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 | 2 || 4 | 5 |   ...   | 6 |

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

-- [ Страница 3 ] --

На дифракционных картинах, полученных в азимуте [-130], хорошо видны рефлексы, развернутые относительно основных рефлексов на угол приблизительно (рисунок 3-10б), что говорит об огранке поверхности нанофасетками, образованными плоскостями, близкими к плоскости (311). На СТМ изображениях поверхности ВТ As:Si(310) также наблюдаются нанофасетки (311) с характерными размерами в несколько нанометров. Принято считать, что появление фасеток происходит вследствие того, что в определенных условиях может оказаться энергетически выгодным образование на поверхности фасеток, отличающихся более низкой поверхностной свободной энергией.

Однако существует и другой подход, объясняющий механизмы образования фасеток. В работе [106] при помощи расчетов из первых принципов показано, что образование фасеток (311) может происходить даже на поверхности (100) кремния за счет объединения ступеней двухатомной высоты (‘rebonded steps’ по терминологии Chadi [107]) в эшелоны.

Возникновение дифракционной картины, подобной изображенной на рис. 3-10б, возможно, если изломы на соседних ступенях упорядочены (расположены «в фазе») так, как схематично показано на рисунке 3-12.

Для проверки наших предположений была проведена серия экспериментов, в которой подложки, ориентированные по плоскостям (510), (410) и (210), отжигались в потоке As4 с эквивалентным давлением ~ 10-6 Торр до температуры 8000С. В процессе отжига регистрировалось изменение дифракционной картины в азимутах, перпендикулярных ступеням ([-150], [-140] и [-120] соответственно). Во всех случаях наблюдалось появление симметричных наклонных рефлексов. Измерив, углы между нормалью к тени от образца и фасеточными рефлексами, мы определили, что отжиг в парах As4 приводит к появлению на поверхности Si(510) фасеток (511), на поверхности Si(410) – фасеток (411) и на поверхности Si(210) – фасеток (211). На рисунке 3- представлена зависимость угла наклона рефлекса от угла разориентации подложки относительно плоскости (100). Расчетная кривая 1 построена, исходя из предположения, что наклонные дифракционные рефлексы (рис. 3-10б) являются следствием регулярного пространственного распределения изломов ступеней, подобного изображенному на рисунке 3-12. В этом случае кривая 1 имеет вид sin = tg Расчетная кривая 2 построена в предположении, что поверхность As:Si(311) обладает более низкой поверхностной свободной энергией и для любой поверхности, принадлежащей зоне 001, образование фасеток (311) термодинамически выгодно. Видно, что экспериментально измеренные углы наклона рефлекса для образцов с ориентациями поверхности (510), (410), (310) и (210) хорошо совпадают с расчетной кривой 1. Это подтверждает наши предположения о том, что отжиг поверхности Si(310) в парах As приводит к упорядоченному расположению изломов на соседних ступенях.

Предлагаемая нами модель поверхности ВТ-As:Si(310) объясняет также появление сверхструктурных рефлексов в азимуте [-133] (рис. 3-10в.). На плоскости (310) направление [-133] эквивалентно направлению [011] на плоскости (100). Поэтому, наблюдая дифракцию в азимуте [-133], мы направляем электронный луч параллельно краям изломов, ограняющих ступени. Если изломы на ближайших ступенях согласно нашим предположениям расположены упорядочено, то, смотря вдоль направления [-133], мы видим дополнительные дифракционные рефлексы, отражающие этот порядок.

Рис. 3-12. Схематичное изображение поверхности со ступенями четырехатомной высоты, систематически ограненными изломами, расположенными «в фазе».

Отклонение от плоскости подложки, град 11 расчет эксперимент расчет 7 9 11 13 15 17 19 21 23 25 Отклонение от плоскости (100), град Рис. 3-13. Зависимость угла наклона дифракционных рефлексов, наблюдаемых в азимуте, перпендикулярном краю ступени, от угла разориентации плоскости образца относительно грани (100).

Для технологии выращивания CdTe на подложке Si(310) наиболее важным является вопрос о высоте ступеней. Для поверхности ВТ-As:Si(310) высоту ступени можно определить по дифракционной картине, полученной в азимуте [001] параллельно краю ступени (рисунок 3-10а). Дифракционная картина от ступенчатой поверхности является продуктом пересечения обратных решеток для отдельной террасы и системы террас. Отдельная терраса, будучи относительно короткой дифракционной решеткой, дает широкие и редко расположенные в обратном пространстве максимумы. Система же террас дает интерференционную функцию в виде совокупности узких и часто расположенных максимумов. В результате дифракционные рефлексы расщепляются пропорционально отношению вектора трансляции атомов на отдельной террасе к вектору трансляции системы террас [54]. Из рисунка видно, что расстояние между дробными рефлексами в раз меньше расстояния между основными рефлексами. Это означает, что в данном случае ширина террасы (100) равна 6 расстояниям между атомными рядами в направлении [010] на поверхности Si(100). Так как мы имеем дело с поверхностью (310), которая отклонена от поверхности (100) на 18.43 градуса, то из простых геометрических расчетов можно сделать вывод, что ступени имеют высоту в 4 межатомных расстояния.

При высоте ступени более двух атомных слоёв дифракция электронов на отражение не позволяет отличить эквидистантные ступени большой высоты от повторяющейся комбинации более низких ступеней. В нашем случае мы не можем различить ступени высотой 4 межатомных расстояния и повторяющуюся комбинацию из 3 и 1 атомных ступеней. Пукет и Коэн [108] наблюдали появление дифракционных картин, соответствующих ступеням 4х атомной высоты при отжиге в парах As вицинальных поверхностей Si(100), отклонённых на 2.5о в сторону полюса (110). Так как после перестройки поверхности наблюдались два типа доменов ((21) и (12)), авторы делают предположение, что на поверхности чередуются ступени трех- и одноатомной высоты. Подобные результаты получили Оно и Вильямс [96] при отжиге в парах As вицинальных поверхностей Si(100), отклонённых на 5о в сторону полюса (110). В нашем случае величина разориентации от плоскости (100) значительно больше, вследствие чего мы не можем определить тип домена, возникающего на террасе. Тем не менее, мы также считаем, что отжиг в парах As4 при высокой температуре поверхности Si(310) приводит к появлению чередующихся ступеней трех- и одноатомной высоты. Подтверждением этого является тот факт, что в слоях CdTe, выращенного на поверхности ВТ-As:Si(310), наблюдается большое количество антифазных границ, тогда как в тех же самых условиях роста на поверхности НТ-As:Si(310) получаются монодоменные слои.

a б в г Рис. 3-14. Схематичное изображение поверхности ВТ-As:Si(310). Вид сверху (a), виды в азимуте [100](б), [-133](в) и [-130](г).

Схематичное изображение структуры поверхности ВТ-As:Si(310) с чередующимися ступенями высотой в один и три монослоя показано на рисунке 3-14.

На рисунке 3-14а (вид поверхности сверху) черным обозначены атомы, составляющие край трехатомной ступени, серыми – атомы края одноатомной ступени. На видах с азимутов [100] (рис. 3-14б) и [-133] (рис. 3-14в) видно, что чередование ступеней трехатомной и одноатомной высоты не нарушает периодичности, характерной для ступеней четырехатомной высоты. Вид с азимута [-130] демонстрирует образование нанофасеток (311).

3.3. Адсорбция теллура и цинка на поверхности Si(310) Эпитаксиальный рост полупроводниковых соединений методом МЛЭ включает ряд последовательных событий, важнейшими из которых являются:

1) адсорбция составляющих вещество атомов и молекул;

2) миграция и диссоциация адсорбированных частиц;

3) пристраивание составляющих атомов к подложке, приводящее к зародышеобразованию и росту [109].

При гетероэпитаксии в начальный момент роста, пока поверхность подложки не полностью закрыта осаждаемым веществом, именно адсорбция составляющих вещество атомов и молекул играет ключевую роль, так как состав и структура адсорбционного слоя могут определять (и в большинстве случаев определяют) механизмы роста, а так же тип и количество дефектов, образующихся в гетеропереходе. В связи с этим ясное понимание того, как происходит адсорбция Zn и Te на поверхности Si(310), является необходимым условием для решения поставленной задачи.

3.3.1. Адсорбция теллура Процессы адсорбции – десорбции теллура на поверхность кремния Si(310) изучалось с помощью методов эллипсометрии, Оже-спектроскопии (ЭОС) и дифракции электронов. Для этого образец при заданной температуре выдерживался в молекулярном потоке теллура с одновременной регистрацией эллипсометрических углов и дифракционных картин и последующей записью Оже-спектров. Затем этот же образец отжигался при заданной температуре в вакууме с использованием тех же самых аналитических методов.

Было установлено, что процессы адсорбции – десорбции теллура на поверхности кремния можно разделить на три температурных интервала.

При температурах образца менее 2000С экспозиция в парах теллура приводит к росту поликристаллической пленки теллура. Этот процесс ничем не лимитируется и можно вырастить пленку поликристаллического теллура любой толщины. Процесс десорбции теллура в этом температурном интервале не происходит, и в течение длительного времени не наблюдается заметного изменения эллипсометрических углов, на дифракционных картинах и Оже спектров.

В интервале температур образца 200-4500С, независимо от плотности потока и времени экспозиции, по данным ЭОС количество теллура на поверхности кремния не превышает 20% от числа атомов в исследуемом объёме. При этом на дифракционных картинах никаких сверхструктурных перестроек не наблюдается и изменений эллипсометрических углов, соответствующих появлению адсорбционного слоя, не происходит. При этом следует отметить, что, в силу большого оптического контраста между кремнием и теллуром, метод эллипсометрии является очень чувствительным и, как будет показано в следующей главе, на поверхности CdTe данный метод позволет регистрировать 0.1 МС Te. Отжиг до 200-4500С образца с уже напыленным слоем теллура независимо от времени отжига снижает количество теллура на поверхности до 20% от числа атомов в исследуемом объёме (ЭОС). Дальнейшее повторение циклов осаждение нагрев (до 4000С) не приводит к увеличению количества теллура на поверхности образца.

