авторефераты диссертаций БЕСПЛАТНАЯ БИБЛИОТЕКА РОССИИ

КОНФЕРЕНЦИИ, КНИГИ, ПОСОБИЯ, НАУЧНЫЕ ИЗДАНИЯ

<< ГЛАВНАЯ
АГРОИНЖЕНЕРИЯ
АСТРОНОМИЯ
БЕЗОПАСНОСТЬ
БИОЛОГИЯ
ЗЕМЛЯ
ИНФОРМАТИКА
ИСКУССТВОВЕДЕНИЕ
ИСТОРИЯ
КУЛЬТУРОЛОГИЯ
МАШИНОСТРОЕНИЕ
МЕДИЦИНА
МЕТАЛЛУРГИЯ
МЕХАНИКА
ПЕДАГОГИКА
ПОЛИТИКА
ПРИБОРОСТРОЕНИЕ
ПРОДОВОЛЬСТВИЕ
ПСИХОЛОГИЯ
РАДИОТЕХНИКА
СЕЛЬСКОЕ ХОЗЯЙСТВО
СОЦИОЛОГИЯ
СТРОИТЕЛЬСТВО
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ
ТРАНСПОРТ
ФАРМАЦЕВТИКА
ФИЗИКА
ФИЗИОЛОГИЯ
ФИЛОЛОГИЯ
ФИЛОСОФИЯ
ХИМИЯ
ЭКОНОМИКА
ЭЛЕКТРОТЕХНИКА
ЭНЕРГЕТИКА
ЮРИСПРУДЕНЦИЯ
ЯЗЫКОЗНАНИЕ
РАЗНОЕ
КОНТАКТЫ


Pages:   || 2 | 3 | 4 | 5 |   ...   | 6 |
-- [ Страница 1 ] --

На правах рукописи

Якушев Максим Витальевич

Гетероэпитаксия ZnTe, CdTe и твердых растворов

CdHgTe на подложках GaAs и Si.

Диссертация на соискание ученой степени

доктора физико-математических наук

Специальность 01.04.10

(Физика полупроводников)

Научный консультант:

д.ф.-м.н., профессор Ю.Г.Сидоров Новосибирск-2011г.

ОГЛАВЛЕНИЕ 7 Введение Глава 1.

In situ методы исследования при гетероэпитаксии соединений А2В6 15 1.1. Эллипсометрические in situ исследования механизмов роста соединений А2В6 1.2. Измерение температуры эллипсометрическим методом 1.3. Определение состава твердого раствора Cd1-zZnzTe 1.3.1. Метод одноволновой эллипсометрии 1.3.2. Метод спектральной эллипсометрии Выводы к главе Глава 2.

Эпитаксиальный рост соединений AIIBVI на подложках GaAs(112)B 2.1. Кристаллохимическое рассмотрение взаимодействия компонентов гетеросистемы ZnSe/GaAs 2.2. Изменение морфологии подложки во время предэпитаксиального отжига 2.3. Образование дефектов кристаллической структуры во время роста пленок ZnSe 2.4. Зависимость состава гетероперехода ZnSe/GaAs(112)B от условий роста 2.4.1. Резкость гетероперехода ZnSe/GaAs(112)B в зависимости от условий роста 2.4.2. Латеральная однородность гетероперехода ZnSe/GaAs(112)B в зависимости от условий роста 2.5. Модель формирования гетероперехода ZnSe/GaAs(112)B 2 2.6. Оборудование для выращивания слоев А В на подложках из GaAs 2.7. Влияние условий роста на морфологию поверхности CdTe(112)B Выводы к главе Глава 3.

Формирование структуры поверхности подложки во время предэпитаксиального отжига 3.1. Микроморфология поверхности подложки GaAs(310) 3.2. Морфология поверхности Si(310) 3.2.1. Получение атомарно-чистой поверхности Si(310) 3.2.2. Морфология чистой поверхности Si(310) 3.2.2.1. Образование террас (510) на поверхности Si(310) 3.2.3. Морфология поверхности подложки Si(310), отожженной в парах As4 3.2.3.1. Морфология поверхности подложки Si(310), отожженной в парах As4 при низких температурах 3.2.3.2. Морфология поверхности подложки Si(310), отожженной в парах As4 при высоких температурах 3.3. Адсорбция теллура и цинка на поверхности Si(310) 3.3.1. Адсорбция теллура 3.3.1.1. Температурный интервал до 2000С 3.3.1.2. Температурный интервал 200 - 4500С Выводы к главе Глава 4.

Кинетика роста гетероэпитаксиальных структур CdTe/ZnTe/GaAs(310) и CdTe/ZnTe/Si(310) 4.1. Лимитирующие процессы при гетероэпитаксии на вицинальных поверхностях 4.1.1. Кинетика формирования гетероперехода ZnTe/GaAs(310) 4.1.1.1. Определение скорости роста и плотности пленок на начальных стадиях роста из эллипсометрических измерений in situ 4.1.1.2. Лимитирующие процессы при гетероэпитаксии ZnTe на GaAs(310) 4.1.2. Кинетика формирования гетероперехода ZnTe/Si(310) 4.1.3. Сравнение кинетики роста ZnTe на подложках GaAs(310) и Si(310) 4.2. Эпитаксия теллуридов цинка и кадмия 4.2.1. Микроморфология поверхности CdTe(310) 4.2.2. Изучение процессов адсорбции и десорбции теллура на поверхности СdTe(310) методами эллипсометрии и ДЭВЭО 4.2.2.1. Определение теплоты десорбции теллура 4.2.2.2. Изменение реконструкции поверхности CdTe(310) при адсорбции теллура 4.2.2.3. Фасетирование поверхности CdTe(310) при адсорбции теллура Выводы к главе Глава 5.

Дефекты кристаллического строения в слоях ZnTe и CdTe, выращенных на подложках GaAs(310) и Si(310) 5.1. Антифазные домены 5.2. Дефекты упаковки 5.3. Прорастающие дислокации 5.3.1. Основные положения теории гетероэпитаксиального роста 5.3.2. Дефектообразование при гетероэпитаксии 5.3.3. Плотность прорастающих дислокаций в гетероструктурах Выводы к главе Глава 6.

Кинетика роста CdHgTe на поверхности (310) (Влияние ориентации подложки на условия выращивания пленок CdHgTe методом МЛЭ) 6.1. Зависимость минимального давления паров Hg от ориентации подложки 6.2. Зависимость скорости диссоциации молекул Те2 от ориентации подложки 6.2.1. HgTe 6.2.2. CdHgTe 6.3. Влияние ориентации подложки на условия выращивания пленок CdHgTe методом МЛЭ Выводы к главе Глава 7.

Фотоэлектрические параметры гетероструктур CdxHg1-xTe/GaAs(310) и CdxHg1- xTe/Si(310) и фотоприемных устройств на их основе 7.1. Электрофизические параметры CdxHg1-xTe, выращенного на альтернативных подложках 7.1.1. Нелегированные пленки CdxHg1-xTe(310) 7.1.2. Легированные пленки CdxHg1-xTe(310) 7.2. Параметры фоторезисторов из CdxHg1-xTe, выращенного на альтернативных подложках, и фотоприемных устройств на их основе 7.3. Параметры фотодиодов из CdxHg1-xTe, выращенного на альтернативных подложках и фотоприемных устройств на их основе 7.3.1. Гетероструктуры CdxHg1-xTe/As(310) 7.3.2. Гетероструктуры CdxHg1-xTe/Si(310) 7.3.2.1. Средневолновой спектральный диапазон 7.3.2.2. Длинноволновой спектральный диапазон 7.4. Термомеханическая прочность фотоприемников Выводы к главе Основные выводы и результаты Заключение Публикации автора Список цитированной литературы Список условных обозначений и сокращений КРТ – твердые растворы теллуридов кадмия и ртути КЦТ – твердые растворы теллуридов кадмия и цинка ГЭС – гетероэпитаксиальная структура МЛЭ – молекулярно-лучевая эпитаксия ГЭС КРТ МЛЭ – гетероэпитаксиальная стрктура CdHgTe, выращенная методом молекулярно-лучевой эпитаксии ФЛ – фотолюминесценция ВИМС – вторичная ионная масс-спектроскопия РФЭС – рентгеновская фотоэлектронная спектроскопия РЭМ – растровая электронная микроскопия ДЭВЭО – дифракция электронов высокой энергии на отражение ДМЭ – дифракция медленных электронов ЭОС – электронная Оже-спектроскопия СТМ – сканирующая туннельная микроскопия ПЭМ – просвечивающая электронная микроскопия ПШПВ – полная ширина на полувысоте рентгеновской кривой качания BEP, Р – эквивалентное давление в пучке 2М – двухмерный механизм роста 3М – трехмерный механизм роста q – плотность эпитаксиальной пленки (объем, занятый материалом в выделенном слое) 1,2 – диэлектрические функции кремния – степень покрытия поверхности K – константа адсорбции R – универсальная газовая постоянная HdesTe2 – изменение энтальпии десорбции двухатомного теллура Sdes – изменение энтропии при десорбции – поверхностная энергия G – свободная энергия системы C – поверхностная концентрация АФД – антифазный домен АФГ – антифазная граница ДУ – дефект упаковки ДН – дислокация несоответствия ПД – прорастающая дислокация ВБ – вектор Бюргерса f – параметр рассогласования решеток пленки и подложки hкр – критическая толщина псевдоморфного слоя NDS – плотность прорастающих дислокаций в эпитаксиальной пленке 1/2 – длинноволновая граница спектральной чувствительности по уровню 0, ВАХ – вольт-амперная характеристика R0A – произведение дифференциального сопротивления при нулевом смещении (R0) на оптическую площадь диода (А) NETD – шум, эквивалентный разности температур ИК – инфракрасный ФР – фоторезистор ФП – фотоприемник ФПУ – фотоприемное устройство ФЧЭ – фоточувствительный элемент МФЧЭ – матричный фоточувствительный элемент СКО – среднеквадратическое отклонение КТР – коэффициент термического расширения Введение.

