (
1
1
1)聞は 3回対称であるた
め
、 Ga
A
s
(1
0
0)の場合とは呉なり、 [
OI1
]および [
1
21
]方向に電子総を!!日射し RHEEDパ
ターンを観察 して いる. Ge層上の Ga
As成長では、 (
1
00)の場合と問僚に、 Ge胞の服用
に依存 した結果が得ら れた .Geが 3
0A以 Fの場合には、バッファー府と同じ表而戸川育成
が観察され、制格子交換 は達成されなかったが、 Geが 3
0Å 以上の場合には、)j~板騒に l湖
わらず同じ (
ν
/
百 xv
百)を示した.この(V
I
f
9xvIf9)精進は GaAs(lll)Bに特有の As
安定化表面再構成であり、(l
l
1)
A基板を用いた場合には、 GeI
M
J
二には (
l
l
l)Bタイプの
1
.
4
5
1
.
5
1
.5
5
Phot
onEne匂 y(
eV)
1.
6
GaAs朕が成長する 、つまり刷絡子交換した GaA$が成長していることを示している.
成長方向に連続して副格子交換を達成させることは、応 JII 上非常に ill~ であるが、
GaAs(11
1)B上に GaAs
(1
1
1)Aが成長する条件を見出せなかったため、実射することはで
l
刈4
.
1
0・同l
格子交換 GaAs稀朕からの PLスペクトル
きなかった.
第 4章
56
Ge
GaAs
/Ge/GaAs副絡子交主主エピタキシー
42 GaAs/Ge/GaA
s(
l
l
l
)副絡子交換エピタキシー
GaAsonGeく 3
0A GaAsonGe>3
0A
(
1
x
1
)
(
2
x
2
)
(
l
x
1
)
げ 百 × 行9
)
げ百 x J
I
9
)
I
9
)
(
J
I
9xJ
表4
.
3・Ga
.
As/GejGa
.
A
s(
l
l
l
)ヘテロ精進において観察された RHEE
Dパタ ーン
S
u
b
l
a
t
t
i
c
e
r
e
v
e
r
s
e
dGaAs
4.
2.
3 断面透過電子顕微鏡観察
(
1
1
1
)基板上における泊l
絡子交倹 GaA
sの XTEM観察を行った。図 4.
1
1に観察された
'
l上の GaAs府には多くの結晶欠陥が発
明視野像を示す.観察像に示されるように、 Gek
生していることがわかる.これらの紡品欠陥を詳細に観察するために、同試料における精
.
1
2に餓察された陥視野像を示す.図 4
.1
2にあるように、I!f
J
視
似野像観祭も行った.図 4
野{象に比べ、総面白欠陥がより強制されたコントラストとして観察されている.多くの結晶
図4
.1
1:Ga
.
AsjGejG.
aA
s
(
1
1
1
)ヘテロ精進の (
OIl)断聞 の明悦野像
欠陥の中でも特に注目されるのは、ヘテロ界面において発生し、関l
格子交換層中を斜めに
貫通する結品欠陥である.本実験では、この結晶欠陥についての詳細な観察を行った。ま
ず、この給品欠陥を含む低i
域において、制限視野回折像の観察を行ったところ、図 4
.
1
3の
ような 2つのパターンを1[[ね合わせた回折像が得られた。この回折像は、通常の結晶精進
を持つドメインからの回折(大きなスポット)とそのドメインを
[
l
i
i]
取1
1
に関して 1
8
0
。回
6
0
。回転)させたドメインからの回折(小さなスポット)を重ね合わせたものであり、
転 (
E3(
1
1
1
)位界の作 {Eを示している [
7
1
]，また、同じ領峻の絡子f
象観聖書においても、結晶
i
U
;
告された(図 4
.
1
4)
，E3(
l
l
l
)粒界は、ダイヤモ
欠陥が E3(11l)粒界であることがl1
ンド精進および1
閃
i
I
I
i
鉛鉱柿巡の結晶において良〈知られている粒界であり、結晶構造中の
総合ボンドを 6
0
。回転させることで作りだすことができる。 E3(
l
l
l
)粒界 の模式図を図
4
.
1
5に示す.この観察によって粒界中の間l
絡子配;y
J
Iを決定することはできないが、図に示
したような s
t
a
c
k凶 gf
a
u
l
tと同じ、ボンドの 6
00 回転のみによって生じていると考えるの
が自然であろうと息われる.すべての結晶欠陥の極を同定することはできなかったが、粒
界以外の結品欠陥も多く生じていると推察される.
図4
.1
2
:Ga
.
AsjGejGa
As(ll1)ヘテロ精進の (
O
i1
)断面の防御野像
57
第 4主
58
GaAs
/Ge/GaA
s副格子交換エピタキシー
4
.
3 まとめ
59
4.
3 まとめ
~
•
D
•
•
•
i
i
l
~
。
• 。
~
GaAs(1
0
0
)基板上および G
a
A
s
(
l
l
l
)基板上の GaAs/GI
?/
G品Asヘテロ精進において、
[
.
J
•
•
f
W
l
I
.
l
i
I
[
]
•
•
.
•
国l
格子交換 GaAs薄膜の成長に成功した.また、 X 線回折 .XTEM観聖書.PL測定など
により、 GaA
s
(
1
0
0
)，
基板上の高J
I絡子交換 G
aAs結晶は‘光学デバイスへの応mに十分な
結晶性を持っていることが明らかになった。デバイス応用については、第
GaAs(lll)基板上のヘテロ構造では、制格子交換を達成することができたものの、 Ga
A
お
薄膜の結晶性は劣悪なものであった.デバイス応用には成長条件の改善などによる給品性
の向上が必要であろう. (
l
l
l
)基板上の MBE成長は、 (
1
0
0
)基板上の成長に比べ難しいと
•
•
されているが、表面発光型デバイスへの応用を考えた場合、この (
l
l
l
)価上における高J
I
綿
子交換エ ピタキシーは非常に有力な
QPM精進作製手法となるため、給品性の&i!fおよび
成長方向に連続した副絡子交換を達成させることが期待される.
図4
.
1
3
:欠陥領域における制限観野回折像
oGa
・
As
図4
.
1
5
:E3(
1
1
1
)粒界の段式図
.
1
4:E3(
1
1
1
)粒界の格子像
図4
61
:tで述べる.
第 5章
副格子交換のメカニズム
本章では、
RHEED綬童話や XTEM観察などによって得ら れた術械を もとに、別終予交換
のメカニズムについての検討を行う .GaA
s
j
Ge
j
GaAs(
1
0
0)および GaAsjSijGaAs(l
O
O
)
高I
J
格子交換エピタキシーにおいて高I
J
絡子交換胞が成長するメ カニズムは、本研究で誕祭し
As
/Ge/GaAs
(1
1
1
)におけ る高J
I
絡
たモデルとは異なるものであると推察される。また、Ga
1
0
0
)基板上の同l
絡予交換とは異なるメカニズムによ るものと考えられ、それ
子交換は、 (
についての考祭も行う.
5.
1 G
a
A
s
(
1
0
0
)基板上の副格子交換のメカニズム
5.
1
.
1 GaAsjS
ijGaAs(100)における副格子交換のメカ ニズム
まず、 r
e
l
a
xした Siを中間層として用いた場合 に観察された高J
I
絡子交換のメカニズムに
ついて考える。司l
絡子交換が達成された S
i1
0A のヘテロ梢造において、 S
i府で観察さ
れた
RHEEDパターンは (
2x2
)構造であ ったが、これは (
1X2
)構造および (
2x1
)椛迭の
混在した表面構造であり、この場合 S
iI
習表而には奇数l
京子鴎ステップが存在すると考え
られる.奇数!原子層ステップの存在する非磁性結晶上(この場合 Si)に GaAsなどの傷
J
I
絡子配列をもっドメ イン
性物質をヘテロエピタキ シャル成長する際には、 二つの泉なるr.i
が混在して成長することが匁 l
られており、これらのドメインはアンティフェイズドメイ
ン(乱叫 i
p
h
a
s
edoma
i
n
:APD)と呼ばれる(図 2
.
8
)
.APDの唆界 (
a
n
t
i
p
h
a
s
cb
o
u
n
d
a
r
y
:
A
sポンドで織成され
APB)は、ステ ップエッジにおいて発生し、 Ga-GaボンドまたはAsる{1l1
}商内を伝子帯す る過程で互いに衝突し消滅すると考えられている [
3
6
]
. 表而に形
.
1に示すように基板のオフ方向に強く依存したものとなり、ス
成されるステップは、図 5
m 5意 高
1
1
機子交換のメカニズム
62
5
.
1 GaAs(100)基板上の国l
格子交換のメカニズム
テップエッジ線はオフ方向に垂直になる。また、 APBを織成する原子面について、 Y
a
r
i
o
1凹l
らは i
高瓶成長では Ga
.
.Gaボンドが APBとして支配的であり、低温成長では As-Asポン
ドが A
PBとして支妃的であると報告している [
7
2
]
. ここで、本研究における高温初期成
J
〆ノーー+1
0
1
'
1
1
0
1
1
J-
同
d量 動
長において Ga-Gaボンドが APBとして支配的であり、基板の傾斜によりステップ方向が
そろっていると仮定すれば、 APDの自己消滅の結呆、副絡子交換した GaAs厨が結果と
して生き残ることを説明できる.図 5
.
2
(
a
)にその綴子を示す。図中の APB:Ga-Gabond
p
J
a
n
c
sの tにあるドメインが生き残ることになるが、そのドメ イ ンの副格子配列は基板の
高
1
1
格子配列を交換したものになっている。同じ条件で、低温初期成長の場合に As-Asポン
ド蘭が APBとして支配的であると仮定すれば、高1
1
絡 乎交換が達成されないことも説明で
例正予い)己診
図5
.1 表面 1
:
:形成されるステップの形状 (
a
)[
0
1列方向のオ フまたは微傾斜させない
(
1
0
0)基板 (
b
)[
0
1
1
[方向へのオフ基板 (
c
)[
O
i
l[
方向のオフ基板
きる.図 5
.
2
(
b
)において、 As-Asボンド簡で構成された APBの上側の生き残るドメイン
は
、
J
よ
ー仮胞と防j
じ高"修子配7'
1
を持っている.
s
j
SijG
aA
s
(
1
0
0
)ヘテロ構造における副格子交線は、 S
i層上の GaAs
以上のように GaA
成長において発生した APDの自己消滅を考慮したモデルで説明することができる。
[
0
11
)
Gi
弘
A
s
(
l
O
O
)必彼では、基般の意図的な傾斜が無いためステップの方向が一方向に胤うこ
とはない. GaAs(l
OO
)基板において制絡子交換が達成されたことは、 APDの自己消滅を
考慮したモデルとぷ府するようにも思える.モデルが直しければ、ランダムなステップの
ためにマルチドメインとなるはずである (Geを朋いたヘテロ精進ではマルチドメインとな
{
}られた).これはおそらく、 Si
(
l
OO)表而が 2
.
6
.1で説明したステップパンチン
る紡燥が1
グを起こす性質を持つことに l
封来するものと考えている. S
i
(l
OO)表面における 2種類の
(
a
)
ステップのエネルギーの違いから、表商に存在するステップは、どちらか一方のステップ
が支配的になっていると考えられ、その支配的なステップ上に成長する GaA
s屑の高1
1
俗子
;
格子交換していると仮定することで、結果を説明できるのである。
配列が}!板に対して同V
また、 Ge(l
O
O)災前においてはステップパンチングが生じないことから [
7
3
]、Siと Geに
白川]
おける総決の相違を説明できると考えている.
