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 | 3 || 5 | 6 |

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

-- [ Страница 4 ] --

Рассчитанные изменения эллипсометрических параметров от толщины однородного слоя теллура с оптическими постоянными, взятыми из [140], представлены на рис.4-22 в виде линии, проградуированной по толщине адсорбированного слоя в монослоях (кружки на линии с указанными численными значениями). Принималось, что толщина монослоя адсорбированного теллура равна расстоянию между центрами атомов в двухатомной молекуле теллура и составляет 2,59А. Экспериментальные изменения эллипсометрических углов при малых степенях покрытиях поверхности CdTe(100) и CdTe(310) теллуром хорошо совпадают с расчетной зависимостью, что свидетельствует о пригодности использованной модели для расчета толщины адсорбционного слоя. Однако при увеличении степени покрытия поверхности теллуром для CdTe(310) наблюдается отклонение изменения эллипсометрических параметров от расчетной зависимости. На картине ДЭВЭО в этом случае наблюдается образование фасеток на поверхности. Для CdTe(100) не происходит изменений в картине ДЭВЭО вплоть до монослойного покрытия поверхности теллуром.

Рассчитанные из экспериментальных данных для двух температур подложки зависимость степени покрытия поверхности теллуром от величины падающего потока для CdTe(310) показаны на рис.4-22.

Экспериментально измеренные и рассчитанные степени заполнения Рис.4-22.

поверхности CdTe(310) теллуром: крестики - для температуры подложки 2660С (К=2,58108атм-1);

кружки - для температуры подложки 2830С (К=1,27108атм-1).

Прямые линии на рис.4-22 построены по экспериментальным точкам для малых степеней покрытия поверхности с коэффициентом пропорциональности К (закон Генри) между степенью покрытия поверхности и давлением паров двухатомного теллура Р0Те2:

= КР0Те2. (4-6) Если при адсорбции происходит диссоциация двухатомных молекул теллура, то выражение для степени заполнения с константой адсорбции (К1) вместо уравнения (4-6) запишется в виде:

2= К1Р0Те2, ( 4-7) то есть степень покрытия поверхности теллуром имеет корневую зависимость от 2660С зависимость можно с высокой достоверностью давления. Измеренную при аппроксимировать, используя выражение 4-6. При 2830С зависимость степени покрытия от давления паров двухатомного теллура откланяется от линейного закона в сторону корневой зависимости, то есть с повышением температуры подложки часть молекул теллура диссоциирует, хотя доля атомарного теллура в адсорбционном слое существенно меньше чем молекулярного.

Рассчитанные из экспериментальных значений коэффициенты К зависят от температуры подложки CdTe и составляют 2,58108 атм-1 и 1,27108 атм-1 для температур подложки 2660С и 2830С соответственно. Уменьшение K с повышением температуры подложки свидетельствует, что теплота адсорбции теллура на CdTe(310) положительна.

Это значит, что на поверхностях CdTe(310) и CdTe(100), выращенных на подложках GaAs, происходит недиссоциативная адсорбция двухатомных молекул теллура. Аналогичные результаты получены в [142], где показано, что хемадсорбция в виде димеров теллуровых атомов наблюдается на напряженной поверхности CdTe, в то время как для ненапряженной поверхности добавляется адсорбция слабо связанных атомов теллура на хемадсорбированных димерах. Действительно, пленки CdTe в наших экспериментах выращивались на подложках GaAs. Рассогласование параметров решеток сопрягаемых материалов велико (14%). Поэтому, после введения дислокаций несоответствия для снятия упругих напряжений, пленки CdTe будут частично напряжены (сжаты) и вследствие этого будет напряженной и поверхность. Ожидать для такой поверхности адсорбции слабо связанных атомов теллура помимо хемадсорбированных двухатомных молекул теллура не следует.

Определим энергетические характеристики процесса десорбции. Падающий на поверхность поток теллура JTe2 описывается уравнением Герца-Кнудсена JTe2 = P0Te2/ (2МTe2kT)1/2, (4-8) где Т – температура источника теллура, k – постоянная Больцмана, МТе2 – масса двухатомных молекул теллура, P0Te2 - эквивалентное давление паров в молекулярном пучке теллура, падающего на поверхность, которое может быть рассчитано из равновесного давления паров в источнике теллура (при температуре Т) с учетом геометрического фактора (расстояния от источника теллура до подложки, размера и формы источника теллура). Скорость адсорбции Vads связана с интенсивностью падающего потока через коэффициент прилипания :

Vads =JTe2 =kadsP0Te2. (4-9) где kads – постоянная адсорбции (при заданной температуре источника теллура и геометрии системы). Поскольку энергия связи с поверхностью больше термической энергии частиц можно принять = 1.

Скорость десорбции двухатомного теллура Vdes описывается выражением:

(4-10) Vdes = kdesTe2 = A desTe2Te2exp(-HdesTe2/RTпод+Sdes/R) где R – универсальная газовая постоянная, HdesTe2 – изменение энтальпии десорбции двухатомного теллура, Sdes – изменение энтропии при десорбции, AdesTe2 – константа, учитывающая плотность узлов на поверхности и частотный фактор [143]. Значение экспоненциального члена в выражении (4-10) является вероятностью десорбции молекулы. Частотный фактор равен kT/h и составляет при Тпод=500 К величину порядка 1013с-1. При размерности скорости десорбции 1/см2с предэкспоненциальный член AdesTe равен произведению частотного фактора на плотность узлов на единице поверхности.

В соответствии с принципом детального равновесия [143] константа равновесия адсорбции в выражении (4-6) связана с константами скорости адсорбции и десорбции:

К = /Р0Те2 = kads/kdes (4-11) Из (4-8) и (4-9) следует, что kads=(2MTe2kT)-1/2 и, таким образом, константа скорости адсорбции kads известна. В выражении для константы скорости десорбции неизвестны HdesTe2 и Sdes. Без большой ошибки можно положить, что изменение энтропии при десорбции равно изменению энтропии процесса сублимации теллура (40,31кал/град.моль [135]). Тогда из экспериментально измеренных констант адсорбции можно определить изменение энтальпии десорбции двухатомного теллура. Получаем для 2660C HdesTe2 = 40,9ккал/моль и для 2830C HdesTe2 = 41,2 ккал/моль.

4.2.2.2. Изменение реконструкции поверхности CdTe(310) при адсорбции теллура Из представленной на рисунке 4-21 зависимости изменения эллипсометрических углов от толщины адсорбционного слоя Te видно, что для степеней заполнения более 0. монослоя траектории экспериментальной и расчетной зависимостей начинают расходиться. На дифракционных картинах при степенях заполнения более 0.3 появляются фасеточные рефлексы. Именно фасетирование является причиной наблюдаемого расхождения. Появление фасеток увеличивает высоту рельефа поверхности, что, в свою очередь, исходя из проведенных нами расчетов, приводит к уменьшению значения угла.

Было установлено, что адсорбция теллура с 0.2 тоже приводит к изменению структуры поверхности. Дифракционные картины от поверхности CdTe(310)-Te представлены на рисунке 4-23. Наиболее заметные изменения дифракционных картин наблюдаются в азимутах [001] и [-1 3 -2]. В азимуте [001] происходит расщепление рефлексов и дифракционная картина приобретает вид, характерный для ступенчатой поверхности (см. рис. 4-23а). Видно, что величина расщепления рефлекса кратна расстоянию между рефлексами в соотношении 1 к 3. Это означает, что расстояние между ступенями L =3/2a [54], то есть высота ступеней составляет два монослоя (100) или 1/2a.

Образование ступеней высотой в два монослоя характерно для большинства бинарных соединений.

Известно, что на террасах (100) CdTe в случае, когда поверхностный слой составляют атомы теллура, теллур присутствует в виде димеров [139], 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), а также расстоянием между атомами на соседних ступенях (или даже находящихся через ступень в случае наличия на поверхности ступеней высотой в один монослой). Дробный рефлекс в азимуте [-1 3-2] может возникнуть, в частности, в том случае, если край ступени, ориентированной вдоль направления [100], 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].

Обобщив вышеизложенное, можно предположить, что при адсорбции теллура на поверхности CdTe(310) образуется сверхструктура, подобная схематично изображенной на рис. 4-24.

Предлагаемая нами реконструкция поверхности CdTe(310)-Te согласуется с результатами, полученными в работах Мартроу (Martrou). В работе [138] установлено, что на вицинальных поверхностях CdTe(100) структура края ступени, ориентированной вдоль [100] на поверхности, обогащенной теллуром, представляет собой систему стабильных микроизломов, края которых ориентированы вдоль [110], а также показана возможность расположения изломов на соседних ступенях в «противофазе».

Приведенная структура поверхности является схематичной и построена на основе измерений методами дифракции быстрых электронов. Для проверки истинности построений необходимо проведение квантовомеханических ab initio расчетов либо расчетов методами молекулярной динамики.

а) б) в) Рис. 4-23. Дифракционные картины от реконструированной поверхности CdTe(310)-Те. а – азимут [001];

б – азимут [-13-2];

в – азимут [-130] Рис. 4-24. Схематичное изображение реконструированной поверхности Te-CdTe(310).

а) Вид в направлении [310]. Пунктирные линии – края ступеней с микроизломами.

б) Вид в азимуте [001] (вдоль ступеней);

двойные сплошные линии указывают на связи атомов в димерах.

4.2.2.3. Фасетирование поверхности CdTe(310) при адсорбции теллура С увеличением толщины адсорбционного слоя Te до значений 0.2 монослоя и более на поверхности CdTe(310) происходит развитие фасеток [144] (см. рис. 4-25). На рисунке 4-26б представлены дифракционные картины от поверхности с фасетками вызванными адсорбцией теллура. На электроннограме видны два семейства дифракционных рефлексов. Одни рефлексы наклонены на 7о – 9о относительно нормали к тени от образца, другие рефлексы наклонены на 17о – 19о относительно нормали к тени от образца. Угол 25о 27о.