Если образец имеет температуру больше 4500С, теллур на поверхности не обнаруживается никаким методом.

Рассмотрим подробнее первые два температурных интервала.

3.3.1.1. Температурный интервал до 2000С Поведение эллипсометрических углов и при адсорбции теллура на чистой поверхности кремния представлено на рисунке 3-15. При открытии заслонки источника теллура в - плоскости начинают формироваться кривые, форма которых зависит от температуры подложки (Ts) и эквивалентного давления в пучке (BEP).

Для низкой температуры подложки и высокого потока Te2, начальная стадия процесса характеризуется, в основном, изменением величины (кривая 1);

затем экспериментальные точки в - плоскости приобретают известную спиралевидную форму, характерную для роста толстого поглощающего слоя. Если интенсивность потока уменьшать и/или увеличивать температуру подложки, то в начальный момент происходит уменьшение угла, после чего кривая также плавно скручивается в спираль (кривые 2,3).

Для высоких температур (Ts 1500С) спираль полностью отсутствует, и во время всего процесса при некотором росте происходит резкое снижение значения (кривая 4). При некоторых условиях (Ts=1500C, BEP=2010-6 торр) на начальном этапе значение угла проходит через минимум на фоне резкого постоянного уменьшения (кривая 5).

Рис. 3-15. Система траекторий для различных параметров нанесения: Ts(0C)/BEP(10- торр): 1, -23/20;

2, -33/2,1;

3, 27/2;

4, 170/24,4;

5, 150/20.

Рис. 3-16. Траектории 1, 2, 3, взятые из рис.3-15, наложенные на рассчитанную номограмму для зарождения.

Поведение эллипсометрических углов, представленное на кривой 1 рис.3-15, может быть интерпретировано, как рост пленки с гладкими границами раздела. Используя уравнение эллипсометрии для однослойной модели [110], можно подобрать такие значения параметров n и k растущего слоя, для которых расчетная кривая максимально соответствует экспериментальным значениям. В нашем случае максимальное совпадение было достигнуто для значений n=4,53 и k=1,91 (рассчитанная сплошная кривая приведена на рисунке). Такие значения близки к полученным Арвиным и Аспнесом [111] для аморфного теллура на КРТ.

Для объяснения поведения эллипсометрических углов, представленного кривыми 2-5 рис.3-15, мы предположили, что при этих условиях имеет место рост несплошной или островковой пленки аморфного теллура. Если размеры негомогенности (островков) много меньше, чем длина волны зондирующего излучения, пленка может быть представлена как гомогенная смесь теллура и пор в пропорции q : (1-q), где q – объем, занятый материалом в выделенном слое. Что дает в дальнейшем возможность рассчитать оптические константы, основываясь на приближениях [25].

На рисунке 3-16 показаны рассчитанные зависимости эллипсометрических углов от эффективной толщины пленки и ее плотность. Для 0,3 q 1 кривые равных плотностей монотонно изменяются с q. При q 0,3 рассчитанная кривая почти вертикальна и при дальнейшем уменьшении q не имеет сдвига по. Проанализируем поведение конденсирующихся молекул Te2 в простых физических терминах.

Очевидно, что судьба попавшей на поверхность подложки молекулы теллура определяется, в основном, тремя процессами: (a) – десорбцией;

(б) – присоединением к существующему островку;

(в) – встречей с другой молекулой Te2, и, в результате, образованием нового островка. Относительные вероятности этих событий зависят от давления в пучке и температуры подложки. Для больших потоков и низкой температуры процесс (в) доминирует, приводя к росту сплошной пленки с плотностью близкой к (кривая 1 рисунок 3-15). Уменьшение потока при той же температуре сдвигает вероятность процесса в пользу механизма (б). В результате, формируется островковая пленка с малой эффективной плотностью (кривая 2 рисунок 3-15). Увеличение температуры подложки усиливает десорбцию, что еще больше сдвигает конденсацию в направлении образования островков. Это приводит к формированию пленки с малыми плотностями, но состоящей из больших островков (кривая 3 рисунок 3-15).

Если мы предположим, что островки имеют полусферическую форму со средним радиусом r и распределяются по поверхности со средним значением плотности С, тогда эффективная толщина пленки d может быть принята как d = r, а ее эффективная плотность взята как q = 2/3, где = r2С есть часть поверхности пластины, покрытая островками.

Предполагая далее, что новых центров зарождения при конденсации не образуется, временная зависимость r и q получится в виде r ~ t1/3, q ~ t2/3. Значит, в самом начале процесса вклад изменения эффективной толщины пленки в изменение эллипсометрических параметров может превалировать. Влияние изменения эффективной плотности на эллипсометрические параметры должно появиться позднее.

Это наблюдается в наших экспериментах. Сравнивая кривые 2 и 3 на рисунке 3-15 с расчетной номограммой (рисунок 3-16), можно заметить, что формирование островковой пленки начинается с малых значений плотности. Уменьшение значения угла в самом начале конденсации соответствует увеличению эффективной толщины d, то есть размеру островка. Это значит, что формирование пленки происходит в основном за счет разрастания уже существующих островков, размер которых много меньше -1/ характеристического расстояния между ними (2r С ). Во время роста размеры островков увеличиваются и со временем становятся сравнимы с межостровковым расстоянием. В этот момент эффективная плотность изменяется очень быстро, практически ступенчато, а экспериментальная кривая в - плоскости делает резкий поворот. Дальнейший рост сопровождается увеличением эффективной плотности и толщины, благодаря срастанию островков и формированию сплошной пленки. Для «точки поворота» на экспериментальной кривой, справедливо следующее выражение 2r С-1/2, оно позволяет количественно оценить плотность островков на поверхности из соотношения С (2d)-2, где d – эффективная толщина пленки в точке поворота. Для траекторий 2 и 3 рисунка 3-16 мы имеем d = 2 и 5 нм и соответствующую плотность находим равной 6,01012 и 1,01012 см -2 соответственно.

Для температуры подложки больше 150 0С (кривые 4 и 5) «точки поворота» на экспериментальной кривой не наблюдается, эллипсометрические параметры меняются со временем монотонно. Это может быть объяснено тем фактом, что поверхностная подвижность молекул теллура при этих температурах высока, а поверхностная плотность зародышей мала. При этих условиях конденсация происходит через формирование и рост больших редких островков. Сравнивая кривую 4 с расчетной номограммой видно, что при данных условиях полной коалисценции островков не произошло до эффективной толщины 20 нм. В таком случае плотность островков будет 6,21010см -2. Когда среднее расстояние между такими островками сравнимо или даже больше, чем длина волны используемого излучения, использование модели эффективного среднего может быть затруднено. Физически этот эффект может быть представлен, как существование границы раздела с большим рельефом, подавляющим интерференцию в пленке.

Похоже, именно такое объяснение может быть применено для понимания аномального поведения на кривой 5 рисунка 3-15. Кривая 5 фактически выпадает из поля в - плоскости, покрываемого номограммой. Это говорит о неприменимости модели эффективного среднего в этом случае. При изучении поверхности этого образца с помощью высокоразрешающего оптического микроскопаё наблюдались сформировавшиеся островки пленки с типичным размером 0,5 мкм на расстоянии нескольких микрон один от другого. Нужно заметить, что ростовые особенности, отражаемые траекторией 5, ни разу не были получены на свежеприготовленной поверхности кремния. Аномальность возникала только после нескольких предваряющих циклов осаждение-испарение Te2. Испарение пленки теллура достигалось нагревом подложки при одновременной записи и до тех пор, пока их значения не возвращались к соответствующим чистой поверхности кремния. Тем не менее, можно предположить, что при таком нагреве на поверхности оставалось небольшое количество отдельных участков с дефектами. Такие участки могли впоследствии стать центрами зарождения больших редких островков теллура, возникавших при соответствующих условиях обработки.

Мы попробовали применить однослойную модель для качественного понимания аномального поведения эллипсометрических параметров (уход влево от стартовой точки). Действительно, когда типичные характеристики морфологических объектов (радиус островка и межостровковое расстояние) становятся одного порядка с длиной волны анализирующего света, интенсивность отраженного пучка будет уменьшаться за счет рассеяния. В сущности, это эквивалентно увеличению поверхностного поглощения в пленке. Расчеты по однослойной модели показали, что в случае подстановки для пленки теллура с q 0,1 очень большого коэффициента поверхностного поглощения (по порядку величины большего, чем физически приемлемая величина, соответствующая данному q), рассчитанная траектория в - плоскости приближается к кривой 5 рисунка 3-15.

3.3.1.2. Температурный интервал 200 – 4500С Образец кремния с адсорбированным на поверхности Те (около 20) исследовался методом спектральной эллипсометрии. Измерения проводились ex-situ на воздухе в течение 1 часа после извлечения образца из вакуумной камеры. По результатам этих измерений рассчитывались псевдодиэлектрические функции исследуемой поверхности 1(Е) и 2(Е) по модели полубесконечной среды (здесь Е - энергия фотона), которые представлены на рисунке 3-17. Для сравнения были измерены также спектры эллипсометрических параметров свежетравленной и пассивированной водородом поверхности Si. На основании этих измерений и с учетом толщины пассивирующей пленки (6) были рассчитаны диэлектрические функции “чистой” поверхности кремния 1(Е) и 2(Е), которые также представлены на рисунке 3-17. Наблюдаемые различия в спектрах обусловлены, очевидно, эффектом поверхностной пленки.