(
b
)
図5
.
2
:GaAs
j
S
i
j
G叫 s
(
1
0
0)ヘテロ榊遊における APD自己消滅の織子 (
a
)街並A
初期
絡子交換のメカニズム (
b
)低温初期成長の場合の高J
I
絡子交 i
換しないメ
成長の場合の国l
カニズム
63
第 51
苦 副修子交換のメカニズム
64
5.
1
.2 GaAsjGe/GaAs(100)に お け る冨J
I
格 子 交 換 の メ カ ニ ズム
5
.
1 GaAs(lOO)基仮上の詔l
格子交換のメカニズム
65
ような APBは Uedaらによって観察されている [
6
0
]
. 以上のようなコラム成長を考慮し
方性エッチング 'X
T
E
1
¥
'
1観察の結果
た APD自己消滅モデルによって、 RHEED観察・呉，
GaAsjGejGa
As(
1
0
0
)における副格子交換も、 S
iと同じよヨに APD自己消滅を考慮す
ることで説明することができる.まず、 [
O
I
I
J方向に傾斜させた GaAs
(l
O
O
)基板を用いた
絡子交換について考える.
場合の的l
を説明することができる.
Ge層を用いた高J
I
絡子交換エピタキシーでは、 S
iをf
l
lいた成長で見られた副綿子交検の
成長混度依存性が確認されなかった.とれについては、次のように考えている.成長瓶皮
3
0A の Ge局が示した表商再椛成は (
2
x
2
)椛造であるが、これもまた (
lx2)構造およ
鼠度だけにイ点字するものではなく‘
依存性の白楽である APBの構成原子商の極は、成長 1
び(
2
x
l
)構造の混在した表而椛透であり、この場合 Ge層表面には奇数原子層ステップが
成長而における As原子および Ga原子の存在島の比に依存するものと考えるのが妥当で
s層では APDが発生する 。
存夜すると考えられる.よって、この表而上に成長する GaA
ある。つまり、 Asf
i
u
xおよび Gaf
i
u
xの量と基板l
i
a
¥
.
&との兼ね合いで決定されるものと
s
-Asボ ン ド が APBとして支配的であり、基
ここで、本研究における成長条件において A
考えられる。 Geを用いた高J
I
格子交換エピタキシーは. S
iを
mいた成長とは災なる MBE
mいた
板の傾斜によりステップ方向がそろっていると仮定すれば、図 5
.
3
(
a
)に示すよ うに、副総
チャンパーを用いて行われたため、結泉を一概に比較することはできない. Geを
F交換した GaAs府が生き銭ることを説明できる。また、これと全く同僚の仮定により、
i
u
x比を変えて成長を行うことで、成長温度依作性が生じる可能
成長においても、 GajAsf
[
OI
1J
;
方向に傾斜させた GaAs(
1
0
0)基彼を用いた場合に、基板と同じ同l
格子配列を持つド
性は十分にあると考えられる。 E
b
e
r
tらは、 MEE(
M
i
g
r
a
t
i
o
nEnh
a
n
c
e
dE
p
i
t
a
x
y
)[
3
9
Jを
.
3
(
b
)
)
.(
1
0
0
)基板を用いた場合には.表面のラ
メインが生き残ることも説明できる(図 5
aAsjGejGaAs(100)ヘテロ成長において、空間反I
!
!
i
;
の
成
長
編
l
J
l
'
イ
武
者
用いた G
ンダムな傾斜によって 2織の異なる方向のステップが間程度に存在するため、 APD自己
¥
四E成長の成長機構は、通常の MBE成長と大きく ，
1
]
'なるため、彼らが成長 I
h
l
l
支
いる. 1
消滅によってシングルドメイン化することはなく、 ドメインが混在したまま成長は進んで
依存性を観祭したのは、
いく.
mを俄秘して
MEEをJlJいたためである可能性が高いと考えている。
とこで考えた高J
I
絡子交換のメカニズムのモデルは、当初考えていた.fill必的なモデル(図
GilAsjGejGaA
s
(lOO
)における XTEM観察においては、 APDの形状を直後観察するこ
2
.
5
) とは異なり、 APDの発生および自己消滅を経て達成される副総子交換であった。し
形状は、この APD自己消滅モデルで考えた 3角形の形をとってお ら
とができたが、この j
V族中間!日上に成長
かしながら、制絡子交換が達成されているドメインは偶数原子問の I
ず
、 51J
1
移に近い形をしている。 XTE
M 像に観察された典型的な APDの形状を図 5.
4(
a
)
絡子配列の人工的制御につ
した GaAsであると考えられ、理惣的なモデルが掲げていた前l
に示す. APDはl隔が約 7
0
0
λ であり、傾斜した APBは約 1
0
0
0A を過ぎたあたりで自
いてのアイデアは、本質的に達成されていると言うことができるだろう.
'
己消滅しており、これより膜厚がj
写いところでは
GaAs結晶は シングルドメインとなって
いる.また、 APBは {
l
l
l
}商だけでなく、 他の {
n
l
l
}商で品育成されている場合も観聖書さ
5.
1
.
3 中 間 層 が薄 い 場 合 に つ い て
れている (
{
nl
1
}1
師もまた. Ga-Gaポンドまたは A
s-Asボンドで構成される簡である)。
この 5角形の J
惨状は、 Ge陪上に GaA
sをヘテロ エピタキ シャル成長する際、 GaA
sがコ
GaAsj
Si
/GaAs
(
10
0
)および GaAs
/
G
e
/
G
a
A
s
(1
0
0
)のどちらにおいても、 IV1
皮原チ巾
ラム状に成長することに [
8来している [
7
4]
. Ge層上の Ga
As成長では、成長開始直後に
問層が薄い場合に (
S
iの場合には 9Aより薄い場合であり、 G阜の場合には 2
0A より薄
スポッティな RHEEDパターンが観重要されており 、これはコ ラム成長が生じていることを
い場合)、どのような条件でも問機子交換は達成されなかった. S
iおよび Geの両者にお
(
l
x
2
)構造および (2xl)榊造のシングルフエ
判b
)に、コラム成長を考慮した副格子交換のメカニズムを示
示していると与えられる悶 5
いて、 1ML以下の成長において、それぞれ
f
jI
て
こ
! GaA
sをヘテロエピタキシャル成長すると 、まず GaA
sはコラム状に成長
す. Gcf
イズの RHEEDパターンが観察されている.このとき表聞には偶数原子商のステップが存
京子府ステップが Ge表而に存在するために、すべてが同じ
する.これらのコラムは奇数l
在している。 Ga
As基板を Asで終端して 1原予防の IV族版予!笥を姉入し碍ぴ Asで成長
/，'，1]裕子妃列とはならず APDが発生する.十分大きくなったコラムは隣のコラムと融合し、
I
絡子配ダJ
Iと同じ配列の GaA
s閉が成長するので、この条件で
を開始するならば、基板の高J
ヘテロ界面に選直な APBが形成される.その後、 APD自己消滅モデルで述べたような傾
副格子交換が生じないことは説明することができる.しかしながら、 IV族中間府が 1ML
1
}而で h
育成されており、この
いた APDによって APDは自己消滅していく. APBは{且 1
を越えた場合に、表而には奇数j
京子府ステップが形成されるにも拘わらず. <
<
I
J絡子交換は
Iの、前l
絡子交換を生じさせないメカニズムがあると考える
達成されない.これには何か月J
66
第 5章 国j
格子交鎮のメカニズム
5
.
1 GaAs(l
OO
)基彼上の副格子交換のメカニズム
j
i
Jの影響
のが自然であろう.そのメカニズムは、中間層が滞い場合には、基板の副格子配i
が、中間開上の GaAs府に到達するためではないかと推察される.中間層が薄い場合に
J
'
綿子を織成する I
VJ.疾原子は t
たして等価な性質を持たず、基板の高1
'
絡子配
は
、 2騒類のIi¥
9
1
Jを継示して一方は Ga的であり他方はAs的な性質を帯びているため、その上に成長す
る GaAs結晶において、基板と同じ高1
'
絡子配列になるように原子の移動が生じるのではな
し
いかと考えている.このメカニズムを明らかにするためには、更なる研究が必要であると
怒われる.まずは、中間J
J
Mが薄い場合にも APDが発生しているのかということを XTEM
観察などで訴価することが必要であろう a 原子の移動により、基板と同じシングルドメイ
ンの6'
1修子配列となっているのか、または APDは発生してるにも拘わらず、基板と同じ
日l
絡子配列となるのか、はr.I
'
H
名子交換を生じさせないメカニズムを考慮する上で重要な情
sjSijGaA
s
(l
OO
)における結果にあるように、高'
1
絡子交換は Si
/冒が
報である.また‘GaA
完全に緩和した後にしか達成されていない。これは. S
i層が緩和すると同時に 、下にある
GaAs)，品抜からのi\l1絡子妃~U の ti'nE1を破棄していると考えることもできる . S
i厨の緩和と
(
a
)
/
i
'
1
1
絡子交換の迷Ji)
t
条件とがどのような関係にあるのかは、副絡子交換を生じさせないメカ
こでも非咋，に重要であると思われる.
ニズムを考える I
し
口
[1
1
]
(
b
)
図5
.
3
:GaAsjGe/G叫 s
(
1
0
0
)ヘテロ精進における APD自己消滅の係予(吋 [
0
1
1J方
向に傾斜させた GaAs(
1
0
0
)基板上においての高J
'
格子交換のメカニズム (
b
)[
01
l]
1
i
向
OO
)必板上を用いた場合の副総子交燥しないメカニズム
に傾斜させた GaAs(l
67
68
第 5吉
'
1
5
.
2 Ga
As(
l
1
1)基仮上の前l
格子交換のメカニズム
69
5.
2 GaAs(111)基板上の副格子交換のメカ ニズム
APD
1.c
o
lumnargrowth
GaAs(lll)基板上の副絡子交換のメカニズムは、GaA
s
(
1
0
0
)基板上 の制格子交般のメ
カニズムとは大きく異なると考えられる. GaA
s
(
1
1
1
)基板上の Ge府では、 (
1x1
)構造の
¥A
/
田l
絡子交換のメカニズム
/一\ r-ー""' ~
r
'
"1000A
RHEEDパターンか溺祭されているが、この G
e
(
1
1
1
)よの (
lx1
)構造が、副栴子交換のメ
カニズムを支配していると考えている. Ge層上の GaA
s成長の直前I
には、 Asを p
r
e
l
a
y
e
r
2.s
e
l
f
a
n
n
i
h
i
l
a
t
i
o
n
じ
(
a)
心J
(
b)
として照射しており、 Ge層の最表面には As原子が吸着している.この H
寺に観察される
Ge(l
l
l)
:
A
s(
l
x
1
)構造が高J
I
絡子交換に大きく寄与している， B
r
i
n
g
a
nらにより、 G
e
(
1
1
1
)
表商に Asが吸着した場合、 As原子は 2布i
のサイトのうちシングルボンドを表而に突き出
すサイトに支配的に取り込まれることが報告されている(図
5
.
5
(
a
)
)[
7
5
]
. この 表而上に
G乱Asを成長した場合、成長する GaAs結晶は (
l
l
l
)Bタイプのものであり(悶 5
.
5
(
b
)
)、
(
l
l
l
)
A基板上の GaA
s/GejGaA
Sヘテロ構造において日J
I絡子交換が達成されることを説
図5
.
