JPH0458439B2 - - Google Patents
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- JPH0458439B2 JPH0458439B2 JP506686A JP506686A JPH0458439B2 JP H0458439 B2 JPH0458439 B2 JP H0458439B2 JP 506686 A JP506686 A JP 506686A JP 506686 A JP506686 A JP 506686A JP H0458439 B2 JPH0458439 B2 JP H0458439B2
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Landscapes
- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
- Physical Deposition Of Substances That Are Components Of Semiconductor Devices (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
この発明は−化合物半導体のエピタキシヤ
ル結晶、特に超格子層の構造に関する。
ル結晶、特に超格子層の構造に関する。
近年、分子線エピタキシヤル成長法（MBE
法：Molecular Beam Epitaxy）や有機金属の
熱分解による気相成長法（MOCVD法：Metal
Organic Chemical Vapour Deposition）が薄膜
エピタキシヤル層の層厚制御に有効なところから
盛んに研究がなされている。これらの結晶成長法
の最大の特徴は厚さ数10〓以下の薄膜エピタキシ
ーを可能としたところにあろう。この点から、こ
れらの結晶成長法は超格子や量子井戸構造等の超
薄膜構造のヘテロエピタキシーや、いわゆる選択
ドーピング結晶を作製する上で最も特徴を発揮す
るものである。
法：Molecular Beam Epitaxy）や有機金属の
熱分解による気相成長法（MOCVD法：Metal
Organic Chemical Vapour Deposition）が薄膜
エピタキシヤル層の層厚制御に有効なところから
盛んに研究がなされている。これらの結晶成長法
の最大の特徴は厚さ数10〓以下の薄膜エピタキシ
ーを可能としたところにあろう。この点から、こ
れらの結晶成長法は超格子や量子井戸構造等の超
薄膜構造のヘテロエピタキシーや、いわゆる選択
ドーピング結晶を作製する上で最も特徴を発揮す
るものである。
しかし、これら極薄膜のヘテロエピタキシーで
は、結晶成長温度を上昇したりあるいはデバイス
製作する場合のプロセスでの加熱によつて、ヘテ
ロ界面での母体構成元素の相互拡散が生じ、所定
の構造が得られないといつた問題が生じる。
は、結晶成長温度を上昇したりあるいはデバイス
製作する場合のプロセスでの加熱によつて、ヘテ
ロ界面での母体構成元素の相互拡散が生じ、所定
の構造が得られないといつた問題が生じる。
しかるに結晶成長温度をできるだけ下げたいと
いう要求あるいはプロセス温度を下げたいといつ
た要求が生まれている。例えば、Siをドーピング
した数10ÅのGaAs層と、十数Åのアンドープ
AlGaAs層とからなる超格子構造は、Al組成比が
0.2以上である混晶AlGaAs層中に見られる深い準
位の生成がないため、２次元電子ガスで動作する
電界効果トランジスタの電子供給層としてきわめ
期待されるものであるが、結晶成長温度としては
550℃程度以下で行なわないと前記超格子構造は
その構造固有の今日いフオトルミネツセンス
（PL）強度が得られない等の現象が観察される。
また、プロセス温度の上限はこの超格子構造の場
合、約600℃以上ではヘテロ界面における相互拡
散が生じるため、イオン注入後の800℃以上の熱
処理（アニール）に耐えることは困難である。す
なわち、要約するならばヘテロ界面における相互
拡散の防止のためには、成長やプロセスを低温で
行なわなければならないといつた制約をうける。
いう要求あるいはプロセス温度を下げたいといつ
た要求が生まれている。例えば、Siをドーピング
した数10ÅのGaAs層と、十数Åのアンドープ
AlGaAs層とからなる超格子構造は、Al組成比が
0.2以上である混晶AlGaAs層中に見られる深い準