Анализ полученных эллипсометрических спектров был проведен путем численного моделирования. По модели “подложка Si - одно или двухслойная пленка” находились расчетные спектры псевдодиэлектрических функций 1,2расч, которые сравнивались затем с измеренными спектрами. Количественной характеристикой сравнения служила целевая функция S=(1/N)[(1(Ei)-1расч(Ei))2+(2(Ei)-2расч(Ei))2], (3-1) где суммирование проводилось по всем энергиям фотонов: i=1,2,...N. В качестве предполагаемых слоев на Si анализировались аморфный Те, SiO2, а также смеси Те с SiO и вакуумом, диэлектрические функции которых рассчитывались по модели эффективной среды [25]. Физически такие смеси соответствуют включениям или островкам Те.

Цель моделирования заключалась в минимизации целевой функции подбором одного или нескольких параметров слоев. Результаты приведены в таблице 3.1.

Для сравнения в таблице дано также значение целевой функции для “чистой” поверхности Si (S=41,6). Абсолютный минимум целевой функции достигается для слоя SiO2 толщиной 20. Известно, однако, что в течение 1 часа экспозиции Si на воздухе толщина выросшей окисной пленки не превышает 10 [112]. С учетом этого была рассмотрена модель Si (10 SiO2)-(Те+поры), минимум целевой функции S=2,1 для которой достигался при плотности Те равной 0,5% и толщине эффективного слоя 550. Другие модели, учитывающие наличие Те на поверхности, дают значения целевой функции по крайней мере в 1,5 раза больше того, что получено для SiO2.

Если исходить из факта, что за время измерения на воздухе толщина образующегося окисла SiO2 не должна превышать 8-10, то наиболее вероятным поверхностным слоем является гипотетический слой, оптические свойства которого сходны с оптическими свойствами SiO2 (то есть, имеющий слабую дисперсию 1 при 2=0, что характерно для диэлектриков). Таким слоем может быть сесквителлурид кремния, обладающий диэлектрическими свойствами.

Диэлектрические функции, у.е.

- - - 1,5 2 2,5 3 3,5 4 4,5 5 5,5 Энергия, эВ Диэлектрические функции кремния 1 и 2 (кривые 1 и 2) и Рис. 3-17.

псевдодиэлектрические функции 1 2 (кривые 3 и 4) образца кремния после экспозиции в потоке теллура и отжига в вакууме.

Таблица 3.1. Параметры оптических моделей, используемых для аппроксимации экспериментального спектра.

Модель Содержание Те в слое, Толщина S, усл. ед.

% слоя, А Si - - 41, Si-SiO2 - 20 0, Si-(10A SiO2)-(Te+поры) 0,5 550 2, Si-Te - 12 1, Si-(Te + поры) 25 12 1, Si-(Te + SiO2) 30 12 1, Ранее было показано, что адсорбция Те2 на поверхности кремния начинается с появления сильно разрозненных островков. Граница раздела Те/Si имеет высокий оптический контраст (при =0,63мкм), что делает метод эллипсометрии крайне чувствительным к наличию элементарного Те на поверхности Si. Из номограммы рис.3- следует, что при сплошном покрытии теллуром изменяется в основном параметр и чувствительность составляет /d=0,15 град/;

при частичном покрытии (20%), наоборот, изменяется параметр и /d=0,5 град/. Это означает, что при 20% покрытии островками в один монослой параметр должен уменьшиться на 1.5. Между тем, в экспериментах in-situ после термического удаления Te такие изменения не обнаруживаются. Если предположить, что поверхностный Te находится не в элементарном состоянии, а в виде соединения с оптическими свойствами, аналогичными SiO2, то при плотности покрытия 20% соответствующий коэффициент чувствительности по уменьшается в 3 раза и составляет 0.15 град./, (а при 10% покрытии всего лишь 0. град./). Эти оценки позволяют понять, почему в интервале температур 200 – 4500С эллипсометрические измерения in-situ не обнаруживают поверхностного слоя, в то время как данные Оже-спектроскопии свидетельствуют о наличии Те на поверхности.

Система кремний-теллур исследовалась в ряде работ [113, 114], где были определены термодинамические свойства сесквителлурида кремния (Si2Te3). Данные этих работ позволяют определить область условий, в которых возможно существование соединения кремния с теллуром. Согласно вышеупомянутым работам, теллур в паровой фазе над соединением кремния и теллура присутствует либо в виде паров элементарного теллура, либо в виде теллурида кремния SiTe. Был проведен расчет упругости паров двухатомного теллура и теллурида кремния над Si2Te3 и упругости паров чистого теллура (кривая 1 на рис.3-18). При расчете использовалась экстраполяция выражений для температурной зависимости упругости паров logPTe2 (атм) = -10.152(103)/T + 7.5634 (6040-8920С) (кривая 2 на рис.3-18) logPSiTe (атм) = -12.31(103)/T + 7.874 (7000-8920C) (кривая 3 на рис.3-18) из работы [114] и logPTe2 (атм) = -11.1(103)/T + 7.9 (7750-9500C) (пунктирная кривая на рис.3-18) из работы [113].

- - - lg(P, атм.) - - - - - - - 0 100 200 300 400 500 600 700 o Температура, C Рис. 3-18. Рассчитанные давления паров теллура над чистым теллуром (кривая 1), теллура над сесквителлуридом кремния (кривая 2 по данным работы [114] и пунктирная кривая по данным работы [113]) и давление паров теллурида кремния (кривая 3 [114]).

Давление паров элементарного теллура (кривая 2) существенно выше (на 2- порядка величины в зависимости от температуры), чем давление паров теллурида кремния. Следовательно, сесквителлурид кремния при испарении разлагается с образованием паров теллура, твердого кремния и небольшого количества SiTe(пар).

Учитывая, что давление, эквивалентное плотности молекулярного потока теллура, варьировалось в пределах 110-7 - 510-6 торр (область между двумя прерывистыми горизонтальными линиями на рис.3-18), из результатов расчетов можно заключить, что осаждение элементарного теллура (кривая 1) на подложке возможно при температурах не выше 2200С. Это согласуется с полученными экспериментальными результатами, из которых следует, что в потоке теллура происходит образование слоя теллура на подложках кремния до температур менее 2000С. Существование фазы сесквителлурида кремния возможно до температуры 3700С и это единственная фаза, которая может образовываться в потоке теллура на подложке кремния в интервале температур 220-3700С.

Однако экспериментально образования фазы Si2Te3 в этом интервале температур не наблюдалось. Очевидно температура (200-3700С) оказывается слишком низкой, чтобы происходило перемещение атомов кремния из поверхностных слоев подложки, что необходимо для образования покрытий с толщиной большей монослоя. Более того, сплошного слоя теллура или его соединения с кремнием на поверхности также не образовывалось, хотя энергия связи кремний-теллур в объеме сесквителлурида кремния достаточна для этого. Как показано в работе [115], на адсорбцию на поверхности полупроводников большое влияние оказывают образующиеся поверхностные состояния.

Поэтому степень заполнения поверхности адсорбируемым компонентом может оказаться существенно меньше единицы, если введение поверхностных состояний уменьшает суммарную энергию взаимодействия адсорбируемого вещества с поверхностью.

При гетероэпитаксии кристалла с решеткой сфалерита на кристалле с решеткой алмаза очень важным является то, в какой форме адсорбируются атомы осаждаемого вещества на поверхности подложки. Для предотвращения образования антифазных доменов желательно, что бы один из двух элементов образующих бинарный полупроводник адсорбировался в виде одного сплошного монослоя. Именно с этой точки зрения необходимо рассматривать результаты, полученные нами при изучении адсорбции Te на поверхности Si(310).

Полученные нами результаты позволяют предположить, что адсорбционный слой теллура не является сплошным. Однако используемые нами методы дают косвенный ответ на интересующий нас вопрос. Поэтому мы использовали адсорбционный слой As в качестве репера, так как мышьяк в широком диапазоне условий адсорбируется на поверхности кремния в количестве равном одному монослою [97]. Теллур и мышьяк регистрировался на поверхности кремния при прогревах до 450 и 6000С соответственно.

Давления паров этих элементов при таких температурах очень велико (у Те2 110-1 торр, у As4: 10 торр), то есть элементарные теллур и мышьяк присутствовать на поверхности при данных условиях не могут. Можно предположить, что при температурах 200-4500С на поверхности остаются только теллур и мышьяк, каким-то образом связанные с кремнием.

Очевидно, что это монослойные или субмонослойные покрытия. В случае экспозиции в потоке мышьяка на Оже спектрах от поверхности образца наблюдается резкое (на порядок) уменьшение абсолютной амплитуды пика кремния, относительное же количество мышьяка достигает 70%. При экспозиции в потоке теллура, получаемый результат существенно отличается от случая адсорбции мышьяка. Абсолютная интенсивность пика кремния снижается незначительно (в 1,5 раза), а теллур детектируется в количестве около 20%. Известно, что глубина выхода электронов существенно зависит от их кинетической энергии с ярко выраженным минимумом в районе 100 эВ ([116], стр.209). Поэтому интенсивность пика кремния (92 эВ) очень чувствительна к толщине и сплошности адсорбционных слоев, которые находятся поверх кремния. Исходя из вышесказанного и того, что слой мышьяка снижает интенсивность пика кремния в 7 раз, а слой теллура только в 1,5 раза, можно предположить, что в отличие от адсорбционного слоя мышьяка адсорбционный слой теллура на поверхности Si(310) не является сплошным, а состоит из отдельных островков. Полное удаление теллура с поверхности кремния при прогревах свыше 4500С говорит о слабой связи Te-Si, что подтверждается в работе [117], где указывается, что единственно возможное соединение кремния с теллуром - сесквителлурид кремния Si2Te3 - является нестойким и существует в узком интервале температур. Логично предположить, что связь As-Si значительно прочнее, поскольку прогревы до 600 0С не разрушают ее и мышьяк не покидает поверхность кремния.