4
:(
a
)XTEMにおいて観察された APDの典型的な形 (
b
)コラム成長を考慮し
た刺絡子交換のモデル
s
(
l
l
l
)
B基板上で高I
J
絡子交換
明することができる。また、このメカニス.ムによって、 GaA
が生じないことも同時に説明することができる.
このメカニズムは、ヘテロ界面で APDが全く発生しないと いう結朱を噂き廿i
す
， API
)
oGa
・
As I
i
l Ge
発生の有無は、 XTEM観察を用いて判別することができるはずであ ったが、4
.
2
.
3で述べ
jGe/GaAs
(l
1
1
)ヘテロ構造の XTEM像では、多くの結晶欠陥のために
たよ うに 、GaAs
生じたコントラストがあり、. APD発生の有無を確認することはできなかった。 (
1
1
1
)基
板上の MBE成長は (
1
0
0
)基板上の成長に比べ難しいとされるが、もし給品性を向上させ
T﹄昼T11
1
1
1
1
(
a
)
ることができれば、 APDを全く含まない iiilJ格子交換 GaAs結晶を成長できる可能性を夜、
めた系であると考えて いる。
1
0
0
)基板を用いた場合と同織に、 Ge中間厨が薄い粂件で/lIIJ
絡子交換が達成され
また、 (
なかったメカニズムは、今のところ鹿解されていないが、やはり、基板の副格子配g1
J
の影
響が薄い Ge庖を通じて中間層上の GaAsに到達し、副彬子配列が逆転することを妨げて
(
b)
いるのではないかと考えている.
TEE'
喝白﹃ 畠 ・
1
t
関5
.
5・(
a
)G
e
(
U
l
)
:As(
lxl
)精道におけるおの位置 (
b)(
l
l
l
)
A基板上回j
絡子交換
のメカニズム
第5
:
>
事 国l
絡子交換のメカニズム
70
5.
3 まとめ
本主主では. GaAs
/
Si
/Ga
師 、GaA
s
/Ge/GaAsヘテロ鱗造における爵l
絡子交換のメカニ
ズムについて考察を行った. Ga
As(
l
O
O
)基板上の副絡子交倹は、
r
v嫉中間層上の GaAs
第 6章
成長における APDの発生と自己消滅によるものであると考えられる.また、 GaAs(ll
l)
基紙上の話1
'
格子交換は、 G
e
(
l
l
l
)表面上の As原子が一定のサイトに入ることによるもの
と推察された. G丸A
s
(
l
l
l
)上の回l
格子交換のメカニズムは、成長方向に連続した副格子交
娩屑を成長するが不可能であるという結果を導き出すが、 G
e
(
l
l
l
)表面上に吸着した As
原子の制御やまず Ga原子を p
r
e
l
a
y
e
rとするなどの方法で、連続した複数回の回l
待子交換
G
a
A
s結晶の作製と
A
I
G
a
A
sQPM-SHGデバイスへの応用
周期的空間反転
を達成できる可能性もあると考える。中間層が務い場合に国l
裕子交換が生じないことにつ
いては、
卜分な理解を得ることができなかったが、ヘテロエピタキシャル成長における非
常に興味深い現象である.今後の詳細な研究によってこの副格子交換を生じさせないメカ
ニズムが明らかにされることを期待する.
GaAs/
Ge/GaA
s
(
l
O
O
)百l
絡子 交換エピタキシーの結巣を利用して、 QPM-SHGデバイ
スを作製することができる.本掌では、まずフォトグラフィープロセスおよび再成長をH]
s薄膜の作製について述べる.次に QPM-SHGデバイスの作
いた 、周期的空間反転 GaA
HG測定の結果を示す.
製について述べ、デバイスの評価として行った S
6
.
1 周期的空間反転 GaAs薄膜の作製
周期構造の作製では、 MBE成長→リソグラフィープロセス→ h
四日 再成長という手順
が必要である。良質な湾成長 GaAs薄膜を得るためには、プロセス中にできるだけ試料を
汚さないこと、およびプロセスにおいて付帯するフォトレジストなどを完全に除去するこ
とが不可欠である。図 6
.1
(
a
)
(
b
)
(
c
)に周期構造作製の手順を示す. (
a
)まず高1
'
絡子交換エ
ピタキシ一法で薄い副格子交換 GaAsl
百を成長し、 (
b
)フォトリソグラフィープロセスを
'
絡子交換層と基板間(非自1
'
絡子交換周)が周期的に餓 1
:
1.1するテンプレートを作
用いて、長1
製する。 (
c
)そのテンプレート上に GaAsを碍成長すると、テンプレートの結晶ノ別立を継
承して、周期的分極反転した Ga
As府を得ることができるのである.
6
.1
.
1 i
l
J格子交換層成長
テンプレート作製のための前!絡子交換 GaAs貯の成長について述べる。 2
正仮は [
0
1
1
J:
方
0
傾斜さ せた GaAs(
向に 2
1
0
0
)基阪を用いた。成長は以下の手順で行った.まず、 2
5
0
0A
の GaAsバッファー厨を 5
8
00Cで成長後、基板温度を 4
0
00Cまで
Fげ
、
1
0
0Aの Ge中間
72 買~
61
主 周期的空間反転 GaAs結晶の作製とAlGaAsQPM-SHGデバイスへの応用
61 周期的空間反転 GaAs湾政の作製
73
を使用してフォトレジストを塗布し、その後基板を回転させ、荷車〈均一なフォトレジ
スト膜を表商上にコートする.スピンコートの条件は、 5
0
0rpmで 1
0秒
、 2
0
0
0rpm
で6
0秒とした.この条件でのフォトレジストの膜厚は 5
0
0
0A程度と見積もられ
る。フォトレジストの定着のために、オープンで 90.Cで 2
0分間のプリペークを
(
a
)
(
b)
(
c
)
行った後、アライナー(共和浬研)を使用してフォトリソグラフィーを行う。フォ
トマスクには、 3μmのライン&スペースマスクを用い、 5秒の銭光後、約 2
0秒間]
凶6
.
1・周期的分極反転機造の作製手版図 (
a
)副格子交換層の成長. (
b
)フォトリソグ
ラフィープロセス. (
c
)MBEp
J成長.
焔を成長した. Ge府成長終了後、 Asソースシャッターを聞き、基板温度を 480.Cまで上
げ、初期 GaAsJ
I
白20MLを N
lE
E(l
'
v
l
i
g
r
a
ti
o
nEnhancedE
p
i
t
a
x
y
)を用いて成長した [
3
9
]
.
約I
s)→成長中断 (
1
s
)→ l
1
¥
1
[
Lの As (
約l
s
) という手順で
MEE成長は、 1MLの Ga(
行った. MEEを用いることで、 APDを早期に消滅させることができ、かつ低溜での成長
1
絡子交換腐を成長することができる。 RHEED
が可能であるので炎蘭の平坦性を保った高)
観察では、 MEE成長を終えた段階ではっきりと (
4
x
2
)椛造が支配的になっていることを
碗泌することができる.その後、基板温度を 530.Cまで上げ、 5
0
0A の高)
1
格子交換 Ga
.
A
s
胞を成長する.テンプレートの表而段差を少なくするために、この GaAs腐はできるだけ
薄いことが望ましいが、 APDが自己 t
消滅するのに十分な隙j
享を成長すること、およびプ
0
0A とした。 E
b
e
r
tらは、 Ge
ロセス鼠終段階?に行う表面のエッチングを考慮し朕厚を 5
Ji'l成長後に As~苦闘気中で f:iQO.C でのアニールを行っている [3 1].本実験においても Ge
厨成長後のアニールを探用した成長を試みたが、アニールを行うことにより副絡子交換胞
の表閲モフォロジーが白くなる傾向が見られたため、アニールを係用したテンプ レート作
製はそれ以後行っていない.また.成長したヘテロ梢造は、 GaAsと Geの屈折率の差に
よって滞朕に色がついて見える.とれは、後のエッチングにおいてエッチングの進度をは
かる上で重姿となる.
の現像を行い、 3
0秒間の純水洗浄を行った.その後、オープンでフォトレジストの
ポストベークを 1
20.Cで 2
0分間行った.この 3μmの半周期は、基本波1.53μm
での S
I
IG デバイスについて計算されたものであり、楽子応月1の百円で論じる.
2
. 高r
)
絡子交換l
冒および Ge層のエッチング
フォトレジストをスピンコート後、試料をテフロン製バスケットに移し、 l~îJ倒的
エ ッチングを行う.純水で リンスした後、NH.0
I
I:H202:
H20= 2:1:1
0
0(j[縦)
のエッチャントでレジストが被告2
されていない領減を必板府までエッチングする.
エ ッチングは薬方性を生じさせないために続押しながら行う.このエッチャントの
エ ッチングレートは正確に抱慢して いないが、レジストが塗布されていない領峨の
干渉色の変化を見ることで、エッチングの進度を確認できる. i
i
i
J述したように、作
製した副絡子交換 GaAsエピタキシャル薄岐には干渉色があり.エッチングが進む
に従いその色が育→赤→背のように変化する。 Ge周にまでエッチングが進むと、
Ge厨の黄色を確認することができ 、さらにエ ッチングが進むと Ga
As基板の色を示
0分間l
の純水洗浄を行いエッチャントを完全に除去する.
す.エッチング終了後、 1
3 レジストの除去 ・有機洗浄
レジストの除去には、アセトンを用いた.純水洗浄後、アセトン溶媒内で試料を超
I
音波洗浄し目視できる純聞のフォトレジストを除去する。その後、拭料表商の微細J
なフォトレジストを除去するために、以下のような手順で有機洗浄を行った.アセ
0分間 3問、トリクロロエチレ ンボイルを 5分間J
2問、アセトンボイ
トンボイルを 1
6
.
1.
2 テンプレート作製プロセス
テンプレート作製プロセスは以下のような手順で行う.プロセスに用いるピンセットや
ビーカーは‘すベメタノールおよびアセトンを用いて有機洗冷した消浄なものを用いる@
1
. フォトリソグラフィープロセス
スピンコーター(三笠産業lR-D7)を使用してフォトレジスト(へキスト AZ
-1
5
0
0
)
のスピンコートを行う.手順は次のようなものである。まず、基板表面にスポイト
ルを 5分間 2回、メタノールボイルを 5分間 2回、最後に流水洗浄を 1
0分間行っ
た。各溶煤は、毎回新しいものに変えて洗浄を行う.有機浴媒によるボイル洗仰は、
白いて加熱しながら行った。
ホットプレート上に溶嫁の入ったビーカーを i
4
. lJl主薬プラズマクリーニング
有機洗冷後、表面のフォトレジストによる残留汚染を取り除くために陵ポプラズマ
クリーニングを行った。政素プラズマによるフォトレジストの除去は、シリコンの
プロセスにおいて確立されており、フォトレジストはプラズマによって励起された
74 第 6~宮
周期的空間反転 GaAs結晶の作製と A1GaAsQPM-SHGデバイスへの応用
6.
2 周期的分極反転 GaAs結晶の評価
75
原子状酸系によって酸化され、最終的にはこ際化炭素と水となって分解蒸発する.
有機洗粉および流水洗滞終了後、ビーカーから取り出した試料を乾燥窒素を用いて
水分除去し、プラズマクリーニングシステムに搬入する。プラズマクリーニングは、
howerSystemを用い、 100Wで 1
0分間行った.
