авторефераты диссертаций БЕСПЛАТНАЯ БИБЛИОТЕКА РОССИИ

КОНФЕРЕНЦИИ, КНИГИ, ПОСОБИЯ, НАУЧНЫЕ ИЗДАНИЯ

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


Pages:     | 1 |   ...   | 3 | 4 || 6 | 7 |

«РОССИЙСКАЯ АКАДЕМИЯ НАУК СИБИРСКОЕ ОТДЕЛЕНИЕ ИНСТИТУТ ФИЗИКИ ПОЛУПРОВОДНИКОВ им. А.В. РЖАНОВА, ИНСТИТУТ ФИЗИЧЕСКИХ и ХИМИЧЕСКИХ ИССЛЕДОВАНИЙ (RIKEN) и ...»

-- [ Страница 5 ] --

Обнаруженное различие между энергиями активации разложения маленьких и больших кластеров (3.0 и 4.1 эВ, соответственно), так же как и полученная зависимость скорости разложения оксида от температуры, при которой он был выращен [Рис. 5.3(а)], может быть результатом различия в структуре оксидов, образованных при разных условиях роста. Как известно [75,77,207], при давлениях кислорода близких к Ptr (T ) образование оксида сопровождается травлением поверхности кремния на участках между кластерами оксида. В результате этого при медленной скорости роста оксида поверхность становится шероховатой, и морфология поверхности кремния вокруг кластеров оксида может зависеть от отношения скоростей роста и травления кремния. Эта морфология может определять механизм реакции образования летучих молекул SiO и, следовательно, энергию активации разложения оксида. Более того, структура самих кластеров оксида может зависеть от температуры и скорости их роста. Как известно несколько конфигураций кислорода на промежуточных адсорбционных состояниях может существовать на реконструированной поверхности Si(111)-7 благодаря наличию нескольких типов состояний с оборванными связями.

Каждое промежуточное адсорбционное состояние может характеризоваться своими, отличными от других кинетическими параметрами для трансформации в одну из конфигураций стабильного оксида. Таким образом, зависимость кинетических параметров процесса разложения от условий роста оксида может происходить от различных механизмов образования летучих молекул SiO на границе между кремнием и оксидом, которые определяются с одной стороны конфигурацией атомов кремния вокруг кластеров оксида и с другой стороны – структурой оксида в кластере.

5.2.6. Сравнение с результатами экспериментов, использующих пучок О Как уже обсуждалось выше, в исследованиях использующих технику молекулярных пучков [188,202-204], рассматривался трёхступенчатый маршрут образования молекул SiO, описываемый схемой (2.9). В этой схеме, константа скорости промежуточной стадии ассоциировалась с k образованием молекул SiO на поверхности после адсорбции молекулы кислорода, и - с термической десорбцией SiO в газовую фазу [188,212].

k Обе константы скорости были охарактеризованы как описывающие стадии с большой энергией активации между 2.4 и 4.4 эВ [188,202-204]. Однако такая интерпретация k1 противоречит наблюдению маленькой энергии активации около 0.05 эВ [71,200] для процесса диссоциации кислорода. Мы предложили схему с двумя каналами реакции образования летучих молекул SiO для учёта того факта, что несколько конфигураций молекулярного и диссоциативного состояний кислорода может формироваться на рекоструированной поверхности Si(111)-7 7 [195-197,199,246].

Такая схема была предложена, исходя из анализа кинетики начальной стадии роста оксида на основе модели образования стабильного оксида через промежуточные адсорбционные состояния [175]. Предложенная схема согласуется с обнаружением двух энергий активации для образования летучих молекул SiO [188,202-204]. Эти два канала характеризовались энергиями активации 3.0 и 4.0 эВ [175]. В пределах экспериментальной ошибки эти энергии совпадают с ~ 3.0 и 4.1 эВ, представленными выше для разложения оксида, несмотря на то, что разложение оксида не включает стадию диссоциации молекул кислорода.

Совпадение энергий активации образования летучих молекул SiO в двух реакциях, а именно, (1) при взаимодействии кислорода с кремнием и (2) при разложении оксида соответствует тому, что энергия активации диссоциации молекул кислорода на поверхности кремния [175,188] является пренебрежимо малой по сравнению с энергией активации образования SiO.

Используя такое заключение, проведём сравнение энергий активации, полученных в наших исследованиях и в экспериментах, использующих молекулярные пучки [188,202-204]. Параметры пучка молекул кислорода поддерживаются постоянными в экспериментах с молекулярными пучками, что соответствует фиксированному эффективному давлению кислорода, Peff, над поверхностью при всех температурах в течение длительности воздействия. Оценка величины Peff исходя из параметров пучка молекул кислорода, приведённых в [202,204], показывает, что при изменении температуры с нижних значений до верхних, условия оксидирования меняются с Peff Ptr (T ) к Peff ~ Ptr (T ) и далее до Peff Ptr (T ), так как Ptr (T ) является экспоненциальной функцией температуры. Как показано выше, при изменении условий оксидирования в таком широком интервале происходит изменение механизма взаимодействия кислорода с кремнием за время длительности пучка кислорода, а именно, условия соответствующие образованию маленьких кластеров сменяются на условия, при которых образуются кластеры большого размера и затем наступает режим травления кремния кислородом с одновременным разложением уже образовавшихся кластеров оксида. Поэтому механизмы разложения SiO2 с энергиями активации ~ 3.0 и 4.1 эВ могут давать изменяющиеся вклады в образование молекул SiO в зависимости от соотношения между Peff и Ptr (T ) при каждой температуре. Кроме этого, может действовать другой фактор: при Peff Ptr (T ), как показано выше для случаев роста и последующего разложения, проводимых при одной и той же температуре (процедура (I)), эффективная энергия активации около 1.5 эВ [Рис. 5.3(а)] является явно заниженной из-за зависимости скорости разложения оксида от температуры, при которой окисел был выращен. Это обстоятельство может являться источником для наблюдения уменьшенных энергий активации образования летучих молекул SiO на поверхности Si(111) в экспериментах, использующих молекулярный пучок кислорода [204]. Таким образом, эти два фактора могут являться причиной большого разброса энергий активации для образования летучих молекул SiO, полученных разными исследовательскими группами, использующих молекулярные пучки кислорода, несмотря на высокую точность измерений в каждом из этих экспериментов [188,202-204].

5.3. Раздвоение критических условий для оксидирования поверхности Si(111)-7 7 кислородом В координатах температуры поверхности T и давления кислорода Pox, граница между условиями газового травления кремния кислородом и ростом оксида на поверхности описывается формулой Ptr (T ) = Pox ) exp( E / kT ) (o [189,210], где энергия активации E и предэкспоненциальный множитель Pox ) (o являются практически независимыми от кристаллографической ориентации поверхности. Эти параметры, полученные для поверхности Si(111), имеют величины E = 3.93 эВ и Pox ) = 4.4 1012 Торр [210]. Однако (o было показано, что критические условия зависят от природы окислителя: в случае взаимодействия кремния с N2O, критические условия сдвигаются в область более высоких давлений, и были описаны существенно другими параметрами E = 2.14 эВ и Pox ) = 1.5 108 Торр [75,77].

(o Два разных подхода были предложены для описания критических условий. В первом, критическое давление кислорода выводилось из равенства между потоком кислорода, адсорбируемым поверхностью кремния, и потоком молекул SiO, покидающим поверхность [245]. Этот подход даёт полуколичественное совпадение с результатами экспериментов [189,247].

Другой подход, названный кинетической моделью, был использован для того, чтобы описать критические условия, исходя из равенства между скоростями роста и распада кластеров SiO2 на поверхности кремния [210]. Относительно недавно, начальная стадия оксидирования кремния была рассмотрена как фазовый переход первого рода [215].

Неожиданным результатом, полученным с помощью методов СТМ [206,207] и ОЭМ [205], стало наблюдение того, что при исследованиях в области более низких температур критические условия оказались сдвинутыми по сравнению с тем, что предсказывалось экстраполяцией высокотемпературных данных [189,210]. Фелтз с коллегами [207] связал этот сдвиг с процедурой получения данных: при уменьшении давления для образования оксида в количестве достаточном для обнаружения требуется значительно большее время, чем разумное время экспериментального наблюдения при температурах ниже 727 °С. По их мнению, это приводило к тому, что они наблюдали чистые поверхности даже при тех экспериментальных условиях, при которых образование оксида должно происходить согласно экстраполяции высокотемпературных данных [189,210].

В наших исследованиях был использован метод ОГВГ для регистрации кинетики оксидирования поверхности Si(111)-7 7 in situ при давлениях кислорода в диапазоне от 10-9 до 10-6 Торр и температурах между 610 и 735 °С.

Медленная эволюция величины покрытия оксида вблизи условий равенства скоростей роста и разложения оксида исследовалась как функция температуры поверхности, давления кислорода, времени взаимодействия и величины покрытия оксида. В этих экспериментах мы наблюдали влияние кинетических параметров поверхностных реакций на критические условия.