Итак, основным результатом наших исследований адсорбции Te на чистой поверхности Si(310) является установление того факта, что адсорбционный слой состоит из отдельных, сильно удаленных друг от друга островков. Экстраполяция данных, полученных при более низких температурах, позволяет оценить плотность островков теллура при температуре подложки более 2000С на уровне меньшем, чем 1,01010 см-2.

Также методами эллипсометрии и ЭОС нами были проведены исследования адсорбции Zn на чистой поверхности Si(310) и адсорбции Te и Zn на стабилизированной As поверхности Si(310). Полученные результаты по адсорбции/десорбции элементарных веществ на Si(310) приведены в таблице 3.2.

Таблица 3.2. Характеристики процесса адсорбции Zn и Te на поверхности Si(310) и As:Si(310).

Zn Te До 200 0С – конденсация в виде Чистая поликристалла 200 – 450 0С – островковый поверхность Не адсорбируется Si(310) адсорбционный слой Выше 450 0С – не адсорбируется До 140 0С – конденсация в As:Si(310) виде поликристалла То же, что на чистой поверхности Si(310) Выше 140 0С – не адсорбируется Из результатов, представленных в таблице, видно, что ни на чистой поверхности Si(310), ни на поверхности Si(310), стабилизированной мышьяком, Zn не адсорбируется, а Te адсорбируется в виде отдельных, сильно удаленных друг от друга островков.

Выводы к главе 1. Установлено, что поверхность Si(310) в широком интервале температур имеет развитый неупорядоченный рельеф. Основной составляющей такой поверхности является ступенчатая поверхность (310) со ступенями двухатомной высоты. Ступени высотой в два межплоскостных расстояния на поверхности подложки Si(310) наблюдаются сразу после десорбции пассивирующего слоя. Присутствие на поверхности Si(310) ступеней двухатомной высоты позволяет использовать кристаллы Si, ориентированные по плоскости (310), в качестве подложки для гетероэпитаксии бинарных полупроводников и, в частности, CdHgTe.

2. Установлено, что при низких температурах отжига As адсорбируется на поверхности Si(310), не меняя её морфологии. С повышением температуры отжига адсорбция As на поверхности Si(310) приводит к формированию ступеней трех- и одноатомной высоты. Так как высокая температура отжига вызывает образование ступеней высотой в нечетное количество атомов, то для избегания зарождения антифазных доменов при гетероэпитаксии бинарных полупроводников на подложках Si(310), необходимо использовать низкотемпературные методы предэпитаксиальной подготовки.

3. Адсорбция теллура на чистую поверхностью кремния Si(310) характеризуется невозможностью существования сплошных монослойных покрытий Те2.

Адсорбированный Те2 может присутствовать на поверхности кремния только в виде отдельных островков и только до температуры подложки 4500С. Также показано, что и на поверхности кремния Si(310), стабилизированной мышьяком, адсорбционный слой Te2 не является сплошным и состоит из отдельных островков.

4. Цинк конденсируется на поверхности As:(310)Si в виде поликристалла до температуры подложки 1400С. Выше температуры 1400С цинк не адсорбируется или полностью десорбируется. На чистую поверхность кремния Si(310) цинк не адсорбируется.

Глава 4.

Кинетика роста гетероэпитаксиальных структур CdTe/ZnTe/GaAs(310) и CdTe/ZnTe/Si(310) Изготовление гетероэпитаксиальных структур КРТ на подложках из арсенида галлия или из кремния методом МЛЭ обязательно включает последовательное выращивание буферных слоев ZnTe и CdTe. Буферный слой CdTe необходим для аккомодации механических напряжений, возникающих в гетероструктурах КРТ в виду большой разности параметров решетки КРТ и подложки. Толщина буферного слоя CdTe обычно составляет от 5 до 10 мкм. Слой CdTe, выращенный на альтернативной подложке, в зависимости от условий предэпитаксиальной подготовки может иметь кристаллографическую ориентацию, отличную от ориентации подложки [118, 119]. Смена ориентации растущим слоем может проходить не однородно по площади подложки [120].

Для роста одной ориентации CdTe на поверхности GaAs или Si необходимо начинать эпитаксию с соединения, близкого по физико-химическим свойствам к CdTe, но имеющего меньшее рассогласование параметров решеток с подложкой. Таким соединением является ZnTe [121]. Толщина буферного слоя ZnTe обычно варьируется от 0.01 до 1 мкм.

При выращивании соединений типа АIIВVI на подложках из арсенида галлия и кремния образование дефектов в растущей пленке связано:

- с различием параметров кристаллических решеток пленки и подложки;

- с химическим взаимодействием компонентов на гетерогранице.

- с ошибками упорядочения в процессе кристаллизации.

В первом случае дефекты являются необходимыми равновесными элементами кристалла, поскольку обеспечивают релаксацию напряжений, и их тип, плотность и распределение не зависят от условий эпитаксии. В двух других случаях, напротив, процесс образования дефектов определяется условиями зарождения и роста пленки.

Основное количество всех дефектов в буферных слоях зарождается на гетерогранице ZnTe/подложка. Это связано с тем, что на этой гетерогранице присутствует наибольшая неоднородность во всей гетеросистеме, как физическая (рассогласование параметров решёток), так и химическая (граница неизовалентных материалов). В связи с этим механизмы образования дефектов на гетерогранице ZnTe/подложка и условия формирования гетероперехода ZnTe/подложка, в первую очередь, определяют структурное совершенство буферных слоев.

Вторым по значимости моментом, определяющим качество буферных слоев, является стадия роста толстого слоя теллурида кадмия. Так как этот процесс длится несколько часов, то даже незначительные отклонения условий роста от оптимальных будут приводить к накоплению морфологических и структурных дефектов.

4.1. Лимитирующие процессы при гетероэпитаксии на вицинальных поверхностях При гетероэпитаксии ключевой проблемой является снижение плотности прорастающих дислокаций. В основе явления лежит формирование в гетеропереходе сетки дислокаций несоответствия, вызванное различием параметров сопрягаемых кристаллических решеток. В зависимости от механизма формирования гетероэпитаксиального слоя большая или меньшая часть дислокаций может прорасти в осаждаемую пленку. Как показано в ряде работ, минимальная плотность прорастающих дислокаций может быть получена при двумерном механизме зарождения и роста пленки [122, 123]. При трехмерном зарождении дислокации несоответствия образуются под каждым трехмерным островком и при срастании островков несовпадающие концы дислокаций дают начало прорастающим дислокациям [124, 125, 126].

На сингулярных поверхностях даже при гомоэпитаксии образование новых центров роста требует преодоления энергетического активационного барьера, связанного с увеличением площади поверхности и, соответственно, с увеличением избыточной энергии [127]. При гетероэпитаксии вклад в избыточную энергию даст гетерограница, вносящая напряжения вследствие несоответствия решеток и отличия энергии связей.

Поскольку, как уже сказано, образование трехмерных зародышей приводит к повышению плотности прорастающих дислокаций и потому нежелательно, представляет интерес рассмотреть эпитаксию на вицинальных плоскостях. Действительно, при гомоэпитаксии наличие ступеней на вицинальной плоскости облегчает рост и необходимость формирования зародышей и, соответственно, необходимость преодоления активационных барьеров для продолжения роста отпадает [127]. Однако при гетероэпитаксии формирование гетерограницы, обладающей избыточной энергией, видимо, по-прежнему будет требовать преодоления активационного барьера и необходимость образования трехмерных зародышей в данном случае остается под вопросом.

Была проведена серия экспериментов по росту пленок ZnTe на подложках GaAs(310) и Si(310), в которой варьировалась только температура роста. Диапазон изменений температуры лежал в интервале 210 – 3800С. Во всех экспериментах PZn PTe.

В течение всего процесса роста регистрировалось изменение эллипсометрических параметров и в реальном масштабе времени. Полученные эллипсометрические данные были интерпретированы согласно модели, предложенной в главе 1.

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 На рис.4-1 показаны изменения эллипсометрических параметров, которые наблюдаются на начальной стадии роста слоев ZnTe на подложке GaAs при различных температурах подложки. Сравнение этих результатов с расчетной кривой, полученной по 1-слойной модели «пленка ZnTe на подложке GaAs» (сплошная кривая на рисунке), обнаруживает существенные расхождения. Отклонение экспериментальных кривых от расчетной зависимости можно интерпретировать как формирование на начальной стадии островковой пленки ZnTe. В том случае, когда размеры островков много меньше длины волны зондирующего излучения, ее оптические свойства можно описывать моделью эффективной среды (подробнее смотри в главе 1). В рамках такой модели растущая пленка описывается двумя параметрами: толщиной эффективного слоя d и плотностью материала q.

Были построены зависимости плотности q и толщины эффективного слоя dэфф.

пленок ZnTe от времени для различных температур подложки.

Из сравнения расчетных кривых с экспериментом следует, что рост слоя начинается с плотности q=0.6 и далее значение q монотонно увеличивается. Если рассматривать островки в форме полусфер одинакового радиуса, то при плотной их упаковке значению q=0.6 соответствует слияние островков. При большей величине q основания островков образуют сплошной слой, и более корректной следовало бы считать модель: «подложка – сплошной слой – рыхлый слой». Однако для тонких слоев, когда выполняется условие nfd, применимость однослойной модели вполне оправдана.

