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:     | 1 || 3 | 4 |   ...   | 6 |

«На правах рукописи Якушев Максим Витальевич Гетероэпитаксия ZnTe, CdTe и твердых растворов CdHgTe на подложках GaAs и Si. ...»

-- [ Страница 2 ] --

2.1. Кристаллохимическое рассмотрение взаимодействия компонентов гетеросистемы ZnSe/GaAs При взаимодействии с GaAs селен вытесняет мышьяк из кристаллической решетки GaAs и образует химическую связь с галлием [49]. В кристаллической решетке с тетраэдрической конфигурацией связей, которую имеет GaAs, на один атом должно приходиться 4 валентных электрона [50]. Атом АIII дает три валентных электрона, а атом ВVI - шесть, в результате для формульной единицы АIIIВVI один электрон оказывается лишним. По этой причине решетка с тетраэдрической конфигурацией связей для соединений АIIIВVI является неустойчивой. Тем не менее, образование такой решетки для соединений АIIIВVI все-таки возможно в том случае, если треть узлов в подрешетке металла будет вакантна. Химической формулой соединения, отвечающего такой решетке, является А2IIIВ3 VI. Действительно, в соединении А2IIIВ3VI на каждый узел, с учетом вакантных, будет приходиться (3*2+6*3)/6=4 электрона.

Необходимо отметить, что в дефектной решетке связи атомов шестой группы являются неравноценными. Имеются связи с атомами металла и насыщенные связи, обращенные к вакантным узлам. Рассмотрим поверхность подобного кристалла, образованную атомами шестой группы, насыщенные связи которых обращены наружу.

Поскольку на такой поверхности нет разорванных, ненасыщенных связей, то она будет иметь минимальную избыточную энергию и являться наиболее устойчивой. Очевидно, что такой конфигурации связей соответствует плоскость (111)В. Поэтому следует ожидать, что кристаллы соединений А2IIIВ3VI с тетраэдрической конфигурацией связей будут предпочтительно ограняться плоскостью (111)В.

Образование поверхности с насыщенными связями возможно не только для компактного соединения А23В36. В том случае, когда подложка GaAs с поверхностью (111)В экспонируется в парах элемента шестой группы, атомы халькогена замещают атомы мышьяка в поверхностном слое. Четыре атома халькогена на образование 12 связей с атомами галлия затратят 12 электронов и на четыре свободные связи атомов халькогена на поверхности (111)B останется 9 электронов или 9/4 на одну связь (см. рис. 2-1), что превышает количество электронов (два электрона), необходимых для образования одной связи с тетраэдрической координацией. Правила образования недефектных соединений с тетраэдрической координацией могут быть сформулированы следующим образом: 1) среднее число валентных электронов на атом соединения равно четырем;

2) валентность каждого из компонентов равна номеру группы периодической системы, к которой принадлежит компонент [50].

Сохранение Смена полярности полярности 1/ Zn Zn 6/4x3+2-3x2=1/ (6+3x3/4+3x1/2)/6=13/ 3x3/4+6-3x2=9/ Zn 3x3/4+5-3x2=5/ As Se Se Se As 3/ Ga Рис.2-1. Схематичное изображение конфигураций связей, приводящих к смене полярности в гетеросистеме АIIВVI/GaAs. Атом халькогена образует 6 связей в виде октаэдра.

В результате на каждые 4 атома халькогена при сохранении тетраэдрической координации оказывается лишним 1 электрон. Следовательно, полное вытеснение мышьяка халькогеном без изменения координации связей будет невыгодным и часть поверхностных атомов мышьяка сохранится. Для того чтобы у каждого поверхностного атома халькогена имелся соседний атом мышьяка, способный принять избыток валентных электронов, доля поверхностных атомов мышьяка не должна быть меньше 1/4. В этом случае на 4 атома мышьяка будет приходиться для незамкнутой связи 5 электронов.

Приняв от 12 соседних атомов шестой группы 3 электрона, они также образуют насыщенную связь, не замкнутую на другой атом.

При росте ZnSe на участке поверхности арсенида галлия, на котором атомы As замещены атомами Se, на гетерогранице возникает избыток валентных электронов относительно того количества, которое требуется для формирования тетраэдрической конфигурации связей. Избыток электронов будет иметь место независимо от того, все ли атомы As замещены на Se или только часть. Поскольку нарушаются правила, определяющие формирование тетраэдрической конфигурации связей, тетраэдрическая конфигурация связей на гетерогранице не может реализоваться и должна возникнуть другая конфигурация связей, соответствующая новому числу валентных электронов.

Возможным выходом из этой ситуации является образование атомом халькогена шести связей с октаэдрической конфигурацией [51]. Для халькогенов шестивалентное состояние является характерным. В соединениях типа АIIВVI образование атомом халькогена четырех связей с тетраэдрической конфигурацией является вынужденным и обусловлено недостатком валентных электронов для образования шести связей. На поверхности при наличии достаточного количества валентных электронов атомы халькогена естественно могут реализовать свою склонность к образованию шести связей.

В результате образуется такая конфигурация связей, когда у атома халькогена три связи направлены к атомам галлия подложки и три связи к атомам элемента второй группы осаждаемой пленки (см. рис.2-1). Не сложно посчитать, что в этом случае имеется небольшой дефицит валентных электронов. Отметим, что получается конфигурация связей, в которой у атома металла одна связь направлена вверх от поверхности, что соответствует поверхности (111)А (см. рис.2-1). Отсюда следует, что избыток валентных электронов на поверхности (111)В GaAs, обработанной селеном, может приводить к смене полярности с (111)B на (111)А при осаждении пленки соединений АIIВVI.

Важным для дальнейших рассмотрений является то, что для конфигурации связей, приводящей к смене полярности, атому металла будет недостаточно электронов для образования связей, в каждой из которых участвуют два валентных электрона, а при нормальной конфигурации связей, наоборот, у атома металла будет избыток электронов.

Поэтому можно предположить, что на гетерогранице для кристаллической решетки будет выгодным одновременное присутствие атомов металла с различными конфигурациями связей, тогда в среднем у каждого атома металла будет необходимое число электронов.

То есть можно предположить, что на поверхности с насыщенными связями (обработанной элементом VI группы) возможно одновременное зарождение кристаллической решетки, как в нормальном, так и в двойниковом положении. Причем размеры нормальных и сдвойникованных участков в начальный момент не будут превышать несколько межатомных расстояний.

2.2. Изменение морфологии подложки во время предэпитаксиального отжига В методе молекулярно-лучевой эпитаксии предэпитаксиальная подготовка подложек состоит из двух этапов. Первый – это обезжиривание и травление подложки в различных растворителях и кислотах, в результате чего поверхность подложки отчищается и капсулируется пассивирующим слоем. Второй этап – это удаление пассивирующего слоя непосредственно в вакууме путем нагрева образца до определенной температуры. Режимы предэпитаксиального отжига предопределяют состояние поверхности подложки и могут влиять на образование дефектов в растущей пленке.

В случае гетероэпитаксии АIIВVI/АIIIВV предэпитаксиальный отжиг подложки очень часто проводится непосредственно в камере роста халькогенидов. Отжиг арсенида галлия проходит при температурах 550 – 6000С. При таких условиях плотность паров элементов второй и шестой групп и их соединений на несколько порядков выше остаточного давления в вакуумной камере, что может приводить к взаимодействию паров элементов второй и шестой групп с поверхностью подложки [52].

Нами предэпитаксиальный отжиг также проводился непосредственно в камере роста соединений А2В6. Удаление остаточных окислов с поверхности GaAs проводилось при различных фоновых давлениях паров селена в ростовой камере с выключенным источником Se. Для снижения остаточного давления селена проводился прогрев всех технологических узлов камеры за счет радиационного нагрева от нагревателя подложки с одновременной откачкой десорбирующихся элементов сублимационными насосами.

Исходя из показаний вакуумметра, мы считаем, что предварительный прогрев снижает давление паров селена в камере в момент предэпитаксиального отжига на два порядка и позволяет достичь величины 110-7Па. Без предварительного прогрева камеры давление паров селена в момент отжига оценивается нами как 110-5Па. Дополнительно отдельные образцы отжигались в потоке Se с давлением 110-4Па при температуре 300 – 6000С.

Предварительный Оже-анализ образцов показал, что в камере роста селенидов полностью избежать попадания селена на поверхность GaAs в момент сгона окисла невозможно.

Предварительный прогрев вакуумной системы только понижает его содержание на поверхности от десятков процентов до десятых долей процента.

Для изучения процессов взаимодействия Se с поверхностью подложки была проведена серия отжигов образцов GaAs(112)В при температуре отжига 5500С и различных давлениях паров селена. Микроморфология и состав поверхности образцов исследовались методами ДЭВЭО и РФЭС.

На рисунках 2-2. приведены фотографии дифракционных картин в азимутах [111] и [110].

Отжиг в парах Se с давлением 110-7Па приводит к фасетированию поверхности плоскостями (110), что проявляется в появлении отклоненных на 30 градусов от нормали к тени от образца дифракционных рефлексов, наблюдаемых в азимуте [111] (рис 2-2.а.).

Это соответствует литературным данным по структуре чистой поверхности GaAs(112)В после отжига при высоких температурах [53]. На РФЭС спектрах от поверхности такого образца (см. рис 2-3.) отчетливо наблюдаются пики только от Ga и As, величина пиков Se не превышает предельной чувствительности прибора.

На рисунке 2-2в и 2-2г представлены фотографии дифракционных картин от поверхности образца отожженного в парах Se с давлением 110-5Па. Отсутствие наклонных тяжей на рис.2-2.в. свидетельствует о том, что образование фасеток (110), как в предыдущем случае, не произошло. На РФЭС спектрах от такой поверхности кроме пиков Ga и As наблюдаются пики Se. Можно сделать вывод, что адсорбция Se на поверхность GaAs(112)B во время предэпитаксиального отжига подавляет образование фасеток (110).