5.3.1. Общая картина кинетики начальной стадии оксидирования Кинетические зависимости, описывающие процесс оксидирования при фиксированной температуре, показаны на Рис. 5.7. В режиме травления кремния, интенсивность ОГВГ оставалась постоянной в течение времени нашего наблюдения длительностью 1 - 2 часа (кривая а на Рис. 5.7). Мы также не заметили каких-либо изменений интенсивности ОГВГ в момент начала экспозиции в кислороде. Это показывает, что в режиме травления, покрытие поверхности адсорбированным кислородом является меньше нескольких процентов монослоя согласно чувствительности метода ОГВГ [69,71]. Это согласуется с наблюдениями методом СТМ [207]. Такие малые покрытия поверхности кислородом отражают быстрые скорости двух стадий: (1) образование SiO посредством реакции между адсорбированным О2 и кремнием, и (2) десорбция SiO. Когда давление О2 много выше чем давление перехода в область роста оксида на поверхности, кинетическая кривая (кривая в на Рис. 5.7) выглядела так, как ожидалось для адсорбции кислорода при температурах ниже 500 °С [66,68,248]. В промежуточной области, где Pox только немного выше давления перехода, форма кинетических кривых свидетельствует о том, что процесс оксидирования начинается через стадию образования зародышей оксида (кривая б Рис. 5.7). Такое поведение означает, что скорость роста оксида зависит от времени взаимодействия на начальной стадии оксидирования. Это согласуется с периодом ускорения в кинетике роста оксида, обнаруженного с помощью рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии [205]. Заметим, что если рост оксида начинался при заданном давлении и температуре, он продолжался до тех пор, пока вся поверхность не покрывалась оксидом.

Рис. 5.7. Временные зависимости интенсивности ВГ от поверхности Si(111)-7 7 при экспозиции в кислороде, полученные для трёх давлений:

(а) 4.0 10-8, (б) 5.1 10-8 и (в) 8.0 10-8 Торр. Стрелка показывает момент начала экспозиции.

Общая картина кинетики удаления оксида с поверхности кремния сразу после начальной стадии роста оксида показана на Рис. 5.8 и 5.9. Из этих кинетических данных следует, что при увеличении покрытия поверхности оксидом, последующее разложение оксида начинается с уменьшенной скоростью (Рис. 5.8). Другая особенность состояла в том, что скорость удаления оксида была разной даже тогда, когда он был выращен до одного и того же покрытия при разных Pox (Рис. 5.9).

Рис. 5.8. Эволюция интенсивности ОГВГ от поверхности Si(111)- 7, показывающие рост оксида и его последующее разложение после различных времён экспозиции при давлении кислорода 4.0 10-7 Торр.

Стрелками отмечены моменты начала и окончания экспозиции.

Рис. 5.9. Кинетика интенсивности ОГВГ от поверхности Si(111)- 7, показывающая рост оксида до заданного покрытия при двух различных давлениях кислорода и последующее разложение оксида. Стрелками отмечены моменты начала и окончания экспозиции.

Разложение происходило с более низкой скоростью, когда окисел был выращен при давлениях более близких к Ptr. Такое поведение можно объяснить, используя данные, недавно полученные с помощью метода СТМ [207]. При сравнительно высоких давлениях рост оксида начинался путём однородного по поверхности зарождения маленьких кластеров оксида. Но когда давление было близко к Ptr, только небольшое количество кластеров оксида зарождалось на атомных ступенях и границах доменов сверхструктуры 7 7 [207]. Заметим, что образование летучих молекул SiO при разложении оксида происходит по периметру кластеров оксида на границе с кремнием [221,222]. Исходя из этих фактов, кинетические данные на Рис. 5.9 могут быть объяснены тем, что при одинаковом покрытии поверхности оксидом, маленькие кластеры разлагаются с более высокой скоростью, потому что они имеют большую длину периметра с участками чистой поверхности кремния между ними. Таким образом, данные на Рис. 5.8 и 5.9 показывают, что кинетические параметры реакции разложения оксида зависят не только от температуры поверхности, но и от условий образования оксида, а именно от давления О2 и длительности оксидирования.

5.3.2. Критические условия для образования кластеров оксида Начиная эксперимент с чистой поверхности Si(111)-7 7 при заданной температуре, мы ступенчато увеличивали давление кислорода так, что пересекали границу Ptr, описывающую переход от режима травления кремния к росту оксида.

В этих экспериментах в течение часов наблюдалось поведение сигнала ОГВГ в условиях повышения давления мелкими шагами, для приближения к ожидаемой величине Ptr, при которой должен начаться рост оксида. Измеренная таким образом температурная зависимость Ptr (T ) представлена с помощью квадратиков на Рис. 5.10 и при температурах ниже 700 °С может быть описана как Ptr (T ) = Ptro ) exp( Etr / kT ), где Ptr ) =3. ( (o 105 Торр и Etr =2.38±0.15 эВ. Следует отметить, что величина Etr существенно отличается от E, полученной ранее в работах [189,210] для критических условий в области более высоких температур. При этом, как наши данные, так и результаты, недавно полученные с помощью СТМ [205,207], показывают, что зависимость Ptr (T ) описывает границу для образования кластеров оксида на чистых поверхностях Si(111)-7 7.

Рис. 5.10. Критические условия для взаимодействия кислорода с поверхностью Si(111)-7 7 в координатах давления и температуры.

Сплошная линия Ptr представляет границу для зарождения кластеров оксида на чистой поверхности. Сплошная линия Pc описывает условия, при которых рост оксида сбалансирован его разложением. Пунктирная линия показывает результат экстраполяции в область низких температур зависимости, полученной в работе [189]. В области между Pc и Ptr результат взаимодействия между О2 и кремнием зависит от исходного состояния поверхности.

5.3.3. Условия равенства между скоростями роста и разложения оксида После прохождения стадии зарождения кластеров оксида, скорость роста оксида может быть уменьшена путём снижения давления кислорода до такой величины Pox = Pc, при некоторой изменение величины покрытия поверхности оксидом остановится (Рис. 5.11). Эта ситуация соответствует равенству скоростей роста и разложения оксида. Температурная зависимость Pc показана кружочками на Рис. 5.10. При T 700 °С, Pc заметно ниже Ptr.

Это означает, что рост оксида может происходить при давлении существенно более низком, чем давление, требуемое для зарождения кластеров оксида.

Pc Температурная зависимость может быть записана как Pc (T ) = Pc(o ) exp( Ec / kT ) с Pc(o ) =1.2 1013 Торр и Ec =3.83±0.15 эВ. В этом случае, энергия активации Ec имеет такую же величину, как и в работах [189]. Различие между предэкспоненциальными факторами, при сравнении с данными работы [210], составляет величину порядка ошибки измерения.

Рис. 5.11. Временные зависимости интенсивности ОГВГ от поверхности Si(111)-7 7 в течение экспозиции в кислороде при давлении, уменьшающемся ступенчато. После зарождения оксида и его роста при давлении 5.1 10-8 Торр, квазиравновесие, соответствующее равенству скоростей роста и разложения оксида, наступает при 1.8 10- Торр и ox 0.1 монослоя. Стрелками отмечены моменты изменения давления.

5.3.4. Состояние поверхности кремния при взаимодействии с кислородом вблизи критических условий Состояние поверхности частично покрытой оксидом, использованной Pc, зависело от таких параметров процесса нами для определения оксидирования как Pox, T и времени экспозиции в кислороде, даже если мы приготавливали поверхность с одинаковым (усреднённым) по величине покрытием (Рис. 5.9). Поэтому, для получения Pc, мы всегда работали с покрытиями, возникающими при росте оксида с маленькой скоростью, так чтобы уменьшение интенсивности сигнала ОГВГ составляла величину 40- %, что соответствует ox 0.1 монослоя [71]. Следует также отметить, что зависимость Pc (T ) была получена в режиме, при котором поверхность кремния была частично покрыта оксидом ( ox 0.1 монослоя), а чистая часть поверхности продолжала травиться. Находясь в этом режиме длительное время, поверхность становится шероховатой [75,77,214]. Можно предположить, что зависимость Pc (T ) представляет собой главную ветвь критических условий, которая имеет хорошо определённый смысл в виде условия равенства скоростей роста и разложения оксида. При этом фазы оксидированной и чистой поверхностей сосуществуют. Однако мы не можем рассматривать границу Pc (T ) как условие полного равновесия между двумя этими фазами, поскольку Pc (T ) слегка меняется во времени при экспозиции в кислороде благодаря непрерывному изменению поверхностной шероховатости. Наблюдалась также слабая зависимость Pc (T ) от ox. Таким образом, эта граница может быть названа как квазиравновесная.

В наших экспериментах, данные для Ptr были получены с более высокой точностью. При определении Ptr, эксперименты всегда начинались на чистой поверхности Si(111)-7 7. Однако, примеси, которые не могут испаряться с поверхности в условиях травления кремния, могут накапливаться в течение длительного травления. Эти примеси и поверхностные дефекты могут препятствовать движению атомных ступеней и, тем самым, могут изменять условия для роста оксида [214]. Мы полагаем, что для наблюдения этого влияния на Ptr при T 700 °С, в действительности требуется очень длительное травление, поскольку наблюдалось очень хорошее воспроизведение Ptr при повторных измерениях на одном и том же образце.

Важно отметить, что изгиб на кривой зависимости Ptr (T ) при 700 °С отражает изменения в механизме реакций, которые определяют границу Ptr.

Разумно предположить, что реакции, действующие при T 700 °С только на поверхности, при T 700 °С дополняются реакциями, действующими в приповерхностном слое.

