Курсовая работа (т): Метод молекулярно-лучевой эпитаксии для получения наноразмерных структур БГУИР Кр 1-41 01 04 010 Пз

+ Si → SiO↑:

Удаление SiO2 возможно лишь в том случае, если поверхность будет полностью очищена от углерода. Для скорости 0,1 нм/сбыли определены приемлемые температуры эпитаксии в случае двух наиболее важных с технологической точки зрения поверхностей кремния. На пластинах с ориентацией (100) наименьшие температуры, необходимые для эпитаксиального роста, составляют ~ 470 К, в то время, как для поверхностей (111) требуются существенно более высокие температуры роста (870 К).

МЛЭ кремния сама по себе является хорошим методом для низкотемпературного получения чистых, хорошо упорядоченных поверхностей Si.

Если во время роста сохраняются условия сверхвысокого вакуума и рост осуществляется на чистых поверхностях кремния, для МЛЭ кремния необходимы температуры 850 - 1100 К, т.е. существенно ниже температур, необходимых для газофазной эпитаксии (ГФЭ) (1250 - 1450 К). Кроме того, резко отличаются не только температуры ГФЭ и МЛЭ, но и закономерности процесса роста. При ГФЭ скорость роста уменьшается при уменьшении температуры роста, в случае же МЛЭ скорость роста постоянна в очень широком диапазоне температур. Доказано, что рост осуществляется движением ступеней, высота которых составляет два монослоя.

В процессе роста можно выделить два этапа. На первом этапе атом кремния ударяется о поверхность Si, прилипает к ней и термализуется. На втором этапе он диффундирует по поверхности к месту встраивания, которое может быть, например, ступенью. Энергия активации для поверхностной диффузии равна 1 эВ. Коэффициент конденсации, определяемый как вероятность для атома кремния, ударяющегося о поверхность, не испариться с неё, в широком диапазоне температур равен единице.

При наличии условий сверхвысокого вакуума существуют два стабильных режима роста при МЛЭ Si на кремниевых подложках (111): при температурах выше определённой наблюдается монокристаллический рост посредством движения ступеней, а при температурах ниже определённой в конкуренцию с этим механизмом вступает двумерное зародышеобразование и теряется дальний порядок.

На поверхности (100) могут присутствовать только моноатомные ступени, т.к. каждый монослой может давать только две оборванные связи на один атом поверхности. Рост на плоскости с высокой симметрией осуществляется посредством движения моноатомных ступеней, ориентированных в направлениях высокой симметрии, таких как (100) и (110).

МЛЭ предоставляет возможность получения сверхтонких слоёв с резкими профилями концентрации примесей на любой глубине. Примеси могут путём совместного испарения или путём ионной имплантации. При использовании метода совместного испарения возникают определённые трудности, т.к. некоторые легирующие примеси испаряются из кнудсеновских испарительных ячеек кластерами (например, As4, P8, Sb4), что может оказывать влияние на эпитаксиальный процесс. Другая трудность заключается в том, что коэффициент прилипания легирующих примесей к поверхности сильно зависит от температуры подложки.

Другой способ внедрения примесей в растущий слой: объединение ионной имплантации и МЛЭ. Резкие профили легирования были получены добавлением установки ионной имплантации к сверхвысоковакуумной камере МЛЭ. Коэффициенты прилипания ионов к подложке близки к единице и мало зависят от температуры. Энергия имплантируемых атомов должна быть достаточно низкой, чтобы не вызвать травления выращенного слоя. Это обуславливает необходимость использование сложной ионной оптики для фокусировки ионного пучка низкой энергии. Можно также использовать упрощённые схемы ионного легирования.

Этот метод связан с определёнными трудностями, т.к. ионная имплантация в случае нагретых подложек приводит к образованию протяжённых дефектов, которые трудно отжечь. Однако при использовании ионов низких энергий и малых доз облучения эта проблема несущественна.