Картины, приведенные на рис. 2-2.г, характерны для дифракции от эквидистантных ступеней на поверхности образца, расположенных вдоль направления падения луча. Видно, что величина расщепления рефлекса кратна расстоянию между рефлексами в соотношении 1 к 3. Из этого следует, что соотношение между длиной ступени и параметром идентичности для поверхности (112)В GaAs равно 3 [54].

Долговременная экспозиция подложек в парах Se с давлением 110-4Па при температурах выше 4000С приводит к радикальному изменению картин дифракции. В азимуте [110] дифракционные рефлексы размываются и на их фоне постепенно появляется новые. Основной особенностью этих рефлексов является то, что они отклонены примерно на 200 от нормали к тени образца (рис.2-2.е.). В азимуте [111] в это время наблюдается картина, идентичная изображенной на рис.2-2.в. Такой дифракционной картине соответствует поверхность, на которой присутствуют участки, наклоненные под углом около 20 градусов к номинальной ориентации поверхности в сторону полюса (111), то есть поверхность (112) в этом случае состоит из фасеток ориентации (111). Тот факт, что на дифракционных картинах от образца GaAs(112)B, отожженного в парах Se, видны только рефлексы от плоскости (111) и не видно дифракционных рефлексов от плоскости (112), говорит о том, что доля поверхности образца, сохранившей ориентацию (112), не превышает нескольких процентов, то есть поверхность образца сформирована в основном фасетками. РФЭС показывает, что на поверхности такого образца наблюдаются пики Ga, As и Se (см. рис. 2-3).

а б в г е д Дифракционные картины от поверхности GaAs(112)В после Рис.2-2.

предэпитаксиального отжига при различном давлении паров Se;

а, в, д - азимут [111], б, г, е - азимут [110];

а, б – PSe2 = 110-7 Па;

в, г – PSe2 = 110-5 Па;

д, е – PSe2 = 110-4 Па.

В таблице 2.1 приведены результаты количественного анализа состава поверхности образцов, отожженных в парах селена. Количество каждого элемента нормировано к количеству галлия для каждого образца отдельно. При сравнении количественных характеристик образцов №2 и №3 видно следующее. В образце №2, с учетом коэффициентов чувствительности, интенсивность пика Se3d равна 0.27 от интенсивности пика Ga, при этом изменение стехиометрии GaAs незначительно. Для образца № соотношение Se/Ga=0.31 существенным образом не отличается от образца №2, но при этом стехиометрия GaAs нарушена (As/Ga=0.8). Это означает, что в образце №2 Se присутствует только на поверхности GaAs, а в образце №3 Se вытеснил As из кристаллической решетки подложки GaAs. Вычитая из полного сигнала от Ga его долю, связанную с As, можно получить величину, характеризующую количество галлия, связанного с селеном, и определить соотношение Se/Ga, которое оказалось равным 1.56.

Исходя из этого, можно предположить, что состав селенида, образовавшегося на поверхности образца, соответствует формуле Ga2Sе3.

Обобщив изложенные выше экспериментальные результаты, можно сформулировать характеристики трех морфологических состояний для поверхности GaAs(112)В, подвергнутой предэпитаксиальному отжигу в присутствии паров Se.

1. Чистая поверхность. При нагреве выше 5000С ограняется плоскостями (110).

2. Поверхность, стабилизированная Se. Кратковременный отжиг в присутствии остаточных паров селена приводит к тому, что Se замещает As на поверхности GaAs, тем самым стабилизируя поверхность и устраняя фасетирование поверхности плоскостями (110).

3. Образование на поверхности Ga2Sе3. Длительный отжиг в молекулярном потоке селена вызывает образование в приповерхностном слое подложки селенида галлия и фасетирование поверхности плоскостями (111).

) Рис 2-3. РФЭС спектры от поверхности образцов N1 – N3.

.

Таблица 2.1. Относительные концентрации As и Se на поверхности GaAs(112)B после различных режимов предэпитаксиального отжига.

Образец Условия отжига Относительные концентрации Т, 0С PSe2, Па t, мин. As/Ga Se/Ga Se/(Ga-As) 110- №1 550 15 1,05 0,07 110- №2 550 15 0,98 0,27 110- №3 550 20 0,80 0,31 1, 2.3. Образование дефектов кристаллической структуры во время роста пленок ZnSe Проведенные исследования показали, что начальные стадии роста пленок ZnSe зависят от состава поверхности подложки GaAs(112)B.

Для роста пленок ZnSe на подложке GaAs(112)В, стабилизированной Se, при температуре подложки 3000С и скорости роста 1 мкм/ч. характерны следующие особенности. В первые 5 секунд роста на дифракционной картине в азимуте [110] появляются наклонные, вытянутые рефлексы, подобные тем, что наблюдаются в случае отжига образца в парах Se (см. рис 2-2е.). Затем на фоне наклонных линий проявляются основные рефлексы. При этом наклонные рефлексы начинают гаснуть (рис. 2-4.а). Через 50 секунд после начала роста появляется еще одна система рефлексов, которые зеркально симметричны основным относительно плоскости, проходящей через рефлекс от плоскости (111) и перпендикулярной плоскости изображения. Такой картине должно соответствовать появление островков, которые находятся в двойниковом положении [55] с плоскостью двойникования (111) – схематически это показано на рисунке 2-5. В этот момент на картине видны наклонные тяжи, а также основные и двойниковые рефлексы.

Через 1.5 минуты от начала роста наклонные рефлексы полностью гаснут, а двойниковые имеют максимум яркости (рис 2-4.б). При этом, судя по соотношению яркостей основных и двойниковых рефлексов, объёмы нормального и сдвойникованного материала, участвующего в дифракции, сопоставимы. Далее происходит постепенное снижение интенсивности двойниковых рефлексов, и через 4 минуты от начала роста наблюдается обычная дифракционная картина от поверхности (112), аналогичная приведенной на рисунке 2-2.г. На протяжении всего этого времени в азимуте [111] каких-либо особенностей не наблюдается. На рис. 2-6 представлена зависимость интенсивности дифракционного рефлекса, наблюдаемого в азимуте [110], от времени роста. Первые спад и минимум интенсивности совпадают по времени с появлением протяженного наклонного рефлекса, а вторые - с появлением двойниковых рефлексов. Следовательно, интенсивное двойникование происходит на некотором расстоянии от гетерограницы.

б а Рис.2-4. Дифракционные картины в начальный момент роста ZnSe на подложке GaAs(112)В, стабилизированной Se: а - 30 секунд роста, б - 90 секунд роста, азимут [110].

источники открыты ИНТЕНСИВНОСТЬ (отн.ед.) 2/ 1/ - - 0 50 100 150 ВРЕМЯ (сек.) Рис.2-5. Схема дифракционной картины в Рис.2-6. Изменение интенсивности азимуте [011] от образца, содержащего дифракционного рефлекса в начальные двойник. Поверхность образца – плоскость моменты роста ZnSe на подложке (112). 1- рефлексы матричного кристалла, 2- GaAs(112)B, стабилизированной Se.

рефлексы двойника.

Таким образом, на начальных стадиях роста пленок ZnSe на подложке GaAs(112)B, стабилизированной Se, на поверхности происходит образование фасеток с плоскостью (111) и сдвойникованных островков. В тех случаях, когда рост проводился на поверхности с уже сформированными в результате предварительной обработки в парах Se фасетками (111), основные этапы роста, кроме первого, наблюдались в той же последовательности.

Следует подчеркнуть тот факт, что образовавшиеся на начальных стадиях двойники зарастают при последующем осаждении пленки ZnSe.

В связи с тем, что ZnSe при нагревании сублимируется конгруэнтно, возможно было термически стравливать выращенные пленки. При термическом травлении пленок толщиной несколько сотен нанометров, в которых на начальных стадиях роста наблюдалось интенсивное образование двойников и последующее их зарастание, двойников на гетерогранице не наблюдалось.

На чистой поверхности GaAs(112)B начальная стадия роста проходит без фасетирования и двойникования. Следует отметить, что фасетирование и двойникование можно наблюдать и в этом случае, подняв температуру подложки до 3500С и (или) увеличив поток Se. И наоборот, снижение температуры роста и (или) увеличение потока Zn более надежно предотвращают фасетирование и двойникование. Закономерности, описанные для поверхности, стабилизированной селеном, наблюдаются в более широком диапазоне условий роста, небольшими изменениями которых предотвратить фасетирование и двойникование не удается. Только снижение температуры подложки до 1500С позволяет избавиться от фасеток и двойников на начальной стадии роста.

Одновременно с этим происходит резкое увеличение начальной скорости роста в 2 - раза. Интервал температур, в котором происходит изменение морфологии растущей пленки и скорости роста, составляет 20 - 300С.

Если температуру подложки во время роста поддерживать на уровне 5000С, когда пленка ZnSe практически не образуется вследствие высокой скорости сублимации, на дифракционной картине в азимуте [110] сначала появляются вытянутые рефлексы, отклоненные от нормали к тени образца примерно на 20 градусов, подобно тем, что представлены на рисунке 2-2е. С увеличением времени экспозиции на фоне этих рефлексов постепенно появляется сплошное полукольцо (см. рис.2-7). Следует отметить, что точно в азимуте [110] дифракционная картина очень размытая, так что никаких деталей различить не удается. Полукольцо появляется при отклонении образца от точного азимута, причем один его конец закреплен под проходящим пучком электронов, и при увеличении отклонения от точного азимута диаметр полукольца увеличивается, постепенно переходя в вертикальный рефлекс. Далее, по мере удаления от азимута [110], на периферии дифракционной картины появляются дополнительные рефлексы, расстояние между ними постепенно уменьшается, и в азимуте [111] наблюдается обычная дифракционная картина с рефлексами в виде вертикальных тяжей.