Интересно определить, является ли стабильной чистая поверхность кремния в области условий между Pc и Ptr, и вопрос только во времени ожидания, требуемого до начала роста оксида, подобно тому, как образование новой поверхностной фазы при фазовом переходе имеет так называемый индукционный период для появления зародышей [85]. Вероятно, это вказистабильное состояние поверхности. При заданных Pox и T, условия в каждой точке на поверхности не являются полностью стационарными. Даже если мы предположим, что наш кремний был химически идеально чистым образцом, зарождение кластера оксида в режиме травления кремния вызывает изменение в окружающей области поверхности, потому что окисел препятствует травлению и действует как точка зацепления при движении атомных ступеней [207]. В результате, ступени накапливаются возле кластера оксида, образуя большое количество изломов ступеней, что увеличивает вероятность образование летучих молекул SiO и создаёт условия для разложения кластеров оксида. Для стабильного роста оксида, необходимо, чтобы достаточное количество кластеров оксида появились одновременно, как это происходит при Pox Ptr. В нашем случае процесс взаимодействия имеет ту особенностью, что зарождение островков оксида сопровождается удалением кремния с поверхности на участках между ними. Это приводит к значительному изменению условий от первоначально чистой и гладкой поверхности кремния (приготовленной высокотемпературным нагревом для Ptr ) к частично оксидированной и очень шероховатой определения Pc. Это даёт нам две поверхности, используемой для определения температурные зависимости и для описания процесса Ptr (T ) Pc (T ) оксидирования на двух различных поверхностях кремния. Поэтому, существование границы Pc не означает, что чистая поверхность кремния в условиях Pox Ptr находится в стабильном состоянии. Одновременное действие роста оксида и травления кремния изменяет кинетические параметры поверхностных реакций, что можно назвать как изменение реакционного состояния поверхности. Таким образом, наличие двух границ Pc и Ptr определяется двумя факторами: стадией зарождения оксида и изменением реакционного состояния поверхности в течение процессов роста оксида и травления кремния.

На основе нолученных результатов можно сделать вывод: установлено, что граница, отделяющая область газового травления кремния кислородом от области роста оксида на его поверхности, раздваивается. Обе ветви показывают минимально необходимое давление кислорода: одна для зарождения оксида на чистой поверхности кремния, другая – для роста уже образованных островков.

5.4. Использование травление кремния кислородом как источник молекул SiO для роста диэлектрических плёнок Развитие высоковакуумных методов синтеза слоёв SiO и SiO2 на подложках при низких температурах представляет несомненный практический интерес. Было разработано несколько методов. Слои SiOх с составом 1 x 2 получали из молекулярных и кластерных пучков SiO при заполнении вакуумной камеры кислородом до определённого давления. В качестве источника получения пучка молекул SiO применялись двуокись кремния [249], SiO [250] или смесь Si и SiO2 [251]. Процесс высокотемпературного травления кремния кислородом может быть так же использован для получения пучка молекул SiO. Первоначально, Вагнер [252] теоретически исследовал условия испарения SiO при 1414 °С в газовой среде, содержащий кислород. Позднее, в работе Лэндера и Моррисона [189] этот процесс был предложен как метод получения пучка молекул SiO при температуре источника ниже, чем в случае использования смеси Si + SiO2.

Согласно данным предыдущего раздела диссертации о наличие критических условий при взаимодействии кремния и кислорода, значения температуры и давления должны удовлетворять определённым условиям таким, чтобы процесс находилось в области газового травления кремния кислородом.

Метод осаждения слоёв SiOx из потока молекул SiO и О2, основанный на использовании реакции кислорода с нагретым кремнием для получения молекул SiO, может быть назван как реакционноиспарённое осаждение (РИО) (по английски названное reactivity-evaporated deposition (RED)).

Обычно, низкотемпературные методы получения диэлектрических плёнок включают высокоэнергетическое воздействие тлеющего разряда или ультрафиолетового облучения на поверхность растущей плёнки или на газовую среду. Такое воздействие является необходимым для инициирования химических реакций на поверхности, улучшающих качество диэлектрических слоёв. Однако воздействие высокоэнергетических частиц на границу раздела полупроводник/диэлектрик часто приводит к ухудшению её характеристик.

Возможным путём решения этой проблемы является использование двойных диэлектрических слоёв, один из которых выращивается на поверхности полупроводника простым осаждением, то есть без дополнительного возбуждения. Этот слой служит для защиты границы раздела от воздействия высокоэнергетических частиц, используемых при росте второго более плотного слоя с хорошими диэлектрическими свойствами. Нами предлагается метод получения двойных слоёв, в котором первый слой выращивается согласно процедуре РИО. Тогда как осаждение второго слоя осуществляется в присутствии высокочастотного тлеющего разряда, возбуждаемого в реакционной камере. Таким образом, этот процесс представляет собой плазмоусиленное реакционноиспарённое осаждение (ПУРИО) (по-английски названное plasma-enhanced reactivity-evaporated deposition (PERED)).

5.4.1. Параметры процесса осаждения молекул SiO в плазме кислорода Схема, использованной реакционной камеры, показана на Рис. 5.12.

Ростовая камера откачивалась до давления 10-7 Торр. Кусочки расколотых шайб кремния помещались в сапфировый тигель, который мог нагреваться до 1300 °С. Рабочая температура тигля была около 1200°С. Кислород напускался в камеру до давления в диапазоне от 10-5 до 10-2 Торр. Давление кислорода и температура кремния подбирались таким образом, что процесс находился в режиме травления кремния кислородом.

При комнатной температуре подложки, осаждение проводилось в двух режимах. Первый включал осаждение молекул SiO в среде кислорода при заданном давлении. При втором режиме, производилось возбуждение высокочастотного тлеющего разряда с плотностью мощности 0.1 Вт/см2. Для устойчивого возбуждения высокочастотного тлеющего разряда в кислороде, в вакуумной камере на короткое время зажигался высокотемпературный катод.

Максимальная температурп нагрева подложки была. 500 °С. Обычно использовались промышленные шайбы кремния в качестве подложки при выращивании плёнок для изучения их диэлектрических свойств.

Рис. 5.12. Схематичная диаграмма ростовой вакуумной камеры, использованной для осаждения плёнок методами РИО и ПУРИО.

Скорость роста плёнки в вакуумной камере определялась с помощью кварцевого микробаланса. Показатель преломления и толщина плёнки определялись методом эллипсометрии после извлечения образца на воздух.

Результаты исследования транспорта и накопления заряда в плёнке опубликованы в статье [231], а данные по длине охлаждения горячих электронов представлены в работе [232]. Спектры инфракрасного пропускания плёнок были измерены на спектрометре IKS-115F, а для получения рентгеновских фотоэлектронных спектров использовалась установка LAS-600.

5.4.2. Скорость роста и показатель преломления плёнок Зависимость скорости роста плёнки и её показателя преломления от давления кислорода показаны на Рис. 5.13. Плёнки, полученные методом РИО при давлениях кислорода Pox 5 10-4 Торр, имели показатель преломления n 1.46, то есть величину, превышающую показатель преломления термического SiO2. Это показывает, что молекулы SiO, осаждаемые на поверхность растущей плёнки, не оксидировались до SiO2, и состав плёнки был SiOx с x 2.

Рис. 5.13. (а) Скорость роста и (б) показатель преломления в зависимости от давления кислорода при росте плёнок при комнатной температуре подложки методами РИО (точки показанные значком ) и ПУРИО ().

Увеличение давления кислорода приводило к уменьшению n до величин меньших, чем 1.46. Это свидетельствует о том, что большая часть молекул SiO в плёнке окислялась до SiO2, и структура плёнки была пористой из-за низкой температуры роста. На Рис. 5.13 показано, что при низком давлении кислорода, скорость роста плёнки пропорциональна Pox, а при Pox 10-3 Торр скорость роста имеет только слабую зависимость от давления.

Интересно, что показатель преломления плёнки, выращенной методом ПУРИО, не зависел от давления кислорода и имел величину 1.46. При этом скорость роста плёнки была ниже, чем в случае метода РИО при том же давлении кислорода. Нами были исследованы свойства этих плёнок методами инфракрасного пропускания [229,233], рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии [230] и электрофизическими [231,232].

Заключение к главе 1. Показано, что скорость разложения субмонослойного оксида кремния определяется условиями его образования, а именно, температурой и давлением кислорода. Определены характеристики реакций разложения оксида в зависимости от этих параметров.

2. Вблизи критических условий оксидирования кремния кислородом, эволюция покрытия поверхности оксидом зависит не только от температуры и давления кислорода, но также от времени реакции и величины покрытия.

Определены границы условий для (1) зарождения оксида на чистой поверхности кремния и (2) квазиравновесия между двумя фазами:

оксидированной и чистой поверхностями кремния. Различие между параметрами этих границ показывает, что области существования этих фаз определяются не только термодинамикой, но и кинетическими характеристиками поверхностных реакций.

3. Газовое травление кремния кислородом может использоваться как метод получения потока молекул SiO для роста диэлектрических плёнок как в условиях газового разряда, так и без него. Для избежания облучения границы раздела полупроводник/диэлектрик высокоэнергетическими частицами газового разряда, подслой диэлектрика может выращиваться без его использования. Введение разряда в процессе роста плёнки на последующей стадии улучшает её диэлектрические свойства.