между рефлексами разных семейств составляет – Такая геометрия дифракционных рефлексов позволяет нам предположить что фасетки, образовавшиеся при адсорбции теллура, образованы плоскостями (210) и (100). Фасетки появляются в потоке теллура с эквивалентным давлением (1-10)10-4 Па при температурах образца 200 – 2500С.

Прогрев образца в отсутствии паров Te2 восстанавливает морфологию поверхности, то есть формируется атомно-гладкая поверхность со структурой (11). Время, в течение которого поверхность CdTe(310) возвращается к исходному состоянию, зависит от температуры. С уменьшением температуры образца время, необходимое для восстановления поверхности, возрастает.

Рис. 4-25. Дифракционные картины в азимуте [001] от поверхности (310)CdTe. а - при адсорбции теллура, PTe2 = 110-5 Торр, TS = 2100C. б - при повышенных температурах роста, PCd PTe2, TS 3400С.

Морфологическая перестройка поверхности CdTe(310) может происходить и во время роста. При стандартных соотношениях потоков (JCd/JTe = 3 – 5) повышение температуры подложки до величины 350 - 370 С приводит к тому, что дифракционная картина от поверхности образца приобретает вид, представленный на рисунке 4-25б. В этом случае наблюдаются два семейства дифракционных рефлексов, отклоненных друг от друга на 45о – 47о. Одни рефлексы наклонены на 26о – 28о относительно нормали к тени от образца, другие рефлексы наклонены на 17о – 19о относительно нормали к тени от образца. Это означает, что растущая поверхность ограняется плоскостями (110) и (100).

При перекрывании молекулярного потока теллура рефлексы от фасеток пропадают и формируется дифракционная картина, соответствующая чистой поверхности CdTe(310) (см. рис.4-18а).

Рассмотрим возможность морфологических перестроек под влиянием адсорбции.

При адсорбции изменяется как поверхностная энергия адсорбента (вещества, на котором происходит адсорбция), так и свободная энергия системы Gадс. Поверхностная энергия меняется при адсорбции вещества согласно соотношению -d = RTdlnp. (4-12) Здесь Г – избыточная адсорбция по Гиббсу, отнесенная к единице разделяющей поверхности, то есть избыточное количество рассматриваемого компонента на единице поверхности. Изменение свободной энергии поверхности, согласно уравнению адсорбции Гиббса (4-12), не превышает для любого вещества величины RT на моль адсорбированного вещества. В пересчете на 1 см2 поверхности (число узлов порядка 5. см-2) это составит для 2000С примерно 16 эрг/см2. Как будет показано ниже, эта величина существенно меньше энергетических эффектов системы, связанных с адсорбцией.

Поскольку проводимые расчеты (и в первую очередь расчеты поверхностной энергии чистой поверхности) являются приближенными, в дальнейшем изменения поверхностной энергии при адсорбции учитываться не будут.

В качестве примера рассмотрим перестройку поверхности CdTe(100). На поверхности CdTe(100) можно представить формирование двух систем фасеток, образованных плоскостями (110) и (1-10). Пусть первоначально при некоторой температуре имеется поверхность (100)CdTe в равновесии с паровой фазой теллура, то еесть на поверхности присутствует адсорбционный слой теллура, концентрация теллура в котором находится в равновесии с паровой фазой. Перестроим поверхность (100) без изменения количества CdTe в две плоскости: (110) и (1-10). Вследствие фасетирования площадь поверхности увеличится на S и поверхностная энергия изменится на величину = (S(110).(110) + S(1-10).(1-10)) – S(100).(100).

Увеличение площади поверхности на S повлечет за собой дополнительную адсорбцию теллура. Выигрыш энергии вследствие адсорбции составит G = (S(110) + S(1-10)).Gадс(110) - S(100).Gадс(100).

Здесь Gадс(hkl) – изменение свободной энергии при адсорбции на единице поверхности.

Суммарный энергетический эффект составит G = G +.

Если величина суммарного энергетического эффекта G отрицательна, то процесс перестройки поверхности из (100) в (110) будет происходить самопроизвольно, если кинетические затруднения процесса перестройки поверхности могут быть преодолены.

Если же величина суммарного энергетического эффекта положительна, морфологические перестройки энергетически невыгодны и поверхность окажется устойчивой. Таким образом, условие G + = соответствует границе морфологической устойчивости поверхности.

Приближенный метод расчета поверхностной энергии полупроводников со структурой алмаза и цинковой обманки развит в работе [128]. При высоких температурах (выше температуры Дебая) поверхностная энергия грани (hkl) может быть определена по соотношению (hkl) = (f(hkl)/fkv)n(hkl)[Hсубл0 – 3RTln2], (4-13) где fkv – координационное число кристалла;

f(hkl)/fkv – относительное число недостающих ближайших соседей для атома, находящегося на плоскости (hkl) на границе с вакуумом;

n(hkl) - число частиц на единице поверхности, которое определяется выражением (4-4);

Hсубл0 – энтальпия сублимации при Т=0.

Для кристалла с решеткой цинковой обманки fkv = 4;

f(100) = 2;

f(110) = 1;

f(111) = 1.

Для теллурида кадмия Hсубл0 = 411 кДж/моль [145] или в других единицах Hсубл = 3,41.10-12 эрг/ат. Соответственно по соотношению (4-13) находим: (100) = 399 эрг/см-2 ;

(110) = 564 эрг/см-2;

(111) = 460 эрг/см-2.

Изменение свободной энергии системы при адсорбции.Gадс определяется количеством адсорбированного вещества и изменением избыточной свободной энергии при адсорбции одного моля вещества. Изменение свободной энергии при адсорбции составит Gадс = CTe2.Gадс0/NA, (4-14) где CTe2 - поверхностная концентрация молекул теллура, а NA – число Авогадро, т.е.

число частиц в 1 моле вещества, NA = 6,02.1023 моль-1.

Для дальнейших расчетов нам необходимо знать CTe2 и Gадс0.

Исходя из межъядерного расстояния в молекуле теллура rTe-Te = 2,59 А и радиуса атома теллура rTe = 1,7 А [135], примем, что одна молекула занимает на поверхности площадь STe2 = 1,310-15 см2, тогда поверхностная концентрация теллура CTe2 связана со степенью заполнения следующим образом:

CTe2 = /1,3.10-15 [см-2].

Как показано на основании экспериментов по адсорбции теллура (раздел 4.2.2.1.), адсорбция теллура на поверхностях CdTe(310) и CdTe(100) до степеней заполнения = 0,4-0,6 подчиняется уравнению Генри = Кадс.РTe2.

Постоянная Генри Кадс в области температур 200-3000С одинакова для поверхностей CdTe(310) и CdTe(100) и описывается выражением Кадс = exp(-Gадс0/RT).

Так как G=H+TS, то, взяв определенное ранее значение энтальпии десорбции двухатомного теллура равное 41 ккал/моль или в других единицах 172 кДж/моль и полагая, что изменение энтропии при десорбции равно изменению энтропии процесса сублимации теллура (175 Дж/градмоль [135]), мы можем определить изменение свободной энергии при адсорбции Gадс.

Как сказано выше, экспериментально измеренная константа Генри одинакова для поверхностей CdTe(310) и CdTe(100), то есть при отклонении от плоскости (100) в направлении к (110) на 19 градусов не происходит изменения энергии адсорбции и можно полагать, что Gадс не зависит от ориентации грани в области ориентаций (100)-(110).

Результаты расчета изменения свободной энергии при адсорбции теллура на поверхности CdTe(100) представлены на рисунке 4-26. Там же показаны рассчитанные значения поверхностной энергии для разных ориентаций поверхности CdTe. Знак минус свидетельствует о снижении свободной энергии системы в результате процесса адсорбции и о возможности самопроизвольного движения системы к состоянию, в котором адсорбция произошла.

Рис.4-26. Энергетическая диаграмма адсорбции Te2 на поверхности CdTe для разных давлений Te2. 1 - 110-7 Па;

2 - 110-5 Па;

3 - 110-3 Па;

4 - 110-1 Па Рис.4-27. Граница морфологической устойчивости при адсорбции Te2 на поверхности CdTe.

Полученные значения поверхностной энергии и изменения свободной энергии при адсорбции позволяют определить положение границ морфологической устойчивости от температуры и давления паров теллура. Результаты расчета границы морфологической устойчивости в зависимости от температуры и давления паров теллура представлены на рис.4-27.

Можно предположить, что для любых трех плоскостей (плоскость подложки и плоскости фасетки) качественный вид границы морфологической устойчивости в координатах Т – Р будет подобным. То есть поверхность должна фасетироваться при снижении температуры подложки и (или) при повышении давления паров теллура, что мы и наблюдаем при адсорбции теллура на поверхности CdTe(310). Экспериментально нам известно, что на поверхности CdTe(310) могут возникать две системы фасеток – (100)+(210) и (100)+(110).

Расчет показывает, что при использованном приближении оценки поверхностной энергии изменение поверхностной энергии при фасетировании как плоскостями (100)+(210), так и плоскостями (100)+(110) очень мало (не более 1,0 эрг/см2).

Следовательно, термодинамически более выгодной является та система фасеток, для которой увеличение площади поверхности максимально. Если предположить, что фасетки преимущественно вытянуты в одном направлении, то увеличение площади при образовании фасеток (100)+(210) составляет 2,5%, тогда как при образовании фасеток (100)+(110), увеличение площади составляет 8%. Это означает, что в равных условиях (давление теллура и температура подложки) предпочтительным является фасетирование плоскостями (100)+(110). На практике этого не происходит, а как было сказано выше, при адсорбции теллура наблюдается образование фасеток (100)+(210) и, значит, для процесса образования плоскости (110) существуют кинетические затруднения.

Во время роста при повышенных температурах, по-видимому, никаких кинетических затруднений для перестройки поверхности нет. И хотя выигрыш в свободной энергии системы стремиться к нулю (смотри уравнение (4-13) и рис.4-26), относительно небольших изменений свободной энергии поверхности при адсорбции (уравнение (4-12)) достаточно, чтобы происходило образование фасеток (100)+(110).