Оже-спектроскопия такого образца показывает присутствие всех четырех элементов данной гетеросистемы (Zn, Se, Ga, As) примерно в равных количествах.

Как уже ранее отмечалось, наклонные рефлексы на дифракционной картине свидетельствуют о том, что поверхность ограняется плоскостями, расположенными под углом к исходной поверхности. Судя по величине угла наклона, эти фасетки образованы плоскостями (111).

Наблюдаемое на дифракционной картине сплошное полукольцо представляет собой проекцию на экран сечения сферы Эвальда плоскостью, почти перпендикулярной падающему пучку, то есть обратное пространство в данном случае представляется системой параллельных плоскостей [56]. При наблюдении точно в азимуте [110] плоскость касается сферы Эвальда в одной точке и мы видим размытую, бесструктурную картину. Следующая плоскость образует полукольцо в первой Лауэ-зоне, однако эта область дифракционной картины не попадает на экран. При отклонении от точного азимута плоскость начинает пересекать сферу Эвальда и появляется полукольцо.

А при наблюдении вдоль [111] (и вдоль плоскостей) мы видим пересечение нескольких плоскостей со сферой Эвальда. Плоскостям в обратном пространстве соответствуют стержни в реальном пространстве, и основной вопрос касается природы этих стержней.

Рис.2-7. Дифракция на одномерных объектах в гетероструктуре ZnSe/GaAs(112)B.

Дифракционная картина получена при отклонении на 50 от азимута [110].

2.4. Зависимость состава гетероперехода ZnSe/GaAs(112)B от условий роста Вышеизложенные экспериментальные результаты по морфологическим и структурным особенностям роста пленок ZnSe на подложках GaAs(112)B позволяют выделить два типа гетероструктур ZnSe/GaAs(112)B.

I. Пленки ZnSe, выращенные на поверхности GaAs(112)B, стабилизированной Se.

Рост пленок в начальный момент сопровождается развитием фасеток (111) и интенсивным двойникованием с последующим зарастанием двойников.

II. Пленки ZnSe, выращенные на чистой поверхности GaAs(112)B. Рост пленок не сопровождается видимыми морфологическими и структурными перестройками.

Эти два типа гетероструктур были исследованы на различных этапах формирования методами РФЭС и РЭМ. Толщины исследуемых образцов были выбраны исходя из данных ДЭВЭО о росте гетероструктуры первого типа, а для структур II типа рост прекращался через такое же время, как при росте структуры I типа.

2.4.1. Резкость гетероперехода ZnSe/GaAs(112)B в зависимости от условий роста Для РФЭС анализа гетерограницы ZnSe/GaAs(112)B были приготовлены два образца с пленкой селенида цинка примерно равной толщины.

Образец N325 – гетероструктура, выращенная на подложке, стабилизированной Se (тип I), рост начался с образования фасеток (111) и остановлен при их максимальном развитии. Толщина пленки 5 нм.

Образец N326 – гетероструктура, выращенная на чистой поверхности (тип II), рост не сопровождался морфологическими и структурными перестройками. Толщина пленки примерно равна толщине пленки образца N325.

Определение состава исследуемых образцов производилось методом рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии (РФЭС) на спектрометре с энергоанализатором МАС-2 фирмы "RIBER"(Франция). В состав установки входила ионная пушка для послойного травления образцов. Образцы передавались в камеру спектрометра через атмосферу, поэтому на исходных спектрах пики С и О всегда присутствовали. После ионного травления интенсивность сигнала от С и О снижалась почти до нуля. РФЭС спектры записаны в одинаковых условиях с использованием излучения MgКа, мощность рентгеновской пушки составляла 300 Ватт, диаметр пучка мм, разрешение энергоанализатора 1 эВ. При профилировании спектры записывались в промежутках между циклами ионного распыления. Каждый образец размещался на отдельном держателе, так что при ионном распылении одного образца подтравливание других исключалось. Ионное распыление выполнялось пучком аргона с энергией 3 кэВ со сканированием по всей поверхности образца.

Профили распределения элементов получены путем расчетов с использованием площадей измеряемых пиков и коэффициентов чувствительности [57]. Для повышения точности определения концентрации элементов коэффициенты чувствительности были скорректированы по площадям пиков элементов, записанных от подложки GaAs и толстой пленки ZnSe. При расчетах из площади пика Se 3d был вычтен вклад от As 3d.

Растровая электронная микроскопия исследуемых образцов была выполнена на микроскопе BS-350.

На рисунке 2-8 представлены зависимости интенсивности пиков Zn2p и Ga2p образцов N325 и N326 от времени ионного травления. Из рисунка видно, что толщина области переменного состава на границе пленка- подложка для образцов N325 и N различна. В случае образца N326 гетерограница более резкая, чем для образца N325. В какой-то степени это может быть эффект, вызванный морфологической перестройкой на гетерогранице в случае образца N325 и связанной с этим неоднородностью толщины пленки по площади подложки. Но, так как величина рельефа по сравнению с толщиной пленки мала (угол между плоскостями (112)В и (111) составляет около 19 градусов, а поперечный размер фасеток по данным РЭМ не превышает десятка нанометров), мы считаем, что различие графиков, представленных на рис.3-15, связано, в основном, с составом растущих пленок, а не с их морфологией.

Из данных РФЭС- профилирования на рис. 2-9.а и 2-9.б для образцов N325 и N326, соответственно, видно, что на гетерогранице наблюдается избыток Se, а отношение Se/Zn лежит в интервале 1.3 - 5 для разных образцов и времен травления. Можно предположить, что вблизи гетерограницы происходит образование промежуточных соединений вида Ga2Se3. Избыток селена увеличивается, если предэпитаксиальный отжиг подложки проходил в присутствии паров селена.

1,E+ Интенсивность, отн.ед.

1,E+ Zn2p, N Zn2p, N Ga2p, N Ga2p, N 1,E+ 1,E+ 1 10 100 1000 Время травления, мин Рис.2-8. Зависимость площадей пиков Zn2p и Ga2p в образцах N325 и N326 от времени ионного травления.

60 50 Концентрация,% Концентрация, % 40 Zn3p Zn3p Se3d Se3d 30 As3p As3p Ga3p Ga3p 20 10 0 0 100 200 300 400 500 600 700 800 0 200 400 600 800 1000 1200 Время травления, мин Время травления, мин а б Рис.2-9. Зависимость концентрации элементов гетеросистемы ZnSe/GaAs(112)B от времени ионного травления. а - образец N325, б – образец N326.

2.4.2. Латеральная однородность гетероперехода ZnSe/GaAs(112)B в зависимости от условий роста Изучения поверхности гетеросистемы ZnSe/GaAs(112)B методом растровой электронной микроскопии проводилось в двух режимах: 1) режим регистрации вторичных электронов и 2) режим регистрации отраженных электронов. В растровом электронном микроскопе, в обоих режимах, поверхность пленки ZnSe выглядит светлее подложки GaAs, что типично для более широкозонного материала. Наблюдается мелкий рельеф по всей поверхности (близкий к треугольным пирамидальным ямкам, размер - доли микрона). Было установлено, что если рост слоя ZnSe сопровождался интенсивным фасетированием и двойникованием, то на поверхности образцов имеются характерные особенности.

Такой особенностью изображений, полученных в режиме регистрации вторичных электронов, являются черные округлые фигуры диаметром около 1 микрона с более светлой округлой областью вокруг – рисунки 2-10а и 2-10б. Данные дефекты проходят от поверхности образца до подложки, что видно на поперечном сколе. Плотность дефектов составляет 10+5-10+6 см-2. С увеличением напряжения в зондирующем пучке электронов их контраст увеличивается. В режиме регистрации упруго рассеянных электронов, когда наблюдаются в основном неровности рельефа, такие дефекты не наблюдаются и на их месте каких-либо особенностей рельефа, при имеющемся разрешении растрового микроскопа (10нм), не обнаруживается (рис. 2-10 в-г.). Отмеченная на рисунке стрелочкой деталь рельефа показывает, что рисунки 2-10в и 2-10г сделаны с одного участка поверхности.

Сканирующий Оже-анализ показал, что на участке поверхности, соответствующей темной области дефекта, присутствуют Zn, Se, Ga и As в соизмеримых количествах, тогда как вне дефектов галлий и мышьяк не видны (см. рис. 2-11).

Исходя из вышеизложенных результатов мы предполагаем, что наблюдаемые особенности - это участки пленки с повышенной (по сравнению с ZnSe) электропроводностью. На таких участках доля вторичных электронов, генерируемых в объеме исследуемого образца и участвующих в создании изображения, меньше, чем на участках с нормальной электропроводностью, так как имеются дополнительные каналы стока вторичных электронов в подложку. Локальное изменение электропроводности, по видимому, вызвано локальными включениями Ga и As в пленку ZnSe.

а б в г Рис.2-10. Изображение поверхности ZnSe, выращенного на подложке GaAs(112)B, стабилизированной Se в растровом электронном микроскопе;

а, б, в – режим регистрации вторичных электронов, г – режим регистрации отраженных электронов. Стрелкой показана деталь рельефа.

Рис. 2-11. Недифференцированные Оже - спектры, снятые с поверхности образца содержащего дефекты как на рисунке 2-10;

1 – вне дефекта, 2 – в центре дефекта.

Рис.2-12. РЭМ изображение во вторичных электронах поверхности образца N324, содержащего одномерные объекты.

В случае роста пленок ZnSe на чистой поверхности GaAs(112)B, когда фасетирование и двойникование на гетерогранице не наблюдалось, дефекты в виде черных округлых фигур не были обнаружены.

На поверхности образца с одномерными объектами растровая электронная микроскопия также регистрирует дефекты в виде черных пятен, описанных выше. В данном случае эти черные пятна вытянуты в одном направлении, кроме того, вся поверхность, в РЭМ-изображении, испещрена мелкими штрихами, вытянутыми в том же направлении, что и черные пятна (см. рис. 2-12).