Есть и другая возможность сочетания ионной имплантации и МЛЭ кремния. Было показано, что лазерное облучение поверхностей (100) Si после ионной имплантации в системе, не связанной с установкой МЛЭ, позволяет устранить радиационные нарушения и получить атомно-чистые упорядоченные поверхности. Рост при температуре 870 К приводит к заращиванию легированных мышьяком кремниевых слоёв эпитаксиальной плёнкой, в которой нет автолегирования. Вместе с тем, в случае повторения лазерных импульсов происходит диффузия примеси на расстояние в несколько сотен нанометров вглубь слоя. В идеальном случае желательно в результате отжига устранить все радиационные дефекты, очистить поверхность и сохранить профиль легирования.

Комбинация МЛЭ кремния и ионной имплантации низкой энергии даёт возможность прецизионного контроля за профилями легирования для получения сверхбыстрых переключающих приборов, таких как транзисторы на горячих электронах.

Высокие степени концентрации легирующей примеси требуются для работы многих оптоэлектронных приборов. Например, так получали концентрации 1018 см-3 редкоземельного элемента эрбия Er при сублимационном легировании Si слоев. При этом для уменьшения эффекта сегрегации Er кроме подачи на подложку отрицательного потенциала применялся напуск кислорода с давлением 3*10-8Торр. Влияние кислорода возможно заключается в связывании с атомами примеси и тем самым в препятствовании «всплытию» атомов примеси вслед за растущей поверхностью.

Для получения рекордно малой концентрации нежелательных примесей 2*1013 см-3 самое важное - понижать температуру всех нагретых деталей камеры роста ниже 600 оС. Профиль концентрации Er поперек слов при дельта-легировании, измеренный холловским методом при послойном травлении с шагом 0,8 нм, имел высоту 4*1013 см-2 и полуширину 1 нм. Такие же результаты были получены при дельта-легировании фосфором Р.

.5 Молекулярно-лучевая эпитаксия CaF2 и SrF2 на GaAs

Эпитаксиальные диэлектрические слои фторидов кальция и стронция представляют значительный интерес главным образом в связи с возможностями их применения при создании трёхмерных интегральных схем и МДП-структур. Величины относительного рассогласования постоянных решётки при комнатной температуре и при температуре роста около 500 оС составляют несколько процентов.

В работе [5] были выращены диэлектрические слои CaF2 и SrF2 на GaAs (111), по картинам дифракции быстрых электронов на отражение оценено их кристаллическое качество.

Подложками служили монокристаллические пластинки арсенида галлия с размерами 6x15x0.35 мм. После стандартной механической и химической обработок поверхности подложек обезжиривались в ацетоне, затем кипятились в деионизованной воде и обрабатывались в серноперекисномтравителеH2SO4:H2O2:H2O (3:1:1) и, наконец, обрабатывались в HF, что приводило к снижению скорости роста собственного окисла на поверхности арсенида галлия. После предварительной припайки подложек к молибденовым спутникам и загрузки их в вакуумную установку, подложки прогревали до 150 - 200 оС. Затем производилось термическое испарение окислов в течение 20 - 30 мин при температурах 530 или 580 оС. При этом происходило выглаживание кристаллической поверхности и наблюдалось некоторое ослабление диффузионного фона.

Выращивание слоёв фторидов производилось при температуре 530 оС. Скорость роста слоёв составляла от 2 до 5 нм/мин.; толщины слоёв, исследованных в данной работе составляли 100 - 130 нм.

Если очистка проводилась при температуре 530 оС, то картина ДБЭ во время эпитаксии указывала на рост монокристаллического и гладкого в атомарном масштабе слоя фторида кальция или стронция. Деформация растяжения была однородной и составляла порядка 0,6 - 0,8*10-2.

В том случае, когда очистка проводилась при температуре 580 оС, картина ДБЭ имела иной вид. На начальных стадиях роста можно было видеть только кольца поликристалла, а в конце опыта наблюдался отчётливый эпитаксиальный рост. Деформация растяжения была мала: 0,18*10-2.