Глава 6. Образование островков германия и кремния на оксидированной поверхности кремния 6.1. Введение Разработка методов создания квантовых точек полупроводниковых материалов с размером порядка 10 нм [1,7,102,253] является одной из основных задач современной нанотехнологии. В данной главе представлен разработанный нами метод получения островков германия и кремния с максимально возможной пространственной плотностью выше 1012 см-2 в одном слое на основе использования сверхтонкого оксида кремния. Основные результаты этих исследований опубликованы в статьях [254-264].

6.2. Условия проведения экспериментов Основные экспериментальные результаты, приведённые в данной главе, были получены в Объединенном исследовательском центре нанотехнологий (The Joint Research Center for Atom Technology) в Японии на установке молекулярно лучевой эпитаксии, оснащённой несколькими методами исследования, основными из которых были СТМ, ОЭМ, СОЭМ и ДБЭ.

6.2.1. Методы исследования Эксперименты проводились в сверхвысоковакуумной камере с давлением остаточных газов около 1 10-8 Па. Камера была оснащена сканирующим туннельным микроскопом (СТМ), сверхвысоковакуумной сканирующей электронной пушкой, детектором дифракции быстрых электронов и детектором вторичных электронов, как показано на Рис. 1.4. Изображения отражательной электронной микроскопии получали, используя интенсивность зеркального пучка на картине ДБЭ. Например, в случае поверхности Si(111) при энергии первичного пучка электронов величиной 30 кВ использовался зеркальный рефлекс (444), который наблюдался при скользящем угле падения пучка на образец около 2.3°. Такой скользящий угол использовался и для получения изображения оксидированных поверхностей кремния, а также поверхностей после нанесения германия. Специально разработанная конструкция сканирующего туннельного микроскопа позволяла получать изображения поверхности образца одновременно с помощью СТМ, ОЭМ и СОЭМ. Благодаря этому состояние острия СТМ и манипуляции острия на поверхности образца могли наблюдаться на изображении ОЭМ и СОЭМ. Для получения изображений СТМ обычно использовалось отрицательное напряжение смещения острия по отношению к образцу величиной –2.0 В при постоянном туннельном токе между 0.15 и 0.3 нА.

6.2.2. Получение оксидированной поверхности кремния и условия нанесения германия Образцы размером 12 1.5 0.4 мм3 вырезались из шайб Si(111) или Si(001) n-типа с удельным сопротивлением 5–10 см и имевших отклонение от указанных плоскостей на угол меньше чем 1. В сверхвысоковакуумной камере чистую поверхность кремния получали посредством кратковременных нагревов образца до температуры 1200 °С путём пропускания через образец постоянного тока. Создание оксидированной поверхности кремния проводили непосредственно в вакуумной камере. Для этого температуру образца повышали от комнатной до 620 °С после того, как в камеру был напущен кислород до давления около 2 10-6 Торр. Толщина и химический состав, получаемой в таком процессе плёнки оксида кремния, был определён ранее [142,143] в другой экспериментальной установке с помощью рентгеновского фотоэлектронного спектрометра после вырыщивания плёнки в аналогичных экспериментальных условиях. Плёнка состояла из атомов кремния, находившихся в разной степени оксидирования кислородом, и имела толщину около 0.3-0.5 нм. Осаждение германия проводилось из ячейки Кнудсена, изготовленной из ВN. Скорость осаждения калибровалась с помощью СТМ при росте смачивающего слоя германия на Si(111) и могла быть задана в интервале 0.05 и 4.0 БС/мин [1 бислой (БС) 1.6 1015 атомов/см2].

Температура образца устанавливалась за 0.5 мин до начала осаждения германия и поддерживалась ещё около 0.5 мин после окончания осаждения.

Для осаждения кремния использовалась ячейка Кнудсена, изготовленная из углерода. Скорость осаждения калибровалась путём измерения периода осцилляций интенсивности зеркально отражённого пучка при ДБЭ во время послойного роста кремния на поверхности Si(111) [33]. При проведении экспериментов на подложке Si(001) скорость осаждения обычно задавалась величиной 0.5 монослоя/мин [1 монослой (МС) 6.78 атомов/см2]. Температура образца устанавливалась за 0.5 мин до начала осаждения и поддерживалась ещё около 0.3 мин после окончания осаждения.

6.3. Рост германия на оксидированной поверхности кремния Выше было показано, что процессы самоорганизации, действующие при росте напряжённых структур германия на подложках кремния, создают трёхмерные островки германия с размером основания, превышающим 10 нм.

Рост происходит по механизму Странского-Крастанова. Мы нашли, что при росте германия на поверхности Si(111), этот механизм имеет особенность, состоящую в том, что трёхмерные островки германия начинают неконтролируемый рост сразу после зарождения [111,112]. Этот рост происходит за счёт уменьшения толщины двумерного смачивающего слоя германия вокруг островков. В результате, равновесная структура состоит из островков германия с размером основания около 50 нм и более [93,111,112,265,266]. Поскольку образование сравнительно больших островков является естественным при эпитаксии германия на кремнии, то создание островков размером порядка 10 нм и меньше может происходить только после значительной модификации исходной поверхности кремния. Из литературы известно, что предварительное осаждение определённых материалов, таких как углерод или сурьма в количествах до одного монослоя, стимулирует последующее образование трёхмерных зародышей германия [13,14,267-269]. Мы нашли другой способ, основанный на использовании оксидированных подложек кремния. Оказалось, что оксидирование поверхности кремния перед нанесением германия являются более эффективным для получения квантовых точек германия с размером нм и предельно высокой пространственной плотностью.

6.3.1. Геометрические размеры и структура островков германия Использование оксидирования поверхности кремния перед нанесением германия радикально меняет механизм роста германия по сравнению с использованием чистых подложек кремния. Одно из ключевых отличий процесса состоит в том, что формировании трёхмерных островков германия начинается сразу после начала осаждения, то есть без образования смачивающего слоя. Рис. 6.1 показывает изображения СТМ, полученные от поверхности покрытой островками после осаждения 2.6 БС германия на оксидированную подложку Si(111).

Рис. 6.1. Данные СТМ для островков германия, образовавшихся после осаждения 2.6 БС германия со скоростью 0.5 БС/мин на оксидированную поверхность Si(111) при температурах 430 °С в случаях (а) и (в), и 670 °С в (б) и (г). (д) и (е) Профили высот вдоль белых линий, отмеченных буквами А на (в) и В на (г). Высота островков оценивалась из величины покрытия германия, которое бралось уменьшеным на 0. бислоя из-за расхода на образование летучих молекул GeO в начальной стадии осаждения.

После осаждения при температуре подложки 430 °С, островки германия имели округлую форму с диаметром основания 7.5 ± 1.5 нм и высоту около 2. нм [Рис.6.1(а), 6.1(в) и 6.1(д)]. Плотность островков была приблизительно 1012 см-2. При такой высокой плотности часть островков касалась друг друга.

При значительно более высоких температурах роста (670 °С) островки имели приблизительно в 1.4 раза выше пространственную плотность и слегка меньший размер: 5.5 ± 2.0 нм в основании. Распределение островков по размеру имеет один пик и показывает полное отсутствие островков с размером, значительно отличающимся от среднего, как показано на Рис. 6.2.

Следует отметить, что действительный диаметр островков может быть несколько меньше размера, определяемого по изображениям СТМ. Это связано с эффектом размера острия СТМ, проявляемого при изображении основания островков, когда основание не является пологим, как в нашем случае островков полусферической формы.

Рис. 6.2. Изображение островков германия, образовавшихся при °С после осаждения 2 БС германия со скоростью 1.7 БС/мин на оксидированную поверхность Si(111). Вставка показывает соответствующее распределение островков по размеру на участке поверхности размером 64 64 нм2.

Не смотря на то, что германий наносился на аморфную поверхность оксида кремния, картины ДБЭ показали, что при определённых условиях роста, зависящих от температуры подложки и скорости потока германия, островки германия росли эпитаксиально по отношению к кристаллической подложке кремния. Кольца Дебая на картинах ДБЭ (Рис. 6.3(а)) свидетельствуют о том, что островки германия были кристаллическими, но ориентированными случайно по отношению к подложке при низких температурах роста. Тогда как яркие точки на картинах ДЭБЭ (Рис. 6.3(б)) показывают, что дифракция электронов происходила на трёхмерных островках германия, выращенных эпитаксиально при температуре 500 °С.

Рис. 6.3. Картины ДБЭ от островков германия, выращенных при осаждении 2.6 БС германия на оксидированную поверхность Si(111) при температурах, указанных на соответствующих картинах. Скорость осаждения германия 0.5 БС/мин.

Для подтверждения наблюдаемых в СТМ размеров и формы островков мы использовали просвечивающую электронную микроскопию высокого разрешения (ПЭМВР). Для этого образцы вынимались из вакуумной камеры и передавались для изучения их с помощью ПЭМВР. Полученные результаты показали, что островки были кристаллическими и имели округлую форму, близкую полусферической, что можно видеть на Рис. 6.4. Островки были эпитаксиальными при высоких температурах роста. При низких температурах кристаллические островки принимали случайную ориентацию по отношению к структуре решётки подложки и были отделены от подложки тонким слоем оксида кремния. То есть это соответствует данным, полученным с помощью СТМ и ДБЭ. Исследование структуры и формы островков кремния, выращенных с использованием слоя оксида кремния на поверхности кремния, проводилось также в других исследовательских группах [270-275].

Полученные результаты находятся в согласии с результатами наших исследований.