Актуальность темы. В настоящее время лидирующее место среди материалов для изготовления инфракрасных (ИК) фотоприемников (ФП) занимают твердые растворы кадмий-ртуть-теллур (КРТ) [1]. Это обусловлено физическими свойствами КРТ: высокой подвижностью электронов и низкой диэлектрической постоянной, возможностью изменения ширины запрещенной зоны в широких пределах и высокой квантовой эффективностью в диапазоне перекрываемых длин волн [2, 3]. За последние 25 лет технология получения КРТ интенсивно развивалась, что позволило перейти от изготовления объемных монокристаллов относительно небольшого диаметра (менее мм) до эпитаксиальных слоев на подложках большого диаметра (до 150 мм).

Эпитаксиальные слои КРТ на подложках большого диаметра необходимы для создания матричных ИК ФП с большим числом элементов, повышения производительности производства и снижения стоимости изделий.

Все эпитаксиальные методы связаны с общей проблемой – потребностью в дешёвых подложках большой площади, которые структурно, химически, оптически и механически согласованы с полупроводниками на основе Hg [4]. До настоящего времени не найдено подложки, которая бы удовлетворяла одновременно всем требованиям.

Подложки из монокристаллического CdTe и тройных соединений на его основе, в первую очередь CdZnTe, физически и химически согласованы с CdHgTe и позволяют выращивать эпитаксиальные слои с параметрами, соответствующими качеству объёмных кристаллов [5, 6]. Однако малый размер, проблемы чистоты, преципитация теллура, неоднородность состава по площади и высокая цена ($60 - $500 за 1 см2) делают невозможным использование таких подложек в массовом производстве и при создании широкоформатных матриц фотодетекторов [7, 8].

Перспективный подход для получения подложек большого диаметра – применение гибридных или так называемых «альтернативных» подложек, которые представляют собой многослойные структуры, состоящие из пластин объёмного кристалла, закрытых буферными слоями с согласованной решёткой. Объёмные полупроводниковые материалы Si, GaAs, InSb и сапфир являются высококачественными, дешёвыми и легкодоступными кристаллами, которые в этом случае можно использовать. Низкий коэффициент пропускания в спектральном диапазоне 3 – 5 мкм для InSb и в спектральном диапазоне 8 – 12 мкм для сапфира ограничивает широкое использование данных материалов в качестве подложки, в отличие от Si и GaAs, которые прозрачны во всей области ИК-спектра и могут быть использованы при создании приборов для любого спектрального диапазона. В качестве буферных слоёв наносятся плёнки ZnTe и CdTe суммарной толщиной несколько микрон.

Принципиальной возможностью получения гетероэпитаксиальных структур на альтернативных подложках обладают различные парофазные эпитаксиальные методы, такие как модификации молекулярно-лучевой эпитаксии и эпитаксии из паровой фазы с использованием металлорганических соединений [9]. Метод молекулярно-лучевой эпитаксии (МЛЭ) превосходит другие эпитаксиальные методы выращивания слоев КРТ на «альтернативных» подложках. К преимуществам МЛЭ по сравнению с остальными методами относятся: 1) низкая температура роста;

2) наиболее чистые условия выращивания и соответственно низкий уровень фонового легирования;

3) возможность получения многослойных объектов, включая сверхрешетки и структуры с квантовыми точками;

4) наличие встроенных методик анализа поверхности, позволяющих in situ исследовать и контролировать ключевые стадии изготовления гетероструктур [10].

Основная проблема при выращивании КРТ методом МЛЭ - высокая упругость паров и, как следствие этого, низкий коэффициент встраивания атомов ртути. Поэтому рост КРТ в методе МЛЭ происходит при низкой температуре подложки и высоком давлении паров ртути. Термодинамический анализ показывает, что при МЛЭ рост пленок HgCdTe осуществляется в условиях, когда две фазы: HgTeкр и Teкр - являются устойчивыми [11]. При термодинамической вероятности образования нескольких фаз преимущественное образование той или другой фазы будет определяться исключительно кинетикой образования соответствующих фаз, которая, в свою очередь, зависит от ориентации подложки.

При гетероэпитаксии CdHgTe на подложках из GaAs и Si возникают проблемы, обусловленные различиями в параметрах решеток сопрягаемых материалов [12] и различной природой химической связи. Структурное совершенство при использовании альтернативных подложек может ухудшаться из-за образования промежуточных химических соединений на гетерограницах и интенсивного дефектообразования на них [13, 14]. При сопряжении кристаллов, относящихся к разным структурным типам (CdHgTe и Si), возможно образование дефектов, вызванных ошибками в периодическом ряду упорядоченных плоскостей атомов, - антифазных границ [15]. Все эти проблемы приводят к сложности достижения высокого структурного совершенства гетероэпитаксиальных структур КРТ и его электрофизических параметров, необходимых для изготовления ИК фотоприемников с предельным характеристиками.

К моменту начала работ по теме данной диссертации не существовало законченной модели гетероэпитаксиального роста КРТ. Для снижения вероятности образования фазы Teкр было предложено использовать подложки (112)В [16], рост на которых возможен в очень узком диапазоне условий. Поэтому актуальной оставалась задача выбора подложки с оптимальной ориентацией поверхности. Механизмы формирования гетеропереходов АIIВVI/GaAs и АIIВVI/Si были изучены не полностью. Не существовало четких представлений о влиянии промежуточных соединений, образующихся в гетеросистеме АIIВVI/GaAs, на структуру растущей пленки. Исследования гетероэпитаксии на кремниевых подложках были выполнены для систем с более низким рассогласованием параметров кристаллических решеток GaAs/Si, ZnSe/Si и ZnSe/GaAs. Кроме того, подавляющее число исследований гетероэпитаксиального роста было выполнено для подложек с ориентацией (100).

Поэтому для решения поставленной задачи необходимо дополнить существующие представления о гетероэпитаксиальном росте КРТ, а в случае оптимизации процессов роста за счет выбора ориентации подложки необходимо провести полный цикл исследований всех этапов выращивания гетероструктуры.

является создание научных основ методов получения Целью работы альтернативных подложек - высококачественных буферных слоев CdTe на подложках из GaAs и Si, пригодных для эпитаксии твердых растворов CdHgTe приборного качества.

Для достижения этой цели необходимо было решить следующие основные задачи:

- изучение закономерностей формирования морфологии подложек, используемых для гетероэпитаксиального роста CdHgTe, при предэпитаксиальной подготовке и разработке методов получения поверхности подложки с заданным составом и морфологией;

- изучение механизмов образования дефектов кристаллической структуры в гетерокомпозициях АIIВVI/GaAs и АIIВVI/Si и нахождение способов снижения их плотности;

- изучение кинетики роста слоев CdZnTe и CdHgTe на высокоиндексных поверхностях и нахождение путей получения гетероструктур CdHgTe с заданными структурными и фотоэлектрическими параметрами.

Объекты и методы исследования. Результаты получены для слоев ZnSe, ZnTe, CdTe и CdHgTe, выращенных на подложках GaAs(112)B, GaAs(310) и Si(310) методом молекулярно-лучевой эпитаксии. Гетеропара ZnSe/GaAs взята как модельная, так как она имеет минимальное рассогласование параметров кристаллических решеток, а вероятность образования промежуточных соединений в гетеропереходе наиболее высокая. Подложка GaAs(112)B наиболее часто встречается в литературе, посвященной проблеме выращивания КРТ методом МЛЭ (МЛЭ КРТ), а подложки, ориентированные по плоскости (310), позволяют приготавливать альтернативные подложки для выращивания КРТ с минимальной плотностью макроскопических прорастающих дефектов. Изучалось влияние условий предэпитаксиального отжига и роста на кристаллографическую структуру и состав гетероперехода, а также на морфологию поверхности пленки. Рост образцов проводился в установках МЛЭ «Катунь» и «Обь», разработанных в ИФП СО РАН и изготовленных совместно ИФП СО РАН и Опытным заводом ИФП СО РАН. В качестве методов исследования in situ использовались дифракция электронов высокой энергии на отражение (ДЭВЭО) и одноволновая эллипсометрия. Дополнительно исследование поверхности Si(310) проводилось методами дифракции медленных электронов (ДМЭ) и сканирующей туннельной микроскопии (СТМ). Состав образцов определялся методами рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии (РФЭС), вторичной ионной масс-спектроскопии (ВИМС) и Оже-спектроскопии. Исследования дефектов в объеме пленок проводились методами просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) и селективного травления. Все исследования проводились в ИФП СО РАН.

Научная новизна работы Исследованы механизмы роста и дефектообразования при выращивании на высокоиндексных поверхностях методом молекулярно-лучевой эпитаксии гетероэпитаксиальных структур с большим рассогласованием параметров кристаллических решёток, с различной природой химической связи и принадлежностью пленки и подложки к разным структурным типам. В результате установлены основные закономерности гетероэпитаксиального роста полупроводниковых соединений ZnTe, CdTe и CdHgTe на подложках GaAs(112)B, GaAs(310) и Si(310).

Определены закономерности изменения морфологии поверхности GaAs(112)B при адсорбции элементов VI группы. Установлена зависимость между составом поверхности подложки GaAs(112)B, отожженной в парах элементов VI группы, и образованием двойников в растущей пленке AIIBVI. Предложена кристаллохимическая модель гетероперехода АIIВVI/GaAs, основанная на анализе среднего числа валентных электронов на один атом. Показано, что образование халькогенидов галлия в гетеропереходе приводит к фасетированию подложки плоскостями (111)В и двойникованию в растущей пленке АIIВVI.

Исследована зависимость морфологии гидрогенезированной и окисленной поверхностей Si(310) от температуры отжига в вакууме. Установлено, что после десорбции пассивирующего покрытия поверхность имеет сильно развитый рельеф, образованный преимущественно ступенями высотой в два монослоя. Отжиг до температуры 900 ±150С с последующим резким остыванием приводит к фасетированию поверхности плоскостями (510). Исследована морфология поверхности Si(310), отожженной в парах As4. Установлено, что с повышением температуры отжига выше 7000С происходит изменение морфологии поверхности с образованием фасеток (311) и ступеней высотой в нечетное число межплоскостных расстояний. При температурах ниже 6000С фасетирования поверхности не происходит, и ступени имеют высоту в два межплоскостных расстояния.