Выводы к главе 1. Обнаружены различия кинетики начальной стадии роста пленок ZnTe на подложках Si(310) и GaAs(310).

2. Кинетика роста пленки ZnTe на подложках Si(310) с высокой точностью описывается моделью образования и роста зародышей. Скорость образования зародышей растет с понижением температуры подложки и соответствующим повышением пересыщения. После индукционного периода зарождение новых центров прекращается.

3. Анализ кинетики роста пленок ZnTe на подложках GaAs(310) для различных пересыщений показывает отсутствие лимитирующего влияния образования и роста зародышей, а также несоответствия параметров решеток и введения напряжений в растущий слой. Скорость роста после образования адсорбционного слоя определяется скоростью поступления осаждаемого материала на подложку.

4. Рост пленок ZnTe на подложках Si(310) проходит по трехмерному механизму с образованием сильно развитого рельефа, тогда как при росте пленок ZnTe на подложках GaAs(310) реализуется ступенчато-слоевой механизм роста и происходит слабое развитие рельефа.

5. Рост пленки CdTe(310) в условиях избытка элементов II группы позволяет получить пленки с высотой микрорельефа несколько нанометров. Рост пленки в условиях избытка элементов VI группы приводит к огрублению поверхности и увеличивает высоту микрорельефа до 100 нанометров.

6. Стабилизированная Cd поверхность CdTe(310) является атомно-гладкой. Её реконструкция описывается элементарной ячейкой, которая совпадает с элементарной ячейкой нереконструированной поверхности (310).

7. Адсорбция теллура в количестве менее 0,2 монослоя вызывает реконструкцию поверхности с образованием террас плоскости (100), разделённых эквидистантными ступенями двухатомной высоты.

8. С увеличением толщины адсорбционного слоя Te до значений 0.2 монослоя и более на поверхности CdTe(310) происходит развитие системы фасеток (100) – (210).

Движущей силой фасетирования является уменьшение свободной энергии системы «пар – адсорбат - поверхность» при адсорбции теллура.

Глава 5.

Дефекты кристаллического строения в слоях ZnTe и CdTe, выращенных на подложках GaAs(310) и Si(310) Прогресс в повышении качества и, в первую очередь, улучшения электрофизических параметров выращиваемых пленок КРТ, напрямую связан со структурным совершенством кристаллической структуры. Многочисленными исследованиями установлено, что электрические, оптические и другие свойства слоев в значительной мере определяются степенью их кристаллического совершенства [146, 147].

Существует две основные причины формирования дефектов структуры при эпитаксии: а) наличие механических напряжений в эпитаксиальном слое (обычно при гетероэпитаксии) и б) ошибки в упорядочении частиц в процессе кристаллизации. В первом случае дефекты являются необходимыми равновесными элементами кристалла, поскольку обеспечивают релаксацию напряжений, а их тип, плотность и распределение не зависят от условий эпитаксии. Во втором случае, напротив, процесс дефектообразования определяется условиями зарождения и роста пленки. Значительная часть дефектов в пленках CdHgTe на подложках GaAs и Si обусловлена вторым типом процесса дефектообразования.

Во второй главе на примере гетероструктуры ZnSe/GaAs(112)B изучена роль химического взаимодействия компонентов пленки и подложки в формировании морфологии и образовании дефектов структуры. Там же предложены способы снижения плотности дефектов кристаллической структуры, вызванных присутствием на гетерогранице АIIВVI-АIIIВV переходных слоев. В данной главе будут рассмотрены как дефекты, характерные для слоев КРТ, выращенных на подложках Si(310), так и дефекты, являющиеся общими для гетероструктур CdHgTe/Si(310) и CdHgTe/GaAs(310).

5.1. Антифазные домены Антифазные домены относятся к дефектам структуры бинарных соединений или 2-х компонентных упорядоченных твердых растворов, кристаллическую решетку которых можно рассматривать как суперпозицию двух идентичных подрешеток, вставленных друг в друга. Например, каждое соединение А3В5, A2B6 имеет кристаллическую решетку типа сфалерита, которую можно рассматривать как суперпозицию двух гранецентрированных подрешеток. При этом атомы элементов А занимают узлы одной из них, а атомы элементов В - другой подрешетки. Если в какой-либо области кристалла поменять местами атомы элементов А и В, то мы получим так называемый антифазный домен, ограниченный антифазными границами (АФГ) [148]. Внутри домена все химические связи и положения атомов соответствуют идеальной структуре. Дефектом структуры являются именно АФГ, на которых происходит нарушение межэлементной химической связи. Эти дефекты обычно распределены по всему объему гетероэпитаксиальной пленки и поэтому в наибольшей степени могут ухудшать электрофизические и оптические свойства материала и приборов.

Антифазные домены являются характерными дефектами для любой гетероструктуры, где в качестве подложки выступает полупроводник с кристаллической решеткой алмаза (Si, Ge), а в качестве выращиваемого слоя выступает бинарное соединение с кристаллической решеткой сфалерита (GaAs, CdTe). Наиболее подробно механизм образования антифазных доменов и способы получения монодоменных слов рассмотрены для случая гетероэпитаксии GaAs/Si и GaAs/Ge [149]. Возникновение антифазных доменов в слоях GaAs, выращенных на подложках из Si, обусловлено моноатомностью кремния. Если поверхность кремния содержит ступени моноатомной высоты и осаждение на всех террасах начинается, например, с мышьяка, то при образовании второго монослоя слой галлия на нижележащих террасах окажется продолжением слоя мышьяка на вышележащих террасах (Рис.5-1а). Такая ситуация соответствует образованию антифазных границ, наличие которых при дальнейшем росте приведёт к появлению антифазных доменов. Таким образом, для отсутствия антифазных доменов необходимо, чтобы поверхность образца имела ступени двухатомной высоты.

Так как мышьяк в широком диапазоне условий адсорбируется на поверхности кремния в количестве равном одному монослою [97], то наличие ступеней двухатомной высоты является необходимым и достаточным требованием для получения гетероструктур GaAs/Si без АФГ.

При переходе к гетероструктурам ZnTe/Si наличие ступеней двухатомной высоты на поверхности кремния недостаточно для получения пленок без АФГ.

Как было показано в главе 3, на поверхности Si(310) как на чистой, так и на стабилизированной As, ни Zn, ни Te не адсорбируются в виде сплошного слоя. Теллур адсорбируется в виде отдельных островков. Цинк в отсутствии паров Te имеет бесконечно малый коэффициент встраивания, который начинает стремиться к единице только тогда, когда в паровой фазе присутствуют атомы теллура. В таких условиях существует возможность одновременного присутствия на одной террасе зародышей, нижний слой которых образован как атомами цинка, так и атомами теллура, что неизбежно будет приводить к образованию АФГ, даже если террасы на поверхности подложки разделены ступенями двухатомной высоты (рис.5-1б).

Рис. 5-1. Механизмы образования антифазных границ. А – в случае присутствия на поверхности подложки ступеней одноатомной высоты. Б – в случае необразования сплошного адсорбционного слоя. 1 – атомы подложки, 2 – атомы V или VI группы, 3 – атомы II или III группы.

ПЭМ-изображения приповерхностной области гетероструктуры Рис. 5-2.

CdTe/ZnTe/Si(310), содержащей антифазные домены, полученные в полюсе (100) (a), (б);

(в) – граница между двумя доменами.

Из проведенных выше рассуждений следует, что в гетероструктурах CdHgTe/CdTe/ZnTe/Si(310) образование антифазных доменов определяется не только структурой поверхности подложки, но и условиями формирования гетерограницы ZnTe/Si(310).

Нами было установлено, что в гетероструктурах CdHgTe/CdTe/ZnTe/Si(310) присутствуют антифазные домены.

На рис.5-2 приведены ПЭМ - изображения приповерхностной области пленки CdTe, содержащей домены, полученные в полюсе (100). Картины микродифракции, полученные от соседних доменов, полностью совпадают, что свидетельствует об отсутствии разворота кристаллических решеток в соответствующих областях. На ПЭМ изображении, показанном на рис. 5-2в при большом увеличении, в соседних доменах наблюдаются взаимно перпендикулярные полосы с периодом приблизительно 18 нм, вытянутые вдоль направлений [110]. Точечный контраст, наблюдаемый вдоль полос, может возникать вследствие декорирования самых активных мест ростовой поверхности пленки CdTe. Природа выделенных линейных неоднородностей так же, как и природа декорирующих частиц, не будут обсуждаться в этой работе. Анализ изображений поверхности в полюсах (301) и (100) позволяет сказать, что направление выделенных линий совпадает со следами пересечения плоскостей типа (110) с поверхностью пленки.

Поскольку поверхность CdTe в условиях роста МЛЭ обычно терминирована одним сортом атомов, то факт, что выделенные линии в доменах расположены взаимно перпендикулярно (при наблюдении в полюсе (100)), означает, что домены являются антифазными доменами.

Также на рис.5-2в видно, что антифазная граница представляет собой прослойку нарушенной структуры. Это позволяет нам выявлять антифазные домены при помощи химического травления в селективном травителе с последующим наблюдением в оптический микроскоп.

Для установления связи между условиями роста ZnTe/Si(310) и плотностью АФГ выращивались гетероструктуры CdTe/ZnTe/Si(310) с толщиной слоя CdTe 6 – 8 мкм и толщиной слоя ZnTe 0.01 – 0.02 мкм. При росте всех гетероструктур варьировались только условия роста ZnTe, а условия роста CdTe и предэпитаксальной подготовки не менялись. Выращенные структуры травились в растворе Е-Аg1[150].

Сопоставив режимы роста ZnTe с результатами селективного травления, было установлено, что существуют оптимальные условия формирования гетерограницы ZnTe/Si(310), при которых не наблюдаются антифазные границы (смотри рисунок 5-3а).