エリオニクス RIBEIODBeamS
このプラズマクリーニングの効果は絶汰であり、これを導入する こと で良質な再成
長 GaAs薄肢を得ることができるようになった.
5
. 表商工ッチング
プラズマクリーニング終了後、試料を純水洗浄 し、セミコクリ ーン(フルウチ化学)
で 3分間 2回の洗浄を行い、再び純水洗浄を 5分間行う.プラズマクリ ーニ ング後
の洗浄では、表面汚染を避けるため、レジストの除去などに使用したビーカーとは
別の消浄なビーカーを使用する.最終的に、 NH4
0H:H2
02
:
H2
0 =1・ 1:1
00 (
室
潟)のエッチャン卜で 1
0秒間、表面を薄〈エッチングし、 1
0分間の純水洗浄を行っ
図6
.
2
:作製したテンプレートの表前段差
た後、試料を MBEチャンパーに搬入して再成長を行った.
0
0
0A/hで約 2μmの GaA
s胞を成長した。成長の様子を制べるために RHEED観察
約7
以上のようなプロセスを行いテンプレートを作製した。
1
格子交換層の表面再構成と考えられる (
4
x
2
)
を行ったところ、成長初期段階では表面の高1
作製したテンプレートを評価するために、 AFMによる表面段差測定を行った.測定に
が観察された.成長が進み膜j
享が僧加していくと、 RHEEDパターンは (
4
x
4
)へと変化し
は、セイコーインスツルメンツ AFMNPX100を使用した. 図 6
.
2に測定結果を示す.副
た.これは、i¥iI
J
格子交換 GaA
sの (
4
x
2
)構造と非副格子交燥屑の (
2
x
4
)桃造との重なり
格子交換厨と基板府の段差は約 8
00A であった. f
i
l格子交換 GaAs層と Ge厨の膝厚は
合ったパターンである.
6
0
0A であるから、エッチングは基板層に対しても 2
0
0A 程進行していることがわかる.
乙の余分にエッチングしてしまった段差はできるだけ少なくすることが望ましく、エッチ
ングレートを正確に把濯し、エ ッチング時間を段通化することが必要である。また、図に
示すように、デューティー比はほぼ 1対 1であり、フォトリソグラフィープロセスは理惣
的に行われていることがわかる.
6.
2 周期的分極反転 GaAs結品の評価
図 63は、作製した周期精進に対して垂直に幅 5μmのストライブマスクを形成し r
j
，
方
性エッチングを行った結巣である.エッチャン トは
、 H2
S04:H2
0
2
:H20= 8
:1:1(
30C)
これらのプロセスは、決して最善のものではなく、未だ改善の余地を多く含んでいると
考えられる.例えば、周期的エッチングに使用するエッチャントを変えることやドライ
エッチングなどを導入することなどによって、より良好なテンプレートを作製することも
可能であろうと考えている.
を用いた.得られたエ ッチング形状は、逆メサと順メサを交互に示しており、周期的に 9
0
。
回転した Ga
As薄肢が成長していることを示している。
.
4に、作製した周期構造の AFM像を示す。図に示すように、再成長表而には段差
図6
が生じている.再成長における段差の解消を期待したが、全く平坦化しなかった.この
0
0Aであり、テンプレートの段差をほぼそのまま継承している.周期椛造の
段差は約 9
6.
1
.3 MBE再成長
デューティー比は、図 6
.
3に示した試料では、ほぽ 1
:
1であるが、図 6
.
4の AFM観察を
チャンパーに縦入したテンプレート基板は、通常の成長と問機に準備室において 3
0
00C
に熱し、余分な水分などを除去した後、成長室へ搬送する e 成長室では As雰匪l
気中におい
0
0Cで 1
5分間のサ一マルクリーニングを行う.その後、基板混皮 5
8
0C、成長速度
て6
0
0
行った試料では、 1
・
1からずれている.再成長における、周期柿進のデューティー比変化
は、国l
格子交換腐と非高1
1
格子交J
免間のJ'
J
i界が再成長時にどのように進んでいくかに依存し
ているが、この鹿界の進行の機子は試料によって異なり、これが成長条例ユ
にどのように関
76 第 6章 周 期 的 空 間 反 転 Ga
As結晶の作製と AlG
aAsQPM-SHGデバイスへの応用
6
.
2 周期的分極反転 GaAs結晶の評価
77
わっているかを理解することはできなかった.しかし、全般的に、福l
絡子交換層である凸
の部分が狭くなる傾向が見られた.これは‘凸の部分における成長において、ファセット
が形成され平坦部が細くなっていくことに関係があると考えられる.また、テンプレート
の表面の凹凸の形状も大きく関与しているとも考えられる。テンプレートにおけるエッチ
ングでは、理想的には表而に対して垂直なサイドウオールを形成すべきだが、化学エッチ
ングを用いた場合、完全に垂直なサイドウオールを形成することは不可能である.この丞
I
査でないサイドウオールによって成長が斜めに進行していく可能性があり、これによって、
デューティー比がテンプレートにおける 1
:1からずれていくことも考え られる。垂直なサ
イドウオールを形成するには、ドライエッチングを導入する必要があるであろう.
AFM観察の結呆において、湾成長した周期的空間反転 GaA
s湾朕の凹の部分に、波立っ
た友商の荒れが観祭されている.この波立った荒れが、どのような理由で生じているかは、
い
ヘ
ー
一、か
一
ι
はっきりと理解できていないが、おそらく、局所的に Ga原子と As原子の供給量の比が
段通な条件からずれてしまっているか‘またはテンプレートのサイドウオールの形状に起
.1
.3で述べたテンプレート上の GaAs再
因してるかのどちらかであろうと考えている。 6
一
長条件として級適化されていない.成長レートや成長混度を変化させることにより、より
図6
.
3
:周期的分極反転梢迭のま正方位エッチングの結晶2
一
成長における成長条件は、通常の GaAs成長の条件をそのまま適用したものであり、再成
良質な T
ヰ成長薄膜を得られる可能性は多いにあると考えられる.
A
1
¥、
日
一入
一
図6
.4:周期的分割E
反転構造の AFM像
78 第 6f
;
! 周期的空間反転 GaAs結晶の作製とAlGaAsQPM
SHGデバイスへの応用
6
.
3 QPM-SHGデバイスへの応用
79
6
.
3 QPM-SHGデバイスへの応用
周期的空間反転 G
aAsii
車線上に、AlGa
A.s光導波路を成長し、 QPMデバイスを作製した。
本研究で作製した QPM-SHGデバイスの模式図を図 6
.
5に示す. J
I
v
1
J
3
E成長は次のような
手順で行った .1&
長温度は、すべて 5
8
00Cである.成長室に機入したテンプレート GaAs
基板を As雰囲気中において 6
0
00Cで 1
5分アニールした後、バッファーとして 2凶 nの
GaAs腐を成長する。次に、 2μmのAlGaAs(
x=0
.
2
)ガイド局、 1μmの AI
GaAs(
x=
0
.
8
)クラッド層、 21Lmの AlG叫.s(
x= 0
.
2
)ガイド層 、50
0A の Ga
A
.
sc
ap層の順に光導
波路の成長を行った。成長後、作製した光導波路に、前述 したテンプレート作製時に行っ
たフォトリソグラフィーと同じ手順で、 5μm幅のリッジを作製した。隣接する導波路の
悶1
婦は
10μmである.リッジ作製に汗l
いたエッチャン トは、HCI
:H2
02
H2
0= 80:4: 1
・
(室温)であり、エッチング時間は 9
0秒である。この黄色のエッチャン トは混合した後、
時間が経過してから {初日し 、エッチング後は、エッチャントを完全に取り除くため純
十分 l
Fundamental
wave
(
1，53μm)
A
ln
oGan
，
.
s
O . 8~aO
..
2A
Second
Harmonics
As (
0.
7叫 m)
a
}A10内
Guidel
a
y
e
r
C
l
a
dl
a
y
e
r
A
I
O.
8GaO.
2
As
C
l
a
dl
a
y
e
r
0分間l
の洗浄を行った.
水で 1
s光導主主路は、 TE偏光の基本被(1
.53μm) 基本モードと T M偏光の
作製した AlGaA
m 2高調波 (0.765μm) 基本モード問の疑似位相盤合について設計されており， 6μmの
Z
QPMJ
1
J
V
Iは 3次の QPMに相当する.
図6
.
5
:QPM-SHGデバイ スの模式図
6および図 6
.7に示す.作製した光導波路の表面段差
作製したデバイスの SEM像を図 6.
を評価するために、 AFM観祭を行ったところ、 リッジ理事波路表面の段差は 9
00A、リッ
ジi
窃さは 0
.
85μmであった(図 6
.
8
)
. 厚さ 5μmの光導波絡を成長したにも拘わらず、テ
ンプレートの表面段差は平坦化されていないことがわかる。
リッジ作製のエッチングを受けた領域(図 6
.
8における凹の部分)は、周期的空間反転
精進であるにも州わらず、段差はほとんど観察されていない。これは、テンプレート上の
G aAs 同成長を行った後 . 一度 HCU'I ~02:H2 0 = 8
0:4:1 (室混)のエッチャントを用
耐のエッチングを行い、もう一度 GaA
sf耳成長を 行 うことで、段差の無い周期的~
いて表 I
t
H
J
反転術造を得られる可能性を示唆している.
図6
.
6・作製した QPM-SHGデバイスの SEM像
8o s
窮6:
l
j
f
. 周期的空間反転 GaAs結晶の作製とAlGaAsQPM-SHGデバイスへの応用
6
.
3 QPM-SHGデバイスへの応用
81
6
.
3.
1 SHG測定によるデバイスの評価
タイプ l疑似位相整合
作製したAlGa
AsQPM-SHGデバイスの SHG測定を行 った.この実験における位相盤
合条件は、
12k~E 一 kJwMI
守
=m
(
6
.
1
)
であり、 TE偏光の基本波と T M偏光の第 2高調波との f
1
{
1のタイプ Iの疑似位相鍛合であ
る. ^-はデバイスの QPM周期、 m は QPMの次数であり、作製したデバイスでは 3次の
QPMについて設計されていることから m=3となる.
.
9に測定に使用した光学系を示す.光線には、波長可変半導体レーザ (NewFocus
図6
5
30nmか ら 1630nmまでであり、この 会成
Mode
I6330P-FC) を使用した。発銀波長は 1
においてシングルモードで発振する.出力は忠大で 8
.
5m Wである.半導体レーザ光は.
.
7 作製した QPM-SHGデバイ スの SEM像
図6
j
百光 (
1
0
0
:
1
)
ほほ円形に近い形をしており、ビーム直径は約 1ITlD1であった。偏光は、縦{
であり、これをそのまま TE偏光として使用した.レーサ.から出た J
正本被は、まず、 2つ
のレンズ (
f
=
3
5、f
=
2
0
0
) によってビーム径を約 6mmまで広げられ、半導体レ ーザから
の SHG光を除去するための短波長カットフィルタ(朝日分光短波長カット 840um) を通
過した後、ダイオードフォーカシングレンズ(シグマ光機 06GLCOOl
:f
=6
.
5ITlD1，作動日臣
殿 0
.
7
8= ，NA=0.61
5
) を用いて毒事波路端商に集光される.ビームウエストにおいての
8
-2
) と対物レン
ビーム直径は約 2μmとなる。赤外線用 TVカメラ(浜松ホトニクス C15
1
0倍)を使用して導波路を観察しながら、時事淡路端商にビームウエストを合わせ光を
ズ (
導淡させる。導波路は、 XYZ方向に動作するマイクロステージ上に低かれ、鮒商がビー
ムウエストの位置になるよう微翻鐙される。図 6
.