Исследована кинетика начальной стадии роста пленок ZnTe на подложках GaAs(310) и Si(310). Анализ кинетики роста пленок ZnTe на подложках GaAs(310) для различных пересыщений показывает отсутствие лимитирующего влияния образования и роста центров кристаллизации. Скорость роста после образования адсорбционного слоя определяется скоростью поступления осаждаемого материала на подложку. При осаждении ZnTe на подложке Si(310) имеет место образование и рост зародышей, которые определяют скорость формирования пленки на начальных стадиях. Скорость образования зародышей растет с понижением температуры подложки и соответствующим повышением пересыщения.

Установлено, что плотность антифазных границ (АФГ) в гетероструктурах CdHgTe/CdTe/ZnTe/Si(310) зависит от соотношений давлений паров Zn и Te2 и температуры подложки в начальный момент роста теллурида цинка. Высокое давление паров цинка приводит к получению монодоменных слоев. Повышение температуры роста и давления паров Te2 вызывает появление АФГ и увеличение их плотности вплоть до роста поликристалла.

Обнаружено, что в гетероструктуре CdHgTe/Si(310) присутствуют дефекты упаковки, анизотропно распределенные относительно кристаллографических направлений [-130] и [001]. Дефекты упаковки лежат в плоскости (111), пересекающей плоскость (310) под углом 68 градусов. Зарождение дефектов упаковки носит гетерогенный характер и происходит на границе раздела ZnTe/Si(310). Отжиг гетероструктур при 3500С в атмосфере теллура приводит к аннигиляции дефектов упаковки.

Установлена зависимость морфологии поверхности CdTe(310) от условий роста.

Рост пленки в условиях избытка элементов VI группы приводит к огрублению поверхности и увеличивает высоту микрорельефа до 100 нанометров. В условиях избытка элементов II группы происходит выглаживание поверхности, что позволяет выращивать пленки с высотой микрорельефа в несколько нанометров. Установлено, что при увеличении толщины адсорбционного слоя Te поверхность CdZnTe(310) фасетируется плоскостями (100).

Впервые получены гетероэпитаксиальные структуры CdHgTe/Si(310), в которых отсутствуют антифазные границы и дефекты упаковки, с плотностью прорастающих дислокаций ~ 107см-2. На их основе изготовлены матричные фотоприемные устройства для инфракрасного диапазона спектра с высокими фотоэлектрическими параметрами.

Продемонстрирована возможность применения эпитаксиальных слоев CdHgTe, выращенных методом МЛЭ на подложках Si(310), для создания надежных, стойких к термоциклированию многоэлемнтных фотоприемных модулей для спектрального диапазона 3-5 и 8-12 мкм.

На защиту выносятся следующие основные научные положения.

1. Основной причиной образования структурных дефектов при гетероэпитаксии AIIBVI/GaAs наряду с рассогласованием параметров кристаллических решеток является нарушение баланса валентных электронов в гетеропереходе за счет образования промежуточных соединений между компонентами пленки и подложки. Образование связей галлий - халькоген в решетке сфалерита является причиной фасетирования подложки плоскостями (111)В и двойникования в растущей пленке AIIBVI.

2. Микрорельеф чистой поверхности Si(310) после предэпитаксиального отжига в широком интервале температур образован террасами плоскости (100), разделенными эквидистантными ступенями двухатомной высоты.

3. Ансамбль структурных дефектов в гетероструктурах CdHgTe/CdTe/ZnTe/Si(310) определяется условиями формирования гетерограницы ZnTe/Si(310). Плотность антифазных границ зависит от соотношений давлений паров Zn и Te2 и температуры подложки в начальный момент роста теллурида цинка. Высокое давление паров цинка обеспечивает получение монодоменных слоев. В свою очередь, высокое давление паров Zn предопределяет огранение трехмерных островков на начальной стадии роста фасетками (111) одной полярности и приводит к анизотропному распределению дефектов упаковки в объеме гетероструктуры.

4. Различие в структурном совершенстве слоев CdTe/ZnTe, выращенных на подложках GaAs(310) и на подложках Si(310), определяется различием кинетики формирования гетеропереходов ZnTe/GaAs(310) и ZnTe/Si(310), а не вкладом рассогласования параметров кристаллических решеток пленки и подложки. Скорость роста теллурида цинка на подложках GaAs(310) на начальных стадиях осаждения не лимитируется образованием и ростом зародышей и определяется только скоростью поступления осаждаемого материала на подложку. При осаждении ZnTe на подложке Si(310) имеет место образование и рост зародышей, которые определяют скорость формирования пленки на начальных стадиях. Большая часть прорастающих дефектов в гетероструктуре CdTe/ZnTe/Si(310), такие как дислокации и дефекты упаковки, образуется при коалесценции островков ZnTe в начальный момент роста.

5. Кристаллизация CdHgTe на поверхности (310) не имеет кинетических ограничений. Коэффициент встраивания атомов Hg для CdHgTe(310) в четыре раза выше, чем для CdHgTe(100). Диссоциация двухатомных молекул теллура на поверхности CdHgTe (310) происходит с преодолением более низкого активационного барьера. В результате в процессе роста (в пределах ошибки измерения - 0,1 монослоя) не происходит образования адсорбционного слоя теллура. На поверхности (310) выращивание слоёв CdHgTe с высокими электрофизическими и структурными характеристиками возможно в более широком диапазоне давлений ртути, чем на поверхности (112)В.

Достоверность полученных результатов и выдвигаемых на защиту научных положений определяется тем, что все экспериментальные данные получены с использованием современной экспериментальной техники и апробированных методик измерений на большом числе образцов. Полученные в работе данные согласуются с известными экспериментальными результатами других авторов. Результаты работы не противоречат современным представлениям об эпитаксиальном росте полупроводниковых соединений.

Научная и практическая значимость работы заключается в том, что осуществлено решение научной проблемы, имеющей важное практическое значение.

Исследования, проведенные в диссертации, позволяют глубже понять механизмы формирования гетеропереходов AIIBVI/GaAs и AIIBVI/Si. Полученная в результате выполнения работы информация о механизмах введения структурных дефектов при гетероэпитаксии неизовалентных полупроводников и влиянии условий роста на морфологию поверхности CdTe позволяет оптимизировать условия получения «альтернативных подложек» - высококачественных буферных слоев CdTe на подложках из GaAs и Si, пригодных для эпитаксии твердых растворов CdHgTe.

В результате разработана технология, позволяющая создавать методом МЛЭ на подложках из кремния нелегированные образцы КРТ дырочного типа проводимости приборного качества. На полученных структурах изготовлены матричные фотоприемники различного формата на диапазоны длин волн 3-5 и 8-14 мкм, работающие при 77K, и диапазон 3-5 мкм, работающие при 210K.

Впервые разработаны и изготовлены полноформатные матричные фотоприемные модули (ФПМ) на основе ГЭС МЛЭ КРТ, выращенных на подложке из кремния. Такие фотоприемники обладают повышенной стойкостью к термоциклированию, поскольку коэффициенты термического расширения кремниевой схемы считывания и фотоприемной матрицы на кремниевой подложке одинаковы. Изготовленные ФПМ позволяют получать изображение телевизионного стандарта без использования систем механического сканирования. ФПМ обладают высоким пространственным и тепловым разрешением, позволяющим достоверно идентифицировать наблюдаемый объект.

Личный вклад соискателя в диссертационную работу заключается в определении цели, постановке задач, выборе способов решения и методов исследования, проведении методических разработок, необходимых для их реализации. Он также заключается в активном участии в организации и выполнении экспериментов, в анализе и интерпретации полученных результатов. Автором внесен определяющий вклад в разработку технологии выращивания КРТ на подложках из кремния.

На разных этапах работы участие в исследованиях принимали научные сотрудники различных подразделений ИФП СО РАН. Работы проводились в тесном взаимодействии с соавторами, которые не возражают против использования в диссертации полученных совместно результатов.

Апробация работы. Основные результаты работы докладывались и обсуждались на российских и международных конференциях: II Международное совещание по МЛЭ (г.Варшава, Польша, 1996г.);

VII Европейская Конференция по методам анализа поверхности и границ раздела (г.Гётеборг, Швеция, 1997г.);

VI Международная конференция по научному материаловеденью и свойствам материалов для инфракрасной оптоэлектроники (г.Киев, Украина, 2002 г.);

Конгресс по оптике и оптоэлектронике ( г.Варшава, Польша, 2005);

14 Международная конференция по II-VI полупроводникам (С.-Петербург, 2009);

IX Российская конференция по физике полупроводников (Новосибирск-Томск, 2009);

Совещание «Актуальные проблемы полупроводниковой фотоэлектроники» (Новосибирск, 2003, 2008);

Международная научно-техническая конференция по фотоэлектронике и приборам ночного видения (Москва, 2002, 2004, 2006, 2008, 2010).

Публикации. По материалам диссертации опубликованы 41 печатная работа.

Список работ приведен в конце диссертации.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, семи глав, выводов, заключения и списка литературы. В конце каждой главы также приводятся выводы. Диссертация содержит 251 страницу текста, 116 рисунков, 11 таблиц и список литературы из 225 наименований.

Глава 1.

In situ методы исследования при гетероэпитаксии соединений А2В Одним из наиболее важных преимуществ метода молекулярно-лучевой эпитаксии (МЛЭ) по сравнению с другими эпитаксиальными методами является возможность контролировать процесс роста непосредственно во время осаждения пленки. Наиболее широкое распространение среди методов in situ контроля получил метод дифракции электронов высокой энергии на отражение (ДЭВЭО) [17]. Метод ДЭВЭО позволяет исследовать морфологию поверхности, реальную структуру и закономерности роста эпитаксиальных слоев [18]. После открытия явления осцилляций интенсивности рефлексов при дифракции от поверхности растущего кристалла [19], что позволило получать информацию о микроскопических процессах, происходящих при эпитаксии, метод ДЭВЭО стал неотъемлемой частью установок МЛЭ.