На рисунке 4-2 показаны зависимости плотности q растущих слоев ZnTe на GaAs от времени для различных температур подложки. При температурах 270 и 3000С рост начинается со значения q=0.6, которое затем быстро увеличивается, стремясь к 1. Для температур 355 и 3700С рост начинается со значений q=0.4-0.5 и возрастание q не столь быстрое. Для температуры 3800С процесс развивается несколько иначе. В течение длительного времени (~400 с) значение q спадает от 0.6 до 0.3, а затем происходит плавное возрастание. Колебания q – это приборный артефакт, связанный с тем, что погрешность определения q возрастает с уменьшением толщины пленки.

10нм 20нм D, град 10 11 12 13 14 15 Y, град Рис.4-1. Изменение эллипсометрических параметров на начальных стадиях роста пленки ZnTe на подложке (013)GaAs при различных температурах подложки: 1- 2700С, 2 – 3000С, 3 – 3550С, 4 – 3700С, 5 – 3800С, 6 – расчет для идеального случая.

1, 1 2 0, q 0, 0, 0, 0 200 400 600 800 1000 1200 Время, сек Рис.4-2. Изменение плотности слоев ZnTe со временем роста при различных температурах подложки: 1- 2700С, 2 – 3000С, 3 – 3550С, 4 – 3700С, 5 – 3800С.

Полученные результаты показывают, что при низкой температуре поверхностная плотность зародышей достаточно велика и слияние островков происходит с самого начала роста. С повышением температуры увеличивается скорость миграции молекул по поверхности, что способствует разрастанию отдельных островков при уменьшении их поверхностной плотности. Поэтому при температурах 355 и 3700С в начале роста образуются несвязанные островки (q0.6), которые затем разрастаются и сливаются (при t = 60 – 70 с). При максимальной температуре 3800С процесс разрастания островков выражен наиболее ярко и растянут во времени, при этом величина q падает сначала до 0. – 0.3, а затем начинает возрастать.

Толщина эффективного слоя определяется высотой островков, поэтому для того, чтобы характеризовать скорость осаждения ZnTe, удобно оперировать толщиной в пересчете на сплошное покрытие. Соответствующие зависимости приведены на рис.4-3.

Анализируя эти зависимости, можно прийти к выводу, что при низких температурах скорость роста с высокой степенью точности описывается линейной зависимостью. С увеличением температуры на начальной стадии наблюдается отклонение от линейной зависимости, особенно хорошо заметное при максимальной температуре. Можно предположить, что скорость роста определяется степенью покрытия. На начальной стадии, когда имеет место несплошное покрытие, скорость роста меньше, чем при полностью закрытой подложке, причем различие в скорости составляет около порядка.

Если принять, что островки имеют полусферическую форму, то, как отмечено выше, их слияние происходит при q=0.6. Тогда следовало бы ожидать, что скорость роста резко изменится в области q=0.6, однако из сравнения рис.4-2 и рис.4-3 видно, что скорость роста начинает меняться при меньшем значении q. Это объясняется, по-видимому, дисперсией в размерах островков, поэтому сплошное покрытие образуется при значениях q0.6.

Как видно из рисунка 4-4, где представлены данные для начальных стадий роста при наиболее высокой температуре подложки, при открывании заслонки на подложке быстро формируется слой толщиной несколько ангстрем. Затем толщина слоя увеличивается линейно со временем и скорость роста чрезвычайно мала – 0.0015 А/с. При временах осаждения, превышающих 300 с, скорость роста увеличивается и достигает своего стационарного значения при временах порядка 1000 с. При более низких температурах роста детально проследить самые ранние стадии осаждения, в частности формирование пленки толщиной несколько ангстрем, затруднительно из-за высокой скорости осаждения.

25 Толщина, нм 0 200 400 600 800 1000 1200 Время, сек Рис.4-3. Изменение толщины «сплошных слоев» ZnTe со временем роста при различных температурах подложки: 1- 2700С, 2 – 3000С, 3 – 3550С, 4 – 3700С, 5 – 3800С.

Толщина, нм 0 100 200 300 400 500 Время, сек Рис.4-4. Начальное изменение толщины слоя ZnTe при высокой температуре подложки (3800C).

Совокупность этих данных свидетельствует о том, что в начальный момент сразу после открывания заслонки молекулярных источников на подложке формируется адсорбционный слой, состоящий, по-видимому, в основном из двухатомного теллура.

Толщина его согласно измерениям составляет несколько ангстрем, однако едва ли можно назвать его точную толщину, так как в расчетах использовались оптические постоянные для ZnTe, а не для элементарного теллура. Затем из адсорбционного слоя на поверхности происходит кристаллизация ZnTe. Судя по уменьшению плотности, кристаллизация идет по поверхности неравномерно, что приводит к некоторому развитию рельефа пленки.

4.1.1.2. Лимитирующие процессы при гетероэпитаксии на ZnTe на GaAs(310) В работе [128] приводятся выражения для степени заполнения поверхности растущим слоем в зависимости от времени осаждения как при постоянной скорости образования центров кристаллизации J:

= 1- exp(-4.k1.J.Ct2.t3) (4-1), так и для одномоментного образования фиксированной плотности центров зарождения N:

= 1- exp(-4.k1.N.Ct2.t2) (4-2), где Ct – тангенциальная скорость разрастания основания центров, k1 - коэффициент формы основания центра кристаллизации, близкий к единице. Например, для центра кристаллизации в виде сферического сегмента k1 = /4, для квадратной пирамиды k1 = 1.

Эффективная скорость роста пленки Сэфф = Сn. = Сn.[1- exp(-4.k1.J.Ct2.t3)] меньше нормальной скорости роста Сn при степенях заполнения меньше единицы вследствие того, что осаждение происходит не на всей поверхности, а только на центрах кристаллизации. Из этого выражения следует, что в начальный момент осаждения скорость роста равна нулю и при степенях заполнения поверхности, приближающихся к единице, скорость роста принимает стационарное значение. Такой подход приемлем для описания гетероэпитаксии ZnTe/GaAs (и ZnTe/Si), так как критическая толщина псевдоморфного роста в данном случае меньше одного монослоя. По-видимому, данный подход некорректно использовать, если рост пленки происходит по механизму Странского-Крастанова. Действительно, при реализации механизма Странского Крастанова при достижении пленкой критической толщины происходит переход от 2М механизма роста к 3М и возможно изменение эффективной скорости роста. Однако в случае гетероэпитаксии ZnTe/GaAs (и ZnTe/Si) механизм Странского-Крастанова не реализуется.

При малых степенях заполнения поверхности, разлагая экспоненту в выражении (4 1) в ряд Маклорена и ограничиваясь двумя первыми членами разложения, находим, что при малых степенях заполнения поверхности для случая постоянной скорости образования центров кристаллизации степень заполнения пропорциональна времени в третьей степени, а для случая фиксированной плотности центров кристаллизации, равной N, она пропорциональна времени во второй степени:

= 4.k1.N.Ct 2.t2.

= 4.k1.J. Ct 2.t3.

Если форма центра кристаллизации не меняется, то тангенциальная и нормальная скорости роста связаны между собой постоянным коэффициентом k2:

k2 = Сn/Ct.

Тогда эффективная скорость роста пропорциональна времени в третьей степени для постоянной скорости зарождения и во второй – при фиксированной плотности центров:

Сэфф = Сn. =4.k1.k22.J.Сn3.t3.

Сэфф = Сn. =4.k1.k22.N.Сn3.t2.

Таким образом, при малых степенях заполнения по характеру временной зависимости эффективной скорости роста можно определить, происходит ли рост пленки за счет непрерывного зарождения центров кристаллизации, или же за счет разрастания фиксированного количества центров.

Согласно развиваемым представлениям, пленка будет иметь развитый рельеф и эффективную толщину dэфф, меняющуюся со временем не линейно. Для того чтобы, определить толщину растущей пленки, необходимо проинтегрировать произведение Сэфф.t по времени. Сделать в явном виде это сложно и для простоты расчетов нужно перейти к суммированию. В результате толщина со временем изменяется в соответствии с уравнением:

dэфф = Сэффt = Сnt = Сn(1- exp(-4.k1.k22.J.Сn3.t3))t. (4-3) Для того чтобы использовать уравнение (4-3) в численных расчетах, необходимо знать значение величин J и Сn.

В проведенных расчетах скорость зарождения J использовалась как подгоночный параметр. Значение величины Сn бралось из эксперимента. На рис.4-5 приведены экспериментальная (кривая 4 на рисунке 4-3) и расчетные зависимости толщины растущей пленки от времени. Экспериментально измеренное Cn = 0.415А/сек. Из рисунка видно, что совпадение экспериментальной и расчетной кривой происходит если положить J=61014см-2с-1. При более низких значениях J в начальный момент роста скорость кристаллизации стремится к нулю, а затем увеличивается и стабилизируется при величине, равной скорости стационарного роста. Толщина, соответственно, сначала растет крайне медленно, а затем выходит на линейную зависимость от времени осаждения, как это показано на рисунке 4-5.

Экспериментальная зависимость скорости роста от времени осаждения, как это видно из рисунка 4-5, с самых малых толщин (порядка нескольких ангстрем) ведет себя другим образом. Начальная скорость роста не равна нулю и остается постоянной.

значение J=61014см-2с-1. Возьмем Попробуем понять, чему соответствует приведенные в работе [129] формулы расчета плотности узлов (n) на сингулярных плоскостях:

n(100) = 2/a2;

n(110) = 4/a22;

n(111) = 4/a23;

(4-4) Параметр решетки теллурида цинка а = 6.101 А, что дает n(100) = 5.373.1014 см-2;

n(110) =7.599.1014 см-2;

n(111) = 6.204.1014 см-2.