1
0，6
.
1
1に、赤外線カメラで飢袋した導
波の様子を示す.図 6
.
1
1に見られるように.一つの嶋波路だけではなく、複数個の導波路
にカップルしていることが観察される。これは、諸事波路の隣後間隔が 10μmと近かった
ためであると考えて いる。導波路の出射した SHG光は、対物レ ンズ(オリンパス LWD
:
N
U
'l
a
n40x
:f
=5.
45=，作動距離 3.
4
0=， NA=O品)、および基本波カット朋フィル
タ(シグマ光機 ITF
-50S-83RT) を通過して、光電子 ~f告管(浜松ホトニクス R955) と
ロック インアンプを組み合わせた検出系によってパワー測定される.
.1
2に、導波路長 0
.
8m mの OPMデバイスを用いて綴苦笑された第 2苅制波パワー
図6
図6
.
8
:作製した QPM-SHGデバイスの AFM像
の基本波波長依存性を示す D ~~丸が測定値.実線はシンク関数によるフィッティングカー
ブである。第 2高調波パワーは.基本波証主長 1
5
7
6
.
1且m においてピークをとり、この基本
波波長で疑似位相整合 <QPM) が達成されていることを示している。 QPMピークの半値
82 ~再 6 掌周期的空間反転 GaAs結晶の作製と A1GaAs QPM-SHGデバイスへの応用
6
.
3 QPM-SHGデバイスへの応用
83
全備は約 2nmであり 、この毒事波路長における理論値 0
.
4nmの 5俗であった.このこと
から導放路長 0
.
8mmの QPMデバイスの約 5分の 1 (~160μm) が QPM 導波路とし
て機能していることがわかる.
.
1
3に、基本波パワーの 2乗に対する SHパワーをプロットしたグラフを示す.第 2
図0
高欄波パワーは‘基本放パワーに対しての 2来依存性はっきりと示している.光電子I
首f
音
管のほ予効率およびゲインから概算された QPMピークにおける SHGパワーは、 8mW
の基本波入力に対して約 20pWであった.ただし、基本波の導波路に対する総合状態が惑
いため、 8mW基本波入力のうち数 10μW程度しか場波絡に紡合していないと考えられ
士
I射する基本波パワーをパワーメータで測定したところ、数 μ W
程
る.諸事波路の縦聞から l
度のパワーしか得られなかったことから、毒事波損失もかなり大きいと考えられる.導波路
に総合した滋本波パワーを 10μW 、 草草波~端聞におけるフレネル反射を 30 %として計算
した内部変倹効務は 0
.
6%/Wであった.デバイス変換効率の理論値は 1
2%
/Wであり、
1~35
1
.200
D
i
o
d
e
F田 u
s
l
n
g
Lense
X40
I
RCUI
図6
.
9
:SHG測定に使用した光学系
作製したデバイスの変換効事は理論値を大きく下回るものであった。また、デバイスは、
基本波波長 1
5
3
0
l
u
nにおいて位相獲合を達成するように設計されているが、測定結果は
組成のずれやガ
これと大きくずれたものとなった.これは、 AIGaAs導波路における Al
イド周の映厚のずれによるものと考えられる.変換効率の低下 i
こは、テンプレートの段差
を継承して生じた滋波路のコルゲーションによる樽波損失が簸も影響していると考えてい
る.他にも、隣後する善事 i
皮路間距離が 1
0μmと近かったことによって基本波が複数の導
淡路にカップルしてしまい、基本被パワー密度が低下したことも変換効率を低下させた原
因の一つであると考えている。
図6
.
1
0・赤外線カメラで観察した導波路表簡における理事波の様子
期的空間反転 GaAs結晶の作製とAlGa
AsQPM-SHGデバイスへの応用
84 第 6主
" 陣j
6
.
3 QPM-SHGデバイスへの応用
85
コ・
の)﹂
ω
。
rOA
一
O仏 OC O E﹄ 何 工 ℃C00ωの
﹀﹀
AUnunuAUhU
4nuo
弓
・
(
aPMPe
剥ぐ1
5
7
6
.
1nm
守内
ハ
U
4
。
FundamentalWavelength(nm)
図 6. 1 2 : タイプ I での S B パワーの波長依存性.泉丸は測定 f也、 ~総はフィッティングカーブ.
•
コ
∞
111
」
ω
•
:
;
O
a
.
.
•
()
C
O
図6
.1
1:赤外線カメラで観察した廿i
射端商のニアフィールドパターン.下の曲線は導
波路端聞の出力強度分布.
E 50
.
•
ω
工
•
コ
て
c
o
s
c
/
)
•
•
20
60
8
0
(
凡)
2
(mW)
図
6
.1
3:基本波パワーの 2釆に対する SHパワー
86 第 64
t 周期的空間反転 GaAs結晶の作製と A1GaAsQPMSHGデバイスへの応用
司
6
.
3 QPM-SHGデバイスへの応用
87
タイプ 1疑似位相整合
同じ QPM-SHGデバイスを用いて、異なる位相縫合条件における SHG測定を行った。
この SHG測定における位相盤合条件は、
Ik~'E+ 伊一ぽ|=mz
QPMP
e
a
k
:
1
5
8
2
.
8nm
1
5
0
(
6
.
2
)
コ
∞却
ω
O止 工
ため、 f
i
'
L
l
'
百
不
縫
合I
誌はタイプ Iよりも大きくなり、位相整合波長は長波長側にシフ卜する
﹀﹀
疑似位相縫合 (
3次)である. TM偏光の実効鳳折率は、 TE偏光のものよりも小さくなる
﹂
であり、 TE偏光と TM偏光の二つの基本波と TE偏光の第 2高官周波との問のタイプ I
Iの
ω
何
)
と考えられる. Y
ooらの報告では、タイプ I
Iの位相整合波長がタイプ Iのものより短波長
1
1
似
にシフトしているが、これは極めて不自然な振る舞いであり [
2
8
J
.
使片]した光学系は、基本的にタイプ Iの場合と同じであるが、基本波偏光を 入/
2波長板
。
1
5
8
8
。傾け、 TE偏光の第 2高調波だけを測定するように光
いて [
を万l
0
01
1から [
1
1
0
1方向へ 45
子期借ti'の直前に偏光板を婦人しである.
m
FundamentalWavelength(
nm)
反1
6.
1
4に. SHパワーの基本波波長依存性を示す。黒丸が測定値であり、実線はフイツ
・
ティングカーブである。第 2高制波は、基本主主'波長 1
5
8
2
.
8n
r
uにおいて QPM ピークをと
図6
.
1
4
:タイープ I
Iでの SHパワーの波長依存性。w.丸は測定価、実線はフィッティングカーブ。
り
、 I
I
I
I述した長波長側への QPMピークのシフトが確認された. QPM ピークの半値全幅
は約 2nmであり、タイプ Iの場合と同僚に、議淡路の約 5分の 1 (~160μm) が QPM
導淡路として機能していることを示している。 QPM ピークにおける基本波パワーの
H~
に対する SHパワーを図 6
.
1
5に示す.タイプ Iと同織に高調波の基本波パワーに対する 2
釆依存性が測定できている.デバイスの変換効率は、タイプ Iの場合とほぼ等しいもので
あったが、これは、 二つの位相盤合条件における笑効的な 2次非線形光学定数が、両者と
もd
/
2であるためである.
2 60
の
)
」
Q)
~
E 4
0
に
J
E
O
.
E
」
主
2
0
℃
c
o
u
Q)
(
f
)
。
。
2
0
4
0
60
(
凡 f(mW)
図6
.
1
5
:タイプ I
Iでの基本主主パワーの 2粂に対する SHパワー
s結晶の作製とAlGa
AsQPM-SHGデバイスへの応用
88 第 6君
主 周期的空間反転 GaA
6
.
4 まとめ
89
i
昆調特性
作製した QPM-SHGデバイスにおいて、位相鐙合波長の温度に対する依存性を調べた.
6
.
4 まとめ
獄剥は、デバイスのステージにペルチェ素子を取りつけて行った.理論計算によると、デ
GaAs/Ge
/GaA
s
(
1
0
0
)副将子交換エピタキシーをffJいて、周期的空間反転 GaAs制限の
バイスのコヒーレンス長は瓶度上昇に伴い小さくなるので、位相整合波長は長波長側にシ
成長に成功した.また、周期的空間反転 GaAs上に AIGaAs光導波路を成長することで
フトしていく [
7
6
]
.図6
.
1
6に、測定された位相整合波長の温度依存性を示す.位相整合
QPM-SHGデバイスの作製に成功した. SHG測定によるデバイス評価では、基本波波長
品皮が上昇するに従い、縦かに長波長側にシフトすることが確かめられた。測定
波長は、 f
1
5
7
6
.
1即日においてタイプ Iの疑似位相縫合を述成することができた.タイプ I
lの位相盤
{
白
か ら求めた、位相縫合波長の l
!
¥
t調係数は 0.
2=/Kであった。
合条件においても、基本 i
皮波長 1
5
8
2
.
8r
u
nにおいて疑似位相務会を達成した。タイプ Iの
.
6%/
W であった。イ立中日後合波長は設計から大きくずれ、
場合のデバイスの変換効率は約 0
ll将波
変換効率も理論備に比べ低いものであったが、今後、できるだけ段 Aの少ない QP¥
路を作製すること、詳細な条件設定によって A
l組成や導淡路政j
早を設計に近いものにす
ることで変換効率を向上できるだろうと考えている.また、 3次の QPMは i次の QPM
ε
•
E
;; 1
5
8
2
ロ3
C
プロセスが必~となるが、 5長・現は十分可能であると考えている.段差を解約する手段とし
Q)
Q)
glm
〉
•
0>
C
.
r
.
に3
T
西 1
5
7
8
.
r
.
0
.
.
. 1
5
7
6
•
ては、l¥1
0CVDや LPE(L
iq
1
，
li
dP
h
a
s
eEp
i
t
a
押)などの、 j成長過程における平Ji
l化が J
U
J待
•
.
3で述べたように、博成長後に表 l
却のエッチングを行い、ミI
I
J
1
i
される成長法の導入や、 6
化してから丙度成長を行うなどの手法が挙げられる。また、テンプレート作製における刷
•
2
由
I
I
I
国
と比較して変換効率が 9 分の 1 にまで滋ちるため、 1 次の QPM~U を持つデバイスを作
製していくことが必要である。 l次の QPM構造は半間 }
U
Jが約 lμmであるため、微細な
H
絡子交換層および Ge胞をさらに簿いものにすること、テンプレート作製に使用するエッ
チャントのエッチングレートを正織に把援することなども必要であると考えている。デバ
•
・.
イス作製においては、序論で述べたように半導体プロセス技術を段大限に駆使するべきで
3
0
0
31
0
Temperature(
K
)
関6
.