Для того, чтобы полностью пользоваться возможностями, предоставляемыми методом ДЭВЭО, необходимо иметь в своем распоряжении низкоиндексную, атомарно гладкую поверхность. При гетероэпитаксии соединений А2В6 это условие сложно выполнить, так как для роста халькогенидов часто используют высокоиндексные поверхности, а на начальных стадиях роста происходит сильное развитие рельефа.

Другим методом, часто используемым в молекулярно-лучевой эпитаксии, является эллипсометрия. По сравнению с методом ДЭВЭО информацию, предоставляемую методом эллипсометрии, сложнее расшифровать, но, с другой стороны, применение эллипсометрии не имеет ограничений по структуре гетероперехода. Совместное использование этих двух методов может дать информацию о механизмах формирования гетероэпитаксиальных пленок.

1.1. Эллипсометрические in situ исследования механизмов роста соединений А2В Метод эллипсометрии является эффективным средством контроля при создании различных полупроводниковых структур, таких как Ge/Si [20], AlGaAs/GaAs [21,22], CdHgTe/CdTe/GaAs [23] и других. Отличительной особенностью эллипсометрического контроля слоев в таких структурах является небольшая глубина проникновения зондирующего света, которая составляет 0.1 мкм. При эллипсометрическом контроле широкозонных полупроводников, какими являются CdTe и ZnTe, ситуация принципиально меняется и методические разработки, используемые для поглощающих слоев, становятся непригодными. В данном разделе проводится методический анализ проблемы эллипсометрического контроля в процессе роста непоглощающих материалов для случая эпитаксии ZnTe на подложках GaAs и Si.

Теллурид цинка – широкозонный полупроводник с шириной запрещенной зоны 2,26 эВ, поэтому оптическое поглощение на длине волны излучения He-Ne лазера (которое чаще всего используется в одноволновых эллипсометрах) у него практически отсутствует. Это приводит к определенным особенностям при эллипсометрическом контроле роста слоев ZnTe. Главная из них заключается в том, что глубина зондирования оказывается неограниченно большой (по крайней мере, больше, чем толщина выращиваемого слоя – порядка микрометра), поэтому эллипсометрические параметры зависят от распределения оптических свойств всего выращенного к моменту измерения слоя, а не только от приповерхностной его области, как в случае сильно поглощающих полупроводников. Эллипсометрический мониторинг ведется в течение всего процесса роста, и полученные экспериментальные данные – зависимости эллипсометрических параметров и от времени – несут большой объем информации. Расшифровка этой информации и составляет методическую часть проблемы контроля слоев ZnTe.

При выращивании сплошной пленки с резкими границами раздела, зависимость эллипсометрических параметров от толщины слоя выражается известными формулами для однослойной модели [24]:

tg e i R p / Rs, где Rp, Rs – коэффициенты отражения для p- и s- компонент поляризованного света, которые выражаются через коэффициенты Френеля соответствующих границ раздела rijp,s (индексы i,j=0, 1, 2 относятся к внешней среде, пленке и подложке соответственно) и 2d N 2 sin 2 :

фазовую толщину f r01 p,s r12 p,s e 2i R p,s, 1 r01 p,s r12 p,s e 2i здесь Nf=nf-ikf и d - комплексный показатель преломления и толщина пленки,, -угол падения и длина волны света. Коэффициенты Френеля выражаются через оптические постоянные подложки и пленки.

В соответствии с приведенными выше соотношениями, измеряемые в процессе роста эллипсометрические параметры должны описывать в - плоскости некоторую замкнутую циклически повторяющуюся кривую (предполагается, что поглощение в слое равно нулю). По такой экспериментальной кривой, записанной в реальном масштабе времени, можно с высокой степенью точности измерить толщину и скорость роста пленки, а также определить показатель преломления растущего слоя. На практике, однако, не всегда удается подобрать показатель преломления nf, чтобы расчетная кривая совпадала с экспериментальной. Это означает, что используемая для расчетов модель прозрачной пленки с резкими границами раздела лишь приближенно соответствует растущей структуре. Основные отличия рассмотренной выше модели могут быть следующие:

1) островковый рост на начальной стадии;

2) наличие поверхностного слоя или рельефа;

3) поглощение в пленке ZnTe;

4) изменение оптических свойств пленки по толщине (формирование оптически неоднородного слоя).

Почти во всех случаях при гетероэпитаксии на начальных стадиях роста реализуется трехмерный механизм роста с формированием островковой пленки. Если размеры островков много меньше длины волны зондирующего излучения, то оптические свойства пленки можно описывать моделью эффективной среды [25]. При этом островковая пленка заменяется однородным слоем с некоторым эффективным значением комплексного показателя преломления Nef =nef–ikef и толщиной, равной высоте островков.

Если Nf – комплексный показатель преломления сплошной пленки, q – объем, занятый 1 N 1 N ef f q материалом в выделенном слое, то. В рамках такой модели 1 2N 1 2 N ef f растущая пленка описывается двумя параметрами: толщиной эффективного слоя d и плотностью материала q. Если поверхностная плотность островков невелика, то величина q также мала. По мере разрастания островков q увеличивается, а после их слияния и образования сплошной пленки q становится равным 1.

Данный подход позволяет построить расчетную номограмму, связывающую эллипсометрические углы и с параметрами эффективного слоя. Сравнивая номограмму с экспериментально полученными зависимостями, можно количественно оценить параметры островков, образовавшихся в начальный момент роста. На рисунке 1- представлена номограмма для островковой пленки ZnTe на подложке GaAs.

dэф=10nm D, град q= 0,9 0, 0, 0, 4 6 8 10 12 14 16 18 Y, град Рис.1-1. Номограмма для островковой пленки ZnTe на GaAs. Сплошные линии и пунктир соответствуют постоянным значениям плотности q и толщины эффективного слоя dэф (цифры возле соответствующих кривых - толщина в нанометрах). Символами показаны изменения эллипсометрических параметров на начальной стадии роста.

а б 3.0 n=2. 3. 300 300 250 D, град 200 D, град 3. 150 4 0 2 4 6 8 10 12 14 0 5 10 15 Y, град Y, град г в 300 250 D, град D, град S S 150 100 50 0 0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 3 5 7 9 11 13 15 Y, град Y, град Рис.1-2. Расчетные траектории эллипсометрических параметров при росте пленки ZnTe на GaAs: а) при различных значениях показателя преломления пленки (цифры возле кривых);

б) при наличии поверхностного слоя (1-3 – шероховатость с размерами по высоте 0, 2 и нм;

4,5 – пленка Ga толщиной 0.5 и 1 нм);

в) при поглощении в слое ZnTe равном 0.01;

г) при росте неоднородного слоя ZnTe с линейно изменяющемся по толщине показателем преломления от 2.9 у подложки до 3.1 при d=500 нм.

Сравнивая расчетные зависимости с экспериментально измеренными, можно получать информацию не только о начальных этапах роста, но и определять параметры растущей пленки во время всего времени роста. На рис.1-2а – 1-2г показаны расчетные траектории эллипсометрических параметров (изменения в процессе роста), которые получены: а – для разных показателей преломления слоя ZnTe, б – при наличии поверхностного рельефа различной высоты и инородной поверхностной пленки на растущем слое ZnTe;

в – при наличии поглощения в слое;

г - при росте оптически неоднородной пленки. Расчеты проведены для угла падения света =67,5.

Проанализируем основные особенности полученных зависимостей. При изменении показателя преломления пленки меняется форма кривых. Эти изменения наиболее заметны в области толщин, близких к половине интерференционного периода: с увеличением nf точка пересечения кривых с осью (=0) смещается влево, а при значениях nf3.1 кривые становятся замкнутыми и не пересекают ось. Наоборот, в области толщин кратных интерференционному периоду (т.е. вблизи 180) кривые для разных показателей преломления практически совпадают друг с другом. Эти особенности удобно использовать при анализе экспериментальных кривых, чтобы разделить влияние различных факторов и оптимизировать один из них.

Влияние поверхностного рельефа учитывалось введением эффективного слоя с толщиной равной высоте шероховатости, и оптическими постоянными, рассчитанными по модели эффективной среды. Наличие рельефа приводит к смещению расчетных траекторий как целого вниз по оси. При этом величина смещения пропорциональна высоте шероховатости (на рис. 1-2б кривые 1 – 3 приведены для толщины эффективного слоя dэф=0,2 и 4 нм). Следует отметить, что такой характер смещения обусловлен отсутствием поглощения в поверхностном слое. В том случае, когда поглощение в нем велико, смещение наблюдается также по оси. Кривые 4 и 5 на рисунке рассчитаны для поверхностного слоя Ga (n=1,8, k=7,9) толщиной 0,5 и 1 нм. Траектории эллипсометрических параметров становятся замкнутыми и смещаются по оси вправо.

На рис. 1-2в показана траектория эллипсометрических параметров, рассчитанная для поглощающего слоя с показателем поглощения k=0,01. В этом случае кривая сворачивается в спираль, причем шаг спирали экспоненциально уменьшается с толщиной и пропорционален показателю поглощения. Если обозначить через шаг спирали в области максимального пси, то для первых витков спирали справедлива следующая эмпирическая формула: k=/15, где берется в градусах.

Особый интерес представляет случай, когда растет оптически неоднородный слой, то есть когда показатели преломления и поглощения меняются с толщиной. При слабом изменении показателя преломления форма траектории эллипсометрических параметров на каждом интерференционном витке соответствует его текущему значению, как это показано на рис.1-2г (сравните с рис.1-2а), при этом сама траектория смещается по оси на величину, пропорциональную изменению показателя преломления. Удобно это смещение оценивать по максимальному значению параметра на интерференционном витке, тогда получается эмпирическая зависимость max(в градусах)= 7,5n, где n – изменение показателя преломления.