Плоскость (310) отклонена от плоскости (100) в сторону плоскости (110). Поэтому значение n(310) будет лежать между значениями n(100) и n(110). В этом случае скорость зарождения J=61014см-2с-1 означает, что размер зародыша равен одному атому.

При более низких температурах роста (кривые 1 - 3 на рисунке 4-3) расчетные зависимости толщины растущей пленки от времени также совпадали с экспериментально измеренными зависимостями при J61014см-2с-1. Только в крайнем случае, при температуре роста 3800С (кривая 5 на рисунке 4-3) экспериментальную зависимость удается аппроксимировать с помощью уравнения (4-3) при J6109см-2с-1. Однако в этом случае достоверность аппроксимации невысока и более корректно описывать экспериментальные результаты при помощи двух прямых.


Из всего сказанного выше следует, что кинетика зарастания поверхности в рассматриваемом случае гетероэпитаксии ZnTe на подложках (310)GaAs не определяется лимитирующей ролью процесса образования зародышей ZnTe.

Не обнаруживается влияние и других эффектов. Отсутствует влияние снижения скорости реакции синтеза ZnTe на поверхности GaAs из-за пониженной адсорбции компонента второй группы. Действительно, адсорбцию теллура можно рассчитать, она слабо зависит от подложки, поскольку теллур хемосорбируется без диссоциации и энергия адсорбции велика. По-видимому, именно адсорбцию теллура видит эллипсометрия в начальный момент как образование слоя, близкого к сплошному.

Скорость синтеза зависит от произведения концентраций элементов второй и шестой групп в адсорбционном слое. Если элемент второй группы (в данном случае - цинк) хуже адсорбируется на GaAs, чем на ZnTe, то в начальный момент скорость роста должна быть ниже стационарной, но изменение скорости роста из-за пониженной адсорбции должно происходить, пока значительная часть поверхности не покроется слоем ZnTe (до толщин около 10А), что экспериментально не наблюдается.

Толщина пленки ZnTe, нм 0 20 40 60 80 Время роста, сек Рис.4-5. Экспериментальное (точки) и расчетное (сплошные линии) изменение толщины пленки ZnTe со временем на начальных стадиях роста. Для экспериментальной кривой температура роста – 3700С. Для расчетов использовалось: Cn = 0.415А/сек;

1 - J=61014см 2 - с, 2 - J=61012см-2с-1, 3 - J=61011см-2с-1.

Скорость роста, А/с 0, С нач 0, С кон 0, 260 280 300 320 340 360 380 Температура, 0С Рис.4-6. Изменение начальной и стационарной скоростей роста с температурой подложки.

Не проявляется действие и другого механизма снижения скорости роста в начальный момент. Первый слой осаждаемого вещества должен быть близок к псевдоморфному, то есть сильно деформирован (сжат). Избыточную энергию упругой деформации слоя надо вычесть из пересыщения, чтобы получить действительную движущую силу процесса осаждения. Другими словами, эффективное пересыщение при осаждении первого слоя ZnTe должно быть ниже, чем при осаждении последующих слоев.

Уменьшение движущей силы должно приводить к снижению скорости процесса осаждения, однако этого не наблюдается экспериментально.

Из экспериментальных результатов (рис. 4-1, кривые 1-4) видно, что незначительное изменение скорости роста происходит, когда толщина растущей пленки достигает значения 5 – 10нм. На рисунке 4-6 показано изменение начальной и конечной, то есть стационарной, скоростей роста с температурой осаждения. Начальные скорости осаждения стремятся к нулю при более низких температурах, чем конечные. Однако разница температур, при которых скорости обращаются в ноль, для конечной и начальной скоростей невелика - 386 и 3800С соответственно. Самое простое и естественное объяснение – это изменение температуры молекулярных источников после открывания заслонки манипулятора. Заслонка охлаждается водой, и теплового излучения от нее на молекулярные источники нет. После открывания заслонки источники начинают "видеть" разогретый манипулятор и температура испаряемого вещества несколько повышается.

Судя по графику, - всего градусов на шесть.

4.1.2. Кинетика формирования гетероперехода ZnTe/Si(310) Для изучения кинетики начальной стадии формирования пленки ZnTe на кремниевой подложке, как и для случая ZnTe/GaAs(310), была выращена серия образцов при различных температурах подложки TS и постоянных от эксперимента к эксперименту интенсивностях молекулярных потоков Zn и Te2. Давление паров Zn примерно в 20 раз превосходило давление паров Te2, что необходимо соблюдать при росте пленок ZnTe на кремнии ориентации (310) (см. главу 5) [130]. Плотность потока теллура соответствовала скорости роста 0,5 /сек., температура роста TS варьировалась от 200 до 370 0С. В процессе каждого эксперимента регистрировались изменения эллипсометрических углов и и дифракционных картин.

После открытия заслонки в течение нескольких секунд дифракционная картина не претерпевала никаких изменений, дальнейшая трансформация дифракционной картины определялась температурой роста.

Для низких температур роста (200 – 2400С) через некоторое время после открытия заслонки рефлексы от Si(310) начинали гаснуть и одновременно с этим начинала возрастать интенсивность фона, так что через 10 – 15 секунд наблюдалась дифракционная картина от аморфной фазы. Образования псевдоморфной пленки ZnTe не происходило.

Если температура роста поддерживалась в диапазоне 220-2400С, то при дальнейшем продолжении роста на дифракционном фоне начинали проступать рефлексы от эпитаксиального слоя ZnTe. При более низких температурах дальнейший рост приводил к появлению дифракционной картины от поликристалла. При высоких температурах роста 240-3700С, после открытия заслонки, на фоне рефлексов от Si(310) начинали проступать дифракционные рефлексы от ZnTe, характерные для трехмерного механизма роста. Время от открытия заслонки до появления рефлексов увеличивалось с увеличением температуры роста.

На рисунке 4-7 в качестве примера приведены результаты изменения дифракционных картин и эллипсометрических углов по мере роста пленки ZnTe при низкой температуре подложки (2300C). Они наложены на номограмму, позволяющую определять толщину растущей пленки и ее плотность. Когда толщина пленки ZnTe по данным эллипсометрии составляет 0,3 нм, рефлексы от подложки пропадают практически полностью, что свидетельствует об образовании сплошной разупорядоченной пленки (область 2 рис.4-7). По мере роста пленки ее структура упорядочивается и появляются рефлексы, соответствующие кристаллической решетке ZnTe (область 3 рис.4-7). Форма рефлексов близка к точечной, что свидетельствует о неровном рельефе поверхности пленки ZnTe. По мере роста пленки ее поверхность выглаживается, дифракционные рефлексы вытягиваются и сужаются.

Отсутствие рефлексов до толщины пленки в несколько монослоев также наблюдалось при смене ориентации во время осаждения пленки CdTe(111) на подложке (001)GaAs [131] и объяснялось энергетической выгодностью образования неупорядоченной фазы [132]. Это связано с тем, что в системах с большим рассогласованием параметров решеток избыточная энергия Gпленки изб неупорядоченного слоя с толщиной меньше некоторого критического значения ниже, чем энергия псевдоморфного или частично пластично релаксировавшего слоя. Однако образование неупорядоченной фазы не имело места при образовании гетероперехода (001)CdTe/(001)GaAs, хотя в этом случае несоответствие решеток было больше, чем при образовании (111)CdTe/(001)GaAs и больше, чем в случае ZnTe/Si. Следовательно, отсутствие рефлексов наблюдается не только из-за большого несоответствия параметров решеток, но и из-за несовпадения порядка размещения атомов в сопрягаемых решетках, как это имело место на гетерогранице (111)/(001).

Рис. 4-7. Изменение параметров пленки ZnTe на начальных стадиях роста (TS=2300C) и трансформация дифракционных картин в азимуте [100]. Область 1 – исходная поверхность подложки;

область 2 – разупорядоченная поверхность пленки ZnTe, толщина 4, область 3 – формирующаяся пленка ZnTe, толщина 10.

7, 6, 5, Толщина, нм 4, 3, 2, 1, 0, 0 20 40 60 80 Время, сек Рис. 4-8. Сравнение экспериментальной () и рассчитанных для постоянной скорости зарождения (—) и постоянной плотности зародышей (----) зависимостей толщины пленки ZnTe на подложке As:Si(310) от времени при температуре осаждения 300 0C.

Тогда наблюдение неупорядоченного слоя, в случае гетерограницы (310)ZnTe/(310)Si, означает несоответствие порядка в расположении атомов на поверхности As:Si(310) расположению атомов в плоскости (310)ZnTe. Из-за отсутствия одинаковой симметрии с двух сторон гетерограницы дислокации несоответствия не могут реализоваться в виде прямых линий и образовать упорядоченную сетку.

Как и для гетероструктуры ZnTe/GaAs, оптические свойства пленок, растущих на подложке Si(310), можно описать моделью эффективной среды [25]. В рамках такой модели растущая пленка описывается двумя параметрами: толщиной эффективного слоя dmax и плотностью материала q (смотри раздел 4.1.1 настоящей главы). Таким образом, эллипометрические измерения позволяют определить толщину осажденной пленки ZnTe.

Пример изменения толщины пленки ZnTe со временем роста, рассчитанной из результатов эллипсометрических измерений для процесса выращивания при 300 0C, представлен на рисунке 4-8 в виде точек.

И здесь, как и в случае зарождения при низкой температуре подложки, в начальный момент в течение нескольких секунд формируется тонкий слой. Затем наблюдается индукционный период, в течение которого скорость роста вначале близка к нулю, а затем медленно нарастает, достигая стационарного значения при 60 – 70 секундах. Наличие индукционного периода указывает на лимитирующее влияние кинетики образования зародышей.