Рис. 6.4. Изображения островков германия по данным просвечивающей электронной микроскопии. Островки были получены при осаждении 2.6 БС германия со скоростью 0.5 БС/мин на оксидированную поверхность кремния. Температура подложки была и 450 °С в случаях (а) и (б), соответственно.

6.3.2. Причины эпитаксиального роста германия по отношению к подложке кремния при повешенных температурах Разумно предположить, что эпитаксиальный рост германия требует наличия участков чистой подложки кремния. Такие участки могут появиться в результате реакции между адатомами осаждаемого германия и оксидом кремния по реакции:

SiO2(пов.) + Ge(адатом) SiO(газ) + GeO(газ). (6.1) При повышенных температурах подложки молекулы SiO и GeO являются летучими и испаряются с поверхности образца. Возможность такой реакции в области температур 400 – 500 °С следует из литературных данных. С помощью ОЭМ было найдено, что при взаимодействии между молекулами кислорода и чистой поверхностью кремния газовое травление кремния происходит уже при таких низких температурах как 500 °С [276,277]. Такая температура согласуется также с нашими исследованиями кинетики этой реакции [177]. Испарение молекул GeO в результате взаимодействия молекул кислорода с чистой поверхностью германия было зафиксировано при более низких температурах, таких как 360 °С [278]. В наших экспериментах при скорости осаждения германия 0.5 бислоя/мин на оксидированную поверхность кремния, появление эпитаксиальных островков германия наблюдалось, начиная с температуры 430 °С, которую можно назвать нижней температурной границей эпитаксиального роста. В случае реакции (6.1) можно ожидать образование летучих продуктов при более низких температурах, чем при взаимодействии кислорода с чистыми поверхностями германия и кремния, так как адатомы германия обладают большей реакционной способностью с SiO2, чем молекулы кислорода с поверхностями кремния и германия. Однако в обоих случаях лимитирующей стадией реакций, вероятно, является не образование молекул SiO и GeO, а их испарение.

Нами была определена также и верхняя температурная граница образования трёхмерных эпитаксиальных островков германия на оксидированной поверхности кремния. Изображения СТМ (Рис. 6.5) показали, что при температурах роста выше 670 °С происходит коалесценция островков, и они приобретают более плоскую форму. Такое изменение формы согласуется с соответствующим изменением картин ДБЭ, приведённых на Рис. 6.3(с). Можно ожидать, что при таких высоких температурах происходит испарение значительной части оксида кремния во время нанесения германия и, следовательно, условия роста приближаются к условиям гетероэпитаксии германия на чистой поверхности кремния.

………… Рис. 6.5. Изображения СТМ поверхности, полученной после осаждения 2.6 БС германия при 740 °С на оксидированную поверхность Si(111). Скорость осаждения германия 0.5 БС/мин.

6.3.3. Зависимость температурной границы эпитаксиального роста от потока германия Температурный интервал для эпитаксиального роста островков германия зависел от скорости потока германия. Картины ДБЭ показали, что при 430 °С островки, выращенные при скорости потока 0.05 БС/мин, были эпитаксиальными (Рис. 6.6(а)), тогда как при скорости потока 2.0 БС/мин они имели случайную ориентацию по отношению к подложке кремния. Поскольку при меньшей скорости потока, образец выдерживается более длительное время при температуре роста, можно было бы предположить, что за это время происходит реакция на границе между островком германия и оксидом кремния, приводящая к эпитаксиальному росту островка. Если роль реакции на границе островок-Ge/SiO2 является существенной, то длительные отжиги неэпитаксиальных островков германия трансформировали бы их в эпитаксиальные. Однако эксперименты показали, что неэпитаксиальные островки не трансформировались в эпитаксиальные при отжиге (Рис. 6.6(b) и 6.6(c)). Из этих экспериментов следует, что условия для эпитаксиального роста создаются в результате реакции (5.1) между адатомами германия и оксидированной поверхностью кремния на начальной стадии осаждения германия, то есть до тех пор, пока адатомы германия не встроятся в островок германия. Полученные результаты позволяют сделать вывод: установлено, что при осаждении германия при повышенных температурах на оксидированную поверхность кремния трёхмерные островки растут эпитаксиально по отношению к кристаллической подложке кремния. Условия для эпитаксиального роста возникают в результате распада части слоя оксида кремния при его взаимодействии с германием на начальной стадии осаждения.

Рис. 6.6. (а) и (б) Картины ДБЭ от поверхности, полученной после осаждения 2.6 БС германия со скоростями 0.05 и 2.0 БС/мин, соответственно, на оксидированную поверхность Si(111) при 430 °С.

Картина (в) получена после отжига образца в случае (б) при 430 °С в течение 30 мин.

Изображения СТМ показали также, что форма как эпитаксиальных, так и неэпитаксиальных островков не меняется в результате последующих отжигов в течение 30 минут при температурах роста, что свидетельствует об их термической стабильности. Отметим, что мы использовали подложки кремния двух ориентаций: (111) и (100). Никакой зависимости от ориентации подложки по данным СТМ не наблюдалось. При этом картины ДБЭ показывали образование островков германия, выросших эпитаксиально по отношению к соответствующим подложкам. Это также подтвердилось на электронограммах, полученных с помощью ПЭМВР.

6.3.4. Механизм зарождения островков германия Для определения механизма зарождения островков германия, мы измеряли плотность островков в зависимости от температуры роста, скорости потока германия на поверхность образца и количества осаждённого германия.

На Рис. 6.7 приведены данные СТМ, которые показывают морфологию поверхности после осаждения разного количества германия.

Рис. 6.7. Изображения СТМ от поверхности, полученной (а) до и (б) (г) после осаждения германия со скоростью 0.5 БС/мин при 600 °С на оксидированную поверхность Si(111). Количество осаждённого германия было (б) 0.5, (в) 1.0 и (г) 2.6 БС. (д) Профиль высоты вдоль белой линии обозначенной А на (с). Изображения СТМ на (а) и (б) были получены при повышенном напряжении смещения –3.0 В на острие СТМ и туннельном токе 0.2 нА.

Уже после осаждения одного бислоя германия, островки становятся отчётливо различимыми на изображениях СТМ. Рис. 6.8 показывает, что в интервале покрытий между одним и семью бислоями, плотность массива островков остаётся неизменной, приблизительно 2 1012 см-2, для ориентаций поверхности подложек (111) и (100). Этот результат является важным с практической точки зрения. Он показывает, что при постоянной плотности островков размер островка непосредственно определяется количеством осаждённого германия. Так, предельно маленькие островки можно получить путём использования малых покрытий вблизи одного бислоя.

Рис. 6.8. Зависимость плотности островков от количества нанесённого германия со скоростью 0.5 БС/мин на оксидированные подложки Si(100) и Si(111). Температура роста 400 °С для Si(100) и °С для Si(111).

Другая характеристика важная для определения механизма зародышеобразования – это зависимость пространственной плотности островков от температуры роста. Рис. 6.9 показывает, что плотность островков практически не зависит от температуры роста в интервале 330-620 °С и является одинаковой для ориентаций подложки (111) и (100). Полученная температурная зависимость также показывает, что эпитаксиальные и неэпитаксиальные островки имеют одинаковую плотность, что указывает на одинаковый механизм их зародышеобразования.

Рис. 6.9. Зависимость плотности островков от температуры роста при нанесении 2 БС германия со скоростью 0.5 БС/мин на оксидированные подложки Si(100) и Si(111).

Прямая информация о механизме зародышеобразования следует из зависимости пространственний плотности островков от скорости потока германия на поверхность образца. Эта зависимость была определена для скоростей потока в интервале от 0.05 до 4 БС/мин (Рис. 6.10), и показала, что плотность не зависит также и от этого параметра процесса. Поскольку скорость осаждения определяет концентрацию адатомов на поверхности, полученный результат означает, что вероятность образования зародыша островка не зависит от концентрации адатомов. Это возможно в том случае, когда один адатом в результате реакции с поверхностью становится зародышем способным к дальнейшему росту.

Рис. 6.10. Зависимость плотности островков от скорости осаждения германия на оксидированные подложки Si(100) и Si(111). Температура роста 400 °С на Si(100) и 430 °С на Si(111). Величины покрытий германия 2 и 2.6 БС, и температуры роста 480 и 430 °С на Si(100) и Si(111), соответственно.

Согласно теории плотность массива островков N пропорциональна скорости потока F по закону N ~ F p, где экспонента p является функцией размера критического зародыша i [279,280]. В нашем случае p0 (Рис. 6.10).

Это означает, что i также равен нулю. В области низких температур образование зародыша в результате реакции одного адатома германия с поверхностью оксида кремния, вероятно, происходит через разрыв связи Si— O. Этот же процесс происходит и при образовании летучих молекул SiO и GeO по реакции (6.1) в области более высоких температур, что обеспечивает образование участков чистого кремния, нужных для эпитаксиального роста.

Равенство плотностей эпитаксиальных и неэпитаксиальных островков германия свидетельствует о том, что эта реакция лимитирует процесс зародышеобразования в том и другом случаях.