Изменение показателя поглощения в слое совсем иначе влияет на форму кривых. В этом случае смещение витка спирали относительно начальной точки S (сдвиг max) будет пропорционально не текущему значению показателя преломления kf, а интегральному поглощению в выросшем слое, то есть величине K=kf(z)dz, и практически не зависит от профиля распределения k(z). Это иллюстрируется расчетными кривыми на рис.1-3, где показано, как изменяется max в зависимости от интегрального поглощения в слое. Расчет проведен для различных профилей распределения поглощения в слое: константа, линейно возрастающая и экспоненциально убывающая зависимости, гауссово распределение и синусоидальное. Зависимость max в этом случае описывается эмпирической формулой:

max(K)=8,4+6,4exp(-K/48), где интегральное поглощение K выражено в нанометрах, а max – в градусах.

Приведенные выше модельные расчеты послужили основой для анализа растущих слоев ZnTe, установления адекватной модели и определения оптических свойств получаемых структур.

15, 14,00 13, Ymax, град 12, 11, 10, 9, 0 200 400 600 800 Интеграл(k(z)dz), нм Рис.1-3. Зависимость max от интегрального поглощения в растущем слое для разных случаев распределения коэффициента поглощения по толщине: 1 - константа, 2 - линейно возрастающая зависимость, 3 - экспоненциально убывающая зависимость, 4 - гауссово распределение, 5 – синусоидальное распределение.

1.2. Измерение температуры эллипсометрическим методом Зависимость результатов эллипсометрических измерений от температуры представляет собой отдельный интерес. Это вызвано следующими причинами.

Во-первых, надежный контроль температуры образцов в условиях сверхвысокого вакуума является актуальной проблемой технологии. При лучистом теплообмене в отсутствие теплового контакта с нагревателем температура образца может существенно отличаться от показаний термопары, особенно в процессе нагрева или охлаждения.

Поэтому особый интерес представляют оптические методы контроля [26] и, в частности, метод эллипсометрии [27,28,29,30], поскольку в этом случае измеряется непосредственно температура исследуемой поверхности. Эллипсометрический контроль основан на зависимости от температуры оптических постоянных материалов при фиксированной длине волны, или энергетического положения особых точек в спектрах диэлектрических функций. Чувствительность в обоих случаях составляет обычно несколько тысячных градуса измеряемого эллипсометрического параметра на один градус температуры. С учетом погрешностей эллипсометрических измерений это позволяет контролировать температуру с точностью до нескольких градусов.

Во-вторых, при построении оптической модели для исследуемой гетеросистемы необходимо учитывать влияние температуры на проводимые измерения, так как значения эллипсометрических параметров зависят от температуры образца.

Рассмотрим однослойную систему «подложка - пленка - внешняя среда».

Эллипсометрические параметры и такой системы дается следующим соотношением [24]:

tge i R p / Rs, (1-1) где коэффициенты отражения Rp,s для p- и s- компонент поляризованного света выражаются через коэффициенты Френеля rijp, s для соответствующих границ раздела (i,j=0,1,2 соответствуют подложке, пленке и внешней среде) и фазовую толщину пленки :

r01 p, s r12 p, s e 2i (1-2) R p, s 2i 1 r01 p, s r12 p, s e 2d N 2 sin 2 ;

N f n f ik f - комплексный показатель преломления Здесь f пленки, выраженный через ее показатели преломления nf и поглощения kf;

, - угол падения и длина волны зондирующего луча, d – толщина пленки.

Чувствительность эллипсометрических измерений определяется производной комплексного эллипсометрического параметра по температуре. Из (1-2) видно, что зависит от температуры только за счет такой зависимости оптических постоянных подложки Ns и пленки Nf и ее толщины d, поэтому производную можно записать в виде:

dN f dN s d d/dT= (/Ns) +(/Nf) + (/) (1-3) dT dT dT Два первых слагаемых в правой части (1-3) обусловлены температурной зависимостью коэффициентов Френеля, третье же слагаемое - это вклад в производные эллипсометрических параметров от температурной зависимости фазовой толщины.

Производную от фазовой толщины представим в виде:

2N f d / dN f d dd 2 (1 / ) N 2 sin 2 (1-4) f dT dT N 2 sin 2 dT f Первое слагаемое в (1-4) связано с термическим расширением пленки, а второе определяется температурной зависимостью ее оптических постоянных. Для нас существенно, что второе слагаемое пропорционально произведению температурной чувствительности показателя преломления dNf/dT на толщину d и неограниченно возрастает с увеличением толщины пленки. Если пренебречь температурными зависимостями коэффициентов Френеля и толщины пленки, то чувствительность dN f эллипсометрических параметров к температурным изменениям d / dT d. С dT теоретической точки зрения максимальная толщина пленки ограничена только глубиной проникновения света, которая обратно пропорциональна ее показателю поглощения:

d 0 /( 4k f ). Поэтому максимально достижимая чувствительность определяется величиной ( dN f / dT ). Представляет интерес проанализировать, в первую очередь, 4k f спектральную зависимость чувствительности. Числитель и знаменатель полученного выражения не являются независимыми, так как наибольшая температурная чувствительность показателя преломления проявляется в области сильной дисперсии, где величина поглощения также велика. Качественно ситуацию можно проиллюстрировать, воспользовавшись моделью одиночного осциллятора Лоренца. Диэлектрическая функция в этом случае представляется в виде [31]:

A A (E ) N 2 1 (1-5) f E E0 i E E0 i где А, Е0 и Г - соответственно сила осциллятора, его резонансная энергия и параметр уширения, E=hc/ - энергия фотона. Для простоты предположим, что от температуры зависит только Е0. Тогда dN f / dT (dN f / dE )(dE0 / dT ) (1-6) и получаем ( E ) dN f 1 (1-7) dE E k ( E ) Зависимость (Е), рассчитанная для осциллятора с параметрами Е0=2,2 эВ, =0,1 эВ, показана на рис.1-4 сплошной кривой (в условных единицах) и позволяет проанализировать наиболее характерные особенности. Значение Е0=2,2 эВ примерно соответствует ширине запрещенной зоны теллурида цинка - материала, для которого мы впервые наблюдали рассматриваемый эффект. Очевидно, что качественный вид кривой (Е) не зависит от величины Е0. Кривая имеет два максимума: резкий при ЕЕ0 и более размытый при ЕE0. Высокая чувствительность в области первого максимума достигается за счет сильной температурной зависимости оптических свойств и при наименьшей глубине проникновения света (показана на рисунке пунктирной кривой). Последнее обстоятельство существенно, так как позволяет уменьшить погрешности, связанные с несовершенством измеряемых слоев, в частности, с их латеральной неоднородностью.

Однако чувствительность в этой области сильно зависит от Е и падает до нуля при отклонении энергии фотона от E0 на величину. Для измерений в широком температурном интервале это неприемлемо, так как температурные сдвиги энергетического положения критических точек в твердом теле соизмеримы с их параметрами затухания.

В этом отношении второй максимум более предпочтителен. Но необходимо учитывать, что в области фундаментального поглощения диэлектрическая функция задается набором нескольких осцилляторов и максимум чувствительности одного может приходиться на область поглощения другого осциллятора. Поэтому в чистом виде максимум чувствительности может проявиться только для осциллятора с наибольшей частотой. Обычно это соответствует далекой ультрафиолетовой области, для которой методика эллипсометрических измерений еще не достаточно развита.

1,0 0,9 1, 0,8 1, 0,7 1,, отн.ед.

0,6 1, d0, мкм 0,5 0,4 0, 0,3 0, 0,2 0, 0,1 0, 0,0 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0 4, Е, эВ Рис.1-4. Сплошная линия – спектральная зависимость температурной чувствительности эллипсометрических параметров, рассчитанная для одиночного осциллятора Лоренца;

пунктир – зависимость глубины проникновения света для той же модели.

230 210 3 D, град о 350 С 6 8 10 12 14 Y, град Рис.1-5. Изменения эллипсометрических параметров при остывании образцов ZnTe/GaAs от 3500С до комнатной температуры. Стрелкой показано направление изменений.

Экспериментальные точки сдвинуты по оси дельта на:

-10 (1), -5 (2), 0(3), +5 (4), +10 (5), +150 (6). Толщины образцов: 1 – 0.14, 2 – 0.24, 3 – 0.46, 4 – 0.89, 5 – 1.75, 6 – 2.60 m.

Сплошная линия – расчетная кривая для системы ZnTe/GaAs, прокалиброванная по толщине слоя в нм.

Кривая чувствительности на рисунке подсказывает, что оптимальную энергию фотона следует выбирать в области, лежащей ниже резонансной частоты. В этой области чувствительность неограниченно возрастает при Е0 за счет увеличения глубины проникновения света и предельно допустимой толщины пленки. Ясно, однако, что использование слишком толстых пленок нецелесообразно, так как это ведет к возрастанию погрешностей измерений. Для предельной толщины должен существовать некоторый оптимум, определяемый качеством границ раздела образца, приборными особенностями и другими факторами. В частности, излучение HeNe лазера (=1,96 эВ), которое используется, как правило, в монохроматических эллипсометрах, попадает в область оптимальной чувствительности для контроля температуры таких полупроводников как AlxGa1-xAs (x=0,50,6), CdxZn1-xTe (х0,1) и других с шириной запрещенной зоны, лежащей в диапазоне 2,02,3 эВ.

Чувствительность метода иллюстрируют результаты измерений на пленках ZnTe различной толщины. Пленки выращивались на подложке GaAs(001) методом молекулярно-лучевой эпитаксии. Нагреватель подложки был прокалиброван по точкам плавления In, Sn и Pb и позволял контролировать температуру образца с точностью 10.

Толщины выращенных пленок определялись in situ автоматическим эллипсометром ЛЭФ 701 (=632,8 нм, =67,5) и лежали в диапазоне 0,12,4 мкм.