Было проведено сравнение экспериментальных зависимостей толщины пленок ZnTe на подложках As:Si(310) от времени выращивания, полученных из эллипсометрических измерений и рассчитанных по выражениям 4-1, 4-2 и 4-3 для случаев постоянной скорости зарождения и постоянной плотности центров кристаллизации. При расчетах скорости зарождения плотность зародышей и скорость роста служили подгоночными параметрами.

На рисунке 4-8 приведено сравнение результатов расчетов по двум моделям с экспериментом. Сплошная линия – расчет для постоянной скорости зарождения, пунктирная – для постоянной плотности центров кристаллизации. Реально оказывается, что достоверно отличить постоянную скорость зарождения от постоянной плотности зародышей при имеющейся точности измерений маловероятно, но несколько лучше описывает экспериментальные данные модель с постоянной плотностью зародышей. Этот результат, скорее всего, означает, что скорость зарождения не является постоянной. По мере заполнения поверхности и соответственно появления стоков для кристаллизуемого материала пересыщение между центрами кристаллизации падает и падает скорость зарождения. Тем не менее, температурная зависимость плотности зародышей имеет место, поскольку плотность центров кристаллизации определяется скоростью зарождения в начальные моменты осаждения.


Как указывалось выше, из эллипсометрических измерений можно определить не только толщину пленки, но и ее плотность. На рисунке 4-9 приведены зависимости плотности от времени осаждения для различных температур роста.

В начальные моменты осаждения плотность близка к единице, что соответствует образованию тонкого сплошного слоя, так называемого «смачивающего» слоя. Это согласуется с результатами измерения толщины, где отмечается быстрое образование тонкого слоя вначале осаждения. Затем плотность слоя ZnTe уменьшается, что соответствует развитию рельефа поверхности вследствие разрастания островков теллурида цинка. Последующее увеличение плотности соответствует выглаживанию поверхности или срастанию трехмерных островков. Сопоставление времен достижения минимума плотности пленок (рисунок 4-9) и толщины (рисунок 4-10) показывает, что минимум плотности достигается в конце индукционного периода.

Следует отметить, что динамика образования «смачивающего» слоя и последующего роста эпитаксиальной пленки ZnTe принципиально отлична.

«Смачивающий» слой образуется быстро при всех температурах, в то время как последующий рост эпитаксиального слоя ZnTe требует образования трехмерных зародышей. Анализ дифракционных картин показывает, что «смачивающий слой»

повторяет структуру подложки. Мы предположили, что «смачивающий» слой имеет состав и структуру, отличающиеся от стехиометрической пленки ZnTe.

По стандартной методике анализа оже-спектров были проведены расчеты процентного содержания цинка и теллура в толстых (1 m) пленках ZnTe и для соединений на гетерогранице. Для объемных эпитаксиальных пленок процентное содержание теллура и цинка соответствует стехиометрической формуле ZnTe, то есть 1:1.

В отличие от объемных эпитаксиальных пленок, было определено, что кластеры, зарождающиеся в начальные моменты гетероэпитаксии, имеют состав близкий к Zn2Te.

На рисунке 4-11 приведены типичные оже-спектры, полученные от толстой пленки ZnTe и от гетерограницы в начальный момент зарождения. Рассчитанное отношение количества атомов цинка к атомам теллура в объемной пленке ZnTe равно 1 (стехиометрический состав), на гетерогранице около двух (подробнее см. [133]).

Результаты по определению скорости зарождения в течение индукционного периода представлены на рисунке 4-12 в зависимости от обратной температуры.

1, 0, 0, q 0, 330°С 0, 360°С 370°С 0, 0 200 400 600 800 1000 1200 Время, с Рис. 4-9. Зависимость плотности q пленки ZnTe от времени для различных температур роста.

Толщина, нм 330°С 360°С 370°С 0 200 400 600 800 1000 1200 Время, с Рис. 4-10. Зависимости толщины пленки ZnTe от времени для различных температур роста.

Рис. 4-11. Оже-спектры, полученные от объемной пленки ZnTe (а) и от гетерограницы ZnTe/Si(013) (б).

Ln(J) 1,55 1,6 1,65 1,7 1,75 1,8 1,85 1, 1000/T, K Рис. 4-12. Зависимость скорости зарождения от обратной температуры подложки.

Если скорость зарождения определяется протеканием химического процесса с преодолением активационного барьера, то скорость должна расти с повышением температуры и в координатах Аррениуса на рисунке 4-12 должна наблюдаться прямая линия, наклон которой соответствует энергии активации. Поскольку скорость образования центров кристаллизации падает с повышением температуры осаждения и соответственно с понижением пересыщения, то скорость зарождения определяется работой образования критического зародыша, а не ограничениями в скорости перестройки поверхностных атомных конфигураций. Таким образом, может быть проведен анализ температурной зависимости скорости зарождения и определена работа образования зародыша критического размера.

Выражение для скорости образования зародышей имеет вид [134]:

J=k1exp(-UD/kT)exp[-с13/(ST)2kT] (4-5) где: k1 – постоянная;

UD – энергия активации поверхностной миграции;

k – постоянная Больцмана;

с1 – постоянная, в которую входит коэффициент, характеризующий форму зародыша;

- изменение поверхностной энергии при образовании зародыша;

S- изменение энтропии при кристаллизации;

T = T2 – T1, где T1 температуры осаждения, а Т2 – равновесная температура для паров компонентов, поступающих на подложку, при которой скорости роста обращаются в ноль. На основании экспериментов по осаждению на GaAs равновесную температуру Т2 примем равной 3800С (смотри рис.4-6 – скорости роста от температуры).

Как показали эксперименты с осаждением ZnTe на подложках из GaAs, лимитирующего влияния поверхностная диффузия не оказывает и, следовательно, член exp(-UD/kT) близок к единице. Поэтому в координатах ln(J) - 1/(T)2T должна получиться прямая линия, наклон которой равен с13/(S)2.

Зависимость скорости зарождения от температуры подложки в координатах ln(J) 1/(T)2T представлена на рисунке 4-13. Точками представлены экспериментальные результаты по скорости зарождения. Из рисунка видно, что точки хорошо укладываются на прямую линию.

Ln(J) 0 0,005 0,01 0,015 0, 1000/(DT) T Рис. 4-13. Изменение скорости зарождения с температурой и пересыщением.

Изменение энтропии S при кристаллизации ZnTe для средней температуры осаждения 600К составляет S = 49,6 кал/град.моль [135], тогда наклон линии на рисунке 4-13 дает величину изменения поверхностной энергии при зарождении, равную = эрг/см2. В соответствии с оценками работы [136], (100) = 495 эрг/см-2;

(110) = 700 эрг/см-2;

(111) = 571 эрг/см-2. Таким образом значение поверхностной энергии ZnTe существенно больше изменения поверхностной энергии при образования критического зародыша ( эрг/см2). Низкие значения изменения поверхностной энергии при зарождении приводят к малым размерам зародышей критического размера. Расчеты показывают, что если форма зародышей представляет собой прямоугольный параллелепипед, высота его при температурах подложки ниже 3000С не должна превышать монослоя ZnTe.

4.1.3. Сравнение кинетики роста 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 центров кристаллизации, которые определяют скорость формирования пленки на начальных стадиях.

Столь существенные различия в кинетике формирования гетероперехода могут приводить к различию морфологии и кристаллического совершенства буферных слоев, выращенных на разных подложках.

В одинаковых условиях были выращены слои ZnTe на подложках GaAs(310) и Si(310). Температура подложки составляла 2400С при росте на подложке Si(310) и 2600С при росте на подложке GaAs(310). Температуры источников цинка и теллура в обоих экспериментах были одинаковыми и соответствовали следующим условиям: PZn/PTe 10, Vроста = 0.5 A/c. Время роста в обоих случаях составляло 90 секунд. На рисунке 4- представлены измеренные в процессе роста изменения эллипсометрических углов и наложенные на расчетную номограмму.

Из рисунка видно, что при росте ZnTe на подложке GaAs(310) траектория изменения эллипсометрических углов соответствует линии q = 0,9. Так как плотность слоя q – это доля вещества в выделенном слое, то можно утверждать, что, несмотря на 3М рост, плотность островков ZnTe настолько велика, что они практически мгновенно образуют сплошной слой.

При росте ZnTe на подложке Si(310) до толщины 0,5 нм траектория изменения эллипсометрических углов соответствует линии с минимальным q, а затем медленно начинает смещаться в сторону больших q. Такое изменение плотности растущего слоя соответствует образованию на начальном этапе роста отельных островков, которые затем начинают срастаться.

На рисунке 4-15 представлены полученные с помощью атомно-силового микроскопа изображения морфологии слоев ZnTe, выращенных на различных подложках.

Видно, что переход с подложки GaAs(310) на Si(310) кардинально меняет морфологию пленки. В случае роста на подложке GaAs(310) пленка имеет анизотропный рельеф с выделенным направлением [001], тогда как при росте на кремниевой подложке формируется изотропный рельеф. Высота рельефа при росте на подложке GaAs(310) в несколько раз ниже, чем при росте на подложке Si(310).

Так как направление [001] является направлением преимущественного натяжения ступеней на плоскости (310), можно предположить, что на подложке GaAs(310) реализуется ступенчато-слоевой механизм роста. Тогда как на подложке Si(310) происходит гомогенное образование зародышей и их последующая коалесценция.

1 нм 2 нм D, град q=0,9 3 нм 4 нм q=0, q=0, q=0, 14,2 14,3 14,4 14,5 14, Y, град Рис. 4-14. Траектории изменения эллипсометрических углов во время роста ZnTe на подложках GaAs(310) () и Si(310) ().

б а г в Рис. 4-15. Морфология слоев ZnTe, выращенных на различных подложках. а, б – на GaAs(310);

в, г – на Si(310).