2.5. Модель формирования гетероперехода ZnSe/GaAs(112)B На наш взгляд, поведение поверхности, отожженной в парах селена, в общем, согласуется с выводами кристаллохимического рассмотрения. По данным РФЭС, поступающий на поверхность селен вытесняет мышьяк из кристаллической решетки подложки. В этом случае, как отмечалось, плоскость (111) может иметь насыщенные химические связи и, следовательно, минимальную поверхностную энергию. Это обстоятельство, по-видимому, является движущей силой образования на поверхности фасеток (111).

На начальной стадии эпитаксии пленок ZnSe атомы селена также могут замещать атомы мышьяка в подложке, однако результат такого взаимодействия будет определяться типом поверхности, сформированной во время предэпитаксиального отжига. Чистая поверхность подложки имеет ненасыщенные связи и вследствие этого обладает высокой реакционной способностью. В результате этого вероятно быстрое образование сплошной пленки ZnSe. В случае образцов, отожженных в присутствии Se, формируется поверхность, на которой значительная доля связей является насыщенной.

Это обстоятельство будет препятствовать встраиванию поступающих из молекулярных потоков атомов и способствовать облегченной их миграции по поверхности. В результате более интенсивного массопереноса повышается вероятность морфологической перестройки поверхности, приводящей к фасетированию плоскостями (111) с минимальной поверхностной энергией. С другой стороны, увеличение (по сравнению со случаем чистой поверхности) времени нахождения атомов в адсорбированном состоянии будет способствовать формированию соединений промежуточного состава.

Поскольку для фасетирования при росте необходимо присутствие на поверхности достаточно большого количества соединений селена и галлия, следует предположить, что на гетерогранице ZnSe/GaAs идет активное перемешивание всех компонентов гетеросистемы и образование соединений типа GaSe. Это предположение подтверждается косвенно тем, что в случае снижения температуры подложки до 1500С фасетки (111) не наблюдаются, а также напрямую данными РФЭС-профилирования.

Из кристаллохимического рассмотрения следует, что на поверхности (111)В GaAs на начальной стадии роста могут образовываться фрагменты пленки соединения АIIВVI, имеющие полярность А. Поверхность (111)А не оптимальна для роста, и при последующем доращивании пленки ее доля должна уменьшаться. Подобные рассуждения справедливы также и для террас (111)B на поверхности (112)В. Для решетки сфалерита возможны два механизма двойникования: 1) в результате разворота вокруг оси симметрии [111] образуются двойники без смены полярности;

2) при зеркальном отражении относительно плоскости симметрии (111) получается двойник со сменой полярности. Для ДЭВЭО эти два типа двойников не различимы, но тот факт, что двойники, интенсивно образующиеся на гетерогранице, зарастают при последующем доращивании пленки, позволяет сделать предположение, что эти двойники связаны со сменой полярности.

Это также объясняет поведение пленки при ее термическом стравливании.

Участки поверхности с ориентацией (111)А вследствие ее меньшей устойчивости травятся с большей скоростью, на месте двойников образуются углубления и на дифракционной картине двойников не наблюдается.

В разделе 2.1. был сделан вывод, что на поверхности с насыщенными связями возможно одновременное зарождение кристаллической решетки как в нормальном, так и в двойниковом положении. Причем размеры нормальных и двойниковых участков в начальный момент не будут превышать несколько межатомных расстояний. Можно предположить, что в условиях, когда существует равновесие между потоками осаждаемого на поверхность и испаряющегося с поверхности вещества (температура подложки около 5000С), будет возможно образование осадка только с наиболее выгодной конфигурацией связей. Одной из таких конфигураций, как отмечалось в разделе 2.1, является чередование кристаллитов в нормальном и двойниковом положении. Учитывая присущую поверхности (112)В выделенность направления [110], можно сделать вывод, что наблюдаемые в ДЭВЭО стержни представляют собой вытянутые вдоль ступеней двойники.

Во время роста гетеросистемы ZnSe/GaAs(112)B все перечисленные процессы идут неоднородно по поверхности образца, что видно из РЭМ изображений. Как уже упоминалось выше, на гетерогранице образуются соединения Ga2Se3, имеющие тетраэдрическую конфигурацию связей и содержащие 30% вакансий галлия. При этом избыточный галлий может скапливаться на поверхности в виде капель, так как температура подложки (300 - 4000С) недостаточна для его испарения. Мышьяк, вытесненный из объема, может частично растворяться в каплях галлия, что объясняет его присутствие в РФЭС и Оже спектрах. Повышение температуры подложки усиливает взаимодействие селена с арсенидом галлия и увеличивает количество свободного галлия на поверхности и, соответственно, плотность дефектов. Избыточный галлий будет скапливаться преимущественно на различных макро- и микро-дефектах. Взаимодействие селена с арсенидом галлия на дефектах может происходить более активно. При росте пленки галлий и мышьяк из микрокапель диффундируют в пленку ZnSe. А дислокации и двойниковые ламели могут облегчать диффузию галлия и мышьяка в пленку. Это, в свою очередь, будет приводить к нарушению среднего числа валентных электронов на один атом и способствовать возникновению структурных дефектов и морфологической перестройке поверхности.

Кроме гетеросистемы ZnSe/GaAs(112)B были изучены закономерности начальных стадий роста для гетеропар ZnTe/GaAs, CdTe/GaAs, CdTe/ZnTe. Было установлено, что рост ZnTe и CdTe на подложке Te/GaAs(112)B начинается с развития фасеток (111) и интенсивного двойникования. При росте на чистой поверхности GaAs(112)В ДЭВЭО не видит образования фасеток и двойников. Следовательно, можно сделать вывод, что Te воздействует на поверхность GaAs(112)B так же, как и Se. Роль химического взаимодействия в исследованных процессах дополнительно подтверждается тем фактом, что на границе раздела пленка CdTe - подложка CdTe или пленка CdTe - буферный слой ZnTe фасетирование и двойникование не наблюдалось.

2.6. Оборудование для выращивания слоев А2В6 на подложках из GaAs Важное практическое значение имеет вывод о том, что образование промежуточных химических соединений в геторопереходе А2 В6/GaAs приводит к появлению дефектов кристаллической структуры. Для снижения плотности дефектов на гетерогранице необходимо предотвратить взаимодействие паров элемента шестой группы (теллура) с подложкой GaAs при высоких температурах. Наиболее радикальным способом достижения этой цели является пространственное разнесение по разным технологическим камерам процессов удаления остаточных оксидов и выращивания буферного слоя.

С учетом результатов физико-химических исследований разработано и изготовлено ориентированное на промышленное производство материала отечественное оборудование для выращивания слоев КРТ методом МЛЭ. Основой является установка МЛЭ «Катунь», модернизированная для работы с ртутью. Установка оснащена автоматизированной системой управления технологическими процессами и средствами контроля качества слоев в процессе роста (дифракция электронов и эллипсометрия) слоев КТ и КРТ.

Принципы построения установки изложены в работах [58,59]. Схематически установка показана на рис.2-13. Она включает три технологические камеры, три камеры загрузки выгрузки и ламинарный обеспыленный бокс.

Рис.2-13. Схема установки для выращивания гетероэпитаксиальных структур КРТ методом МЛЭ. 1 – ламинарный бокс с обеспыленной атмосферой для загрузки подложек;

2- носитель с подложкой;

3 – камера загрузки подложек;

4 – камера предэпитаксиальной термической подготовки поверхности подложек;

5 – камера выращивания буферных слоев;

6 – камера накопления структур с буферным слоем;

7 – камера выращивания слоев КРТ с системой соосных молекулярных источников;

8 – встроенный автоматический эллипсометр;

9 – камера выгрузки эпитаксиальных структур.

Остаточная атмосфера технологической камеры предэпитакиальной термической подготовки поверхности подложек (4) не содержит паров элемента шестой группы (теллура). В этой камере проводится термическое удаление остаточных оксидов с поверхности подложки. Камера оснащена электронным дифрактометром (ДЭВЭО) и встроенным автоматическим измерителем эллипсометрического угла дельта.

Остаточная атмосфера камеры выращивания буферных слоев (5) содержит пары теллура на уровне 10-6 Па, и потому непригодна для проведения процедур предэпитаксиальной подготовки подложек. Камера оснащена блоком молекулярных эффузионных источников, ДЭВЭО и встроенным автоматическим эллипсометром (АЭ).

2.7. Влияние условий роста на морфологию поверхности CdTe(112)B При анализе литературы не было обнаружено ни одной работы, посвященной влиянию соотношения давлений паров Cd и Te на морфологию пленок CdTe(112)B.

Косвенно об условиях, необходимых для роста гладких и достаточно толстых пленок CdTe(112)B, можно судить из того факта, что во всех работах, посвященных эпитаксии CdTe на подложках с ориентацией (112)B (как на GaAs, так и на Si), рост проводился из одного источника теллурида кадмия (смотри, например, [60,61]). По-видимому, это означает, что необходимым условием для роста пленок с высоким структурным совершенством и минимальной высотой рельефа, является соблюдение стехиометрии в адсорбционном слое.

В наших исследованиях было установлено, что при использовании одного источника CdTe возможно выращивание пленок CdTe(112)B толщиной более 10 мкм со слабо выраженным рельефом поверхности и со структурным совершенством, не уступающем зарубежным аналогам [62,63]. На рисунке 2-14 представлена дифракционная картина от поверхности пленки CdTe(112)B, выращенной с использованием одного источника CdTe. Видно, что картина дифракционного отражения образована узкими вертикальными рефлексами соответствующими атомно-гладкой поверхности.

Дополнительные рефлексы, соответствующие фасеткам и двойникам отсутствуют.

Представленные на рисунке 2-15 данные рентгеноструктурного анализа подтверждают высокое структурное совершенство выращенных слоев.