6.3.5. Оценка пространственной плотности островков германия Расстояние между островками d определяется усреднённой длинной диффузии x адатомов германия на поверхности оксида кремния, то есть d = 2 x. В начальный момент нанесения германия на поверхность, когда образуются зародыши островков, время жизни r адатомов германия на поверхности определяется реакцией зародышеобразования и описывается формулой r 1 = kr o) exp( Er / kT ), ( (6.2) ( o) где kr - предэкспоненциальный множитель константы скорости реакции и - энергия активации реакции. При этом диффузионная длина x Er выражается в виде x = ( D r )1/ 2, (6.3) где D = a 2 exp( Ed / kT ) - коэффициент диффузии адатомов германия на поверхности оксида кремния, - частота колебаний адатомов на поверхности ( 1013 сек-1), a - длина прыжка адатома, то есть величина порядка периода повторяемости поверхностной структуры ( a 0.3 нм на SiO2), и Ed - энергия активации диффузии. Поскольку плотность островков N = d 2, то для N мы получаем:

[ ] N = k r o ) /( 4a 2 ) exp[( Ed Er ) / kT ].

( (6.4) Не зависимость плотности островков от температуры показывает, что Ed Er. Для реакций на поверхности k r ) не просто равен частоте (o колебаний адатомов, то есть не каждое колебание адатома заканчивается реакцией. Для реакций адатома с атомами поверхности отношение kr o) / ( обычно находится в интервале между 10-2 и 10-3. Тогда оценка плотности по формуле (5.4) даёт величину N ~ 1012 см-2, которая совпадает по порядку величины с плотностью островков, полученной из экспериментальных данных. Следует отметить, что такой же порядок величины плотности островков наблюдался для металлических частиц, образующихся на таких подложках как SiO2, аморфного углерода и CaF2 [281,282]. Что касается формулы для плотности островков, то выражения похожие на (6.4) были получены в нескольких работах для условий, когда величина концентрации адатомов на поверхности определялась балансом между осаждением и быстрой стадией десорбции [283,284]. Особенность нашего случая состоит в том, что процесс осаждения происходил в условиях полной конденсации, и стабильный зародыш образовывался в реакции одного адатома с поверхностью.


6.3.6. Обсуждение механизма образования островков германия Интересным свойством роста германия на оксидированной поверхности кремния является то, что плотность массива образующихся островков не зависит от количества нанесённого германия (Рис. 6.8). Это свойство определяется совокупным действием двух факторов, отмеченных выше: (1) зарождение островков посредством реакции одного адатома германия с поверхностью и (2) доминирование реакции присоединения адатомов к уже зародившимся островкам над реакцией образования зародышей при низких температурах роста или реакцией (6.1) образования летучих молекул SiO и GeO в области температур эпитаксиального роста. При таком соотношении роль реакций зародышеобразования и реакции (6.1) становится несущественной, как только длина диффузии адатомов на поверхности образца сравняется со средним расстоянием между зародившимися островками. Это обеспечивает одинаковую плотность островков независимо как от скорости нанесения германия, так и от его количества до величин покрытий соответствующих началу коалесценции островков. При этом размер островков контролируется только количеством нанесённого германия.

Соотношение между скоростями реакций, участвующих в образовании островков, определяет размер области прямого контакта между кремнием подложки и германием островков в области температур эпитаксиального роста островков. Экспериментальные данные указывают на то, что размер этой области меньше площади основания островка при температурах роста до 600°С. Это связано с тем, что скорость разложения SiO2 по реакции (6.1) значительно меньше скорости присоединения адатомов германия к зародившемуся островку при невысоких температурах. В результате такого соотношения скоростей рост островков, зародившихся эпитаксиально, происходит поверх оставшихся участков плёнки SiO2. Соответствующая схема структур островок-плёнка-подложка для случаев образования эпитаксиальных и неэпитаксиальных островков показана на Рис. 6.11.

Рис. 6.11. Схема структуры на начальной и последующей стадиях образования островков германия при разных температурах.

В наноструктурах с размером основания менее 10 нм упругие напряжения значительно слабее, чем в больших по размеру и более плоских структура, образующихся при росте без использования оксидированных поверхностей. На основе полученных данных о механизме образования островков можно сделать вывод: показано, что соотношения между скоростями поверхностных реакций определяют условия формирования наноструктур германия и кремния размером до 10 нм, при этом роль упругих напряжений не является существенной. Этот вывод находится в согласии с литературными данными как экспериментальными, так и теоретическими, согласно которым в гетеросистеме германий-кремний упругие напряжения приводят к образованию кластеров германия на расстоянии не менее 100 нм друг от друга и размером основания в десятки нанометров. Как обсуждалось выше для роста по механизму Странского-Крастанова, частичное снятие упругих напряжений у островков с большим размером основания происходит за счёт внедрения дислокаций. Отметим, что роль упругих напряжений не является также существенной и при формировании одиночных наноструктур с помощью зонда СТМ.

Следует отметить, что не зависимость пространственной плотности островков от параметров процесса может быть просто результатом наличия фиксированного количества структурных дефектов на исходной поверхности оксида кремния, которые являлись центрами роста островков. Для определения наличия центров роста на поверхности мы использовали метод СТМ. Были исследованы поверхности кремния оксидированные при разных давлениях кислорода и температурах кремния. Однако особенностей структуры поверхности, имеющих плотность порядка 1012 см-2, обнаружено не было. Мы также не нашли данных в литературе, которые указывали бы на наличие таких дефектов на поверхности SiO2, хотя эта поверхность является предметом интенсивного исследования многими методами. В то же время известно, что металлы, нанесённые на поверхность SiO2, также образуют островки с плотностью порядка 1012 см-2. При этом плотность островков зависит от сорта металла и для разных металлов отличается почти на порядок.

Возможность зарождения островков на поверхностных дефектах не поддерживается также тем фактом, что термическое разложение плёнок SiO может происходить по реакции SiO2 + Si 2SiO, так как эта реакция не играет заметной роли в образовании участков чистого кремния в наших экспериментальных условиях. Хотя известно, что термическое разложение плёнок SiO2 происходит через образование и разрастание пор, места образования которых связываются со структурными дефектами в плёнке [238,285], однако плотность пор является величиной порядка 1010 см-2, то есть на два порядка меньше плотности островков германия. Кроме этого, термическое разложение плёнок SiO2 по вышеуказанной реакции происходит при температурах выше 700 °С. Все эти факты свидетельствуют о том, что плотность островков германия, полученная в наших экспериментах, не связана с особенностями структуры оксидированной поверхности кремния.

Таким образом, можно сделать вывод: установлено, что рост германия на оксидированной поверхности кремния начинается в результате реакции отдельных атомов германия с оксидом кремния и приводит к созданию трёхмерных островков размером до 10 нм и предельно высокой плотностью массива 2 1012 см-2.

6.3.7. Локальная структура островков германия В сотрудничестве с Колобовым и др. [255,259,260] мы исследовали структуру островков германия методом адсорбции рентгеновских лучей вблизи края поглощения (XANES). Эксперименты по адсобции проводились Колобовым на фабрике фотонов в г. Цукуба (Япония). Для измерения флуоресценции рентгеновских лучей при комнатной температуре образца использовался 19-и элементный детектор из чистого германия.

Энергетическое разрешение было приблизительно 4 эВ на энергии К-края германия [286]. Исследовались однослойные структуры островков германия.

До начала измерений образцы с готовыми структурами находились на воздухе в течение приблизительно трёх месяцев.

Эксперименты показали, что спектры неэпитаксиальных островков были идентичны спектру германия в объёме, то есть, в них не было признаков наличия оксидированных фаз германия. В тоже время спектры, полученные от эпитаксиальных островков, могли быть представлены как суперпозиция спектров металлического германия и GeO2. Результаты подгонки показали, что доля оксидированной фазы составляла около 50%. Были также сделаны попытки подгонки участка спектра в интервале 11.13-11.17 кВ от эпитаксиальных островков к спектру, ожидаемому от сплава Ge-Si [286].

Положение пика для сплава оказалось расположенным при других энергиях.

Это позволило заключить, что перемешивание между германием и кремнием в эпитаксиальных островках является пренебрежимо малым.

Эти результаты показали, что неэпитаксиальные островки являются очень устойчивыми к оксидированию при комнатной температуре по сравнению с эпитаксиальными островками. Есть два существенных различия между эпитаксиальными и неэпитаксиальными островками германия с точки зрения их химической реакционной способности. Эпитаксиальные островки имели кристаллическую структуру, заданную подложкой кремния, которая влияла также и структуру поверхности островков. Эта структура, вероятно, отличается от структуры поверхности неэпитаксиальных островков германия, которые связаны с подложкой более слабо, и поверхность которых может претерпевать энергетически выгодную реконструкцию. Известно, что при комнатной температуре германий является более инертным к оксидированию по сравнению с кремнием: коэффициент прилипания О2 к поверхности Ge(111) является на два порядка меньше, чем к поверхности Si(111). Более того, адсорбция О2 на германии насыщается уже при таком малом покрытии как 0.1 монослоя, показывая, что только «дефекты», такие как ступени, были ответственны за адсорбцию [278]. Поэтому более свободные в выборе структуры неэпитаксиальные островки германия могли иметь поверхностную реконструкцию, которая не обладает состояниями активными для реакции с кислородом при относительно низких температурах.

Другое различие между эпитаксиальными и неэпитаксиальными островками можно увидеть при рассмотрении напряжений решётки.

Эпитаксиальные островки германия на поверхности кремния испытывают напряжение сжатия из-за четырёхпроцентного несоответствия решеток германия и кремния. Тогда как неэпитаксиальные островки напряжены слабее благодаря более слабой связи с поверхностью подложки. Сильное напряжение для эпитаксиальных островков делает их благоприятными для оксидирования, поскольку оксидирование может уменьшить напряжение.