4.2.Эпитаксия теллуридов цинка и кадмия 4.2.1.Микроморфология поверхности CdTe(310) В молекулярно-лучевой эпитаксии бинарных полупроводников соотношение давлений паров испаряемых компонентов оказывает решающее влияние на морфологию растущей пленки. Проведенные нами исследования методами ДЭВЭО и АСМ позволили установить, что фактором, определяющим морфологию поверхности пленки CdTe(310), является избыток или недостаток теллура в паровой фазе.

Если во время роста давление паров Te2 больше, чем давление паров Cd, то по мере увеличения толщины пленки происходит огрубление поверхности. На дифракционной картине это приводит к стягиванию рефлексов в точки и снижению интенсивности всей дифракционной картины. Характерное время, в течение которого происходит изменение дифракционной картины, составляет около одного часа при скорости роста 2мкм/час. На рисунке 4-16 представлено изображение в атомно-силовом микроскопе поверхности CdTe(310) образцов, выращенных при разных соотношениях давлений паров испаряемых элементов. Видно, что при росте в условиях PCd/PTe21 на поверхности формируются характерные фигуры роста в виде узких ямок, глубина которых достигает 100нм.

В случае, когда PCd/PTe21, формируется однородный рельеф высотой несколько нанометров (см. рис 4-16б). На рисунке 4-17 приведены результаты измерения зависимости высоты микрорельефа от условий выращивания слоя CdTe. Из рисунка видно, что для всех температур роста при приближении соотношения потоков Cd и Te к стехиометрическому происходит резкое возрастание высоты микрорельефа. При отношении потоков PCd/PTe2 = 2-4 получаются слои со средней величиной шероховатости нм. При дальнейшем увеличении потока Cd относительно Te происходит плавное возрастание высоты микрорельефа до величины 4-8 нм.

а б Изображение поверхности CdTe(310) в атомно-силовом микроскопе.

Рис. 4-16.

Температура роста 2900С;

а - PCd/PTe21, б - PCd/PTe 260 C 280 C 290 C Высота рельефа, нм 310 C 0 5 10 15 20 25 Относительный поток Cd, Cd/Te Рис.4-17. Зависимость средней высоты поверхностного рельефа от соотношения потоков, поступающих на ростовую поверхность для различных температур подложки.

Дифракционные картины от поверхности CdTe(310), выращенной в условиях PCd/PTe21 как непосредственно во время роста, так и после его остановки, представлены на рисунке 4-18. В дальнейшем такую поверхность мы будем называть «стабилизированная Cd поверхность CdTe(310)».

В главе 3 подробно рассмотрена морфология подложек GaAs(310) и Si(310).

Основным отличием CdTe от GaAs и Si является наличие сильной ионной составляющей связи между теллуром и кадмием [137], что не может не сказаться на структуре поверхности кристалла. Согласно [138,139], структура поверхности CdTe(001) существенно различна в зависимости от того, является ли поверхностным слоем слой Cd или Te. На поверхности CdTe(001), обогащенной теллуром, формируются димеры Te2, которые выстраиваются в ряды, образуя сверхструктуры, подобные сверхструктурам на поверхности кремния (100). На поверхности же, обогащенной кадмием, положительно заряженные ионы двухвалентного кадмия встраиваются между атомами теллура, образуя структуру, подобную структуре поверхности (111) гранецентрированной кубической решетки.

Как следует из [138], на поверхности CdTe(100), в отличие от Si и GaAs, энергия натяжения ступени, ориентированной вдоль направления [100], значительно ниже, чем энергия натяжения ступени, ориентированной вдоль направления [110]. Вследствие этого на поверхности CdTe(100), стабилизированной как атомами Cd, так и атомами Te края мономолекулярных ступеней преимущественно ориентируются вдоль направлений [100].

Однако структура края ступени, ориентированной вдоль [100] на поверхности, обогащенной теллуром, представляет собой систему стабильных микроизломов, края которых ориентированы вдоль [110]. Стабильность микроизломов объясняется притягивающими кулоновскими взаимодействиями между ионными остовами атомов Cd и Te, находящимися непосредственно у края ступени.

Электронограммы от стабилизированной Cd поверхности CdTe(310) (рис.4-18) образованны вертикальными рефлексами, без каких либо особенностей. Ни в одном из азимутов не наблюдается расщепление рефлексов характерное для ступенчатой поверхности. Следовательно, на поверхности нет системы эквидистантных ступеней. Так же на представленных фотографиях отсутствуют наклонные рефлексы, по которым можно судить о фасетировании поверхности. Сравнение расстояний между рефлексами на дифракционных картинах, полученных от поверхности CdTe(310) в разных азимутах между собой и с расстояниями между рефлексами на дифракционных картинах, полученных от поверхности CdTe(100) однозначно указывает на то, что элементарная ячейка стабилизированной Cd поверхности CdTe(310) совпадает с элементарной ячейкой нереконструированной поверхности (310). Или другими словами стабилизированная Cd поверхность CdTe(310) имеет реконструкцию (11).

Используя результаты, полученные в работе [138], структуру поверхности CdTe(310)-(11) можно представить следующим образом (см. рисунок 4-19).

Двухвалентные атомы кадмия, находящиеся на террасах, смещаются со своих позиций в направлении нижележащей плоскости (100), тогда как sp3-гибридизованные атомы кадмия, расположенные вблизи вышележащей ступени, находятся в решеточных положениях. Атомы теллура при этом смещены относительно решеточных положений, образуя «ионное гнездо» вокруг двухвалентных атомов кадмия. Период поверхностной сетки в случае такой реконструкции соответствует элементарной ячейке нереконструированной поверхности. Иное расположение приповерхностных атомов Cd, соответствующее модели [138], приводит к образованию ступеней высотой в два атомных слоя, которые отразились бы на дифракционных картинах.

Рис. 4-18. Дифракционные картины от стабилизированной Cd поверхности СdTe(310). а – азимут [001];

б – азимут [-13-2];

в – азимут [-130] Рис. 4-19. Структура стабилизированной Cd поверхности CdTe (310). Более крупные кружки указывают на атомы, лежащие непосредственно в приповерхностном атомном слое.

4.2.2 Изучение процессов адсорбции и десорбции теллура на поверхности СdTe(310) методами эллипсометрии и ДЭВЭО Эксперименты по изучению процессов адсорбции теллура заключались в циклической экспозиции поверхности образца CdTe, поддерживаемого при заданной температуре, в потоке теллура (в виде двухатомных молекул) известной плотности и без потока теллура. Изменения микроморфологии поверхности фиксировались при помощи ДЭВЭО. Толщина адсорбционного слоя Te определялась из показаний эллипсометра.

Точность измерения эллипсометрических углов дельта () и пси () составляли 0.0020 и 0.0030 соответственно. Температура образца контролировалась хромель-алюмелевой термопарой с тыльной стороны образца. Величина потока теллура варьировалась с помощью изменения температуры источника теллура и калибровалась по эллипсометрическим измерениям скорости осаждения теллура на подложку при комнатной температуре. При эквивалентных давлениях теллура в молекулярном потоке выше равновесного происходило осаждение теллура на поверхности. Этот процесс отображался в --плоскости как формирование закручивающейся спирали, что соответствует образованию поглощающей пленки теллура. Обработка данных по методике [140] позволила определить скорость роста пленки теллура и соответственно эквивалентное давление паров теллура в молекулярном пучке.

4.2.2.1. Определение теплоты десорбции теллура На рис. 4-20 показано типичное поведение и поверхности CdTe(310) при открытой и закрытой заслонке источника теллура, при эквивалентном давлении теллура в молекулярном потоке 2,110-8 атм. (меньше равновесного) при температуре подложки 2830С. Исходное состояние поверхности CdTe(310) характеризуется углами и равными 12,210 и 177,480 соответственно. При открытии заслонки источника теллура происходит скачкообразное изменение их до =12,470 и =178,240. Далее эти величины не изменяются при выдержке поверхности в постоянном потоке теллура. При закрытии заслонки источника теллура поверхность CdTe возвращается в исходное состояние и эллипсометрические параметры принимают прежние значения.

Картина повторяется в циклах открытия и закрытия заслонки источника теллура.

Величина изменения и зависит от величины падающего потока теллура.

Следовательно, изменение эллипсометрических параметров при открытой и закрытой заслонке источника теллура говорит о толщине адсорбционного слоя теллура на поверхности CdTe. Поддерживая температуру поверхности подложки CdTe постоянной и изменяя величину падающего потока теллура, получаем изотерму адсорбции теллура на поверхности CdTe.

Рис. 4-20. Типичное изменение эллипсометрических углов и при адсорбции и десорбции теллура на поверхности CdTe(310). Температура подложки - 2830С, эквивалентное давление теллура в молекулярном потоке - 2,110-8атм: кружки -, треугольники -.

Рис. 4-21. Номограмма изменений эллипсометрических углов и при адсорбции теллура на CdTe. Сплошная линия – расчет (кружки проставлены через 0,1 монослоя):

крестики – эксперимент для (001)CdTe;

треугольники - эксперимент для CdTe(310).

Для пересчета изменения эллипсометрических параметров в толщину адсорбированного слоя теллура была рассчитана номограмма, связывающая количество элементарного теллура на поверхности с изменением эллипсометрических параметров относительно чистой поверхности CdTe. Расчет номограммы был проведен при рассмотрении отражения света от субмонослойного покрытия в рамках модели однородного слоя, оптические постоянные которого определяются природой валентной связи в молекуле теллура. Толщина слоя пропорциональна плотности адсорбированных атомов и при 100% покрытии равна толщине одного монослоя [141]. В приближении Друде рост такого слоя должен сопровождаться линейными изменениями эллипсометрических параметров в - плоскости.



Pages:     | 1 | 2 || 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.