Однако при росте пленок CdTe с использованием раздельных источников Cd и Te нам не удалось вырастить пленки необходимой толщины с необходимым структурным совершенством. При использовании раздельных источников, по мере роста поверхность пленки CdZnTe огранялась плоскостями (111) и (113) - рис.2-16.а. Подобрать такие режимы работы источников, чтобы воспроизводимо предотвратить переогранку поверхности, не удалось. С увеличением толщины пленки на плоскостях (111) происходит образование двойников (см. рис.2-16.б). Плотность двойников, образовавшихся на стационарной стадии роста, не уменьшается с увеличением толщины пленки (в отличие от двойников, образовавшихся на гетеропереходе). Кроме того, в этом случае при термическом травлении пленки рефлексы от двойников наблюдались на дифракционной картине так же отчетливо, как и при росте.

Рис. 2-14. Дифракционная картина в азимуте [110] от атомарно-гладкой поверхности пленки CdTe(112)B.

Tatsuoka et al.

ПШПВ, угл.сек.

наши результаты 0 5 10 15 Толщина слоя CdTe, мкм Рис. 2-15. Зависимость ширины рентгеновской кривой качания от толщины пленки CdTe, выращенной на подложке GaAs(112)В. Данные, обозначенные символами «», взяты из работы [62].

б а Рис. 2-16. Дифракционные картины в азимуте [110] от поверхности пленки CdZnTe(112)B с различными морфологическими состояниями;

а – фасетки, образованные плоскостями (111) и (113);

б – двойники, образовавшиеся на фасетках (111).

Для поверхности GaAs(112)B известно, что нагрев в вакууме до высоких температур (см.

пункт 3.2.1) приводит к образованию фасеток (011). Нами было установлено, что таким же свойством обладают поверхности ZnSe(112)B, ZnTe(112)B и CdTe(112)B. Если во время роста поднять температуру образца выше определенной (для каждого соединения это температура своя) или отжечь пленку в вакууме, то на поверхности халькогенида происходит образование фасеток (011).

Для предотвращения фасетирования плоскостями (111), (113) и (011) необходимо очень точно поддерживать условия роста в узком интервале значений, при которых поверхность CdTe(112)B сохраняет номинальную ориентацию. То же самое относится и к поверхности CdHgTe(112)B. Фасетирование поверхности в процессе роста КРТ приводит к увеличению плотности V-дефектов. Данные обстоятельства существенно усложняют технологию роста ГЭС КРТ и снижают возможности конструирования различных приборных структур. Узкий диапазон бездефектного роста не позволяет варьировать параметры технологического процесса для получения оптимальных электрофизических свойств ГЭС КРТ. В процессе роста HgCdTe возможны сильные изменения температуры поверхности подложки. По данным работы [64] при открывании заслонок молекулярных источников температура поверхности образца возрастает на 10-150С. В работе [23] после начала роста наблюдали плавное снижение температуры на 400С. Такие изменения температуры могут вывести систему за границы условий, в которых не происходит развитие фасеток, и стимулировать образование V-дефектов. Для предотвращения изменения температуры роста необходимо разрабатывать методики и оборудование, позволяющие прецизионно контролировать и поддерживать заданную температуру подложки. И, наконец, для приборного применения оптимальными являются слои не с постоянным по толщине составом, а структуры, содержащие несколько варизонных слоев [65]. При выращивании слоев с градиентом состава необходимо менять соотношение плотностей потоков и температуру подложки, что для ориентации (112)B может вызывать развитие фасеток и образование дефектов.

Из приведенных выше рассуждений следует, что поверхность (112)В не является оптимальной для МЛЭ КРТ. Косвенно это подтверждается тем, что, несмотря на значительные успехи в выращивании КРТ на подложках с ориентацией поверхности по плоскости (112), поиск оптимальной ориентации поверхности для роста КРТ продолжается [66,67,68]. Нами было предложено использовать, при выращивании пленок CdHgTe подложки GaAs(310), так как в случае роста на таких подложках удается получить пленки КРТ с минимальной плотностью морфологических дефектов [10].

Выводы к главе 1.Установлено, что проведение предэпитаксиального отжига в камере роста АIIВVI может приводить к неконтролируемому загрязнению поверхности соединений подложки GaAs элементами VI группы с образованием соединений типа Ga2Te3.

2.Развита кристаллохимическая модель гетероперехода А2В6/GaAs, основанная на анализе среднего числа валентных электронов на один атом. Модель предсказывает, что образование в решетке сфалерита связей типа Ga-халькоген приводит к фасетированию подложки плоскостями (111)В и двойникованию в растущей пленке АIIВVI.

3.Экспериментально показано, что отжиг поверхности GaAs(112)B в парах Se вызывает образование фасеток (111). Рост пленок ZnSe на поверхности GaAs, стабилизированной Se, начинается с образования 3-х мерных островков с развитой поверхностью (111) и сопровождается интенсивным двойникованием, предположительно связанным со сменой полярности. Этот процесс в отдельных случаях приводит к образованию на поверхности одномерных объектов, регистрируемых на картинах ДЭВЭО.

4. Исследования состава гетероперехода ZnSe/GaAs(112)B методами РФЭС и Оже спектроскопии показало, что в том случае, когда в начальный момент роста пленки происходит интенсивное фасетирование и двойникование, толщина переходного слоя увеличивается и одновременно с этим происходит локальное внедрение Ga и As из подложки в пленку. Участки, содержащие Ga и As, визуализируются при помощи растрового электронного микроскопа. Установлено, что толщина переходного слоя и резкость гетерограницы зависят от режима предэпитаксиального отжига.

5.Экспериментально показано, что поверхности GaAs(112)B и CdZnTe(112)B АIIВVI/GaAs(112)B являются морфологически неустойчивыми. При гетероэпитаксии возможна перестройка поверхности с образованием фасеток (011), (111) и (113).

6. Для снижения плотности дефектов на гетерогранице А2В6/GaAs необходимо предотвратить взаимодействие паров элемента шестой группы (теллура) с подложкой GaAs при высоких температурах. Наиболее радикальным способом достижения этой цели является пространственное разнесение по разным технологическим камерам процессов удаления остаточных оксидов и выращивания буферного слоя.

Глава 3.

Формирование структуры поверхности подложки во время предэпитаксиального отжига При выращивании полупроводниковых структур методом МЛЭ предэпитаксиальная подготовка подложки играет не менее (а в некоторых случаях и более) важную роль, чем процесс роста. Высокая значимость предэпитаксиальной подготовки обусловлена тем, что именно подложка определяет кристаллическую структуру растущего слоя и сбои в периодическом чередовании атомов на поверхности (такие, как нарушенный слой, остаточные загрязнения и т.д.) приводят к образованию структурных дефектов, прорастающих в выращиваемую пленку. При создании сложных гетероструктур, в которых материалы пленки и подложки различаются не только по параметру кристаллической решетки, но и структурно, а также химически, от предэпитаксиальной подготовки требуется не только получение атомно-чистой и атомно гладкой поверхности, но и модификация поверхности за счет адсорбционных слоев и микроморфологии поверхности.

В данной главе будут рассмотрены особенности формирования структуры поверхности подложек GaAs(310) и Si(310) во время предэпитаксиального отжига. Так как проблемы и способы их решения для случая гетероэпитаксии AIIBVI/AIIIBV были рассмотрены в предыдущей главе, то основное внимание в данной главе уделяется поверхности подложки Si(310).

3.1. Микроморфология поверхности подложки GaAs(310) Согласно результатам приведенных в главе 2 исследований гетероэпитаксии соединений АIIВVI на GaAs необходимым условием снижения дефектности гетерограницы является отсутствие паров элементов шестой группы при термической очистке подложки GaAs от окисла. Удовлетворение этого условия требует введения в состав установки специальной технологической камеры, в которой не производится распыление элементов шестой группы.

Использовались подложки стандарта «epi-ready», изготовленные на заводе «Интеграл» г. Минск. Подложки арсенида галлия травились в стандартном сернокислотном растворе [69], затем образовавшиеся окислы удалялись при помощи изопропилового спирта, насыщенного парами соляной кислоты [70]. После такой подготовки поверхность капсулируется тонким (1-2 монослоя) слоем мышьяка, что позволяет снизить температуру предэпитаксиального отжига и делает возможным изучение исходного состояния поверхности методом ДЭВЭО. После химического травления подложки GaAs(310) закреплялись в специальном носителе и помещались в загрузочную камеру. Крепление подложки на носитель осуществлялось механически без использования жидкого Ga. Предэпитаксиальный отжиг проводился в камере подготовки поверхности. Камера подготовки поверхности была оборудована системой ДЭВЭО и молекулярным источником мышьяка. Во время предэпитаксиального отжига подложка нагревалась в потоке мышьяка с эквивалентным давлением 310-6 Торр до температуры 500оС с последующей выдержкой в течение 15 мин. Давление паров As оценивалось при помощи вакуумметра ВМБ–1/8-001, который определял фоновое давление в камере.

Идеальная нереконструированная поверхность (310) кристаллов типа алмаза и сфалерита представляет собой систему террас (100) равной ширины (L = 3/4a, где a – параметр решетки кристалла), разделенных ступенями, распространяющимися вдоль направлений [100]. Вид сверху такой поверхности приведен на рис. 3-1. Видно, что элементарная ячейка двумерной поверхностной сетки может быть описана как в прямоугольном, так и косоугольном базисах. Векторы элементарной ячейки в прямоугольном базисе лежат вдоль направлений [100] (вектор a) и [-1 3 0] (вектор b), причем соотношение b/a 1.56. Векторы элементарной ячейки c и d в косоугольном базисе лежат вдоль направлений [100] и [-1 3 -2] соответственно, и угол между ними составляет 122,310 [71].