6.4. Рост кремния на оксидированной поверхности кремния Методика, разработанная нами для получения трёхмерных островков германия, была применена также и для кремния. Как известно, рост кремния на чистых поверхностях кремния происходит посредством как движения атомных ступеней, так зарождения и роста двумерных островков на террасах между ступенями [93,287]. Такой механизм роста был использован для создания -легированных слоёв и квантовых ям в матрицах кремния [288].


Естественно, что при этом не возникает механических напряжений в создаваемых структурах, которые могли бы стимулировать образование квантовых точек. Для создания трёхмерных островков на основе кремния, изменение механизма роста было основано на добавлении большого количества германия в осаждающийся поток кремния. Такой подход даёт возможность создания квантовых точек SiGe в матрице кремния [289,290].

Образование трёхмерных островков SiGe в этом случае происходит для уменьшения напряжений вызванных различием между размерами решёток SiGe и Si. Между тем, метода получения трёхмерных островков кремния на поверхностях кремния без использования добавок германия предложено не было.

6.4.1. Морфология тонкого слоя кремния нанесённого на оксидированную поверхность Si(001) Как и в случае германия, покрытие подложки Si(001) сверхтонкой плёнкой SiO2 кардинально изменило условия роста кремния на кремнии.

Осаждённый кремний образовывал трёхмерные островки. При этом форма и структура островков зависела от температуры роста. При температурах между 400 и 570 °С, островки имели форму близкую к полусферической, как видно из данных СТМ, приведённых на Рис. 6.12(а) и 6.12(б). При более высоких температурах между 570 и 640 °С островки кремния имели форму четырехгранных пирамид (Рис. 6.12(в) и 6.12(г)).

Данные о структуре островков в зависимости от температуры роста были получены с помощью ДБЭ, как показано на Рис 6.13. Картины ДБЭ от поверхности после осаждения кремния при 460 °С содержали точечные рефлексы. Расположение рефлексов свидетельствовало о том, что дифракция электронов происходила на трёхмерных островках, выращенных эпитаксиально по отношению к подложке Si(001).

Рис. 6.12. Изображения СТМ островков кремния, образовавшихся после осаждения 5.8 монослоя кремния при (а) 420 °С и (в) 590 °С на оксидированную поверхность Si(001). (б) и (г) Профиль высот между стрелками, показанными на (а) и (с), соответственно. Ориентации фасеток на боковых сторонах островков в случае (г) преимущественно {113} и {115}.

Точечные рефлексы постепенно становились слабее по интенсивности °С.

по мере уменьшения температуры роста до 400 Уменьшение интенсивности точечных рефлексов свидетельствовало об уменьшении числа островков кремния, выросших эпитаксиально по отношению к подложке. При °С температуре 400 и ниже, практически все островки были неэпитаксиальными. Заметим, что в случае германия, температурная область перехода от эпитаксиального к неэпитаксиальному росту была значительно уже.

Рис. 6.13. Картины ДБЭ от островков кремния, образовавшихся после осаждения 5.8 монослоя кремния на оксидированную поверхность Si(001). Температуры роста указаны на соответствующих картинах.

Интересно, что несмотря на различия в форме и структуре, островки имели пространственную плотность, почти не зависящую от температуры в интервале от 400 до 590 °С, как показано на Рис. 6.14.

Рис. 6.14. Температурная зависимость пространственной плотности островков полученных при осаждении 5.8 монослоя кремния на оксидированную поверхность Si(001). Островки считались отдельными друг от друга, если углубление между ними на изображениях СТМ было больше половины их высоты.

Поскольку многие островки касались друг друга, то их количество подсчитывалось на основе следующего критерия: островки считались как отдельные, если глубина раздела между ними была больше чем половина их высоты. Такой критерий представляется справедливым, если учесть, что реальная глубина раздела между островками может быть несколько больше, чем она определяется по изображениях СТМ. Этот эффект возникает из-за влияния размера острия зонда СТМ на изображение основания трёхмерных островков, что особенно проявляется у островков полусферической формы.

6.4.2. Поведение адатомов кремния при формировании островков кремния Участки чистого кремния, которые требовались для эпитаксиального роста на поверхности подложки, могли появиться в результате реакции между осаждённым кремнием и оксидом кремния на поверхности. С помощью ДЭБЭ мы определили, что неэпитаксиальные островки кремния, полученные при °С, не становились эпитаксиальными после последующего отжига при 500 °С в течение 10 минут. Этот эксперимент показывает, что реакция между осаждённым кремнием и оксидом кремния не происходит на границе между ними, а происходит между адатомами кремния и оксидом кремния на начальной стадии осаждения кремния, то есть до того, как адатомы кремния встроятся в островок. Таким образом, область чистого кремния может появиться на поверхности подложки при повышенных температурах посредством реакции:

SiO2(пов.) + Si(адатом) 2SiO(газ). (6.5) Известно, что в случае адсорбции кислорода на чистую поверхность кремния, образование и десорбция молекул SiO наблюдались при температурах 500 °С и выше по реакции:

2Si(пов.) + О2(адсорб.) 2SiO(газ). (6.6) Реакции (5.5) и (5.6) описывают десорбцию молекул SiO с поверхностей SiO и Si, соответственно. Поскольку эпитаксиальное образование островков кремния вероятно происходит после образования участков чистого кремния на подложке, то можно заключить, что десорбция SiO по реакции (6.5) происходит при температурах 420-460 °С, то есть при температурах несколько ниже, чем десорбция SiO по реакции (6.6).

Полусферическая форма островков кремния, образующихся на поверхности SiO2, является вполне вероятной, когда связи между атомами в островке значительно сильнее чем связи между атомами островка и атомами подложки. Тем не менее, полусферическая форма островков, которая наблюдалась в интервале температур 460-570 °С является нетипичной для эпитаксиальных островков. Образование полусферических эпитаксиальных островков отражает конкуренцию между реакцией (6.5) и реакцией присоединения адатома кремния к растущему островку: после появления центров зарождения островков благодаря реакции (6.5), реакция присоединения адатомов кремния к растущему островку становится доминирующей над реакцией (6.5). В результате островки растут в радиальном направлении поверх остатков слоя оксида кремния, делая эти остатки замурованными под краями островков. Этот эффект наблюдался нами на электронограммах просвечивающего электронного микроскопа в аналогичном случае полусферических островков германия. Поэтому эпитаксиальный рост полусферических островков кремния определяется эпитаксиальной природой их зародышеобразования на начальной стадии осаждения кремния. Этот механизм создаёт эпитаксиальные островки, которые связаны с подложкой кремния только в области зарождения островка, тогда как атомы кремния на краях островков связаны более слабо с остатками слоя оксида кремния. Это обстоятельство образования островков вероятно в значительной степени определяет их полусферическую форму.

При температурах роста выше 570 °С островки кремния были огранены фасетками {311}, {511} и {711}, которые образовывали четырёхгранные пирамиды. Для образования пирамид, реакция (5.5) должна протекать достаточно быстро, чтобы обеспечить образование участков чистого кремния подложки вокруг растущих островков. С увеличением температуры роста в области Т 570 °С одновременно с увеличением скорости разложения SiO происходило уменьшение пространственной плотности островков. В результате средний размер островков увеличивался, так что некоторые островки достигают величины 30 нм в основании и имели хорошо сформированные фасетки на боковых гранях, как показано на Рис. 6.15. Кроме этого, изображения СТМ, полученные после роста при высоких температурах, ясно показывают наличие террас (100) и атомных ступеней между пирамидами островков кремния, а также отсутствие остатков слоя оксида кремния. Схемы структур поверхностей при разных температурах роста показаны на Рис. 6.16.

Рис. 6.15. Данные СТМ для пирамидальных островков кремния с фасетками {113}, {115} и {117} на боковых сторонах. Островки были выращены в результате осаждения 5.8 монослоя кремния при 640 °С на оксидированную поверхность Si(001). (б) Профиль высоты между стрелками, показанными на (а). (в) Изображение СТМ островка сравнительно большого размера.

6.4.3. Особенности формирования морфологии поверхности В случае металлов, потенциальный барьер для диффузии через атомные ступени (барьер Ерлиха-Швёбеля) обычно определяет морфологии поверхности при эпитаксии [291-293]. В нашем случае при низких температурах роста тоже существует особый барьер для диффузии, который находится на границе между поверхностью плёнки SiO2 и островком кремния.

Другая особенность нашего случая в отличие от металлов и чистых поверхностей кремния состоит в различной реакционной способности поверхностей островков кремния и плёнки SiO2 по отношению к адатомам кремния. Различие в реакционной способности приводит к диффузии адатомов кремния с более инертных участков, которыми являются участки плёнки SiO2, на островки кремния, где адатомы встраиваются в островок, несмотря на наличие потенциального барьера на границе между ними. В присутствии плёнки SiO2 на поверхности между островками, коалесценция растущих островков наступает только тогда, когда участки SiO2 полностью покрываются кремнием островков. То есть плёнка SiO2 между островками эффективно препятствует их коалесценции.

Рис. 6.16. Схема морфологии поверхности с островками кремния, выращенными при разных температурах. При построении этой схемы учитывались также данные, полученные нами методом дифракции медленных электронов и спектроскопии характеристических потерь энергии медленных электронов [261].