位の生成がないため、２次元電子ガスで動作する
電界効果トランジスタの電子供給層としてきわめ
期待されるものであるが、結晶成長温度としては
550℃程度以下で行なわないと前記超格子構造は
その構造固有の今日いフオトルミネツセンス
（PL）強度が得られない等の現象が観察される。
また、プロセス温度の上限はこの超格子構造の場
合、約600℃以上ではヘテロ界面における相互拡
散が生じるため、イオン注入後の800℃以上の熱
処理（アニール）に耐えることは困難である。す
なわち、要約するならばヘテロ界面における相互
拡散の防止のためには、成長やプロセスを低温で
行なわなければならないといつた制約をうける。
本発明の目的は、GaAsとAlGaAs（Al組成Ｘ≠
０）層を交互に積み重ねた多層構造のヘテロ界面
における相互拡散の問題を防止するに有効なエピ
タキシヤル結晶構造を提供することにある。
０）層を交互に積み重ねた多層構造のヘテロ界面
における相互拡散の問題を防止するに有効なエピ
タキシヤル結晶構造を提供することにある。
本発明のエピタキシヤル結晶は、GaAsと
AlGaAs（Al組成Ｘ≠０）層を交互に積み重ねた
多層構造を有し、前記AlGaAs層と前記GaAs層
とが境をなすAs原子層をＮ原子を含んだ原子層
としたことを特徴とする。
AlGaAs（Al組成Ｘ≠０）層を交互に積み重ねた
多層構造を有し、前記AlGaAs層と前記GaAs層
とが境をなすAs原子層をＮ原子を含んだ原子層
としたことを特徴とする。
以下、この発明を実施例に基づき詳細に説明す
る。
る。
ここではSiをドーピングしたGaAs層とAl0.5
Ca0.5As層とからなる超格子構造をエピタキシヤ
ル成長する場合の実施例について示す。
Ca0.5As層とからなる超格子構造をエピタキシヤ
ル成長する場合の実施例について示す。
形成しようとする超格子の構造を含んだウエー
ハの断面図を第２図に示す。第２図において、１
１は（100）結晶面を持つたGaAs基板、１２は
GaAs基板１１からの不純物汚染等を避けるため
のバツフアー層と呼ばれるAlGaAs層、１３は高
純度GaAs層、１４はGaAs層とAl0.5Ca0.5As層の
超薄膜からなる超格子層である。各層の厚みはバ
ツフアー層であるAlGaAs層１２が0.5μｍ、高純
度CaAs層１３は1μｍおよび超格子層１４は0.5μ
ｍであり、超格子層１４を構成するGaAs層の厚
みは25Å、Al0.5Ca0.5As層の厚さは20Åである。
ハの断面図を第２図に示す。第２図において、１
１は（100）結晶面を持つたGaAs基板、１２は
GaAs基板１１からの不純物汚染等を避けるため
のバツフアー層と呼ばれるAlGaAs層、１３は高
純度GaAs層、１４はGaAs層とAl0.5Ca0.5As層の
超薄膜からなる超格子層である。各層の厚みはバ
ツフアー層であるAlGaAs層１２が0.5μｍ、高純
度CaAs層１３は1μｍおよび超格子層１４は0.5μ
ｍであり、超格子層１４を構成するGaAs層の厚
みは25Å、Al0.5Ca0.5As層の厚さは20Åである。
超格子層１４の層構造のほぼ１周期分のバンド
図を概念的に第３図に示す。第３図に示されるよ
うに超格子層を構成するGaAs層２１の中央部の
約20Åの厚さをもつ領域にはSiを３×1018cm-3ド
ービングしたSiドープGaAs層２３が形成してあ
り、これを狭むように約2.5Åの厚さを持つたア
ンドープGaAs層２４が作られている。
図を概念的に第３図に示す。第３図に示されるよ
うに超格子層を構成するGaAs層２１の中央部の
約20Åの厚さをもつ領域にはSiを３×1018cm-3ド
ービングしたSiドープGaAs層２３が形成してあ
り、これを狭むように約2.5Åの厚さを持つたア
ンドープGaAs層２４が作られている。
第１図はこのエピタキシヤル層構造の断面であ
る（110）面から見た超格子層を形成するGaAs
層２１とAl0.5Ca0.5As層２２の界面での原子構造
を示すもので、黒丸印●はGa原子３１、白丸印
○はAl原子３２、白方形印□はＶ族原子である
As原子３４、黒方形印■はＶ族原子であるＮ原
子３５をそれぞれ示している。
る（110）面から見た超格子層を形成するGaAs
層２１とAl0.5Ca0.5As層２２の界面での原子構造
を示すもので、黒丸印●はGa原子３１、白丸印
○はAl原子３２、白方形印□はＶ族原子である
As原子３４、黒方形印■はＶ族原子であるＮ原
子３５をそれぞれ示している。