Это даёт возможность за счёт изменения режимов очистки поверхности арсенида галлия изменять величины упругих деформаций в монокристаллических диэлектрических слоях фторидов и может представлять интерес для получения напряжённых и ненапряжённых слоёв.

.6 Молекулярно-лучевая эпитаксия гетероструктурAIIIBV-AIIIBVи AIV-AIIIBV

Система GaAs-Ga1-xAlxAs имеет рассогласование решёток ≤0,15% и наиболее широко из всех систем AIIIBV-AIIIBV используется в различных структурах и приборах.

При выращивании GaAs и других материалов методом МЛЭ обработка подложек оказывает значительное влияние как на качество растущей плёнки, так и на перенос электронов через границу плёнка-подложка. Свежеприготовленная путём обезжиривания и химического травления подложка GaAs, помещаемая в установку МЛЭ, всегда содержит на поверхности кислород и углерод. Кислород можно удалить путём прогрева подложки до 530 - 550 оС, очистка же от углерода существенно зависит от условий на поверхности. В частности установлено, что интенсивная бомбардировка поверхности подложки электронным пучком оже-спектрометра, в особенности при нагреве ниже ~350 oC, резко затрудняет термическое удаление углерода. Остающийся углерод может быть распылён лишь с помощью быстрых ионов, после чего подложку необходимо отжечь для залечивания образовавшихся дефектов. Было замечено однако, что такая подложка содержит приповерхностный высокооомный слой, затрудняющий перенос электронов через границу плёнка-подложка.

Перечисленные проблемы можно решить, либо напыляя моно- или субмонослойSn на облучённую быстрыми ионами и оттожённую подложку GaAs перед выращиванием на ней GaAs, либо минимизируя время воздействия пучка на подложку и удаляя поверхностный углерод термически путём нагрева до температуры ~350 оС.

Другим полезным способом улучшения качества плёнок GaAs, GaAlAs и сверхрешётокGaAs-GaAlAs является использование в ходе МЛЭ водорода. Направление пучка водорода на подложку в процессе роста увеличивает подвижность электронов и выход фотолюминесценции в GaAs<Sn>, GaAlAs и сверхрешёткахGaAs-GaAlAs, улучшает качество поверхности GaAlAs и сверхрешётокGaAs-GaAlAs и эффективность вхождения Sn в GaAlAs.

Использование модулированного легирования и улучшение конструкции аппаратуры МЛЭ привело в последние годы к необычайному электронной подвижности в структурах GaAs-GaAlAs. В этой связи следует упомянуть о повышении электронной подвижности в GaAs при использовании арсина в качестве источника мышьяка, что связывают с более высоким ростовым совершенством, обусловленным выделяющимся из арсина As1. Атомарный водород на поверхности плёнки, выделяющийся при тепловом разложении арсина, может очень эффективно удалять или связывать в процессе роста кислородсодержащие примеси, уменьшая их влияние на растущую плёнку.

Были созданы и исследованы сверх решёткиGaAs-Ga1-xAlxAs со слоями почти моноатомной толщины.

Рассогласование решёток InAs и GaAs составляет 7%. Системы InAs-GaAs и In1-xGaxAs-In1-yGayAs обладают рядом интересных свойств, делающих их удобным объектом для изучения эффектов связанных с рассогласованием. Этому способствуют следующие обстоятельства:

а) InAs имеет высокую электронную подвижность, которая может зависеть от имеющихся в плёнке дефектов;

б) наличие у InAs и GaAs общего элемента V группы As облегчает управление составом твёрдого раствора InGaAs по сравнению с системами, содержащими разные элементы V группы;

в) указанные преимущества дают возможность удобной проверки того, в какой степени новая технология роста ослабляет влияние рассогласования решёток, что может быть применено и к другим гетероэпитаксиальным системам.и InGaAs выращивались на подложках (100) GaAs при температуре 400 - 600 оС. При выращивании InGaAs скорость роста и состав твёрдого раствора определялись потоками In и Ga. Нелегированные плёнки InAs имели проводимость n-типа с концентрацией носителей ~1*1016 см-3.