На рис. 3-2 показаны дифракционные картины от поверхности GaAs(310) в азимутах [001], [-1 3 0] и [-1 3-2] до (рис.3-2а-в) и после (рис.3-2г-е) термического удаления капсулирующего слоя.

Наблюдаемые на рис. 3-2а-в картины можно охарактеризовать как комбинацию дифракции на отражение и на просвет. Наиболее наглядно это представлено на рисунке 3 2а, где расположение дифракционных рефлексов соответствует положению узлов обратной решетки кристалла с кубической симметрией, повернутого относительно оси [001] по часовой стрелке на 18.5 градусов. Это означает, что мы имеем объёмо-подобную поверхность с сильно развитым рельефом, на фоне которого невозможно выделить какой нибудь поверхностной структуры.


При проведении предэпитаксиального отжига дифракционные рефлексы сужаются и вытягиваются. Наиболее заметные изменения дифракционных картин наблюдаются в азимутах [001] и [-1 3 -2]. В азимуте [-1 3-2] появляются дробные рефлексы, делящие расстояние между основными рефлексами пополам. В азимуте [001] происходит расщепление рефлексов, и дифракционная картина приобретает вид, характерный для ступенчатой поверхности (см. рис. 2). Видно, что величина расщепления рефлекса кратна Рис. 3-1. Проекция на плоскость (310) нереконструированной поверхности (310) кристалла типа сфалерита. Пунктирными линиями показаны края ступеней, ограничивающих микротеррасы, образованные плоскостями (100). Более крупные кружки указывают на атомы, лежащие непосредственно в приповерхностном атомном слое.

[001] [-1 3 -2] [-1 3 0] а б Рис. 3-2. Дифракционные картины от поверхности GaAs(310) до (а) и после (б) отжига в вакууме.

расстоянию между рефлексами в соотношении 1 к 3. Это означает, что расстояние между ступенями равно 3/2 длины диагонали элементарной ячейки плоскости (100) арсенида галлия [54]. Так как мы имеем дело с бинарным соединением, то можно предположить, что в данном случае образовались ступени 2х атомной высоты.

В азимуте [-1 3-2] на дифракционных картинах появляются дробные рефлексы, делящие расстояние между основными рефлексами пополам (рис 3-2б). Появление дробных рефлексов, делящих пополам расстояние между основными рефлексами, означает возникновение на поверхности сверхструктуры, период которой в направлении, перпендикулярном [-1 3 -2], вдвое превышает период нереконструированной поверхностной сетки.

Из литературы известно, что на террасах (100) GaAs в случае, когда поверхностный слой составляют атомы мышьяка, мышьяк присутствует в виде димеров [72], наличие которых предопределяет сверхструктуры на поверхностях, отклоненных от (100). В случае если поверхность отклонена от (100) на небольшой угол, наличие димеров (и связанных с ними сверхструктур) определяет вид дифракционных картин. В случае поверхности (310), когда отклонение значительно, период поверхностной сетки определяется не только двумерной элементарной ячейкой поверхности (100), но и расстоянием между атомами приповерхностного слоя в краях ступеней (в направлении вдоль ступени), и расстоянием между атомами на соседних ступенях (или даже находящихся через ступень, в случае наличия на поверхности ступеней высотой в один монослой (см. рис. 3-1)). Дробный рефлекс в азимуте [-1 3-2] может возникнуть, в частности, в том случае, если край ступени, ориентированной вдоль направления [001], огранен регулярной системой микроизломов, причем изломы на соседних ступенях расположены в «противофазе». Если изломы на ступенях расположены в определенном порядке, то на поверхности формируются морфологические образования с явно выделенными направлениями. Например, расположение изломов на ступенях поверхности Si(510) в противофазе приводит к формированию реконструкции 12 [73]. Однако симметрия поверхности (310) такова, что появление дробных рефлексов в азимуте [-1 3 -2] неизбежно должно сопровождаться появлением дробных рефлексов в азимуте [100] и в азимуте [-1 3 2]. На практике этого не происходит. Это означает, что атомы, расположенные в краях ступеней, не образуют упорядоченной поверхностной сетки и наблюдаемые дробные рефлексы вызваны димерезацией атомов мышьяка на террасах (100).

На атомы в поверхностном слое действуют силы, отличающиеся от тех, которые действуют в объеме кристалла (атому на поверхности не достает одного или больше ближайших соседей). В случае ковалентной связи это означает, что одна или несколько связей разорвано, так что появляются ненасыщенные, или оборванные связи.

Поверхностные атомы испытывают смещения из их исходных положений в узлах решетки объемного кристалла, меняя, для стабилизации поверхности, ее структуру. Это изменение направлено на то, чтобы восстановить прочность связи атомов первого слоя, без излишнего ослабления связей атомов следующих слоев. Указанной цели можно достигнуть за счет создания ранее отсутствовавших связей поверхностных атомов или упрочения их связи между собой или с атомами второго слоя. Более эффективным способом стабилизации поверхности будет возникновение новых связей поверхностных атомов. Другой возможный путь для восстановления насыщенного характера связей поверхностных атомов, разорванных в результате образования поверхности, состоит в присоединении атомов, то есть хемосорбции [74]. Хемосорбция имеет место всякий раз, когда над поверхностью присутствуют атомы, способные вступить в связи с атомами твердого тела. При наличии хемосорбции структурные изменения поверхности оказываются более слабыми, чем в ее отсутствие, поскольку идеальная структура поверхности стабилизируется за счет хемосорбции адатомов. Если хемосорбция исключена, то единственно возможный путь стабилизации поверхности состоит в изменении её структуры. В связи с этим очистка поверхности кристалла в вакууме часто сопровождается возникновением сверхструктурных переходов на картинах дифракции [75]. Поэтому обнаруженная нами реконструкция поверхности GaAs(310) была выбрана в качестве реперной точки, свидетельствующей о завершении десорбции остаточных загрязнений.

3.2. Морфология поверхности Si(310) Одним из типов дефектов, образующихся при эпитаксии CdTe на кремниевых подложках, являются антифазные домены. Как было показано в [76], антифазные домены в аналогичных гетеросистемах формируются тогда, когда, в условиях слоевого роста, на поверхности подложки присутствуют ступени высотой в нечетное количество атомов.

Ошибка в периодическом ряду упорядоченных плоскостей атомов приводит к возникновению антифазных границ. Для того чтобы избежать образования антифазных доменов при гетероэпитаксии CdTe/Si, необходимо, чтобы после предэпитаксиальной подготовки на поверхности подложки присутствовали ступени высотой в четное количество атомов. Поверхность Si(310) является мало исследованной. Исследование данной поверхности проводили только Зенг Гаи (Zheng Gai) с соавторами. Данным коллективом высказано предположение о присутствии на поверхности Si(310) ступеней высотой в два атомных слоя. Однако в своих работах [77, 78] они использовали два метода подготовки поверхности – быстрый нагрев до 12500С и ионное травление с последующим отжигом. В настоящее время оба этих метода не используются в молекулярно-лучевой эпитаксии, поэтому вопрос о структуре поверхности Si(310) после предэпитаксиальной подготовки остается открытым.

3.2.1. Получение атомарно-чистой поверхности Si(310) К настоящему времени существует целый ряд изученных способов получения чистой поверхности кремниевых кристаллов:

1) отжиг поверхности кремния при температуре 1250 0С в сверхвысоком вакууме [79];

2) ионное травление или травление благородными газами (фтор, ксенон) в вакууме с последующим отжигом [80];

3) травление и создание тонкого слоя диоксида кремния с последующим отжигом в вакууме при температуре 850 0С [81];

4) травление и гидрогенизация (насыщение водородом) поверхности кремния с последующим прогревом в вакууме при температуре 450-500 0С [82].

В дополнение ко всем этим методам часто используют наращивание тонкого буферного слоя Si на поверхности подложки из Si [81].

Очевидно, что первые два метода очень сложно реализовать для установок МЛЭ, особенно, если предполагается использование подложек большого диаметра, как и то, что выращивание буферного кремниевого слоя значительно усложнит технологию. Из двух оставшихся способов более предпочтительным выглядит последний, так как уменьшение температуры десорбции пассивирующего слоя снизило бы вероятность загрязнения чистой поверхности кремния молекулами остаточной атмосферы вакуумной камеры.

Кроме того, снижение температуры предэпитаксиального отжига позволило бы также использовать данную технологию при создании монолитных фотоприемных устройств.

Остается только понять насколько низкотемпературная предэпитаксиальная подготовка позволяет получать чистую поверхность Si(310) с необходимой нам морфологией.

В методе молекулярно-лучевой эпитаксии предэпитаксиальная подготовка подложек состоит из двух этапов. Первый – это обезжиривание и травление подложки в различных растворителях и кислотах, в результате чего поверхность подложки отчищается и капсулируется пассивирующим слоем. Второй этап – это удаление пассивирующего слоя непосредственно в вакууме путем нагрева образца до определенной температуры. В наших работах все образцы перед загрузкой в вакуумную систему обрабатывались по стандартной RCA методике [83], в результате которой поверхность пассивировалась тонким окислом. На последнем этапе химической обработки подложки погружались в 1% водный раствор HF для удаления тонкого окисла и гидрогенизации поверхности [84]. Во всех случаях перед началом исследований образцы прогревались в вакууме при 2000С в течение нескольких часов. Затем образец нагревался до температуры десорбции пассивирующего покрытия.

Для определения температурного диапазона десорбции водорода с поверхности Si(310) были проведены масс-спектрометрические исследования. Образцы Si(111) и Si(310) нагревались до 600 0С в отдельной сверхвысоковакуумной камере, оборудованной масс-спектрометром, расположенным напротив образца и позволявшим регистрировать до шести масс различных элементов одновременно. Образец Si(111) был взят в качестве репера, так к началу проведения работ гидрогенизированная поверхность Si(111) была хорошо изучена [85,86].