この発明の骨子は、Al0.5Ca0.5As層２２とアン
ドープGaAs層２４が接する、通常□印で示した
As原子からなるべきＶ族原子層１層に第１図の
ごとく■印で示すＮ原子３５が多量に添加されて
おり実質的にＮ原子層であることにある。Ｎ原子
層の挿入は、超格子層１４を構成するGaAs層２
１あるいはAl0.5Ca0.5As層２２のエピタキシヤル
成長を中断し、Al0.5Ca0.5As層２２あるいは
GaAs層２１にそれぞれ移行する際にNH3を系に
導入して行なつたが、N2あるいはN2H4の導入で
もＮ原子層は得られる。
ドープGaAs層２４が接する、通常□印で示した
As原子からなるべきＶ族原子層１層に第１図の
ごとく■印で示すＮ原子３５が多量に添加されて
おり実質的にＮ原子層であることにある。Ｎ原子
層の挿入は、超格子層１４を構成するGaAs層２
１あるいはAl0.5Ca0.5As層２２のエピタキシヤル
成長を中断し、Al0.5Ca0.5As層２２あるいは
GaAs層２１にそれぞれ移行する際にNH3を系に
導入して行なつたが、N2あるいはN2H4の導入で
もＮ原子層は得られる。
本実施例の超格子構造によれば、ジヤパニーズ
ジヤーナル オブ アプライド フイジイツク
ス パート２、レター（Japanese Journal of
Applied Physics Part2 Letters）、第22巻、
L627ページ（1983年）およびジヤパニーズ ジ
ヤーナル オブ アプライド フイジイツクス
パート２、レター（Japanese Journal of
Applied Physics Part2 Letters）、第24巻、L17
ページ（1985年）に示されたように、Si、Te、
Se等のドナーがドーピングされたAlGaAs（Al組
成比Ｘ≧0.2）混晶で普遍的に観察されるDXセン
ターと呼ばれる深い準位の濃度は極めて低くな
り、よく知られたPPC（Persistent
Photocondactivity）と呼ばれる深い準位に相関
すると考えられる光伝導現象も殆ど見られないこ
とから、混晶AlGaAsではドナー不純物をドーピ
ングしても高いキヤリア濃度を持つた結晶層が得
られないのに反し、前記超格子構造ではキヤリア
濃度を容易に高めることができた。
ジヤーナル オブ アプライド フイジイツク
ス パート２、レター（Japanese Journal of
Applied Physics Part2 Letters）、第22巻、
L627ページ（1983年）およびジヤパニーズ ジ
ヤーナル オブ アプライド フイジイツクス
パート２、レター（Japanese Journal of
Applied Physics Part2 Letters）、第24巻、L17
ページ（1985年）に示されたように、Si、Te、
Se等のドナーがドーピングされたAlGaAs（Al組
成比Ｘ≧0.2）混晶で普遍的に観察されるDXセン
ターと呼ばれる深い準位の濃度は極めて低くな
り、よく知られたPPC（Persistent
Photocondactivity）と呼ばれる深い準位に相関
すると考えられる光伝導現象も殆ど見られないこ
とから、混晶AlGaAsではドナー不純物をドーピ
ングしても高いキヤリア濃度を持つた結晶層が得
られないのに反し、前記超格子構造ではキヤリア
濃度を容易に高めることができた。
これに対し、従来の超格子構造では520℃以上
の高温成長ではキヤリア濃度の約1/2以上に相当
するDXセンターの発生あるいはPPCの発生が観
測にかかりはじめ、成長温度の上昇に伴いいずれ
も増加し、ドーピング量を増してもキヤリア濃度
が思つたように増加しない。現時点ではDXセン
ターあるいはPPCの起源については不明である
が、これは深い準位の発生は前述したように
AlGaAs層とGaAs層との界面におけるAlとGaの
相互拡散より生じるものであることが予想され
る。
の高温成長ではキヤリア濃度の約1/2以上に相当
するDXセンターの発生あるいはPPCの発生が観
測にかかりはじめ、成長温度の上昇に伴いいずれ
も増加し、ドーピング量を増してもキヤリア濃度
が思つたように増加しない。現時点ではDXセン
ターあるいはPPCの起源については不明である
が、これは深い準位の発生は前述したように
AlGaAs層とGaAs層との界面におけるAlとGaの
相互拡散より生じるものであることが予想され
る。
さらに、従来の超格子層を用いてデバイスを形
成する等の場合にもプロセス温度における制約が