Такими условиями являются: температура подложки 200 – 2200С, поток молекул Te2, эквивалентный давлению (5 – 20)10-8 Торр, и поток атомов Zn, эквивалентный давлению (1 – 10)10-6 Торр Отклонение от этих условий, а именно снижение потока атомов Zn или повышение температуры подложки, приводит к появлению антифазных границ. На рисунке 5-3 представлены фотографии поверхности гетероструктур CdTe/ZnTe/Si(310) после селективного травления. Данные образцы получены в одинаковых условиях, за исключением температуры роста ZnTe, которая составляла 200, 240 и 2800С (рисунки 5 3а, 5-3б и 5-3в соответственно). Из представленных рисунков видно, что чем выше температура роста теллурида цинка относительно оптимальной, тем больше плотность АФГ. Подобная последовательность картин наблюдается и в том случае, если температура роста и давление паров молекул теллура остаются неизменными, а снижается давление паров атомов цинка. Повышение потока атомов Zn выше оптимального не вызывает образования АФГ.

a в б Рис.5-3. Ямки травления на поверхности гетероструктур CdTe/ZnTe/Si(310), выращенных при разных температурах подложки: 2000С(а), 2400С(б), 2800C(в).

В методе МЛЭ теллурид цинка выращивают при температуре подложки 300 – 3500С и потоках молекул обоих компонентов, эквивалентных давлению 10-6 Торр. Как видно, найденные нами оптимальные условия формирования гетерограницы ZnTe/Si(310) существенно отличаются от оптимальных условий роста толстых слоев ZnTe. Основное отличие состоит в том, что для подавления образования АФГ в начальный момент роста, необходимо понижать температуру подложки и повышать давление паров атомов цинка, то есть создавать условия облегчающие адсорбцию цинка. Для гетерограницы ZnTe/Si существует два типа антифазных доменов, которые отличаются чередованием атомных слоев в гетеропереходе – Si-As-Zn-Te и Si-As-Te-Zn. Полученный результат можно интерпретировать двояко. Во-первых, можно предположить, что последовательность атомных слоев в гетеропереходе Si-As-Zn-Te более выгодна, чем Si-As-Te-Zn. Во-вторых, можно предположить, что так как ни Zn, ни Te не адсорбируются в виде сплошного слоя, то, сделав давление паров одного компонента на 1 – 2 порядка больше давления паров другого компонента, мы повышаем вероятность образования одной из двух возможных атомных конфигураций.

Для проверки второго предположения были выращены гетероструктуры в условиях, когда давление паров Te2 более чем на порядок превышало давление паров Zn.

Однако выращенные в таких условиях слои теллурида цинка, по данным дифракции электронов высокой энергии на отражение, имели поликристаллическую структуру.

Полученные результаты подтверждают вывод о предпочтительности одной атомной конфигурации над другой. Это, по-видимому, связано с избытком валентных электронов на гетерогранице в случае реализации атомной конфигурации Si-As-Te-Zn.

5.2. Дефекты упаковки Систематические исследования (методами просвечивающей электронной микроскопии и селективного травления) структуры слоёв КРТ различного состава, выращенных на подложках GaAs(310), позволяют нам утверждать, что использование подложек с ориентацией поверхности (310) позволяет получать плёнки КРТ без дефектов упаковки и двойниковых ламелей при условии контроля параметров роста и предэпитаксиальной подготовки.

Проведенные нами исследования позволили установить, что в гетероструктурах CdHgTe/CdTe/ZnTe/Si(310) присутствуют многослойные дефекты упаковки преимущественно типа вычитания с плотностью 105 – 107 см-2 (рис. 5-4а). Дефекты упаковки лежат в близко расположенных параллельных плоскостях (111), пересекающих плоскость (310) под углом 68.58 градусов. Дефекты упаковки зарождаются на границе раздела ZnTe/Si(310) и прорастают через всю толщину пленки до её поверхности (рис. 5 4б).

Сопоставление картин селективного травления с изображением пленок КРТ в просвечивающем электроном микроскопе позволило установить взаимосвязь между формой ямок травления и микроструктурой пленки. Установлено, что дефекты упаковки при селективном травлении выявляются в виде параллельных прямых линий (рис. 5-5а).

Возможность выявления ДУ при селективном травлении позволяет получать экспрессную информацию о плотностях, кристаллографии и характере распределения ДУ по поверхности пластины.

б а Рис.5-4. Дефекты упаковки в гетероструктуре CdHgTe/CdTe/ZnTe/Si(310), выявленные методом просвечивающей электронной микроскопии:

a – планарное изображение приповерхностной области, б – поперечный срез гетероструктуры CdTe/ZnTe/Si(310).

а б Рис.5-5. Изображение ДУ в гетероструктурах CdHgTe/CdTe/ZnTe/Si(310) в оптическом микроскопе после селективного травления (а);

пирамида, образованная плоскостями {111} и четырехугольник, образованный в результате пересечения этой пирамиды с плоскостью (310) (б).

В кристаллах с решеткой сфалерита дефекты упаковки могут лежать в четырех плоскостях {111}, образующих с плоскостью (310) пирамиду. Линии пересечения плоскостей {111} с плоскостью (310) образуют четырехугольник, диагонали которого лежат вдоль направлений [-130] и [001] (рис.5-5б). Стороны этого четырехугольника не параллельны, что позволяет различать ДУ, залегающие в каждой из четырех плоскостей {111}. Обнаружена анизотропия в распределении дефектов упаковки относительно кристаллографических направлений [-130] и [001]. По данным ПЭМ и селективного травления, плотность дефектов упаковки в плоскостях (111)А и (111)В различается на несколько порядков, а латеральный размер – в несколько раз.

Нами было установлено, что отжиг в инертной атмосфере при температуре 200 – 2500С в течение 6 – 10 часов приводит к аннигиляции дефектов упаковки на всю глубину слоя CdHgTe. В отожженных образцах дефекты упаковки не выявляются посредством селективного травления и просвечивающей электронной микроскопией. На рисунке 5- представлены ПЭМ-изображения приповерхностной области образца CdHgTe/Si(310) до и после отжига. Видно, что в отожженном образце ДУ отсутствуют.

Рис.5-6. ПЭМ-изображения приповерхностной области образца HgCdTe/Si(310) до и после отжига.

Также нами была проведена серия отжигов гетероструктур CdTe/ZnTe/Si(310) толщиной 6 – 8 мкм в различных средах и при различных температурах. Отжиги проводились в атмосфере теллура, кадмия и в инертной атмосфере. Было установлено, что только отжиг в атмосфере теллура при 3500С приводит к исчезновению дефектов упаковки в слоях CdTe (по данным ПЭМ, дефекты упаковки отсутствуют во всем объеме гетероструктуры). Отжиг в атмосфере кадмия и в инертной атмосфере не уменьшает количество ДУ в гетероструктурах CdTe/ZnTe/Si(310).

Причин образования дефектов упаковки при гетероэпитаксии полупроводников с решеткой сфалерита может быть несколько. Рассматривая эти причины, нужно принимать во внимание, что в гетеросистеме CdHgTe/CdTe/ZnTe/Si(310) образование ДУ происходит только в одной из четырех возможных плоскостей {111}. Предлагаемая модель должна объяснять не только образование ДУ, но и их анизотропию. Из четырех плоскостей {111} две плоскости образуют с плоскостью (310) угол 43.09о, а две другие – угол 68.58о.

Дефекты упаковки, лежащие к границе раздела под меньшим углом, при одинаковой толщине выросшего слоя будут иметь большую площадь, чем ДУ, лежащие под большим углом. Соответственно они будут иметь большую избыточную энергию и их образование будет невыгодно. Два оставшихся дефекта упаковки лежат в плоскостях (111) с разной полярностью. Остается понять, почему одна из двух разнополярных плоскостей является предпочтительнее другой.

Для гетероструктуры ZnTe/Si(310) рассогласование параметров кристаллических решеток пленки и подложки составляет величину f = 12.3%. Поэтому образование дефектов упаковки может быть вызвано напряжениями несоответствия в гетеропереходе [151], то есть образованием на начальной стадии релаксации напряжений частичных дислокаций несоответствия (ДН). Косвенным подтверждением этого факта является, во первых, тип дефектов упаковки (почти все ДУ типа вычитания и образуются путем скольжения частичных дислокаций Шокли) и, во-вторых, образование ДУ происходит в близко расположенных параллельных плоскостях (111).

Появление дефектов упаковки является общим явлением при эпитаксии соединений A2B6 на кремнии. Так, дефекты упаковки в эпитаксиальных слоях наблюдались при осаждении CdTe [152] и ZnSe [153,154] на кремнии. И если в первом случае рассогласование параметров решёток составляет 19%, и авторы работы считают, что появление дефектов упаковки связано с напряжениями на гетерогранице, то во втором случае рассогласование параметров решёток составляет 4%. Таким образом, наличие дефектов упаковки в гетеросистеме ZnSe/Si и их отсутствие в пленках КРТ, выращенных на подложках из GaAs, приводит к выводу о том, что существуют другие факторы, влияющие на появление дефектов упаковки в гетероструктурах КРТ.

Для анализа основных закономерностей формирования дислокационной структуры гетеросистемы часто используется теоретический подход, основанный на определении критической толщины псевдоморфной пленки для различных типов дислокаций [155]. В литературе рассматривается два основных механизма образования ДН. Первым механизмом генерации дислокаций несоответствия является скольжение дислокаций, наследуемых растущим слоем из подложки и имеющих вектор Бюргерса, наклонный к плоскости границы раздела [156]. При этом прорастающая дислокация изгибается таким образом, что часть дислокационной линии располагается в плоскости границы раздела, играя роль дислокации несоответствия. Второй способ образования дислокации несоответствия является зарождение их в форме дислокационных петель (в объеме материала) или полупетель (на поверхности) с последующим их расширением под влиянием действующих напряжений [157].

Будем считать, что для гетерограницы ZnTe/Si и ZnTe/GaAs, формирование дислокации несоответствия происходит преимущественно из полупетель, возникающих у поверхности пленки (хотя при больших несоответствиях такой подход тоже некорректен).