1
6:(
立
，相整合波長の粗皮依存性
320
ある。日々進化していく、エッチングプロセス(ウェットまたはドライ)やクリーニング
プロセスなどの伎術の中から短過な技術を使用することが、高効率なデバイスを実現する
ために必要であろう。
本研究で作製した QPM-SHGデバイスは、デモンストレーションとしてのデバイスで
あり、応用上はあまり意味を持たない。今後、以/DMネットワークにおける光交換機とし
として実現が期待される
て大きなポテンシャルを有する QPM-DFGデバイスや赤外光協i
OPG デバイスなどへ研究を展開していくことが重姿であろう.光通 1 ，~ ・ 光コンピューティ
ングにおける高速光スイッチとして有鎧視される
X(
2
) カスケーディングデバイスなどへの
応用も興味深い.また、本研究テーマのクライマ γクスと 言える半将体レーザとのモノリ
シック集積化を実現して初めて、化合物半導体の 2次非線形材料としての特性を般大阪に
.1
7に、半導体レーザとモノリシック集積化
活用したことになると言うこともできる.図 6
¥
ιDFGデバイスの概念
、 凶を 示す.レーザの活性 !
i
1からのレーザ光を QPM議紋
した QPl
91
90 第 61
聖 周期的空間反転 GaA
s結晶の作製と AJGaAsQPM-SHGデバイスへの応用
路にカップルさせることで自らのポンプ光を利用する DFGデバイスを作製することが可
自在である.また、このデバイスと共振器を組み合わせることによって、コンパク卜な OPG
デバイスも原型的には可能である.これらのデバイスを作製するためには、様々な技術的
課題を克服しなければならないであろうが、近い将来にこの穏のデバイスが実現する可能
第 7章
性は多いにあると考えている。
総括
本研究は、化合物半導体材料を 2次非線形光学に応用するための必礎校術の際立と、そ
の技術のデバイスへの応用を目的として行われ、その目的をほぼ述成することができた.
本研究で得られた結泉を以下に袈約する.
•
GaAs
/S
i/GaAsi
l
J格子交換エピタキシー
GaA
s
j
Si
/GaAs(l
OO
)へ子ロ構造において、高J
I
絡予交換が達成される条例ユ
を見出し
Si
gnalwave
(
1.
55μm)
C
l
a
dl
a
y
e
r
J
絡子交換 GaAs主事政には多くの絡子不援合転位が発
た.しかしながら、成長した高I
Idlerwave
(
1.
57μm)
生しており、結晶1':1:はデバイス応用には不十分なものであった。
•
}QPMGuide陥
C
l
a
dl
a
y
e
r
GaAs
/Ge/GaAs盲J
I
格子交換エピタキシー
Ga
As/Ge/GaAs(lOO
)ヘテロ椛造および GaAs/Ge/GaAs(l11)ヘテロ精進におい
て、副格子交換が達成される条件を見出した. Ga
As(
1
0
0
)上の副将予交換エピタキ
シーでは、転(
立を含まない良質な副格子交換 GaA
sl¥，1f.肢を得ることに成功した。
・副格子交換のメカニズム
GaAs/Si
/GaA
s
、 GaAs/Ge/GaAsヘテロ構造における制格子交燥のメカニズム
l
a
s
e
ra
c
t
i
v
el
a
y
e
r
780nm
を RH
EE
D 観 察 お よ び XTEM観 察 に お い て 得 ら れ た 結 果 を も と に 考 察 し た .
Ga
A
s
(
10
0
)基板上のヘテロ梢造における副絡子交換は、 APDの発生と自己消滅に
GaAs(
1
0
0
)s
u
b
s
t
r
a
t
e
よるものであるというモデルを示した。また、 G
a
A
s
(
1
1
1
)基板上の副総子交換は、
G e( lll ) 上に吸着する A~ の特異な性質によるものだと般祭した.
関6
.
17
:半理事体レーザとモノリシック集積化した
QPM-DFGデバイスの概念図
•
A1GaA
sQPM
・SHGデバイスの作製
GaAs/Ge/GaA
s
(1
0
0
)国l
格子交換エピタキシーを用いて、周期的空間j
反転 GaAs薄
膜を成長し、 A1
GaAsQPM
SHGデバイスを作製した。作却したデバイスを
mい
て、波長1.5μm待の波長可変半噂体レーザを基本放とした第 2高調波測定実験を
5
7
6
.
1nmにおいて疑似位相毅合を達成した. SHGデバイスの
行い、基本波紋長 1
第 7掌 総 指
92
変換効率は約 0
.
6%/
W であった .
以上のように、同l
絡子交換エピタキシーの技術確立とそれを応用した QPMデバイ スの
作製および SHGデモ ンス トレー ションを行うことができた.デバイスの変換効率は、既
に実用化されている般化物誘色体結晶のデバイスに比べ大きく劣るものの、 化合物半導体
参考文献
材料が有する可能性の一部を引き出すことができたのではないかと考えている.また、デ
バイスの高効率化を図ることにより、実用レベルにまで達する可能性も十分にある と考え
ており、本研究を礎としてこのテーマが発展していくことを期待している。
[
1
] T.H.Maima
n，
N
a
t
u
r
e187，
4
9
3(
1
9
6
0
)
.
[
2
J J
.A.Arms
t
ro
ng，N.B
lo
embe
r
g
eu，J.Duc
u
i
nga
.
ndP.8.P'
(
問 h
a
，
1
l Phys.Rev.
127，
1
9
18(
1
9
62
)
[
3
J P
.A.F
r
叩ke
l
1，A.E
.H
i
l
l，
C
.W.Pe
t
e
r
sa
n
dG
.Wc
iu
r
e
i
c
h，
Phy
s
.Re
v
.Lc
t
t
.
.7，
1
18(
1
9
61
)
J.
App.
lPh
y
s
.35，
2
1
5
2(
1
9
6
4
).
[
4
J R.
A
.S
o
r
e
f叩 dH.W.Moss，
[
5
J 1
.8
h
o
j
i，
T
.KO
1
l
d
o，
A.K
i
t
a
m
o
t
o，
M.8
h
i
r
a
n
ea
n
dR.l
t
o，
J
.Opt.
80
c
.Am.B14，
2
2
6
8(
1
9
9
7)
[
6
J L
.A
.Eyr
e
s，
P
.J.
T
o
u
r
r
e
a
u，
T
.J
.P
i
n
g
ue
t，
C
.B.
Ebe
r
t，
J.
S.
H
a
r
r
i
s
，
M.
M.Fe
j
e
r，
B
.G
e
r
a
l
da
n
dE
.L
a
l
l
iぽ
，a
n
n
u
a
lr
e
p
o
r
to
fCNOM1
9
9s
.
.1
9
9
9，p
p
3
7(
1
9
9
9
)
巾
， Opt
.C
O
l
l
ll
Ulill. 6，301(
1
9
7
2
)
[
7
J S
.Somekha
l
l
dA
.Ya
[
8
] D
.D
e
l
a
c
o
u
r
t，F
.ArmaniandM.Papuc
h
o
n，IEEEJ.Qu
a
n
tlD1 El
e
c
tr
o
n
.30，
1
0
9
0(
1
99
4
)
T.
Kondo，
R
.I
t
o，
S
.F
i
l
k
a
t
S
l，
Y.8
h
l
r必c
i，
K
.1
<ul
U
，!t
aandS
.S
.Kan
o，
[
9
J M.O
h
a
s
h
l，
J
.Appl
.Phy
s
.74，
5
9
6(
1
9
9
3
)
.
[
1
0J D
.V
a
k
h
s
h
o
o
r
ia
l
l
d8
.W
.
組g，
App.
lPh
y
s
.Le
t
t
.53，
3
4
7(
1
9
8
8
)
.
1
] R
.Normandin，
S
.Le
t
ou
.
r
u
e
a
u，
F
.Chatenouda
ndR
.1
.W
i
l
l
ia
ms，
IEEE]
..
Quan
[
1
tumE
le
c
tr
o
n
.27，
1
5
2
0(
1
9
9
1
)
ー
[
1
2J S
.N品k
a
gawa，
N
.Yamad
a，
M.M
i
k
o
s
h
i
b
a加 dD.E
.Mru
列 App
l
.Phy
日.L
e
t
t.66，
2
1
5
9(
1
9
9
5)
[
1
3J J
.Kh
u
r
gi
n，
Ph
y
s
.Re
v
.B38，
4
0
5
6(
1
98
8
)
[
1
4
J S
.J
an
z
，
F
.Chat
e
n
o
uda
n
dR
.Normandin Opt
.Le
t
t.1
9，
6
2
2(
1
9
9
3
)
.
句
，
Ph
y
s
.R
e
v
.B50，
5
3
2
3(
1
9
9
4)
.
[
1
5
J H
.Kuwa
t
s
u
k
aandH.I
s
h
i
k
a
w
a
[
1
6J E.G
h
a
h
a
r
a
r
u
a
n
i，
D.J.
Mossa
n
dJ.E.S
i
p
e，
Phy
s
.Re
v.L
e
tt
.64，
2
8
1
5(
1
9
9
0)
[
1
7
J R
.A
.8
o
r
e
f
，
J.App
l
.Ph
y
s
.72，
6
2
6(
1
9
9
2
)
参考文献
9
4
[
1
8
] M.J
.An
g
e
l
l，R
.M.B
m
e
r
s
o
l
l，J
.L
.Hoyt，J
.F
.Gibbons，L
.A
.E
y
r
e
s，M.L
[
1
9
] A
.Gomyo，T
.S回 uk
.
i，K.Kobayashi，S
.Kawata，1
.Hino加 dT.Yuasa，App.
l
，
.P
.McC
a
l
I
T
e
y
，R
.Normandin，U.G
.
[
21
]S
.J
a
o
z，M. suchanan，F.Chatcnoud，J
心曲110叫 d1
.V
.Mit
c
l
児l
，
App
l
.P
h
y
s
.L
c
t
t
.65，
2
1
6(
1
9
9
4
)
.
F
o
r
c
h
e
l，
Appl
.P
h
y
s
.L
e
t
t
.73，
5
8
4(
1
9
9
8
)
.Horik
o
s
h
.
i
，M.Kawash
.
im!
la
ndH
.Yamaguchi，Jpn.J.App
.
lP
h
y
s
.25，L86
[
3
9
] Y
(
1
9
8
6
)
(
1
9
9
2
)
.
.F
i
s
c
h
e
r，H
.Morkoc，D.A
. NeU
l
l
l
a
n
n，H.Z
a
b
c
l，C
. Cho
i，N
. 0七s
u
k
a，1
¥
1
.
[
41
]R
.E
.Thompso1
J，J
.D.MaMulleua
n
c
lD.B
.A
n
c
l
e
r
s
o
n，App
l
.Ph
y
s
.L
e
t
t
.29，
[
2
3
] D
Longerbon
eandL
.P
.Er
凶 s
o
n，
J.Appl
.P
l明 .60，
1
6
4
0(
1
9
8
6
).
.
1
.App
l
.P
h
y
s
.58，
21
9
5(
1
98
5
)
[
4
2
] P
.N
.UppalandH.Kroemer，
1
1
3(
1
9
7
6
)
.
.H.Lo，R
.Bhat，D
.M.Hwang，M.A.KozaaudT.P
.Lc
e，Appl
.Phys.L
c
t
t
.
[
2
4
] Y
1
9
6
1(
1
9
!
)
1
)
58，
.Adom
i
，S
.StriteωdH
.l
¥
I
I
o
r
k
o
c，App
l
.P
h
y
s
.Lc
t
t
.56，4
G
9(
1
98
9
)
[
4
3
] K
.Adomi，S
.S
t
r
i
t
e，H
.Mork
o
c，Y
.NakayamaandN
.OtSI
l
k
.
'
¥
， J
.App
l
.P
h
y
s
.