Полученные спектры показаны на рисунке 3-3. Видно, что спектры, записанные от подложек различной ориентации, совпадают между собой. Десорбция водорода, фтора ( атомная масса) и гидроксильных групп (17 атомная масса) происходит в одинаковых температурных диапазонах. Десорбция водорода для подложек обеих ориентаций начинается около 300 0С и полностью завершается после 500 0С. Обращают на себя внимание несколько пиков водорода, возникших при достаточно низких температурах (около 280 0С). В работе [87] на основе анализа результатов, полученных с помощью спектроскопии термодесорбции (ТДС), указывается, что при десорбционном процессе только молекулы H2, но не H, могут покидать поверхность Si. На ТДС спектре они вызывают появление трех пиков 1, 2 и 3, относящихся к разложению моногидрида, дигидрида и тригидрида кремния соответственно. Причем дигидрид и тригидрид начинают распадаться при температуре около 300 0С и полностью распадаются при температуре 500 0С. В то же время моногидрид начинает распадаться при температуре около 450 0С, полностью распадаясь по достижении температуры 630 0С. Присутствие нескольких максимумов на спектрах водорода при термодесорбции (рисунок 3-3), может быть объяснено, следовательно, разложением соединений Si-Hx с различными значениями x=1,2,3.

Когда температурный диапазон десорбции водорода с поверхности кремния Si(310) был установлен, необходимо было убедиться, что одновременно происходит и очистка от поверхностных примесей. Поверхностные загрязнения могли в дальнейшем неблагоприятно влиять на адгезию осаждаемых слоев и давать недостоверные результаты по адсорбции. Поэтому, с помощью оже-спектрометра, проводилось исследование поверхности кремния при очистке путем прогрева в вакууме. На рисунке 3-4 приведены спектры исходной поверхности Si(310) (верхний), а также нагретой и выдержанной при 600 0С (нижний).

а б Рис. 3-3. Спектры термодесорбции от одинаково обработанных пластин Si(310) и Si(111).

Рис. 3-4. Оже-спектры, полученные от поверхности кремния (310) сразу после загрузки в вакуумную камеру (верхний) и после прогрева до 600 0С (нижний).

Видно, что количество углерода и кислорода на поверхности после прогрева до 6000С снижается до уровня чувствительности прибора.

Был проведен анализ формы оже-пика кремния 92 эВ. Известно, что форма оже линий кремния зависит от того, связан ли данный атом с другими атомами кремния, с атомами азота, кислорода и пр. [88]. В оже-спектрах записанных от поверхности Si(310) после отжига формы пика кремния совпадала с формой пика, соответствующего связи Si Si. Тогда как до отжига пик Si сходен с пиком, соответствующим связи Si-H. Это может быть объяснено наличием на не отожженной поверхности пассивирующего водородного покрытия, впоследствии разрушающегося под действием отжига. Вид пика совпадает с пиком, относящимся к связи Si-H, но не с каким другим. Это подтверждает, что детектировавшиеся на поверхности Si после загрузки в вакуумную камеру примеси:

углерод, кислород и азот – находились в физически адсорбированном состоянии.

3.2.2. Морфология чистой поверхности Si(310) В широком интервале температур поверхность Si(310) имеет развитый рельеф, среднеквадратичное значение шероховатости для которого по данным СТМ составляло 0.15 – 0.3 нм (см. рис.3-5). На рисунке 3-6б представлены дифракционные картины, полученные от поверхности Si(310) после десорбции пассивирующего слоя. Такие картины наблюдаются в диапазоне температур 500 – 8500С и сохраняются при остывании образца. Как отмечалось в разделе 3-1, наблюдаемые картины соответствуют поверхности с сильно развитым рельефом, на фоне которого невозможно выделить какой-нибудь поверхностной структуры.

Тем не менее, по данным ДМЭ на такой поверхности присутствуют эквидистантные ступени двухатомной высоты. На всех исследуемых нами образцах после отжигов при температурах от 500оС до 1250оС с помощью ДМЭ наблюдались одни и те же дифракционные картины. С увеличением температуры отжига качественных изменений дифракционных картин не происходило. Отжиг при 1250оС приводил к увеличению яркости дифракционных рефлексов. Пример дифракционной картины от поверхности Si(310) представлен на рисунке 3-7. На картине ДМЭ можно видеть ряды рефлексов расположенные вдоль направления [-130]. Расстояние между рядами рефлексов, обозначено буквой а. Также видно, что отдельные рефлексы расщеплены надвое.

Расстояние между парными рефлексами обозначено как b. Такие дифракционные картины характерны для системы эквидистантных ступеней. В пользу присутствия ступеней на поверхности образца говорят два факта. Во-первых, это расщепление дифракционных рефлексов и, во-вторых, характерное «переливание» парных рефлексов при изменении Рис. 3-5. СТМ-изображения поверхности Si(310) после отжига при температуре 8500С.

[001] [-130] [-132] Дифракционные картины от поверхности Si(310) после десорбции Рис.3-6.

пассивирующего слоя.

Дифракционная картина от поверхности Si(310) после десорбции Рис.3-7.

пассивирующего слоя при 8000С. а - расстояние между рядами рефлексов, b – расстояние между парными рефлексами.

энергии первичного пучка [89]. Отношение а/b в пределах погрешности измерений равно отношению сторон элементарной ячейки гладкой поверхности Si(310) (a/b = 1.63). При этом расстояние между парными рефлексами соответствует большей стороне элементарной ячейки Si(310). На основании этого можно сделать вывод о том, что такие дифракционные картины получены от ступенчатой поверхности Si(310) с расстоянием между ступенями, равным размеру большей стороны элементарной ячейки этой поверхности. Используя простые геометрические вычисления, можно видеть, что в этом случае высота ступени равна двум межплоскостным расстояниям для грани Si(100).

Также было установлено, что для повышения доли поверхности, образованной ступенями двухатомной высоты и соответственно для снижения вероятности образования антифазных доменов, необходимо добиться низкой концентрации остаточных загрязнений на поверхности. Так, при концентрации кислорода и углерода на поверхности более 5% от монослоя (по данным Оже спектроскопии), на поверхности Si(310) присутствуют в основном только ступени одноатомной высоты.

На дифракционных картинах, полученных при помощи ДЭВЭО, не видно расщепления рефлексов, вызванного присутствием ступеней, что объясняется сильно развитым рельефом поверхности. Наличие рельефа приводит к тому, что пучок электронов, падающий на поверхность под малым углом (1-20) пронизывает различные детали рельефа. В результате от отражательной дифракции мы переходим к дифракции на просвет, и каких-либо особенностей структуры поверхности выявить не можем. В случае ДМЭ электронный пучок падает на поверхность под углом 900 и рельеф поверхности не так кардинально влияет на дифракционные картины. Наличие развитого рельефа приводит только к снижению яркости дифракционных рефлексов и их размытию.

СТМ не видит упорядоченной структуры на поверхности Si(310) в силу двух обстоятельств. Во-первых, наличие развитого рельефа на поверхности затрудняет получение атомарного разрешения. Во-вторых, ступени с террасами (100) на чистой поверхности Si(310) должны содержать регулярные изломы [90], которые, скорее всего, распределены хаотически. В противном случае, если изломы на ступенях расположены в определенном порядке, то на поверхности формируются морфологические образования с явно выделенным направлением. Например, расположение изломов на ступенях поверхности (510) в противофазе приводит к формированию реконструкции 12 [73]. При наличии на поверхности (310) ступеней двухатомной высоты средняя ширина террас (100) составляет 3/2 размера элементарной ячейки (0.54 нм), так как на такой короткой террасе не может образоваться какая-либо периодическая структура, то в СТМ отдельные террасы тоже не различимы.

3.2.2.1. Образование террас (510) на поверхности Si(310) Развитый неупорядоченный рельеф наблюдается до температуры 8800С как непосредственно в нагретом состоянии, так и после остывания, а также после нагрева выше 11000С и остывания до комнатной температуры.

Поверхность Si(310), нагретая до 900 - 10750С, тоже имеет неупорядоченный рельеф, но при остывании ограняется террасами (510)-12. Дифракционные картины от поверхности Si(310), нагретой выше 8500С, идентичны картинам, представленным на рисунке 3-6. Однако после резкого выключения нагрева в течение нескольких секунд поверхность перестраивается и дифракционные картины приобретают вид, представленный на рисунке 3-8.

В азимуте [001] (вдоль ступеней, рис. 3-8а) – отчётливо наблюдаются рефлексы, отклоненные от нормали к тени от образца на угол ~ 70, что, по-видимому, свидетельствует об огранке части поверхности фасетками (510). В азимутах [-1 3 0] и [- 3-2] наблюдались дифракционные картины, показанные на рисунках 3-8б и 3-8в, соответственно. Наличие дробных рефлексов с кратностью 2, по-видимому, свидетельствует о том, что поверхность фасетки (510) имеет реконструкцию 12.

Данное предположение подтверждается результатами СТМ исследований. После отжига при 8800С поверхность оставалась разупорядоченной (подобной представленной на рисунке 3-5). После отжига при 9050С поверхность представляла систему коротких (единицы нанометров) террас (510)-12, разделенных ступенями высотой 0.2 – 0.8 нм (см.

рис.3-9а).

Последующий отжиг при температуре 9300С привел к тому, что террасы (510) наблюдалась фрагментарно на фоне неупорядоченного рельефа. Кроме террас (510) со структурой 12 стали наблюдаться террасы (510) со структурой 14. Латеральные размеры террас не превышали 30 нанометров, а общая доля поверхности, образованной террасами, не превышала 10%. С повышением температуры отжига вплоть до температуры 10750С общая доля поверхности, образованной террасами (510), стала уменьшаться, но при этом чаще стали наблюдаться террасы (510)-14 (рис.3-9б). Выше 10750С поверхность полностью разупорядочилась и террасы не были обнаружены.