Это связано с тем, что плотность прорастающих дислокаций в кремнии и арсениде галлия (около 104 см-2) явно недостаточна для релаксации напряжений, связанных с рассогласованием параметров решёток в гетеропереходе, поэтому влиянием прорастающих дислокаций можно пренебречь. В этом случае выражение для критической толщины пленки hкр записывается как [158] 8 hкр Gb 2 ln 2 (1 ) b sin b sin hкр 8 (5-1) 2G (1 ) f b cos sin (1 ) Где:

G- модуль сдвига эпитаксиальной пленки;

- коэффициент Пуассона слоя;

b- вектор Бюргерса дислокации;

- угол между Вектором Бюргерса (b) и лежащим в плоскости границы раздела перпендикуляром к пересечению плоскости скольжения дислокации и поверхности подложки;

- угол между b и линией ДН;

- числовая константа, определяющая размер дислокационного ядра и часто называемая параметром ядра (в расчетах считаем = 1);

- поверхностная энергия дефекта упаковки, если ДН – частичная;

- угол между плоскостью скольжения дислокации и гетерограницей;

- энергиея ступеньки.

Данная формула учитывает два типа дислокаций – полные дислокации несоответствия и частичные дислокации, образующие дефект упаковки. Попробуем с её помощью оценить вероятность образования дефектов, наблюдаемых в гетероструктурах CdHgTe/GaAs(310) и CdHgTe/Si(310).

Мы знаем, что присутствующие в гетероструктурах CdHgTe/Si(310) ДУ являются дефектами упаковки Шокли и лежат в плоскостях (111), пересекающих плоскость (310) под углом 68 градусов.

В таблице 5.1 приведены геометрические характеристики всех систем скольжения для 60-градусной дислокации и частичной дислокации Шокли.

Взяв из работы [159] значения модуля сдвига и коэффициент Пуассона равными GZnTe=7,78 ГПа, ZnTe=0,315 и длину вектора Бюргерса равную 2.49 и 4.31 ангстрема для частичной дислокации Шокли и 60-градусной дислокации соответственно (aZnTe = 6.10 A), при помощи формулы (5-1) мы можем построить зависимость hкр от f для ДН и ДУ, образующихся в слоях ZnTe. При расчетах считаем, что отсутствует коэффициент, обусловленный наличием энергии ступеньки из-за малого влияния на величину hc. Так как экспериментально установлено, что дефекты упаковки преимущественно лежат в плоскостях (111), пересекающих плоскость (310) под углом 68,58 градусов, то для ДУ расчеты проводим только для плоскостей (1,-1,1) и (1,-1,-1). Для ДН расчеты проводим для всех систем скольжения.

В результате расчетов было установлено, что минимальные hкр имеют частичные дислокации с векторами Бюргерса а/2(2,1,-1), а/2(-2,-1,1), а/2(2,1,1) и а/2(-2,-1,-1) и 60 градусные дислокации с векторами Бюргерса а/2(1,0,-1), а/2(-1,0,1), а/2(1,0,1) и а/2(-1,0,-1) (в таблице выделены серым цветом). На рисунке 5-10 представлены зависимости hc от f для систем скольжения с минимальным hкр.

Из рисунка видно, что при интересующих нас значениях f (f(ZnTe/GaAs) = 0.08 и f(ZnTe/Si) = 0.123) значения hкр для дефектов упаковки и 60-градусных дислокаций мало различимы между собой. В этом случае преимущества будут иметь дислокации с большим эффективным вектором Бюргерса (bэф): здесь под bэф подразумевается проекция вектора Бюргерса на плоскость гетерограницы. В нашем случае bэф составляет 1.07 А и 3.2 А для частичных дислокаций Шокли и 60-градусных дислокаций соответственно. Это означает, что 60-градусные дислокации более эффективны для релаксации напряжений, чем частичные дислокации.

Строго говоря, использовать уравнение (5-1) для анализа основных закономерностей формирования дислокационной структуры гетеросистемы при больших f некорректно, так как при толщине пленки в несколько монослоев вызывает сомнение само существование дислокационной полупетли. Поэтому оправданным является такой подход, при котором постулируется, что выше определенного f (f*) псевдоморфный рост не происходит и уже первый монослой пленки содержит ДН. Так, например, в работе [160], основываясь на микроскопическом подходе Франка и Ван-дер-Мерве [161], определили f* равным 0.05. Исходя из этого, можно считать, что как на подложках из кремния, так и на подложках из арсенида галлия псевдоморфный рост не реализуется и уже первый монослой пленки ZnTe содержит ДН. Это означает, как уже было сказано раньше, что преимущества будут иметь дислокации с большим bэф. Для частичных дислокаций Шокли с плоскостями скольжения (1,-1,1) и (1,-1,-1) максимальное значение bэф составляет 2.41А, а в предельном случае значение bэф = b = 2.49А, тогда как bэф для 60-градусной дислокации значительно больше при любом реальном векторе Бюргерса (3.2, 3.86 и 4.2 ангстрема).

Получается, что и при таком подходе частичные дислокации Шокли не эффективны для релаксации напряжений. Единственный механизм, объясняющий появление деформационных дефектов упаковки, состоит в следующем. При начальном введении дислокаций несоответствия релаксация напряжения не происходит полностью и дислокации несоответствия продолжают вводиться в растущую пленку вплоть до какой-то толщины. Это означает, что по мере роста пленки эффективное значение f уменьшается и мы можем сдвинуться в область условий, в которых образование ДУ становится выгодным. Одно в этом случае непонятно, почему в слоях, выращенных на подложках из GaAs, ДУ отсутствуют, так как для этого f должно быть от 0.08 до 0.123.

Исчезновение дефектов упаковки после отжига гетеросистемы может быть связано также со скольжением частичных дислокаций Шокли в плоскостях ДУ, но знак этих дислокаций должен быть противоположным знаку уже существующих дислокаций Шокли. Детальный анализ причин и механизмов исчезновения ДУ будет выполнен в наших дальнейших исследованиях.

Для гетероэпитаксии полупроводников с решеткой сфалерита характерным является тот факт, что ДУ лежат преимущественно в плоскостях (111) одинаковой полярности. В работе [162] предложена модель, объясняющая анизотропию дефектов упаковки в гетероструктуре ZnSe/ZnS/GaAs(001). Согласно этой модели анизотропия ДУ вызвана разными скоростями скольжения и дислокаций. После достижения растущим слоем критической толщины происходит образование дислокационных петель. Более подвижные -дислокации быстро достигают границы раздела и образуют дислокацию несоответствия. Менее подвижные -дислокаций в процессе движения к гетеропереходу успевают расщепится на частичные дислокации, что и приводит к появлению ДУ, лежащих в плоскостях (111) одинаковой полярности. Не обсуждая правомочность такого подхода для объяснения анизотропии ДУ, заметим, что в случае гетероструктуры ZnTe/Si(310) критическая толщина настолько мала, что образование дислокаций несоответствия происходит в первом монослое теллурида цинка. При этом возможно образование частичных ДН и связанных с ними дефектов упаковки, хотя напряжение снимается не полностью и ДН продолжают вводиться еще в течение какого-то времени роста.

Таблица 5.1. Системы скольжения для гетерограницы (310) Плоскость (310) Дефект упаковки Шокли 60-градусная дислокация Плоскости скольжения и угол между Плоскости скольжения и угол между плоскостью скольжения и гетерограницей плоскостью скольжения и гетерограницей 111 11-1 1-11 1-1-1 111 11-1 1-11 1-1- 43,09 43,09 68,58 68,58 43,09 43,09 68,58 68, Лежащий в плоскости границы раздела Лежащий в плоскости границы раздела перпендикуляр к пересечению плоскости перпендикуляр к пересечению плоскости скольжения дислокации и поверхности скольжения дислокации и поверхности подложки (А). подложки (А).

-135 -13-5 -26-5 -265 -135 -13-5 -26-5 - Вектор Бюргерса и угол между ним и Вектор Бюргерса и угол между ним и вектором А вектором А -1-12 112 -112 1-12 -110 -110 110 56,49 123,51 95,81 84,19 61,44 61,44 69,46 69, 11-2 -1-12 1-1-2 -11-2 1-10 1-10 -1-10 -1- 123,51 56,49 84,19 95,81 118,56 118,56 110,54 110, 1-21 1-2-1 121 12-1 01-1 011 011 0- 97,93 97,93 75,33 75,33 103,83 103,83 84,97 95, -12-1 -121 -1-2-1 -1-21 0-11 0-1-1 0-1-1 01- 82,07 82,07 104,67 104,67 76,17 76,17 95,03 84, 2-1-1 2-11 21-1 211 10-1 101 10-1 133,64 133,64 69,24 69,24 135,82 135,82 74,75 74, -211 -21-1 -2-11 -2-1-1 -101 -10-1 -101 -10- 46,36 46,36 110,76 110,76 44,18 44,18 105,25 105, ДУ ДН hкр, A 0 0,05 0,1 0,15 0, f Рис.5-7. Зависимости hкр от f для систем скольжения с минимальным hкр.

Наиболее детально образование дефектов упаковки исследовано для гетероструктуры ZnSe/GaAs(100). Установлено, что максимальная плотность дефектов упаковки наблюдается в том случае, когда рост ZnSe на подложках из GaAs(100) происходит по трехмерному механизму [163]. Дефекты упаковки образуются на фасетках (111), которые возникают на склонах трехмерных островков [164]. Полярность плоскости (111), в которой залегают дефекты упаковки, задается соотношением давлений паров атомов Zn и Se. Рост в условиях избытка цинка приводит к появлению дефектов упаковки, лежащих в плоскости (111)А, тогда как рост в условиях избытка селена вызывает образование дефектов упаковки, лежащих в плоскости (111)В [165]. Ростовую природу имеют и дефекты упаковки, возникающие в слоях AIIIBV, выращенных на подложках из Si [166].