[
4
4
] K
[
2
5
] L
.G
o
r
c
l
o
n，G
.L
.Wo
ods
，R
.
.C
.Ec
k
e
r
d
t，R.R.Route，R
.S
.F
e
i
g
e
l
s
o
n，M.M
F
e
j
c
randR
.L
.B
y
e
r，
E
l
e
c
t
r
o
n
.L
e
t
t.29，
1
9
4
2(
1
9
9
3
)
2
2
0(
1
9
9
1
)
69，
[
4
5
] T
.S
u
d
e
r
s
e
n
aR
.
a
o，
Y
.H
o
r
i
k
o
s
h
i，C
.Jag
品d
i
s
h，R
.
.G.El
l
i
manal
l
dJ.S
.W
i
l
l
i
a
m
s，
[
2
6
] E
.L
a
l
l
i
e
r，M.B
r
e
v
i
g
n
o
nand.
J
.Leho田
，O
p
t
.Le
t
t
.23，1
5
1
1(
1
9
9
8
)
.
[
2
7
) S
..
T
.B.Yoo，R
.Bhat，C
.Ca
且eauandM.A.Koza，App
l
.P
h
y
s
.L
e
t
t.66，3
4
1
0
Jp
且. J
.Appl
.P
l
明 3
1，
3
2
8
2(
1
9
0
2
)
[
4
6
] J
.V
.T
h
o
r
c
l
s
o
n，
P
.Songpoug，
G
.SwensonandT
.G
.And
e
r
S
S
OL
lJ
.C
r
y
s
t.Growth
150，
6
9
6(
1
9
9
5
)
(
1
9
95
)
[
2
8
] S
.J.B
.Yoo，C
.Can
.
e
a
u，R
.Bh乱
1
.
， M.A
.Koza，A
.Ra
j
he
landN
.Antol
l
.
i
a
d
e
s，
App.
lP
l
l
y
s.Le~t. 68，
2
6
0
9(
1
9
9
6)
.
lP
h
y
s
.35，
L1
4
19(
1
9
9
6
)
T.Ka
.
m
i
j
o
h，Jpn.J.App.
，
S
.Baro民R.Re
s
t
aandA
.B
a
l
d
e
r
e
s
c
h
i，
P
h
y
s
.H
.
e
v
.B43，7
3
4
.
7(
1
9
9
1
).
[
4
8
] M.Pe
r
e
s
si
T
.Yodo，
J
.E
.Palme
randM.T
a
r
n
u
r
a，
p
r
o
c
.Co
且t
r
ol
ofS
e
r
u
i
c
o
n
d
n
c
t
o
r
[
4
9
] T.
S
a
i
t
o
h，
[
3
0
] C
.Q.Xu，K.Takemasa，K
.N乱
.
k
a
l
l
l
U
l
"a
，H.OkayamaandT.Kamijoh，J
p
n
.J.
I
n
t
e
r
f
a
叫 p
p97(
1
9
9
4
)
.
[
50
] M. A
.He
rmanand H.S
i七t
e
r，M
o
l
e
c
u
l
a
rBωr
n Epi
t
a
x
y
，Spring巴r，NewYork
l
.P
h
y
s
.37，
8
2
3(
1
9
9
7
)
App
[
3
1
] C
.s.E
h
e
r
t，L
.A
.E
y
r
e
s，M.M.F
e
j
e
ra
ndJ
.S
.H
a
r
r
i
s，J
r
.，J
.C
r
y
s
t
.Growth
1
8
7(
H
J
9
9
)
201/202，
(
1
9
8
9
)
] 権回俊一
[
51
m，r
紡品成長の基礎」第 8章，陪風館 (
1
9
9
7
)
r
分子線ヱピタキシー J陥風館
(
1
9
9
4
)
去による半縁体必ヘテロ 榊造
[
5
2
] 矢口俗之，東京大学工学部隊士論文「光変調反射分光 f
に￨
刻する研究 J(
1
9
9
5
)
[
3
3
] H.Kro則 自 ，J
.Cqst.Growth81， 1
9
3(
1
9
8
7)
[
3/
!
] W.A.
H
a
r
r
i
s
o
，
且E
.A
.Kraut，
J
.R
.WaldropandR
.W.Grant，Phys
.R
e
v
.B 18，
.Oda
，H.KumabcandH
.Mi
k
i，.
J
.E
l
c
c
t
r
o
c
Le
l
l
1
.S
o
c
.123，6
7
6
[
5
3
] M.Otsubo，T
(
1
9
7
6
)
4
4
0
2(
1
9
7
1
1
)
め
)
0，
andGω
e
nH紛
a
凶
k
州
5
h
珂 uch
川
1
，、
J
怜
p
n
.J
.Apが
p
コ
メ
1
.P
h
y
s
.2
，
久
5 L沌
7
8(
ο
1
9
ω
8
6
[
ω
3
凶
6
] :
t
v
l
.
]
(
民
(
，
山
附
、
¥
WW
!
I
山
b
ea
n
c
叫
C
l
IT.Uω
cda，
J
凹
p
日.
.
J
.A
p
p
μ.
1Phys
宮.
却
26，
L9“
4
4
.ρ
(
1
9
ω
8
7
η)
[
4
7
] S
.S
t
r
i
t
e，
恥
1
.S
.Un
.
lU，K
.Adom
，
i
.G
.
B
.Gao，A
.Agar
市'
a
1，H
.Morkoc，D.
L
i，Y
.
.
ndN
.O
t
s
u
k
a，
J.V
a
c
.Sci
.& Techuo.
lB 8，
1
1
3
1(
H
J
9
0
)
.
N
a
k
a
l
l
lUl"aa
1
ιT
出e
masa，
K
.Nakamura，H.Wada，T
.Takamori，H
.Okayamaand
[
2
9
] C
.Q
.XU，
、
[
3
8
] S
.N
i
s
h
i，H
.I
nomata，1
¥
1
.AkiyamaandK
.K
a
r
n
i
山s
h
i，J
p
n
.J
.App
.
lP
h
y
s
.24
e
r
s
e
n
aH
.
ao，K
.NozawaandY
.F
I
o
r
i
k
o
s
h
.
i
，App.
lP
h
y
s
.L
e
t
t
.60，1
6
0
6
[
4
0
] T
.Sl1d
[
2
2
] M.K
u
h
n
e
J
t，T
.L
e
i
c
h
t
n
e
r，S
.K
a
i
s
e
r，H.P
.Wagner，D.
E
i
s
e
.
r
t，G
.B
a
c
h
e
randA
.
叫
] T
.S
a
k
a
削1
1
叫
[
ω
3
5
.Adomi，S.I
y
e
r，H
.t
v
l
o
r
k
o
c，H
.Zab巴
1
.C.ChoiandN
.Otsuk
，
.
l
FJ
.
[
3
7
] S
.F
.Fang，K
L391(
1
9
8
5
)
.5
06
7
3(
1
9
8
7
)
[
2
0
] Y.
Ueno，
V
.R
i
c
c
ia
.
n
dG
.1
.Stcgeman，J.O
p
t
.S
o
c
.Am.B 14，1
4
28(
1
9
9
7
)
[
3
2
] 商永
9
5
App.
lP
h
y
s
.68，
R31(
1
9
9
0
).
巴，j
紅
， App.
lPi
明 .L
e
t
t
.64，3
1
0
7(
1
9
9
4
)
.
B
o
r
t
z印 dM.M.F
P
h
y
s
.L出
参考文献
[
5
4
] D
.'
'
'
l.Shaw
，J.E
l
e
c
t
r
o
c
l
l
e
m Soc.:S
o
J
i
d
S
t
a
teSc
i
e
n
c
eandT，
∞
加o
l
o
g
y128，
8
7
5(
1
9
8
1
)
9
6
参考文献
[
55
] 生駒 俊 明，河東田隆，長谷川文夫 τ 電子材料シリ ーズ「ガリウム ヒ素」第 5章，丸善
[
5
6
] M.Oha
s
hi
，T
.Kondo，1
<
.Kum
a
t
a，S
.F¥此品t
s
u，S.
S
.Kano，Y
.s
h
i
r
a
k
iandR
.l
t
o，
J
.PI
l.J
.App
.
lPhy
s
.31，
8
4
3(
1
9
9
2)
.
[
57
J 森図書量，東京大学工学部修士論文「反射第 2高調波エリプソメトリを用いた半導体
薄膜の非線形光学特性の砂防'eJ(
1
9
9
7
)
.
J
絡予交換 Ga
Asエピタキシャル薄膜の電
[
5
8
] 石和国首也 東京大学工学部卒業論文「高I
2
子顕微鏡観察 J(
1
9
9
9
)
[
5
9
J T.S
.K
l
l
a
nandC
.
・A
.Chωg，
J
.App
.
lPh
ys
.54，
4
4
0
8(
1
9
8
3
)
.Soga，T
.Jimbo加 dM.Umeno，App
l
.P
h
y
s
.L
c
t
t
.55，4
4
5(
1
9
8
9
)
.
[
6
0
J O.Ueda，T
[
61
] L
.T
.Ro
mano，J
.E
.N
o
r
t
h
r
u
pandM.A
.O'
Ke
e
f
e，App
l
.P
h
y
s
.Le
t
t
.69，2
3
9
4
fG
)
(
1
9J
[
6
2
J 総指i
l裕，東京大学工学部修士論文「絡子整合系材料による化合物半導体分極反転エ
ピタクシー J(
1
9
9
8
)
[
ω
6
3
幻J J.Kl町g
即l
川
r
心
] 粥 回 位志
[
ω
6
4
r
x線回折.散乱技術J 東大出 l
版坂会 ο
(
1
9
ω
9
2
勾
)
[
6
5
J T.Ta
k
a
h
a
s
h
iandS.K
i
k
u
t
a，
J
.P
h
y
s
.S
o
c
.J
p
n
.47，
6
2
0(
1
9
7
9
)
.
[
6
6
J P.TI
'
uωno
，
Phys.R
e
v
.B 13，
2
5
2
4(
1
9
7
5
)
an
i，S.Ku
s
a
n
o，T
.T
叫
，<
a
h
a
s
h
.
i
，1
<
.H
i
r
a
n
o，S
.Koh，T
.Kondo阻 dR
.I
t
o，
[
6
7] S
.N必也 t
p
r
oc
.of3
r
dI
n
te
r
u
a
t
i
o
n
a
lSymposiumonC
o
n
t
o
r
lo
fS
e
m
i
c
o
n
d
u
c
t
o
rI
n
te
r
f
a
c
e
宮
，
K
a
r
u
i
z
乱w
a，
Japan(
1
9
9
9
)
.
Z捻，東京大学工学部修士論文 fGaAs/Ge系半導体の回l
格子交線エピタキ
[
6
8
J 海老 b
1
9
9
9)
.
シー J (
[
6
l
!J D.A
.W
o
o
l
f
，Z
.S
o
b
i
曲 i
e
r
s
k
i
，D.
.
rWestwoodandR.H.Williarns，J.App.
lPhys.
4
9
0
8(
1
99
2
)
7
1，
[
7
0
J A.Y
.Cho，
J.Appl
.Ph
ys
.41，
2
7
8
0(
1
9
6
9
)
[
71
JA
.Bo
u
r
rc
tan
dJ.
J.
Bacmann，
p
l
'
O
C.
o
f.