ある。すなわち、第４図は520℃以下の基板温度
でMBE成長した従来構造のAlGaAs／GaAs超格
子層を持つたエピタキシヤルウエーハをH2中で
30分間、各種温度で熱処理した場合における超格
子層のフオトルミネツセンス（PL）スペクトル
を示したものであるが、650℃以上の熱処理を受
けた場合にはPLピーク波長が変化しており、か
つPL強度が著しく減少していることがわかる。
800℃での熱処理試料でのPL強度は同様なSiドー
ピングを行なつて作られた多層構造を取らない混
晶AlGaAsと同等となつており、650℃以上の熱
処理ではAlとCaの相互拡散が進行することは明
瞭である。（前記したジヤパニーズ ジヤーナル
オブ アプライド フイジイツクス パート
２、レター（Japanese Journal of Applied
Physics Part2 Letters）、第24巻、L17ページ
（1985年）を参照のこと）。
成する等の場合にもプロセス温度における制約が
ある。すなわち、第４図は520℃以下の基板温度
でMBE成長した従来構造のAlGaAs／GaAs超格
子層を持つたエピタキシヤルウエーハをH2中で
30分間、各種温度で熱処理した場合における超格
子層のフオトルミネツセンス（PL）スペクトル
を示したものであるが、650℃以上の熱処理を受
けた場合にはPLピーク波長が変化しており、か
つPL強度が著しく減少していることがわかる。
800℃での熱処理試料でのPL強度は同様なSiドー
ピングを行なつて作られた多層構造を取らない混
晶AlGaAsと同等となつており、650℃以上の熱
処理ではAlとCaの相互拡散が進行することは明
瞭である。（前記したジヤパニーズ ジヤーナル
オブ アプライド フイジイツクス パート
２、レター（Japanese Journal of Applied
Physics Part2 Letters）、第24巻、L17ページ
（1985年）を参照のこと）。
一方、本実施例を示すようにＮ原子が多量に添
加され実質的にＮ原子層を設けた構造を取つた超
格子層では、成長する場合の基板温度を700℃で
行なつてもDXセンターの発生はGaAs層２３に
添加したSiの量の1/10から1/100程度と少なく、
また、本実施例の超格子構造層を持つたエピタキ
シヤルウエーハをH2中で30分間、800℃の熱処理
を受けた場合にもPLピーク波長の変化は起こら
ず、かちPL強度が減少することもない。従つて、
Ｎ原子層を設けていない従来の超格子構造が650
℃程度の熱処理で超格子構造がくずれるのに対
し、Ｎ原子を多量に添加して実質的にＮ原子層を
設けた構造をとることにより、800℃の熱処理に
も耐える超格子構造が得られる。
加され実質的にＮ原子層を設けた構造を取つた超
格子層では、成長する場合の基板温度を700℃で
行なつてもDXセンターの発生はGaAs層２３に
添加したSiの量の1/10から1/100程度と少なく、
また、本実施例の超格子構造層を持つたエピタキ
シヤルウエーハをH2中で30分間、800℃の熱処理
を受けた場合にもPLピーク波長の変化は起こら
ず、かちPL強度が減少することもない。従つて、
Ｎ原子層を設けていない従来の超格子構造が650
℃程度の熱処理で超格子構造がくずれるのに対
し、Ｎ原子を多量に添加して実質的にＮ原子層を
設けた構造をとることにより、800℃の熱処理に
も耐える超格子構造が得られる。
Ｎ原子を多量に添加すること、すなわち実質的
にＮ原子層を設けることにより耐熱処理効果が得
られることの理由は必ずしも明らかではないが、
Ｎ原子層の挿入は超格子層１４を構成するGaAs
層２１とAl0.5Ga0.5As層２２の界面ではボンドエ
ネルギーの大きいCa−ＮあるいはAl−Ｎ結合が
多量にでき、この強いボンドエネルギーがGa−
Al相互拡散を阻害すると考えることができる。
にＮ原子層を設けることにより耐熱処理効果が得
られることの理由は必ずしも明らかではないが、
Ｎ原子層の挿入は超格子層１４を構成するGaAs
層２１とAl0.5Ga0.5As層２２の界面ではボンドエ
ネルギーの大きいCa−ＮあるいはAl−Ｎ結合が
多量にでき、この強いボンドエネルギーがGa−
Al相互拡散を阻害すると考えることができる。
本実施例では、AlGaAs層のAl組成比が0.5の
場合について述べたか、この値に限るものではな
く本発明を適用するに際しては零でなければいか
なる値であつてもよい。