На рис.1-5 показаны изменения эллипсометрических параметров, наблюдаемые в процессе остывания образцов от 350С до комнатной температуры. Для сравнения на рисунке представлена также расчетная зависимость и от толщины пленки для 350С, которая циклически повторяется с периодом d0=107 нм. Для удобства экспериментальные точки на рисунке сдвинуты по оси для каждого образца на свою величину. Видно, что в процессе остывания параметры и смещаются вдоль расчетной кривой. Величина этого смещения различна для разных образцов и в единицах фазовой толщины d пропорциональна абсолютной толщине пленки d. Для пленки с максимальной толщиной 2,4 мкм чувствительность эллипсометрических углов к температуре достигает 0,5 и 0, на градус температуры для и, соответственно. Эти значения на 1-2 порядка превосходят аналогичные параметры чувствительности, которые реализуются при измерениях на однородных подложках GaAs и Si [30].

Представленные на рисунке кривые демонстрируют возможности метода. Для его практической реализации должна быть проведена калибровка изменения эллипсометрических параметров в единицах температурной шкалы. Для этого необходимо знать параметры структуры и их зависимость от температуры. Имеющиеся для ZnTe данные по температурной зависимости его показателя преломления весьма противоречивы. В работе [32] приводится значение dn/dT=1,810-4 град-1, в то время как оценка по данным работы [33] дает величину 3,210-4 град-1. Кроме того, предварительная обработка наших измерений в температурном интервале 20 – 120С давала различные значения в диапазоне (2,3–2,6)10-4, что не совпадало с данными ни одной из цитируемых работ.


Поэтому было проведено тщательное исследование температурной зависимости показателя преломления ZnTe. Предварительно исходные пластины ZnTe/GaAs с dZnTe=1, мкм измеряли при комнатной температуре при нескольких углах падения света и по площади образца на сканирующем эллипсометре. Для неоднородных по толщине слоев сканирование по площади равнозначно многотолщинным измерениям и дает дополнительную информацию. Цель этих измерений заключалась в определении оптической модели структуры и нахождении ее параметров (толщин слоев и оптических постоянных). Было установлено, что пленки ZnTe имеют слабое поглощение k0,001 и покрыты поверхностным слоем толщиной в несколько нанометров. Для температурных измерений на пластине выбирали наиболее однородный участок, чтобы уменьшить влияние термических подвижек. После загрузки образца в вакуумную камеру его сначала прогревали до температуры 275С, чтобы удалить адсорбированную пленку и стабилизировать состояние поверхности. После этого проводили температурные измерения в режиме «нагрев – стабилизация температуры – измерения». Результаты измерений показаны на рис. 1-6 группами символов, возле которых указана температура в градусах Цельсия. Разброс измерений связан, главным образом, с имеющим место слабым температурным дрейфом (термопара тоже регистрировала изменение температуры на 1 – 2), однако это практически не влияет на точность последующих расчетов.

По измеренным углам и для каждой температуры определяли показатель преломления пленки ZnTe. При этом учитывали температурные изменения оптических постоянных GaAs [34] и изменение толщины слоя за счет теплового расширения [35].

Поглощение в пленке ZnTe, а также толщину поверхностного слоя при этом считали неизменными. Результаты расчетов – зависимость показателя преломления от температуры для двух прогревов - представлены на рис.1-7. Зависимость n(T) нелинейная и аппроксимируется формулой n(T)=n0+bT+aT2, где n0=2.97, а=410-7, b=210-4, а температура берется в градусах Цельсия. Наличие довольно высокой нелинейности в температурной зависимости показателя преломления обусловлено близостью энергии зондирующего луча к краю поглощения и связанной с этим значительной дисперсией.

240 D, град 120 C 6,0 7,0 8,0 9,0 10, Y, град Рис.1-6. Изменение эллипсометрических параметров при прогреве образца ZnTe/GaAs от 20 до 307С, dZnTe=1.7 мкм. Символы – экспериментальные данные, цифры возле символов указывают температуру прогрева;

сплошная кривая – расчетная зависимость.

3, 3, 3, y = 4E-07x2 + 0,0002x + 2, n 3, 3, 2, 2, 0 50 100 150 200 250 300 T, C Рис.1-7. Зависимость показателя преломления пленки ZnTe от температуры.

Символы – экспериментальные данные для двух прогревов, сплошная кривая – аппроксимирующая зависимость. Пунктирная линия представляет оценку для n(T) по температурному сдвигу ширины запрещенной зоны и дисперсионной кривой n(E).

Зависимость n(T) можно также оценить по формуле (1-6), воспользовавшись данными по дисперсии показателя преломления ZnTe [36] и температурной зависимости края поглощения [37]. Такая оценка показана на рис.1-7 пунктирной кривой и существенно расходится с экспериментом. Отсюда следует, что помимо температурного сдвига ширины запрещенной зоны Е0 заметный вклад в температурную зависимость показателя преломления вносит также уширение полосы поглощения.

Полученная формула для n(T) позволяет рассчитать зависимость эллипсометрических параметров от температуры для любого образца, если известна толщина пленки ZnTe. Для исследуемого образца расчетная зависимость показана на рис.1-7 сплошной линией и хорошо совпадает с экспериментальными точками. Отметим, что такое же хорошее совпадение наблюдалось на серии образцов, которые использовались для калибровки температурного режима в установке молекулярно лучевой эпитаксии. Все это косвенно подтверждает правильность выбора модели, используемой при определении показателя преломления.

Обобщив вышеизложенное, можно сформулировать следующие утверждения. Во первых, гетероструктура ZnTe/GaAs обладает высокой чувствительностью к изменениям температуры образца, что позволяет использовать специально подготовленную структуру для калибровки температурных режимов вакуумной камеры. Во-вторых, необходимо вводить соответствующие температурные поправки в тех случаях, когда в процессе эксперимента происходит изменение температуры.

1.3. Определение состава твердого раствора Cd1-zZnzTe Так называемые «альтернативные» подложки представляют собой многослойные структуры, состоящие из пластин объёмного кристалла, закрытых буферными слоями с согласованной решёткой. В качестве буферных слоёв наносится плёнка CdZnTe толщиной несколько микрон, полученная неравновесным методом выращивания. Благодаря изменению параметра решетки КЦТ от 6,481 до 6,102 при изменении мольной доли ZnТе «z» от 0 до 1 становится возможным приводить в соответствие параметр решетки слоя Cd1-zZnzTe с параметром решетки активного слоя КРТ любого состава. Например, при содержании ZnTe (zZnTe) в твердом растворе Cd1-zZnzTe (КЦТ), равном zZnTe = 0,04, параметры решеток Cd0,2Hg0,8Te и КЦТ совпадают. Поэтому эпитаксия КРТ на КЦТ соответствующего состава может происходить без образования дислокаций несоответствия на гетеропереходе КРТ-КЦТ и обеспечивать наиболее высокое совершенство слоев КРТ.

Ключевым моментом в технологии синтеза полупроводниковых материалов и структур является постановка методов контроля их параметров. Особый интерес в связи с этим представляют оптические методы и, в частности, метод эллипсометрии как наиболее информативный [38]. При выращивании буферных слоев КЦТ состав твердого раствора необходимо определять и поддерживать с высокой степенью точности и оперативности.

Причин для этого несколько. Во-первых, отклонение от требуемого состава даже на величину 0.005 мольной доли приводит к появлению дислокаций несоответствия и снижению структурного совершенства слоев КРТ. Во-вторых, с повышением мольной доли цинка в пленках возможно разделение фаз с разным содержанием ZnTe и CdTe, что связано с узкой областью гомогенности для взаимной растворимости этих веществ. Опыт показывает, что при фиксированных параметрах технологического режима состав может меняться в процессе роста, и поэтому необходима их корректировка, чтобы компенсировать эти изменения.

1.3.1. Метод одноволновой эллипсометрии Для контроля состава КРТ был успешно применен серийный автоматический эллипсометр ЛЭФ-755 с длинной волны зондирующего излучения 632.8 нм, минимальным временем одного измерения 50 нс и точностью измерений ==0.01о. Для CdхHg1-хTe при =633 нм изменение состава от HgTe к CdTe приводит к изменению угла на величину около 10 град (d/dx = 10), обеспечивая чувствительность к изменению x на уровне x ~ 0.001[39]. Оптические методы определения состава твердых растворов основаны на зависимости спектров диэлектрических функций 1(Е) и 2(Е) от состава. Для CdZnTe такие зависимости проанализированы в работе [40]. Основываясь на данных этой работы, оценим чувствительность к составу. Для Cd1-zZnzTe на длине волны =633 нм чувствительность к составу по получается почти на порядок ниже, чем для CdхHg1-хTe и составляет величину d/dz = 1.4. На самом деле чувствительность может оказаться существенно ниже приведенной оценки, так как согласно цитируемой работе [40] зависимость энергии критических точек от состава заметно нелинейная, причем в области z0 (CdTe) производная dEi/dz имеет наименьшее значение (более предпочтительной с точки зрения чувствительности являлась бы задача контроля состава CdZnTe вблизи z=1).

Дополнительную информацию о составе пленок КЦТ можно получить из эллипсометрических измерений в процессе выращивания по скорости сворачивания траектории эллипсометрических параметров. Как известно, в случае формирования на подложке поглощающей пленки траектория эллипсометрических параметров описывает характерную кривую в - плоскости («улитку»). На рисунке 1-8а приведен типичный вид «улитки», регистрируемый в начальный момент роста пленки CdZnTe/GaAs. На врезке рисунка 1-8а показан график зависимости ln|0 – ex| от номера экстремума для данной траектории. Первый коэффициент в уравнении для линии тренда графика есть коэффициент наклона графика k. На рисунке 1-8б представлен график зависимости k от состава zZnTe, измеренного методом фотолюминисценции. График 1-8б может использоваться как калибровочный. Однако такая методика не обладает необходимой точностью и позволяет сделать оценку состава растущего слоя только один раз за все время роста.

Анализ других спектральных областей привел нас к выводу, что, используя одноволновой эллипсометр, определять состав КЦТ с требуемой степенью точности и оперативности не возможно. На любой длине волны видимого диапазона выполнение поставленной задачи затруднено либо из-за низкой чувствительности, либо из-за сложной методической части, либо в виду отсутствия необходимой эллипсометрической аппаратуры.