Jt
MT
S
-4，
t
h
eG
r
a
i
nBoundaryandH
e
!
a
t
e
d
Phenomena，Min
a
k
a
山 ，J
apan，p
p
1
2
5(
1
9
8
6
).
ol
l
e
n，J
.Lar
n
m
a
s
n
i
c
m
i，K
.R心{
e
nn凶 andM.P
e
s
s
a，App
l
.P
hys
[
7
2
J J.V
a
r
r
i
o，H.As
Le
t
ι55，
1
98
7(
1
9
8
9
)
.
J
je
"
t D.
H
.A.B
1an
kandA.v
.
組 S
i
l
f
h
o
u
t，S
u
r
.
[
7
3
] B
.A
.G.Kcrs~en ， H.J.W.Z加 小，
S
c.
i3
22，
1(
1
l
!
9
4)
[
7
4] J.C
.P
h
i
l
l
i
p
s
，
J.Vac.S
c
i
.Te
c
h
n
o
.
l19，
5
4
5(
1
9
8
1)
.
参考文献
9
7
[
7
5
] R
.D.B
r
i
n
g
阻止 M
.A.O
l
m
s
t
e
a
d、 R
..
rG.ul辻、b釘 g加 dn
.z
.Bachrach，Phys
9
5
6
9(
1
98
7
)
.
R巴v.B36，
[
7
6
] 片山竜二，東京大学工学部卒業論文 「光導波路型波長変換デパイスの設計と作製」
(
1
9
9
8
)
.
研究業績リスト
1 学 会誌 等
(
1
) S
.Koh，T
.Kondo，M
.
E
b
i
l
即 a
，T.
I
s
h
i
w
a
da，H.
Sιwada
.，H.
l
c
h
i
n
o
sc
，1
.S
h
o
j
i，
andR
.I
t
o 勺 aAs
jGej
Ga
.
A
sS
u
b
l
a
t
t
i
c
eRe
v
er
凶 E
p
i
ta
.
xy00 Ga
.
A
s(
1
0
0
)
同 f
o
rNo白l
i
ne
a
.
rO
p
t
ic
叫 De
v
ic
c
s，
"Jpu.J.App.
l Ph
y
s
.，
and(
1
1
1
)s
u
b
s
t
r
a
38，
L
5
0
8
L
5
1
1(
1
9
9
9)
.
(
2
) S
.Koh，T
.Kondo，T
.I
s
h
i
w
a
d
，
.
aC
.Iwamoto，H
.l
c
h
i
n
o
s
e，H.Yag
uC
]t
i，T
，
Y
.S
h
i
r
a
k
i，制.ldR
.I
to:“
Su
b
la
t
ti
c
eRc
v
e
l
's
a
li
uGa
.
A
s
j
S
i/
GaAs(
1
0
0)
Us阻 i
He
t
e
l
'o
s
t
r
u
c
t
u
r
e
sb
yMo1
c
ct
ua
rBe
a
mE
p
i
ta
.
x
y
，
"J
p
n
. J.Appl
. PI
l
y
，
.
日 37，
L
1
4
9
3
L
1
4
9
6(
1
9
9
8
)
.Ko
nd
o，T.
I
s
h
i
w
a
d
，
.
a H.
Saw
a
d
，
.
aH
.I
c
h
i
n
o
s
e，1
.S
h
o
j
i，剖l1
cR.
I
t
o
(
3
) S
.Koh，T
“
Ch
a
r
a
c
t
e
r
i
za
.
t
i
ono
fSubl
a
t
ti
c
争 R
e
v
e
r
s
e
dGa
.
Asb
yRc
f
l
e
ct
i
o
nH
igI
lEnol
'
gy
E
l
e
c
t
r
o
nD
i
f
f
r
a
c
ti
o
nandT
r
a
u
s
m
is
si
o
nE
l
c
c
tl'o
nM
i
c
r
o
sc
o
p
y
，
"p
r
oc
.o
f9
t
h
l
'e
s，日
I
.
umo
k
a
.
，.
J
a
p
a
n，
1
9
9
9，
.
t
ob
cp
u
b
l
ic
h
e
l
c
M
o
c
l
u
l
a
t
e
dSe
mi
c
o
n
d
u
c
t
o
rS
t
r
uc
t
u
i
na
s
p
e
c
i
叫 闘u
eofPb
y
si
c
aE(
2
0
0
0
)
.
(
4
) 近議高志
， i
!
竜
晋二，伊藤良一 “化合物 半導体の創作4
下交換エピタキシーとその
'信学技報， OPE977
8，4
1
-4
5(
1
9
9
7
)
.
波長変換泰子への応用 J
2 口頭発表
(
1
) S.Koh，T.Ko
n
do
，M.E
b
i
h
a
叫 T
.I
s
h
i
w
a
c
l
a，I
f.S出 I
J
a
c
l
a，I
1
.l
c
b
i
n
o
s
e，1
a
l
l
dR
.1
ω “GaAsjOejGaAsSu
b
l
a
t
t
i
c
cl
l
e
v
巴r
s
a
lEp
山 x
yf
o
rNonS
h
o
j
i，
l
i
n
e
a
rO
p
t
i
c
a
lDe
v
i
c
e
s，
"9
t
hMod
u
la
t
e
dS
e
m
i
c
o
n
u
u
c
t
o
rS
t
r
u
c
t
u
l
'CS，
Fukuoka，
1
0
0
研究業績リスト
Japan，
J
u
l
y1
9
9
9
研究業績リスト
1
0
1
(
1
0
) 近藤高志，貨晋二，森悶磐，庄司一自1
.伊l
議良一-“化合物半導体の 2次非線形光
学特性の評価とその応用"学術娠興協会 ・光司1
相互変換.1
9
9
6'
f
.
・ 5月，大阪
(
2
) 演習二，近藤高志s海老原稔，石和問哲也，沢田英敬，市野瀬英喜，宇佐美徳隆，白
木島ri~i.， 伊藤良一. "段階子交換エピタクシーによって作製した Ga
As/
Ge/Ga
As
(
1
1) 近藤高志，策晋二，伊>>'i良一.“化合物半導体の耐l
絡子交線ヱピタ キ シーとその
ヘテロ構造の断面透過電子顕微鏡観察 f第 6
0回応用物理学学術隷演会，甲南大
波長変換素子への応用 J
'電子 情線通信学会光エレクトロニクス研究会 ，1997{I~
学
， 1
9
9
9年 9月.
1
0月，:rR京，
(
3
) t
主将 二，近藤高志，海老原稔"矢口俗之，宇佐美徳降，白木精 1
1伊 藤 良 一
(
1
2
) 草野修治，質管二，海老原捻，中谷信一自1，木島俊博，高 m
敏男 ，平野事
事ー，近泌
“
Ga
As
/Gc
/GaAs則絡子交換エピタクシ」 J
'第 45回応用物理学関係連合講演
/Ge/GaAs(
1
0
0)前l
絡子反転問の
高 志 E 伊藤良一 “X 線回折を利用した GaAs
9
9
8'
F
:
3月
会 E 東京工科大， 1
評側"日本物理学会 1
9
!
)
8年秋の分科会， l
!
)!
)
8年 9月
(
4
) 虫
U'
f二
， 近藤高志，海老原捻，矢口俗之，字佐美徳際，白
木
t
.
'
，
'
寛 2 伊 藤 良 一 官I
J
格
3 ポスタ一発表
子交 J
発ヱピタクシーを用いた周期的分極反転 GaA
sの作製 J
'第 45回応用物理
学関係迎合講演会，東京工科大， 1
!
)
9
8年 3月.
(
1
) S.Koh，M.E
b
i
h
a
r
a，R
.Katayama，T
.I
くo
ndo，andR.J
to
: “Sl
Ib
lnWceJ
nv
c
r
s
i
o
nEpi
t
a
x
yo
fCompou
且I
CSemicondlc
t
or
sf
o
rN
o
n
l
i
n
e
a
rO
p
t
i
c
alDevi
c
e
s，
"
(
5
) 貨管二，般?III裕，近藤高志，森 田懇 庄司一自
1
1
，矢口裕之，宇佐美徳隆，白木 t
1
i
:
<
<
!
.
，
3
伊藤良一ー“分傾反転エピタクシーによって成長した GaAs薄膜からの反射第 2
NOl
l
l
i日e
a
rOpti
c
s
:Materi
a
l
s
，F
und!
l
menta
l
sa
n
c
lApplicatiolh~ ， Kaw
l
:
i
，USA，
A
l
l
g
l
l
s
t1
9
9
8
務調故発生"第 4
4巨l
応用物埋学関係連合講演会p 日大習志野， 1
9
9
7年 3月
(
2
) S
.N山 t
a
n
i，S
.K
l
l
S
乱00，
T
.T
:
山 h
a
s
h
i，f
(
.H.
i
ra
no，S.Koh，T
.Kondo，a
u
dJ
，1
(
6
) 北野ニ
， 近Ji
j高志，森田啓，宇佐美徳隆，白木綿 Z
E，伊藤良ー ゾe化合物半導体分
I
t
o“
S
t
l
l
c
l
yo
fS
l
l
bl
a
t
ti
c
el
n
v
e
l
・
S
I
OI
l J日 GaA
sjGejGaAs(
0
01
)C
r
y
s
t
a
lb
yX-
燭反転ヱピタクシー/' m57回応用物理学学術談話首会，九州産業大学， 1
9
9
6年 9
r
a
yD
if
f
r
a
c
ti
o
民 "3
r
dI
I
I
旬r
n
a
ti
o
l
l
a
lS
y
r
n
p
o
s
i
l
l
l
l
ionC
o
n
t
r
o
JofScm
i
c
ondu
c
t
o
r
月.
a
r
u
i
zawa，Nag
削 10，
.
Ja
pa
l
l
.
，O
c
t
o
b
e
r1
9
9
9
.
I
nt
e
r
f
a
c
e
s，K
(
7
) 海老原稔，貨王子 二
， 近藤高志，庄司-Jl!i
l
，伊 J
藤良一. “
GaAs (
1
1
1)基 板 上
G乱As/
GejG.
a
As副 絡 子 交 換 エ ピ タ ク シ - " 第 5
9回 応 用 物 製 学 学 術 講 演
9
9
8年 9月.
会，広ぬ大学， 1
4 解説記事等
(
1
) 裁晋二，近藤高志，伊 J
i
;
長良 一:
“ G.
a
As/Ge/G品As同l
彬子交換エピタクシ J
'光
材 料 ・研究者データペース(財団法人光産業振興協会) p
7
p
8，1
9
9
9
.
(
8
) T
.K
o
n
c
l
o，S.Koh，T
.Tsunod叫 ん Ohkubo，Y
.S
h
i
r
a
k
i，andR
.I
t
o “Re
f
l
c
d
e
dS
e
c
o
n
d
-Hanno
n
i
cEl
I
.
i
p
s
o
m
e
t
r
y
-A NewToolf
o
rDetermin
i
ngt
h
e
No
凶n
e
a
rO
p
t
i
c
a
lC
o
e
f
f
i
c
i
e
n
t
so
fThinF
i
l
r
n
s，
"E
l
l
r
o
p
e
a
且 Q
uantumEl
e
c
t
r
o
n
i
c
sCOlu
e
r
e
u
c
e(EQEC'94)，Amsterdam，N
e
t
h
e
r
l
a
n
d
s，S
e
p
t
e
m
b
e
r1
9
94
(
9
) 近藤高志. ~立普二.津野回世'tW ， 伊藤良一・“反射第 2 高調波エリプソメトリ f
~55 回応用物理学会講演会，名古屋 1994 年 10 月.