Как было показано в главе 4, рост ZnTe на поверхности Si(310) происходит по трехмерному механизму и скорость роста лимитируется образованием и ростом зародышей [167]. Поэтому, на наш взгляд, для гетероперехода ZnTe/Si(310) нельзя исключать возможность существования, помимо деформационного, ростового механизма образования дефектов упаковки. Такой механизм реализуется при коалисценции трехмерных островков на начальной стадии роста подобно тому, как это описано в работах [164] и [166]. В настоящей главе было показано, что для подавления образования антифазных доменов необходимо, чтобы давление паров Zn больше чем на порядок превосходило давление паров Те. Создавая такие условия, мы, по-видимому, делаем предпочтительным появление фасеток (111) одной полярности, что и приводит к наблюдаемой анизотропии дефектов упаковки.


Подтверждением существования ростовых дефектов упаковки в гетероструктурах CdHgTe/CdTe/ZnTe/Si(310) является обнаруженная нами корреляция между плотностью ДУ в приповерхностном слое CdHgTe и условиями роста ZnTe (Рисунок 5-8). Выбор в качестве объекта исследования многослойной гетероструктуры с суммарной толщиной слоев более 10 мкм был вызван следующими причинами. В качестве способа выявления ДУ мы выбрали метод селективного травления, так как он является экспрессным и позволяет рассматривать образцы большей площади по сравнению с методом ПЭМ. Нам не удалось найти селективный травитель, выявляющий ДУ в слоях ZnTe и CdTe. Дефекты упаковки мы можем выявлять методом селективного травления только в слоях CdHgTe.

Рассогласование параметров кристаллических решеток подложки и слоев гетероструктуры очень велико, поэтому с уменьшением толщины слоя плотность прорастающих дислокаций в нем возрастает до величин, делающих невозможным подсчет плотности дефектов (как самих дислокаций, так и дефектов упаковки). Кроме того, для изготовления приборов на основе гетероструктур КРТ практический интерес представляет плотность дефектов именно в рабочем слое.

Рис. 5-8. Зависимость плотности ДУ в гетероструктурах CdHgTe/CdTe/ZnTe/Si(310) от условий роста ZnTe.

При выращивании данных гетероструктур варьировалась только температура источника Te, а температуры источника Zn и подложки были постоянными. Также постоянными были режимы предэпитаксиального отжига, роста буферного слоя CdTe и роста КРТ. Толщина слоя ZnTe in situ контролировалась одноволновым эллипсометром, и рост теллурида цинка прекращался при достижении толщины 20 нм. Так как во всех экспериментах давление паров Zn было постоянным и более чем на порядок превосходило давления паров Te, то время роста слоя одинаковой толщины прямо пропорционально отношению давлений паров Zn и Te (РZn/РTe) и обратно пропорционально скорости роста ZnTe (Vроста). Из данных, представленных на рисунке 5-8, видно, что плотность ДУ падает при увеличении относительного давления паров Zn и при уменьшении скорости роста.

Мы предполагаем, что в наших экспериментах влияние на плотность ДУ оказывает скорость роста. Как уже упоминалось, скорость роста ZnTe на поверхности Si(310) лимитируется образованием и ростом зародышей. При более низкой скорости роста плотность зародышей ниже (что подтверждается in situ эллипсометрическими измерениями [168]) и соответственно ниже плотность центров зарождения дефектов упаковки.

5.3. Прорастающие дислокации Для гетероэпитаксиальных слоев дефекты кристаллического строения и, в первую очередь, дислокации несоответствия (ДН) являются необходимым равновесным элементом структуры, который обеспечивает релаксацию напряжений. Поэтому в большинстве случаев избежать генерации дислокации при гетероэпитаксии невозможно, а иногда и нецелесообразно, поскольку это может привести к сильной макродеформации эпитаксиального слоя, вплоть до его разрушения. В связи с этим одной из важных проблем гетероэпитаксии является не устранение дефектов структуры вообще, а создание их оптимального распределения по объему гетеросистемы. Прежде всего, под этим понимается максимальное уменьшение количества структурных дефектов в рабочей области гетеросистемы, которые в наибольшей мере ухудшают электрофизические и оптические свойства материала [169].

5.3.1.Основные положения теории гетероэпитаксиального роста Характер взаимодействия материалов пленки и подложки на межфазной границе оказывает влияние на формирование и рост пленки. Качественный энергетический критерий реализации того или иного механизма роста определяется в первом приближении из условия минимизации поверхностной энергии системы подложка-пленка [170]. В процессе осаждения пленки изменение свободной поверхностной энергии гетеросистемы определяется величиной g = gi – gs + gi-s, где gi и gs -удельные поверхностные энергии пленки и подложки соответственно, gi-s - удельная энергия границы раздела.

В зависимости от величины g различают два основных механизма зарождения и роста:

- двумерный механизм Франка - Ван дер Мерве, который осуществляется при g 0;

- трехмерный Фольмера-Вебера, осуществляющийся при g 0.

В промежуточном случае при некоторой критической толщине пленки происходит переход от двумерного механизма роста к трехмерному (механизм роста Странского Крастанова). Существенно, что морфологическая перестройка псевдоморфной пленки в дислоцированную островковую возможна при толщинах, меньших критической толщины сплошной пленки для введения дислокаций несоответствия. С увеличением параметра f несоответствия толщина пленки, соответствующая моменту морфологической перестройки, уменьшается.

Двумерный механизм роста имеет место лишь в случаях, когда сопряжение решеток характеризуется сильной связью. При этом атомы пленки надстраивают кристаллическую решетку подложки, образуя так называемый псевдоморфный слой, в котором эпитаксиальная пленка сжата или растянута в плоскости подложки. При двумерном механизме роста поверхность является атомарно-гладкой, пленки растут путем тангенциального распространения ступеней. Напряжения в псевдоморфном слое тем выше, чем больше параметр рассогласования f решеток пленки и подложки.

Количественно f = (af – as)/as, где индекс f относится к эпитаксиальной пленке, а индекс s к подложке. При определенной толщине hкр псевдоморфного слоя напряжения несоответствия релаксируют, так как становится энергетически выгодной пластическая деформация эпитаксиального слоя, происходящая с образованием дислокаций несоответствия (ДН). Величину hкр можно грубо оценить по формуле:

hкр а ср /2a, где а ср - среднее значение параметров решеток пленки и подложки, а a- их разность.

Механизм роста Франка - Ван дер Мерве характерен для родственных материалов с малым несоответствием параметров решеток, при этом структура и ориентация пленки определяется структурой и ориентацией поверхности подложки.

Рост по Фольмеру - Веберу реализуется при слабой связи пленка – подложка и предполагает наличие следующих этапов:

- зарождение пленки путем образования изолированных трехмерных островков;

- дальнейший рост, сопровождающийся увеличением размеров островков и их коалесценцией (в процессе которой происходят наиболее существенные морфологические и ориентационные превращения, образование дефектов);

- формирование сплошной поликристаллической или монокристаллической пленки в зависимости от материалов и условий роста.

Для механизма Фольмера-Вебера процессы зарождения и роста отличаются высокой чувствительностью к изменениям потенциального рельефа подложки, дефектами и загрязнениями, что может приводить к невоспроизводимости результатов. Данный механизм роста имеет место для родственных материалов при большом различии параметров решеток или для материалов, резко различающихся по свойствам, то есть для рассматриваемого нами случая гетероэпитаксии теллуридов кадмия и цинка на подложках из Si и GaAs.

5.3.2. Дефектообразование при гетероэпитаксии критического значения hкр, вблизи Когда толщина пленки становится больше границы раздела пленка-подложка образуется сетка ДН, плотность которых тем выше, чем больше параметр несоответствия f. Основными механизмами генерации ДН являются скольжение дислокаций из подложки с образованием сегментов ДН и расширение дислокационных полупетель, зарождающихся на поверхности пленки в процессе роста [171].

Анализ возможных типов дислокаций в кристалле со структурой цинковой обманки проведен в [172]. В общем случае в процессе релаксации напряжений могут участвовать как полные, так и частичные дислокации. Последние отличаются тем, что их вектор Бюргерса (ВБ) не есть вектор трансляции кристаллической решетки. Введение в структуру частичных ДН сопровождается образованием соответствующих им деформационных дефектов упаковки (ДУ).

В декартовой системе координат, в которой плоскость XOZ совпадает с поверхностью подложки, образование ДН, параллельных оси OZ приводит к уменьшению упругой деформации пленки в направлении OY на величину, пропорциональную NДНbsin cos, где NДН – линейная плотность дислокаций несоответствия:

b – вектор Бюргерса, - угол между ВБ и линией ДН;

- угол между плоскостью скольжения и плоскостью XOZ.

Из этого следует, что наиболее эффективно релаксация напряжений несоответствия осуществляется дислокациями, имеющими максимальный краевой (соответствующий оси OY) компонент ВБ, в пределе – чисто краевыми ДН. Однако, вследствие того, что образование сетки ДН связано с процессом скольжения дислокаций к границе раздела, введение в структуру чисто краевых ДН оказывается не всегда возможным из-за существования ограничений на возможность скольжения. Такая ситуация типична для полупроводников, имеющих кристаллическую решетку типа цинковой обманки при ориентации гетерограницы по (100). В этом случае плоскостями скольжения являются плоскости {111}, характеризующиеся максимальной плотностью упаковки кристаллической структуры. С другой стороны, скольжение чисто краевых дислокаций в той или иной плоскости возможно, если только этой плоскости одновременно принадлежат и ВБ, и дислокационная линия. Таким образом, краевые дислокации Ломера, как правило, наблюдающиеся экспериментально для приведенных выше условий, могут вводиться в границу раздела (100) только посредством механизма переползания либо образовываться в результате дислокационных реакций.


На начальной стадии роста в процессе пластической деформации из всех возможных для данной кристаллической структуры типов дислокаций будут участвовать те, которым соответствует наименьшее значение hc при наибольшей краевой компоненте ВБ [173].

При малых f ( 10-2) образование частичных ДН энергетически невыгодно. С другой стороны, существуют критические значения f=f*, при превышении которых пластическая деформация пленки должна осуществляться введением частичных ДН и деформационных ДУ. Существенно, что образование частичных ДН, уменьшающих деформацию от о =ff* до r =f* при дальнейшем увеличении толщины пленки должно смениться введением полных ДН.