1.3.2. Метод спектральной эллипсометрии.

В такой ситуации существенного повышения чувствительности можно добиться только при переходе к другим областям спектра. Наибольший интерес в этой связи представляют области длин волн вблизи критических точек Е1, Е1+1 (300 – 400 нм), а также вблизи края поглощения (850 нм). Таким образом, для контроля состава КЦТ необходимо использовать спектральную эллипсометрию. В данном разделе представлены результаты по разработке методического обеспечения для измерения in situ состава КЦТ на установке молекулярно-лучевой эпитаксии (МЛЭ), оснащенной спектральным эллипсометром.


Спектральный эллипсометр был собран на базе статической схемы [41] и адаптирован к установке роста. Измерения проводились в спектральном диапазоне 300 – 1000 нм, с разрешением 3 нм, шаг сканирования по длине волны составлял 2 нм. Для ввода и вывода оптического излучения на камере были установлены ультрафиолетовые окна, которые предварительно отжигались для удаления двойного лучепреломления.

Измерение эллипсометрических параметров проводится путем сравнения интенсивностей отраженного света для двух взаимно ортогональных поляризаций [42]. Такая схема устойчива к флуктуациям интенсивности света, что позволяет повысить отношение сигнал/шум и чувствительность измерений. Это крайне актуально для установки МЛЭ, так как для предотвращения запыления оптических окон световой поток приходится диафрагмировать, ослабляя тем самым его интенсивность.

Рис. 1-8. а) Поведение эллипсометрических параметров и в начальной стадии роста пленки КЦТ («улитка»). На врезке дан график зависимости ln0 – EX от порядкового номера экстремума. Для данного графика коэффициент наклона k = - 0,2568.

б) Зависимость коэффициента наклона графика k от состава растущей пленки КЦТ для серии выращенных образцов.

Рис.1-9. Зависимости эллипсометрических углов и от длины волны света для гетероструктуры CdTe/Si(310) с толщиной слоя теллурида кадмия порядка 6 мкм. 1 – зависимость угла ;

2 – зависимость угла.

Для мониторинга процесса роста в режиме реального времени было разработано программное обеспечение, которое позволяло с заданным временным интервалом измерять и записывать спектры эллипсометрических углов и рассчитывать для них характерные параметры вблизи критических точек Е1, Е1+1 и положение края поглощения.

Для установления степени корреляции критических точек спектра с составом z в выращенных структурах по спектрам фотолюминесценции (ФЛ) определялся состав.

Измерения спектров ФЛ проводились при температуре 77 К, при возбуждении He-Ne лазером (632,8 нм) с мощностью 10 мВт. ФЛ анализировалась двойным дифракционным монохроматором СДЛ-1 и регистрировалось фотоэлектронным умножителем (ФЭУ-83) с фотокатодом типа S-1, который охлаждался парами жидкого азота. ФЭУ работал в режиме счета фотонов.

Измерения спектров ФЛ проводились в одной точке на каждом образце.

Содержание ZnTe в составе образца определялось по интерполяционной формуле:ZZnTe = {lmax (Cd1-zZnzTe) - lmax (CdTe)}/{lmax (ZnTe) - lmax (CdTe)}, где ZZnTe – молярная доля ZnTe в образцах, 1-z – молярная доля CdTe;

lmax (Cd1-zZnzTe) – длина волны для максимума спектральной фотолюминесценции в CdZnTe;

lmax (CdTe) – длина волны для максимума спектральной фотолюминесценции в CdTe;

lmax (ZnTe) – длина волны для максимума спектральной фотолюминесценции в ZnTe.

На рисунке 1-9 представлены зависимости углов и от длины волны света для гетероструктуры CdTe/Si(310) с толщиной слоя теллурида кадмия порядка 6 мкм. Для слоев КЦТ с составом, близким к CdTe (z0), наблюдаются похожие зависимости.

Спектры имеют характерные особенности в области критических точек плотности состояний Е1 и Е1+1 – максимумы для () и максимумы для производной d/d. В длинноволновой области спектра, при длинах волн, превышающих пороговое значение для края поглощения, наблюдаются интерференционные осцилляции. Начало осцилляций соответствует критической точке E0. В области спектра вблизи критических точек обнаруживается наиболее сильная зависимость оптических свойств от состава, поэтому они представляют наибольший интерес для разработки методов контроля состава.

Измеренные спектры были детально проанализированы вблизи критических точек Е1 и Е0, так как здесь воспроизводимость измерений существенно лучше, чем в области Е1+1. Вблизи Е1 зависимости () аппроксимировали квадратичной функцией и в реальном времени рассчитывали значение эллипсометрического параметра в максимуме max, а также положение этого максимума по шкале длин волн max. В качестве критерия для вычисления края поглощения 0 было использовано начало интерференционных осцилляций, которое определяли по поведению вторых производных в спектрах () и (). На рис.1-10 показаны измеренные в процессе роста характерные параметры спектров max, max и 0 от времени для двух образцов КЦТ, отличающихся по составу на величину z=0.065. Разница средних значений измеренных параметров для образцов составляет (max)=0.2 и (max)=1.6 нм, а их среднеквадратичные разбросы от измерения к измерению соответственно 0.04 и 0.5 нм.

Чтобы установить степень корреляции параметров max, max и 0 с составом z выращивали пленки КЦТ различного состава и периодически проводили для них эллипсометрические измерения. Значения max, max и 0 для каждого образца рассчитывали как средние по 6 последним измерениям спектров. Состав пленок определялся по спектрам фотолюминесценции ex-situ. Полученные зависимости от состава, а также их линейные аппроксимации, показаны на рис.1-11а. Из этих результатов следует, что вблизи z=0 чувствительность max составляет 0.11 нм при изменении состава z=0.01. Низкая чувствительность и большой разброс экспериментальных данных не позволяют реализовать с надлежащей точностью контроль состава по положению максимума, соответствующего критической точке Е1.

Следует отметить, что измеряемое положение max помимо состава зависит, по крайней мере, еще от двух факторов: степени совершенства морфологии поверхности и температуры образца. Оценки показывают, что наличие поверхностного рельефа высотой 3 нм может приводить к смещению максимума в спектре () по энергетической шкале на 1 нм. Это усложняет контроль состава по положению критической точки Е1, так как развитие микрорельефа – неконтролируемый фактор. В отличие от рельефа температуру можно контролировать с определенной степенью точности, хотя в условиях эпитаксиального роста эта точность невысока.

391 17, 389 17, Ymax, град lmax, нм 387 16, 385 16, 383 16, 0 2000 4000 6000 8000 10000 Время, сек l0, нм 1000 3000 5000 7000 9000 Время, сек Рис.1-10. Изменение в процессе роста параметров спектра max, max и 0 для двух образцов Cd1-zZnzTe, отличающихся по составу. 1– z = 0;

2 – z = 0. 389 17, 387 17, Ymax, град 385 17, lmax, нм 383 17, 381 17, 379 16, 0 1 2 3 4 5 6 Z, % l0, нм 0 1 2 3 4 5 6 Z, % Рис.1-11. Зависимости параметров спектра max и max(а), и 0 (б) от состава слоев Cd1-zZnzTe. 1 – зависимость max;

2 – зависимость max Обратимся теперь к зависимостям края поглощения, представленным на рис.1-10.

Для них тоже наблюдается значительный разброс и монотонный рост 0 со временем.

Последнее обстоятельство обусловлено не приборной точностью, а чисто методическими причинами. Для вычисления края поглощения 0 было использовано начало интерференционных осцилляций. При малых толщинах осцилляции проникают в коротковолновую область спектра, создавая тем самым наблюдаемый в эксперименте сдвиг. Методические причины приводят также к разбросу экспериментальных точек, который составляет несколько нанометров и на порядок превышает дисперсию при измерении max. Действительно, при сканировании длины волны начало осцилляций по спектру соответствует резкому изменению поглощения в пленке, и, как следствие, такому же резкому изменению эллипсометрических параметров за счет френелевского отражения. Эти изменения накладываются на интерференционные осцилляции, которые могут быть как в фазе (тогда осцилляции усиливаются), так и в противофазе (тогда начало осцилляций подавляется и несколько смещается по спектру).

Между тем, зависимость края поглощения от состава, которая представлена на рис.1-11б, показывает, что чувствительность 0 к составу на порядок выше, чем для max и составляет 3.39 нм при изменении состава z=0.01. Что соответствует точности определения состава – 1.2%. Это значение хорошо согласуется с аналогичными данными работ [25,43] (2.9 и 3.4 нм, соответственно), которые были получены для комнатной температуры. Таким образом, измерение края поглощения может быть положено в основу способа контроля состава, если уменьшить методически обусловленный разброс экспериментальных точек и избавиться от их сдвига. Это можно сделать, если использовать не локальный по спектру критерий для определения 0, а учитывать достаточно широкий спектральный диапазон вблизи края поглощения.

Для разработки соответствующей методики были предприняты попытки решения обратной задачи эллипсометрии в рамках однослойной модели: определяли толщину и спектры оптических постоянных слоя КЦТ. Это в принципе возможно, так как в длинноволновой области спектра поглощение отсутствует и на каждой длине волны можно определить два параметра: показатель преломления и толщину. Затем при известной толщине можно рассчитать спектральные зависимости для обеих оптических постоянных во всем диапазоне и по этим зависимостям определить состав. Однако такой алгоритм расчета оказался неэффективным, так как при больших толщинах (несколько микрон) поисковые методы крайне чувствительны к случайным и систематическим ошибкам измерений.