При высоких температурах остатки плёнки SiO2 на участках поверхности между пирамидами островков продолжают десорбироваться по реакции (6.5) и после зарождения трёхмерных островков, тем самым, создавая новые участки чистой поверхности кремния. Эти участки также присоединяют адатомы кремния, образуя маленькие террасы и нерегулярные атомные ступени с множеством изломов, как можно видеть на изображении СТМ, показанном на Рис. 6.15.

Образование четырёхгранных пирамид является естественным для поверхностей с ориентацией (100). Например, так называемые «хат»-кластеры {015} с ориентацией фасеток на боковых гранях образуются при гетероэпитаксии германия на поверхностях Si(100) при невысоких температурах подложки [93]. Морфология чистых поверхностей кремния, ориентированных под небольшими углами к (100), создаётся устойчивыми гранями {1,1,2n+1}, где n = 1, 2, и т.д. [84,294]. Фасетки с такими ориентациями наблюдались также на боковых гранях пирамид кремния, выращенных при газофазном осаждении [295] и сверхвысоковакуумном термическом разложении дисилана (Si2H6) на ограниченных участках окон Si(001) в плёнке SiO2 [296]. Угол наклона боковых граней островков, образующихся в окнах, увеличивался, что соответствовало постепенному переходу от фасеток {1,1,13} к {1,1,3} через промежуточные фасетки из вышеуказанного ряда по мере увеличения количества осаждённого кремния [296]. В нашем случае при увеличения температуры роста происходило постепенное исчезновение барьера по периметру островка благодаря более быстрому испарению SiO2. При осаждении одного и того же количества кремния это давало противоположное поведение угла наклона боковых стенок островков. Маленькие островки, образующиеся при относительно низких температурах, были огранены фасетками с ориентацией {113} и {115} (Рис 6.12), тогда как после роста при относительно более высоких температурах, островки имели больший размер в основании, меньшую пространственную плотность и были огранены более пологими гранями с ориентацией {117} (Рис. 6.15).

6.4.4. Причины, препятствующие растеканию трёхмерных островков кремния по поверхности подложки Трёхмерные островки кремния на чистых поверхностях кремния обычно являются термически нестабильными, поэтому причины их некоторой термической стабильности в нашем случае заслуживают отдельного рассмотрения. В двух предыдущих разделах были рассмотрены процессы, связанные с поведением адатомов кремния, поступающих из внешнего потока.

Это были реакции образования летучих молекул SiO, зарождение островков кремния и рост этих островков за счёт миграции адатомов с менее реакционно-способной поверхности SiO2 на поверхность островка для их встраивания. В этом разделе мы проанализируем возможные пути эволюции поверхности, покрытой островками кремния в присутствии остатков плёнки SiO2 и без них, когда поступление адатомов из внешнего потока прекращено.

Изменение морфологии поверхности, покрытой островками кремния при наличии остатков SiO2, возможно благодаря следующим реакциям. (1) Взаимодействие на границе между атомами островка кремния и плёнки SiO2, приводящее к разложению плёнки SiO2 с образованием летучих молекул SiO.

Такая реакция в случае сплошной плёнки SiO2 на кремнии начинается на границе раздела плёнка-подложка и продолжается путём радиального разрастания образовавшихся пор [222,223,238]. Хотя измеренная при высоких температурах от 1000 до 1175 °С, энергия активации радиального разрастания пор в плёнке SiO2 имела величину около 2 эВ, тем не менее, при более низких температурах процесс разложения лимитировался испарением молекул SiO с энергией активации 3.4 эВ. По такому механизму разложение плёнки SiO происходит с заметной скоростью только при температурах выше 700 °С и поэтому в нашем случае, вероятно, не играет заметной роли. (2) Разложение SiO2 может проходить также по другому механизму с участие адатомов кремния. Как известно, каждой температуре соответствует определённая равновесная концентрация адатомов на поверхности, которая определяется балансом между скоростью термической генерации адатомов и скоростью встраивания этих адатомов назад в поверхность. Адатомы кремния, генерированные поверхностью островков, могут диффундировать на плёнку SiO2 через потенциальный барьер на границе между островком и плёнкой.

При наличии адатомов разложение SiO2 происходит по реакции (5.5), то есть при температуре значительно ниже, чем реакция на границе раздела плёнка/подложка. Однако, без внешнего источника адатомов кремния, эта реакция ограничена скоростью поступления их через барьер на границе между островком и плёнкой SiO2. Как определил Шибата с коллегами [297], этот барьер имеет довольно большую высоту около 3 эВ. Это обстоятельство существенно повышает температуру разложения остатков плёнки SiO2 и, следовательно, растекания островков кремния посредством генерации адатомов кремния и их диффузии на соседние участки, покрытые плёнкой SiO2.

Рассмотрим теперь факторы, сдерживающие растекание островков кремния при отсутствии остатков плёнки SiO2. Некоторая термическая устойчивость пирамидальных островков кремния может быть результатом того факта, что такие поверхности как Si(113) имеют довольно стабильную структуру [298]. Из экспериментов [299] известно, что равновесная форма микростолбиков кремния создаётся гранями {111}, {001} и {113}. При этом поверхности Si{113} характеризуются локальным минимумом на зависимости поверхностной энергии от ориентации поверхности в зоне [110] [300].

Разумно предположить, что локальный минимум при {113} для поверхностной энергии является ответственным за плоскую форму боковых граней пирамид и их ориентацию, а также за определённую термическую устойчивость пирамид к растеканию по поверхности.

Как показано на Рис. 6.16, участки поверхности вокруг пирамидальных островков покрыты многочисленными мелкими террасами с большим количеством атомных ступеней и изломов на них. Такие участки могут термически генерировать адатомы, создавая их высокую концентрацию вокруг пирамидальных островков. Концентрация адатомов в этом случае может быть значительно выше, чем вокруг одиночного островка на атомноплоской поверхности, когда наблюдается относительно быстрое выравнивание поверхности [301]. Можно предположить, что высокая концентрация адатомов является кинетическим фактором, замедляющим скорость сглаживания поверхностной морфологии после перекрытия внешнего потока кремния.

Трёхмерные островки кремния зарождались в начальный период осаждения кремния благодаря неоднородному разложению сверхтонкой плёнки SiO2 в потоке кремния. Интересно, что островки не успевали растекаться в течение последующего осаждения кремния, несмотря на отсутствие плёнки SiO2 на участках между ними. Это поведение отличается от того, которое наблюдалось при осаждении германия в аналогичных условиях.

В потоке германия сверхтонкая плёнка SiO2 может также полностью разложиться посредством образования летучих молекул GeO и SiO при высоких температурах подложки. Однако в этом случае германий имел тенденцию к растеканию с образованием двумерного смачивающего слоя на поверхности кремния. Это различие между германием и кремнием показывает, что эффект от уменьшения свободной поверхностной энергии при формировании плоской поверхностной морфологии действует значительно сильнее для островков германия (в области покрытий германия меньших критического для перехода от послойного роста к росту трёхмерных островков), чем кремния на поверхностях кремния.

6.4.5. Плотность массива островков кремния Плотность массива полусферических островков зависела от количества осаждённого кремния, как показано на Рис. 6.17. Плотность достигала максимальной величины приблизительно 1013 см-2 при покрытиях кремния около одного монослоя (Рис. 6.18), при которых островки имели размер 3 нм в основании.

С увеличением покрытия плотность островков плавно уменьшалась в результате коалесценции близлежащих островков. Заметим, что после образования слоя островков кремния на поверхности плёнки SiO2 при 400 °С, когда разложение SiO2 не происходит, условия для образования второго слоя островков получаются путём оксидирования их поверхности в кислороде.

Многократное повторение процессов нанесения кремния с последующим оксидированием полученной поверхности приводит к созданию многослойной, объемной структуры островков кремния в матрице SiO2.

Размер островков и толщина слоя SiO2 между ними могут контролироваться посредством количества нанесённого кремния и условиями оксидирования поверхности, соответственно. Таким способом может быть создана структура с островками кремния размером 3 нм в диаметре и плотностью островков порядка 1019 см-3. Согласно литературным данным в структурах кремния с такими параметрами можно вызвать стимулированную генерацию света [302].

Рис. 6.17. Изображения СТМ островков кремния, выращенных при осаждении различного количества кремния при 400 °С на оксидированную поверхность Si(001). Покрытия кремния (а) 0.7, (б) 1.4, (в) 4.6 и (г) 5.8 монослоя. Все изображения показывают область одного размера 66 66 нм2.

Рис. 6.18. Плотность массива островков в зависимости от величины покрытия кремнием. Условия роста были такими же, как в случае рисунка 6.17. Сплошная линия представляет аппроксимацию плотности степенной функцией N ~ t 2 при условии, что покрытие пропорционально времени роста t при постоянной скорости осаждения.

При малых покрытиях кремния до начала коалесценции плотность островков определяется механизмом их зарождения. Полученные данные показывают, что плотность практически не зависит от температуры в интервале между 400 и 590 °С (Рис. 6.14). Отметим, Сараниным с коллегами было показано, что и толщина оксида кремния не оказывает существенного влияния на образование островков кремния при температурах роста ниже 450 °С [303]. При этом плотность была приблизительно одинаковой для полусферических и пирамидальных островков.



Pages:     | 1 |   ...   | 3 | 4 || 6 | 7 |
 





 
© 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.