В полупроводниках группы А3В5, в случае (100) ориентации подложки, пластическая деформация начинается с образования смешанных 60 – градусных ДН, которые вводятся в пленку скольжением с поверхности по плоскостям {111}. Пары 60 – градусных дислокаций, дислокационные линии которых параллельны одна другой, а векторы Бюргерса образуют между собой угол в 60о, могут взаимодействовать одна с другой с образованием чисто краевых ДН. Для этого смешанные дислокации должны сблизиться на достаточное расстояние, чтобы поля их напряжений перекрывались.

Процессы генерации ДН имеют активационный характер, поэтому при определенных условиях роста могут быть получены пленки, находящиеся в метастабильном состоянии, плотность ДН в которых существенно меньше равновесного значения. Однако высокий уровень остаточных напряжений в таких метастабильных пленках предопределяет их сильную макродеформацию, вплоть до механического разрушения. Таким образом, ДН являются необходимым равновесным элементом гетероэпитаксиальных структур.

Помимо ДН, локализованных вблизи границы раздела, в объеме пленки обычно имеется некоторое количество дислокаций, выходящих на поверхность и называемых по этой причине прорастающими. Наличие прорастающих дислокаций обусловлено рассмотренными выше механизмами генерации дислокаций несоответствия, однако не является необходимым, и поэтому их количество должно быть по возможности снижено.

В тех случаях, когда рост пленки осуществляется по механизму Фольмера-Вебера, процесс дефектообразования имеет дополнительные особенности, связанные со стадиями коалесценциии и срастания островков. Исходя из этого, естественно предположить, что изменением условий роста в начальной стадии гетероэпитаксии можно воздействовать на тип и распределение дефектов по толщине пленки. Так, например, можно ожидать снижения плотности прорастающих дислокаций, если выбрать такие параметры технологического процесса, при которых толщина первого сплошного слоя h 0 меньше hкр.

Уменьшение hо может быть достигнуто за счет снижения температуры эпитаксии TS или увеличения скорости роста V, благодаря чему на поверхности возрастает плотность центров зарождения NЦ. Если NЦ велика, то средний размер островков в момент их слияния меньше, чем в случае, когда плотность центров осаждения мала. Соответственно, микрошероховатость поверхности в первом случае меньше, а первый сплошной слой и полное сглаживание поверхности достигается при меньших толщинах. Уменьшение TS или увеличение V может привести к значительному отклонению гетероэпитаксиальной системы от условий термодинамического равновесия и, как следствие, к увеличению плотности дефектов упаковки. Прямое экспериментальное подтверждение для гетеросистемы GaAs/Si(100) приведено в [174]. Для преодоления отмеченного противоречия процесс роста обычно проводится в два этапа. На первом этапе условия роста устанавливаются, исходя из требования высокой плотности островков при приемлемом ухудшении структурного качества пленки;

на втором, который проводится после достаточного сглаживания рельефа поверхности, задаются условия, оптимальные для стационарной стадии роста.

Более радикальный способ уменьшения толщины первого сплошного слоя предложен в работе [175]. Особенность метода заключается в снижении температуры на начальной стадии роста до значения, при котором эпитаксиальный рост становится невозможен. Число центров зарождения при этом весьма велико и формирующаяся аморфная пленка очень однородна по толщине. Затем пленка кристаллизуется посредством твердофазной эпитаксии (ТФЭ), после чего ее толщина доводится до необходимого значения при стандартных условиях роста. Толщина аморфного слоя hА должна быть по возможности малой, так как с увеличением hА образуются двойники, которые трудно подавить [176], а кроме этого возрастает температура кристаллизации.

Этот метод применен при росте GaAs на Si(100). Атомарно-гладкая поверхность наблюдалась уже при толщине пленки в 4-5 нм. Это существенно меньше значений, достигаемых при использовании стандартного двухстадийного процесса.

5.3.3. Плотность прорастающих дислокаций в гетероструктурах Для выявления дислокаций мы использовали метод селективного травления.

Данный метод позволяет экспрессно получать не только информацию о плотности дислокаций в гетероструктуре, но и о распределении дислокаций по пластине. Метод селективного травления получил широкое распространение при исследовании структурного совершенства слоев CdTe и CdHgTe и при разработке технологии производства фотодетекторов. Несмотря на то, что вопрос о полном соответствии плотности ямок травления плотности прорастающих дислокаций остается открытым, данный метод позволяет сопоставлять между собой структуры, выращенные в разных условиях и разными методами, а также строить зависимости фотоэлектрических параметров приборов от структурного совершенства исходного материала.

В проведенных нами исследованиях было установлено, что при выращивании CdTe на подложках с ориентацией поверхности по плоскости (310) плотность ямок травления зависит от режимов роста (см. рис. 5-9).

В слоях теллурида кадмия толщиной 6 мкм, выращенных на подложках GaAs(310) в условиях, когда давление паров Cd больше давления паров Te2, плотность ямок травления составляет величину ~ 106 см-2. При снижении относительного давления Cd до 1 плотность ямок травления начинает резко возрастать. В слоях CdTe, выращенных на подложках Si(310) в аналогичных условиях, плотность ямок травления на порядок больше и составляет величину ~ 107 см-2. Наблюдаемая зависимость плотности ямок травления от соотношения потоков Cd и Te2 отражает зависимость структурного совершенства пленок, так как в исследуемых гетероструктурах CdTe/GaAs плотность ямок травления коррелирует с шириной пика рентгеновского дифракционного отражения (ПШПВ). В случае, когда PCd/PTe21, величина ПШПВ составляет 150 – 200 угловых секунд (у.с.), для PCd/PTe2 1 значение ПШПВ возрастает до 350 – 400 у.с., а при PCd/PTe21 значение ПШПВ становится больше 1000 у.с. Для гетероструктур CdTe/Si величина ПШПВ составляет – 600 угловых секунд.

Высокая плотность дефектов кристаллической структуры в слоях CdTe и CdHgTe, выращенных на подложках из GaAs и Si, часто объясняется большой степенью рассогласования параметров кристаллических решеток пленки и подложки. Такой подход, безусловно, правомочен, когда происходит сравнение со слоями, выращенными на согласованных подложках. В случае же сравнения между собой гетероструктур CdTe/GaAs и CdTe/Si, на наш взгляд, не совсем корректно объяснять различия в плотности дефектов только различием параметров решеток пленки и подложки.

Рассогласование решеток, а также механизм роста (двумерный или трехмерный) будут определять плотность прорастающих дислокаций только в относительно тонких слоях (h 1 мкм).

1,0E+ Плотность ямок травления, см-2 315C GaAs 300C GaAs 1,0E+07 285C GaAs 265C GaAs 300C Si 1,0E+ 1,0E+ 0 5 10 15 20 25 Соотношение потоков Cd/Te Рис. 5-9. Плотность ямок травления в буферных слоях CdTe толщиной 6 мкм, выращенных в различных условиях.

В толстых пленках (h 1 мкм) плотность прорастающих дислокаций NDS в эпитаксиальной пленке уменьшается от границы раздела к поверхности. Это явление может быть описано уравнением:

dN DS ( x ) aN DS ( x ) bN DS ( x), (5-2) dx где х – координата вдоль оси, ориентированной по нормали к поверхности, причем границе раздела соответствует x = 0, а поверхности х = h;

a и b – константы [177].

В процессе роста эпитаксиального слоя дислокации могут взаимодействовать с точечными дефектами, локально напряженными областями, другими дислокациями, и в результате изменять направление своего распространения и выходить из структуры, достигнув ее боковой границы. Этому механизму соответствует первое слагаемое в правой части уравнения (5-2). Константа a равна произведению концентрации центров рассеяния на их поперечное сечение. Второе слагаемое соответствует реакциям между парами дислокаций с одинаковыми векторами Бюргерса при сближении их на расстояние взаимодействия L 0. В результате реакций образуются дислокационные петли и дальнейшее их прорастание в эпитаксиальный слой становится невозможным (константа b пропорциональна L 0 ).

Решение уравнения (5-2) имеет вид:

NDS (х) = [(NDS(0) -1 +b/a)ехр(ах) –b/a] -1 (5-3) Для системы GaAs/Si наилучшее соответствие с экспериментом достигается при а = 2102 см-1, b = 1.810-5 см, NDS (0) = 11012 см-2. Оценки по (5-3) показывают, что для достижения NDS 4105 см-2 необходимо обеспечить h 180 мкм. Поэтому способ NDS в приповерхностной области уменьшения путем увеличения толщины пленки оказывается в большинстве случаев не приемлемым.

При больших толщинах пленки (h50) мкм взаимодействием между дислокациями можно пренебречь, так как их плотность мала (NDS 107 см-2). Поэтому NDS(x) = N0 exp(-xа1), (5-4) где а1 = 2102 см-1. При малых толщинах (h 50 мкм), типичных для МЛЭ, взаимодействие дислокаций является доминирующим процессом и решение (5.2) принимает вид:

NDS(х) = [NDS(0) –1 +bx] –1 (5-5) Влияние NDS(0) на величину NDS(x) относительно мало, особенно когда h1мкм.

Параметр b определяется условиями выращивания. Если условия выращивания стандартны, то кривые NDS(x) для различных систем достаточно близки одна к другой. Это подтверждено экспериментально в [178] для гетероструктур InAs/GaAs, GaAs/Ge/Si, GaAs/InP, полученных методом МОС-гидридной эпитаксии. В этом случае при h 0, мкм NDS(x) 109/x (здесь размерность NDS(x)- см-2, x-мкм).

На рисунке 5-10 представлено типичное распределение ямок травления по толщине слоя CdTe выращенного на подложках GaAs(310). Там же представлены расчетные зависимости, построенные по выражениям 5-3, 5-4 и 5-5.