Более устойчивой к ошибкам будет такая методика, которая использовала бы априорную информацию о спектрах оптических постоянных. В связи с этим была создана параметрическая модель, описывающая дисперсионные зависимости показателей преломления и поглощения от состава КЦТ вблизи края поглощения. Показатель преломления от длины волны и от состава n(,z) представляли линейной интерполяцией по z соответствующих дисперсионных кривых для CdTe и Cd0.3Zn0.7Te, взятых из [44] для комнатной температуры. Дисперсию показателя поглощения задавали табличными данными для CdTe [43], а зависимость от состава описывали линейным смещением полученной кривой вдоль оси длин волн. Коэффициент пропорциональности при таком смещении 3.4 нм на 1% состава исходно был взят из [43], в дальнейшем он уточнялся таким образом, чтобы минимизировать расхождения между данными эллипсометрии и фотолюминесценции. Обратную задачу решали с учетом заданных таким образом дисперсионных функций n(,z) и k(,z) стандартным путем, добиваясь максимального совпадения расчетных и экспериментальных спектров. Подгоночными параметрами служили толщина слоя КЦТ d и его состав z. Расчеты проводили в спектральном диапазоне 750-1000 нм.

Для апробации этой методики исследуемые пленки КЦТ были измерены на спектральном эллипсометре ex-situ при комнатной температуре. На рисунке 1- показаны измеренные и рассчитанные для найденных значений z и d спектры эллипсометрических параметров для одного из образцов, для остальных получились похожие результаты.

Хорошее совпадение расчетных и измеренных спектров служит наглядным подтверждением того, что используемая параметрическая модель оптических постоянных правильно описывает их реальные зависимости. Найденные по этой методике значения толщин исследуемых пленок КЦТ и их составов показаны в таблице 1-1. Для сравнения в таблице приведены также результаты определения состава по спектрам фотолюминесценции. Оба метода дают близкие значения, и расхождение не превышает 0.6%.

Рассчитанные и измеренные при комнатной температуре спектры Рис.1-12.

эллипсометрических параметров для гетероструктуры Cd1-zZnzTe/Si(310) с толщиной слоя 6 мкм и составом z = 0.004. Точки – результаты измерений, сплошная линия – расчет.

Таблица 1-1. Измерение толщины и состава пленок КЦТ по эллипсометрическим (ЭМ) спектрам и сравнение с данными фотолюминесценции (ФЛ) № образца Толщина, мкм Состав ЭМ, % Состав ФЛ, % 1 5,542 0 2 5,996 0,25 0, 3 5,881 1,4 0, 4 7,182 3,5 3, 5 5,855 4,5 4, 6 5,012 6,7 6, 7 6,050 6,2 6, Полученные результаты показывают более высокую эффективность интегрального критерия для определения края поглощения и состава КЦТ по сравнению с локальным.

Для того, чтобы эту методику можно было использовать in situ при температуре роста, необходимо расширить параметрическую модель оптических спектров, включив в нее еще один параметр – температуру. Решение этой задачи предполагает проведение дополнительных экспериментов по измерению оптических постоянных КЦТ при температуре роста. Однако даже упрощенная модель зависимости n и k от температуры, полученная сдвигом соответствующих спектров по оси длин волн, показала удовлетворительную сходимость расчетных спектров () и () к измеренным.

Для оценки чувствительности эллипсометрических спектров к температуре гетероструктура CdTe/Si(310) с толщиной слоя 6 мкм была нагрета от комнатной температуры до 3000С. На рис.1-13 показаны результаты измерений max, max и 0 в процессе нагрева. Интегральное смещение указанных параметров при нагреве составило 1.6, 16 нм и 62 нм, соответственно. Отсюда следует, что изменение температуры на градусов будет равносильно по своему действию изменению состава на 0.01, поэтому для реализации точности измерения состава 1% необходимо поддержание температуры в интервале 10. Проведенные измерения позволяют выразить сдержанный оптимизм в вопросе одновременного контроля состава и температуры по эллипсометрическим спектрам.

В таблице 1-2 показаны коэффициенты чувствительности характерных параметров спектра max, max и 0 по составу и температуре, а также точность измерения этих параметров.

388 19, 384 18, 380 18, Ymax, град lmax, нм 376 372 17, 368 17, 364 16, 0 500 1000 1500 2000 2500 3000 Время, сек l0, нм 0 500 1000 1500 2000 2500 3000 Время, сек Рис.1-13. Изменение параметров спектра max, max и 0 при нагреве гетероструктуры CdTe/Si(310) от комнатной температуры до 3000С. 1 – зависимость max;

2 – зависимость max Таблица 1-2. Изменение характерных параметров спектра max, max и 0 при вариации состава на 1% и температуры на 1С параметр max, max, нм 0, нм вариации -0.03 -0.1 -3. z -0.006 0.057 0. Т Точность 0.04 0.5 0. измерений Использование max не представляет интереса из-за недостаточной точности измерений. Для оставшихся двух параметров можно в линейном приближении записать:

max 0.1z 0.057T 0 3.4z 0.22T Здесь 0 и max – изменение параметров при вариации состава на z (в процентах) и температуры на Т. Решение этой системы дает оба контролируемых параметра: состав и температуру. На практике можно пренебречь зависимостью max от состава, которая в диапазоне интересующих нас значений 0z0.05 не выходит за пределы точности измерений. Поэтому положение максимума max можно использовать для контроля температуры и поддержания постоянного ее значения в пределах 10С.

Выводы к главе 1. Рассмотрены методические проблемы интерпретации эллипсометрических измерений при контроле in situ процесса роста слоев теллурида цинка. Показано, что с помощью одноволновой эллипсометрии можно наблюдать формирование и эволюцию трехмерных зародышей роста на начальной стадии гетероэпитаксии ZnTe/GaAs и ZnTe/Si.

Установлена оптическая модель гетероструктуры ZnTe/GaAs, найдены оптические постоянные слоя. Показано, что эллипсометрический контроль in situ при выращивании толстых (толщиной в несколько интерференционных периодов) слоев ZnTe позволяет отслеживать динамику изменения оптических свойств пленки в процессе роста.

2. Предложен высокочувствительный эллипсометрический метод контроля температуры поверхности образцов в сверхвысоком вакууме. Метод основан на зависимости фазовой толщины исследуемого слоя от температуры.

3. Численным моделированием и экспериментально показано, что модифицированный эллипсометрический метод контроля температуры обладает высокой дифференциальной чувствительностью и позволяет обнаружить изменение температуры порядка 0.01С. Проведен анализ спектральной зависимости чувствительности и установлено, что наиболее оптимальный диапазон длин волн для данного материала находится в области ниже края его фундаментального поглощения. На длине волны HeNe лазера в область высокой температурной чувствительности попадают такие полупроводниковые материалы, как Si, CdZnTe, AlGaAs, GaP и другие.

4. Проведены температурные измерения показателя преломления пленки ZnTe и для диапазона 0 – 3500С получена аппроксимационная зависимость n(T)=2.97+210 T+410-7T2.

5. Анализ спектров эллипсометрических параметров пленок КЦТ, измеренных в процессе их роста, показал, что наиболее чувствительным к составу параметром является положение края поглощения. Определение края поглощения по началу интерференционных осцилляций в области прозрачности позволяет контролировать состав твердого раствора Cd1-zZnzTe с точностью 1.2%. Для повышения точности определения состава растущего слоя необходимо решать обратную эллипсометрическую задачу, используя в качестве подгоночных параметров толщину и состав слоя. В этом случае, используя параметрическую модель дисперсионной зависимости показателей преломления и поглощения от состава КЦТ вблизи края поглощения, можно повысить точность до величины 0.6%. Для дальнейшего увеличения точности необходимо нахождение в аналитическом виде дисперсионной зависимости показателей преломления и поглощения от состава и толщины слоя КЦТ. Кроме того, для определения и контроля состава растущего слоя Cd1-zZnzTe с высокой точностью требуется поддержание стабильной температуры образца в процессе роста.

Глава 2.

Эпитаксиальный рост соединений AIIBVI на подложках GaAs(112)B К моменту начала работ по теме данной диссертации подложки с ориентацией поверхности (112)В являлись основными в технологии МЛЭ КРТ. Выбор поверхности (112)В был обусловлен следующими факторами. Ртуть имеет очень высокое давление насыщенных паров, превосходящее, например при 2000С, давление насыщенных паров кадмия и теллура на 5 – 7 порядков [45]. Вследствие этого коэффициент встраивания атомов ртути в растущий слой значительно ниже, чем у атомов кадмия и теллура. По этой причине эпитаксиальный рост КРТ в методе МЛЭ проводится при высоких давлениях паров ртути (порядка 10-3 – 10-1 Па), что вызывает массу технических и технологических трудностей [46]. Экспериментально было установлено, что коэффициент встраивания ртути зависит от ориентации поверхности растущего слоя [47]. Максимальные коэффициенты встраивания имеют поверхности (111)В и (112)В [16]. Плоскость (111) является плоскостью двойникования, и поэтому слои КРТ, выращенные на подложках ориентированных по плоскости (111), содержат большое количество двойниковых ламелей. Использование подложек, ориентированных по плоскости (112)В, позволяет подавить процессы двойникования и получить максимальный коэффициент встраивания ртути.

При создании гетероструктур АIIВVI/АIIIВV за образование структурных дефектов в растущей пленке отвечают два основных процесса. Во-первых, это введение дислокаций несоответствия, что связано с различием параметров кристаллических решеток пленки и подложки. Во-вторых, это химическое взаимодействие компонентов гетеросистемы.

Механизмы введения дислокаций несоответствия хорошо изучены, и на сегодняшний день ясна связь между рассогласованием параметров кристаллических решеток пленки и подложки и образованием дефектов [48].

Проблеме химического взаимодействия внимание стали уделять относительно недавно, и к моменту начала работ по теме данной диссертации не существовало четких представлений о влиянии продуктов химического взаимодействия компонентов гетеросистемы на структуру растущей пленки. Для того чтобы разделить вклады упругих напряжений и химических процессов в образование структурных дефектов, нами было предложено изучить закономерности роста ZnSe на подложках GaAs(112)B. Система ZnSe-GaAs может рассматриваться как модельная, поскольку пленка и подложка имеют практически одинаковый параметр решетки, а склонность к образованию химических соединений компонентами пленки и подложки выражена сильнее, чем у системы CdTe GaAs.



Pages:   || 2 | 3 | 4 | 5 |   ...   | 6 |
 





 
© 2013 www.libed.ru - «Бесплатная библиотека научно-практических конференций»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.