場合について述べたか、この値に限るものではな
く本発明を適用するに際しては零でなければいか
なる値であつてもよい。
また、（100）結晶面上に作られたエピタキシヤ
ル層を例にとつたが、GaAs層２１とAl0.5Ga0.5
As層２２の界面におけるGa−As−Al結合をでき
るだけGa−Ｎ−Al結合とすることが望ましいの
で極性（ポラリテイ）をもつた結晶面を選んだ。
従つて、（111）面等でも極めて効果が高いことは
いうまでもないが、（211）面やさらにはその他の
必ずしも極性（ポラリテイ）をもたない結晶面に
おいて界面近くのCa−Ｎ−Al結合濃度は高いと
考えられるので、これらの結晶面を選ぶことがで
きる。
ル層を例にとつたが、GaAs層２１とAl0.5Ga0.5
As層２２の界面におけるGa−As−Al結合をでき
るだけGa−Ｎ−Al結合とすることが望ましいの
で極性（ポラリテイ）をもつた結晶面を選んだ。
従つて、（111）面等でも極めて効果が高いことは
いうまでもないが、（211）面やさらにはその他の
必ずしも極性（ポラリテイ）をもたない結晶面に
おいて界面近くのCa−Ｎ−Al結合濃度は高いと
考えられるので、これらの結晶面を選ぶことがで
きる。
なお、上記実施例ではGaAsとAl0.5Ga0.5Asか
らなる超格子層の例について述べたが他の材料の
組み合わせによる超格子層に対しても本発明の構
造を採用することにより、成長温度を上昇するこ
と、さらにはデバイス製作途中での熱処理温度を
上昇することができる。すなわち、この発明の方
法を採用することにより熱安定性の高い超格子層
構造となるものである。
らなる超格子層の例について述べたが他の材料の
組み合わせによる超格子層に対しても本発明の構
造を採用することにより、成長温度を上昇するこ
と、さらにはデバイス製作途中での熱処理温度を
上昇することができる。すなわち、この発明の方
法を採用することにより熱安定性の高い超格子層
構造となるものである。
この発明の構造を適用することにより、周期
100Å以下で少なくも１周期のGaAsとAlGaAs
（Al組成Ｘ≠０）層を交互に積み重ねた多層構造
を有する結晶層すなわち超格子層を、700℃程の
高温で再現性良く製作することができるし、また
製作プロセスにおいても800℃での高温処理が可
能となる。すなわち、この発明のＮ原子が多量に
添加されていること、実質的にＮ原子層を設けた
構造をとることにより、超格子層を製作する場合
に問題となつていたGaAsとAlGaAs（Al組成Ｘ≠
０）層の界面における相互拡散にもとずく構造の
乱れが防止され、またこうした超格子ウエーハか
らデバイスを製作する場合のプロセス温度を格段
に上昇することができる。
100Å以下で少なくも１周期のGaAsとAlGaAs
（Al組成Ｘ≠０）層を交互に積み重ねた多層構造
を有する結晶層すなわち超格子層を、700℃程の
高温で再現性良く製作することができるし、また
製作プロセスにおいても800℃での高温処理が可
能となる。すなわち、この発明のＮ原子が多量に
添加されていること、実質的にＮ原子層を設けた
構造をとることにより、超格子層を製作する場合
に問題となつていたGaAsとAlGaAs（Al組成Ｘ≠
０）層の界面における相互拡散にもとずく構造の
乱れが防止され、またこうした超格子ウエーハか
らデバイスを製作する場合のプロセス温度を格段
に上昇することができる。
本発明は100Å以下の周期を持つた超格子に効
果が顕著であり、これ以上の周期を持つた超格子
を作る場合に本発明のごとき構造を採用する必要
は必ずしもない。しかし、こうした100Å以上の
長周期の超格子を作成したり、たとえ周期は長く
とも超格子層を構成する一方の材料層が数10Åと
いつた100Å以下の場合には本発明が特に有効で
あることはいうまでもない。
果が顕著であり、これ以上の周期を持つた超格子
を作る場合に本発明のごとき構造を採用する必要
は必ずしもない。しかし、こうした100Å以上の
長周期の超格子を作成したり、たとえ周期は長く
とも超格子層を構成する一方の材料層が数10Åと
いつた100Å以下の場合には本発明が特に有効で
あることはいうまでもない。
第１図はウエーハの断面である（100）より見
た超格子層界面の原子配列の模式図、第２図は本
発明の超格子層を含むウエーハの断面構造を示す
模式図、第３図は第２図中の超格子層のほぼ１周
期に相当する模式的バンド図、第４図は従来構造
の超格子層における熱処理前後でのフオトルミネ