Для определения ориентации террасы находили ось и угол разворота плоскости террасы относительно плоскости подложки. Угол между террасами и средней плоскостью сканирования (плоскость сканирования X-Y, в силу некоторой неоднородности рельефа, может немного отличаться от ориентации грани (310)) по данным СТМ составлял ~7-90, ось разворота была определена нами как [001]. Так как перейти от ориентации (310) к (510) можно, наклонив плоскость относительно оси [001] на 7.10, мы предполагаем, что террасообразующей плоскостью является плоскость (510).

Для определения поверхностной структуры мы сравнивали измеренные геометрические размеры ячейки с расчетными. Решетка типа алмаза представляет собой две гранецентрированные решетки, сдвинутые вдоль большой диагонали кубической ячейки на 1/4 и развернутые друг относительно друга на 90 градусов. Все атомы, принадлежащие одной из гранецентрированных подрешеток, эквивалентны между собой, а атомы, принадлежащие разным подрешеткам – не эквивалентны, поскольку связи в соседних подрешетках развернуты на 90 градусов. Используя эти правила, легко построить поверхностную ячейку для заданной ориентации поверхности и определить геометрические размеры поверхностных структур. Рассчитанные значения размеров ячеек составляют: (510)-11 = 1.380.54 нм;

(510)-12 = 1.381.08 нм;

(510)-14 = 1.382.16 нм.

По данным СТМ на террасах (510) размеры ячеек составляют ~1.31 нм и ~1.32 нм, что соответствует ячейкам (510)-12 и (510)-14.

Появление террас (510) воспроизводимо регистрируется методами ДЭВЭО и СТМ и не видно при помощи ДМЭ. Это объясняется тем, что по данным СТМ поверхность Si(310) целиком состоит из террас (510) в очень узком диапазоне температур –900 ± 150С.

При более низких температурах террасы (510) отсутствуют на поверхности, а при более высоких они присутствуют фрагментарно. Так как падающий под малым углом в ДЭВЭО пучок электронов захватывает большой участок поверхности, то метод ДЭВЭО позволяет видеть отдельные фрагменты поверхности с террасами (510), что соответственно расширяет диапазон условий, в которых наблюдаются террасы.

[001] [-130] [-132] в б а Рис.3-8. Дифракционные картины от поверхности Si(310) после отжига при температуре 9000С.

а б Рис.3-9. СТМ-изображения поверхности Si(310) после отжига при разных температурах.

а – 9050С;

б – 10000С.

3.2.3. Морфология поверхности подложки Si(310), отожженной в парах As Современные технологии получения высококачественных структур CdHgTe/CdTe/Si предполагают проведение предэпитаксиального отжига подложки в парах As4 [91,92,93]. Причин для введения такой процедуры в технологическую цепочку несколько.

Во-первых, чистая поверхность Si активно взаимодействует с остаточной атмосферой вакуумной системы, в частности с теллуром [94], образуя центры, из которых при дальнейшем росте развиваются дефекты кристаллической структуры. Адсорбционный слой As на поверхности Si пассивирует поверхность, так как избыточные относительно кремния валентные электроны мышьяка полностью насыщают связи на поверхности Si.

На примере роста ZnSe на Si(100) [95] показано, что монослой мышьяка предотвращает образование в гетеропереходе аморфного слоя SiSeх и значительно снижает плотность двойниковых ламелей и дефектов упаковки в слоях ZnSe. Экспериментально установлено, что отсутствие As в гетеропереходе CdTe/Si(211) приводит к поликристаллическому росту [94].

Во-вторых, как будет показано в следующем разделе данной главы, элементы II и VI группы не образуют на поверхности кремния сплошных адсорбционных слов. Так элементы II группы, к которым относиться цинк, имеют практически нулевой коэффициент прилипания, а теллур адсорбируется в виде редких островков.

Соответственно, за счет компонентов растущего слоя получить пассивированную поверхность кремния невозможно.

Адсорбция мышьяка на вицинальных гранях Si(100) может вызывать морфологические перестройки и трансформацию доменной структуры поверхности [96, 97]. В связи с этим изучение морфологии поверхности Si(310), отожженной в парах As4, является необходимым шагом для решения поставленной задачи.

Известно, что в широком диапазоне температур (300 – 8000С) и давлений (10-8 - 10-6 Торр) мышьяк адсорбируется на поверхностях Si(100) и Si(111) в количестве одного монослоя [96, 97]. В проведённых нами исследованиях [98] также было установлено, что и на поверхности Si(310) мышьяк образует монослойное покрытие, независимо от режимов отжига.

3.2.3.1. Морфология поверхности подложки Si(310), отожженной в парах As при низких температурах (НТ-As:Si(310)) ДЭВЭО-картины, наблюдаемые от поверхности Si(310), отожженной в парах As при температурах до 5500, подобны дифракционным картинам, наблюдаемым от чистой поверхности Si(310), отожженной в вакууме при температурах до 8500С (см. рис. 3-6). Это означает, что при отжиге в парах мышьяка мы имеем объемоподобную поверхность с сильно развитым рельефом, на фоне которого невозможно выделить какой-нибудь поверхностной структуры. Нами экспериментально установлено, что, несмотря на развитый рельеф, чистая поверхность Si(310) в основном образована нанотеррасами (100), разделёнными ступенями двухатомной высоты (смотри предыдущий раздел данной главы, а также работу [99]), и при низких температурах As адсорбируется на поверхности кремния, не меняя высоты ступеней [100]. Поэтому можно считать, что при низкотемпературном отжиге на поверхности As:Si(310) присутствуют в основном ступени двухатомной высоты.

3.2.3.2. Морфология поверхности подложки Si(310), отожженной в парах As при высоких температурах (ВТ-As:Si(310)) Как было сказано выше, адсорбция мышьяка на поверхность Si(310) при температурах ниже 5500С не меняет микроморфологии поверхности, следствием чего является идентичность дифракционных картин от чистой поверхности Si(310) и от поверхности НТ-As:Si(310). С повышением температуры отжига в присутствии паров As дифракционные картины начинают трансформироваться и при температурах выше 8000С приобретают вид, представленный на рисунке 3-10. Процесс формирования такой дифракционной картины растянут по температуре подложки и времени отжига. При температурах выше 5500С появляются наклонные рефлексы в азимуте [-130], как на рисунке 3-10а. При температуре порядка 7000С происходит расщепление рефлексов в азимуте [001], как на рисунке 3-10б. При температуре около 8000С происходит появление сверхструктурных рефлексов в азимуте [-133] и формируется окончательная дифракционная картина. Сверхструктурные рефлексы, наблюдаемые в азимуте [-133], кратны основным рефлексам с коэффициентом 6 и повторяются при повороте подложки вокруг своей оси через 90 градусов. Прогрев пассивированной тонким окислом подложки Si(310) в парах As4 до температуры десорбции кислорода (800 – 8500С) в течение 10 – минут так же приводит к появлению дифракционных картин, представленных на рисунках 3-10.

СТМ видит на поверхности такого образца ямки правильной геометрической формы, покрывающие более 50% площади (рис.3-11 а,б). Ямки вытянуты вдоль направления [-130] и образованы пересечением двух зеркально симметричных плоскостей, лежащих под углом 17 - 19 к плоскости образца. Ямки наблюдались на поверхности образца до температуры 6000С включительно. Прогрев при 7700С (температуре десорбции As [101]) приводил к исчезновению ямок и формированию равномерного рельефа без каких либо характерных особенностей (рис. 3-11в).

[001] [-130] [-133] а б в Рис.3-10. Дифракционные картины от поверхности Si(310) после предэпитаксиального отжига в парах мышьяка. Температура отжига 8000С. а, – азимут [001];

б, - азимут [-130];

в, - азимут [-133].

а б в Рис.3-11. Изображения СТМ поверхности ВТ-As: Si(310). а, б – исходная поверхность, в – после отжига при 7700С.

Следует заметить, что на поверхности образца, отожженного в парах As4 при низких температурах, ямок обнаружено не было, но наблюдалась слабая анизотропия рельефа вдоль направления [-130]. Как и в предыдущем случае, рельеф выглядел анизотропным вплоть до температуры отжига 6000С. Прогрев при 7700С приводил к исчезновению анизотропии и формированию изотропного рельефа, подобного представленному на рисунке 3-11в.

Полное описание поверхности ВТ-As:Si(310) затруднено в связи с тем, что на дифракционных картинах присутствуют на первый взгляд несовместимые особенности:

система эквидистантных ступеней (рис. 3-10а), фасетки (рис. 3-10б) и сверхструктура (66) (рис. 3-10в). Для объяснения наблюдаемых картин мы предлагаем следующую модель поверхности ВТ-As:Si(310).

Поверхность кристаллов, имеющих структуру типа алмаза или цинковой обманки, отклоненная от плоскости (100) в направлении полюса (010), может быть представлена как сеть террас (100), разделенных эквидистантными ступенями, края которых ориентированы по направлениям [001]. Однако, как показано в работе [102] на примере GaAs, ступени на разориентированной таким образом поверхности должны распространяться вдоль направлений [011] и [0-11]. В работах [103, 104, 105] при помощи методов сканирующей туннельной микроскопии [103, 104] и расчетов из первых принципов [104, 105] исследовалась структура поверхности (510) кремния и осажденных на него тонких пленок германия. Показано, что поверхность (510) состоит из микротеррас (100), разделенных моноатомными ступенями, края которых огранены упорядоченной системой изломов, ориентированных параллельно направлениям [011] и [0-11].

Наблюдаемые нами дифракционные картины можно объяснить, если предположить, что на поверхности (310) образовались террасы (100), разделенные системой эквидистантных ступеней, при этом ступени огранены упорядоченной системой изломов глубиной в несколько межатомных расстояний.



Pages:     | 1 || 3 | 4 |   ...   | 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.