Полученные экспериментальные зависимости плотности ямок травления хорошо аппроксимируются уравнением 5-3 при а = 7,2103 см-1, b = 7.010-5 см, NDS (0) = 11012 см- и уравнением 5-4 при а1 = 6,8103 см-1, N0 = 9107 см-2 (кривые 1 и 2 на рисунке 5-10), то есть зависимостями, учитывающими рассеивание дислокаций на точечных дефектах. В свою очередь, полученную зависимость не удается построить, используя уравнение 5-5.

При b = 7.010-5 см расчетные значения плотности дислокаций получаются на порядок больше измеренных (кривая 3 на рис 5-10), а при b = 1.010-3 см (кривая 4 на рис 5-10) расчетные значения совпадают с экспериментальными только при толщине 5 – 7 мкм и почти на порядок меньше при толщине 3 мкм.

3,0E+ Плотность ямок травленя, см- 2,5E+ 2,0E+ 1,5E+ 1,0E+ 5,0E+ 0,0E+ 0,0002 0,0003 0,0004 0,0005 0,0006 0,0007 0, Толщина CdTe, см Зависимость плотности ямок травления от толщины слоя CdTe в Рис.5-10.

гетероструктуре CdTe/GaAs(310). Точки – экспериментальные результаты, кривые 1 – расчетные зависимости по формулам 5-3, 5-4 и 5-5.

5,0E+ - Плотность ямок травления, см 4,0E+ 3,0E+ 2,0E+ 1,0E+ 0,0E+ 0,0002 0,0003 0,0004 0,0005 0,0006 0, Толщина CdTe, см Зависимость плотности ямок травления от толщины слоя CdTe в Рис.5-11.

гетероструктуре CdTe/Si(310). Точки – экспериментальные результаты, сплошная линия – расчетная зависимость по формуле 5-4.

В случае выращивания CdTe на подложках Si(310) зависимость плотности ямок травления от толщины слоя более пологая по сравнению с гетероструктурой CdTe/GaAs(310) и удовлетворительно описывается выражением 5-5 при b = (7.0- 9.0)10- см (см. рис.5-11). Значит, в гетероструктурах CdTe/Si(310) итоговая плотность прорастающих дислокаций определяется реакциям между парами дислокаций с одинаковыми векторами Бюргерса при сближении их на расстояние взаимодействия.

Обобщив выше изложенные результаты, можно заключить, что более низкая плотность прорастающих дислокаций в слоях CdTe, выращенных на подложках GaAs(310), по сравнению со слоями CdTe выращенными на подложках Si(310), обусловлена более высокой концентрацией точечных дефектов, на которых происходит рассеивание дислокаций. Таким рассевающим центром, который есть в CdTe/GaAs(310) и которого нет в CdTe/Si(310), может быть Ga, попадающий в буферный слой из подложки.

Проблема диффузии компонентов подложки в растущую пленку более или менее актуальна для всех типов гетероструктур АIIВVI/АIIIВV. Большинство работ на эту тему посвящены вопросу автолегирования галлием пленок ZnSSe, выращенных на подложках GaAs. Установленным фактом является то, что Ga присутствует в пленках и является примесью донорного типа (см. например [179]).

В пленках CdZnTe, выращенных на подложках GaAs, также присутствует Ga. В работе [180] слои ZnTe и CdTe ориентаций (001) и (111), выращенные методом МЛЭ на подложках GaAs(001), были исследованы методом ВИМС. Полученные результаты говорят о том, что во всех рассмотренных образцах присутствуют локальные включения Ga (по терминологии авторов «горячие точки»), проходящие на всю глубину пленки от подложки до поверхности. Количественных расчетов не приводится, но приблизительно можно оценить плотность «горячих точек» как 104 – 106 штук на квадратный сантиметр.

Авторы предполагают, что включения Ga вызваны повышенной диффузией вдоль структурных дефектов, проходящих через гетеропереход. Было рассмотрено несколько технологических приемов, направленных на снижение диффузии галлия. Исследуемые слои растились поверх оксидного слоя, CdZnTe/CdTe буферного слоя, сверхрешетки ZnTe/CdTe и поверх буферного слоя GaAs. Все эти приемы более или менее снижают концентрацию Ga, но наиболее эффективным оказался буферный слой GaAs. Хотя полностью предотвратить диффузию Ga не позволяет ни один из использованных приемов.

В работе [181] слои CdTe ориентаций (001) и (111) выращивались на подложках GaAs(001) с использованием импульсного лазерного распыления. Температура роста составляла 3000С. ПШПВ для слоев CdTe(001) толщиной 6 мкм составляла порядка угловых секунд. Для слоев с ориентацией (111) значение ПШПВ было больше.

Выращенные слои исследовались методом ВИМС. Было установлено следующее.

Существует два характерных региона с повышенной концентрацией Ga: во-первых, граница раздела CdTe/GaAs, где концентрация Ga падает до величины, равной обнаружительной способности спектрометра (81014см-3) на толщине около 300нм;

во вторых, приповерхностный слой, где концентрация Ga достигает значения 1017см-3.

Распределение Ga по поверхности пленки зависит от ориентации. Когда пленка CdTe имела ориентацию (001), большая часть Ga концентрировалась в отдельных пятнах, диаметр которых достигал 8 мкм. В случае CdTe(111) Ga присутствовал на поверхности в виде равномерного мелкодисперсного слоя. Отжиг гетероструктуры усиливает диффузию Ga в пленку CdTe из подложки. Подобные результаты были получены в работе [182].

Методом вакуумного осаждения с использованием металлорганических соединений были выращены гетероструктуры HgCdTe/CdTe/GaAs/Si. Методом ВИМС повышенные концентрации Ga и As были обнаружены на поверхности пленки HgCdTe и на границе раздела CdTe/GaAs. Для температуры 4800 С определен коэффициент диффузии Ga, 10-5мкм/сек.

равный В случае выращивания буферных слоев ZnTe и CdTe на подложках GaAs(310) распределение Ga в объеме пленки имеет те же особенности. Проведенные ВИМС исследования показали, что Ga присутствует в пленке ZnTe(310) в двух видах: в виде редко расположенных Ga- содержащих стержней, пронизывающих пленку насквозь, и в виде тонкого мелкодисперсного слоя на поверхности пленки (см. рис. 5-12). Плотность стержней составляет порядка 103см-2, а диаметр - несколько микрометров. Не все стержни проходят через весь объём пленки. Большая часть из них перестает прорастать в пленку на толщине 200 – 300 нм.

Поверхность -100nm -300nm -200nm Рис. 5-12. Распределение Ga и As в объёме гетероструктуры ZnTe/GaAs(310), выращенной при температуре 3700С. Толщина образца 400 нм. Черным цветом показана равная интенсивность ВИМС сигнала. Площадь кадра 500500 мкм.

1 1 1 8. G a 2p Интенсивность, отн.ед.

1 1 1 7. 1124 1122 1120 1118 1116 1114 Э н е р ги я с в я з и (э В ) Рис.5-13. Рентгеноэлектронные спектры Ga2p с поверхности образцов, выращенных при различных температурах эпитаксии: (1) - 300С, (2) и (3) - 355С, (4) - 370С;

(2) - после прогрева в камере спектрометра при температуре 300С.

С понижением температуры роста концентрация Ga в объёме пленки снижается до величины ниже чувствительности методов, используемых для анализа состава образцов (см. рис. 5-13). Тем не менее, расчет равновесных концентраций примесей, исходя из энергетических характеристик процесса легирования CdTe [183], предсказывает концентрацию галлия на уровне 1014 – 1015 см-3. Если предположить, что точечный дефект образованный Ga создает поле локальных напряжений радиусом 10 нм (что не является чрезмерно большой величиной), то произведение концентрации на поперечное сечение будет составлять 300 – 3000 см-1, что совпадает с величиной коэффициента а = 7000 см-1, при котором экспериментально полученная зависимость плотности ямок травления от толщины аппроксимируется уравнением 5-3. Если еще учесть, что в процессе роста происходит сегрегация Ga на поверхности и в приповерхностной области концентрация Ga может быть на 1 – 2 порядка больше, то автолегирование Ga может быть причиной более быстрого уменьшения плотности дислокаций с увеличением толщины слоя CdTe в случае роста на подложках GaAs(310).

Выводы к главе 1.Плотность антифазных границ в гетероструктурах CdTe/ZnTe/Si(310) зависит от соотношений давлений паров Zn и Te2 и температуры подложки в начальный момент роста теллурида цинка. Высокое давление паров цинка приводит к получению монодоменных слоев. Повышение температуры роста и давления паров Te2 вызывает появление АФГ и увеличение их плотности вплоть до роста поликристалла.

2. Обнаружено, что в гетероструктуре КРТ/Si(310) присутствуют дефекты упаковки преимущественно типа вычитания, сгруппированные в близко расположенных параллельных плоскостях (111), пересекающих плоскость (310) под углом 68 градусов.

Зарождение дефектов упаковки происходит на границе раздела ZnTe/Si(310). Отжиг гетероструктур при 3500С в атмосфере теллура приводит к аннигиляции дефектов упаковки. Причинами, по которым из четырех возможных дефектов упаковки преобладает только один, являются высокое давление паров Zn, облегчающее фасетирование трехмерных островков на начальной стадии роста фасетками (111) одной полярности, и выигрыш во внутренней энергии гетероструктуры за счет снижения площади дефекта упаковки, залегающего под большим углом к границе раздела.

3. Плотность прорастающих дислокаций, выявленных методом селективного травления, составляет величину 106 см-2 для гетероструктур CdTe/ZnTe/GaAs(310) и величину 107 см-2 для CdTe/ZnTe/Si(310). Более низкая плотность прорастающих дислокаций в буферных слоях, выращенных на подложках GaAs (310), вызвана более эффективным блокированием прорастания дислокаций за счет более высокой концентрации точечных дефектов. Таким рассевающим центром, который есть в CdTe/GaAs(310) и которого нет в CdTe/Si(310), может быть Ga, попадающий в буферный слой из подложки.

Глава 6.



Pages:     | 1 |   ...   | 2 | 3 || 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.