ツセンススペクトルを示すグラフである。 １１……GaAs基板、１２……バツフアー
AlGaAs層、１３……高純度GaAs層、１４……
超格子層、２１……GaAs層、２２……AlGaAs
層、２３……SiドープGaAs層、２４……アンド
ープGaAs層、３１……Ga原子、３２……Al原
子、３４……As原子、３５……Ｎ原子。
た超格子層界面の原子配列の模式図、第２図は本
発明の超格子層を含むウエーハの断面構造を示す
模式図、第３図は第２図中の超格子層のほぼ１周
期に相当する模式的バンド図、第４図は従来構造
の超格子層における熱処理前後でのフオトルミネ
ツセンススペクトルを示すグラフである。 １１……GaAs基板、１２……バツフアー
AlGaAs層、１３……高純度GaAs層、１４……
超格子層、２１……GaAs層、２２……AlGaAs
層、２３……SiドープGaAs層、２４……アンド
ープGaAs層、３１……Ga原子、３２……Al原
子、３４……As原子、３５……Ｎ原子。
Claims (1)
- １ GaAsとAlGaAs（Al組成Ｘ≠０）層を交互に
積み重ねた多層構造を有し、前記AlGaAs層と前
記GaAs層とが境をなすAs原子層をＮ原子を含ん
だ原子層としたことを特徴とするエピタキシヤル
結晶。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP506686A JPS62167297A (ja) | 1986-01-16 | 1986-01-16 | エピタキシヤル結晶 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP506686A JPS62167297A (ja) | 1986-01-16 | 1986-01-16 | エピタキシヤル結晶 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62167297A JPS62167297A (ja) | 1987-07-23 |
| JPH0458439B2 true JPH0458439B2 (ja) | 1992-09-17 |
Family
ID=11601013
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP506686A Granted JPS62167297A (ja) | 1986-01-16 | 1986-01-16 | エピタキシヤル結晶 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62167297A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63208296A (ja) * | 1987-02-24 | 1988-08-29 | Sharp Corp | 半導体装置 |
| US6551929B1 (en) | 2000-06-28 | 2003-04-22 | Applied Materials, Inc. | Bifurcated deposition process for depositing refractory metal layers employing atomic layer deposition and chemical vapor deposition techniques |
| US6951804B2 (en) | 2001-02-02 | 2005-10-04 | Applied Materials, Inc. | Formation of a tantalum-nitride layer |
| US6878206B2 (en) | 2001-07-16 | 2005-04-12 | Applied Materials, Inc. | Lid assembly for a processing system to facilitate sequential deposition techniques |
-
1986
- 1986-01-16 JP JP506686A patent/JPS62167297A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62167297A (ja) | 1987-07-23 |
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