Как видно на рисунке 2.7 [1], подвижность электронов в плёнках InAs весьма чувствительна к толщине плёнки, быстро падая с её уменьшением.

Рисунок 2.7 - Измеренные и рассчитанные подвижности электронов в плёнках InAsразличной толщины, выращенных на GaAs. Сплошная кривая - расчёт для n = 5*1016см-3; крестики и кружки относятся к плёнкам, выращенным непосредственно и с переходным слоем соответственно.

предполагающего диффузное рассеяние на поверхности. Здесь  и  - подвижности в плёнке и в массивном материале, l - длина свободного пробега, t - толщина плёнки. l определяется по формуле:

где m - эффективная масса,  - средняя скорость, а  - подвижность в объёмномInAs (берётся из литературных данных).

Вычисленное также уменьшается для тонких плёнок, но не столь быстро, как в эксперименте. Подобное различие связано с увеличением дефектности тонких плёнок InAs, что подтверждается данными просвечивающей электронной микроскопии. Причиной дефектности является рассогласование решёток.

Выращены твёрдые растворы In0.53Ga0.47As и гетеропереходы In0.53Ga0.47As-In0.52Al0.48As, согласующиеся по постоянной решётки с InP. Системы InGaAs-GaAs и In1-xGaxAs-In1-yGayAs также применяются в сверхрешётках с напряжёнными слоями, где при создании структур допускается различная степень рассогласования решёток.

Система GaSb-GaAs имеет рассогласование решёток 7,5%. С помощью метода МЛЭ при 450 - 600 оС выращивался GaSb как на подложках GaAs, так и на подложках GaSb. Нелегированный GaSb имел p-проводимость с концентрацией дырок ~1*1016 и 3*1015 см-3 при 300 и 77 К соответственно. Легирование как оловом, так и германием давало также материал с проводимостью p-типа и максимальным уровнем легирования (3 - 5)*1018 см-3.

Плёнки GaSb на GaAs имеют меньшую постоянную решётки, чем массивный материал, в отличие плёнок InAs на GaAs. Релаксация напряжений должна происходить с образованием высокой плотности дефектов.

Система InAs-GaSb вызывает интерес благодаря особому характеру взаимного расположения зон в полупроводниках. Край зоны проводимости InAs лежит ниже края валентной зоны GaSb. В твёрдых растворах In1-xGaxAs и GaSb1-yAsy такое расположение зон сохраняется вплоть до x ~ y ~ 0,2, после чего край зоны проводимости In1-xGaxAs поднимается выше края валентной зоны GaSb1-yAsy и зонная диаграмма напоминает зонную диаграмму для большинства p-n-переходов.

Выращивание GaSbAs методом МЛЭ отличается от выращивания InGaAs. Здесь скорость роста определяется потоком Ga, а состав - конкуренцией механизмов, обуславливающих встраивание в решётку атомов As и Sb. Рисунок 2.8 [1] иллюстрирует закономерности роста GaSbAs при различных потоках Sb и As и различных температурах подложки.При высоких температурах скорость встраивания Sb резко падает, что, вероятно, связано с термодинамикой испарения Sb и As.

Легирование оловом твёрдых растворов GaSb1-yAsy демонстрирует переход вещества p-типа в вещество n-типа, поскольку Sn является акцептором в GaSb и донором в GaAs. Переход происходит при y ~ 0,2. In1-xGaxAs при легировании Sn во всей области составов свой тип проводимости не меняет.

Хотя рассогласование решёток InAs и GaAs невелико (~ 0,7%), на гетерогранице могут существовать связи Ga-As и In-As, длины которых меньше и больше соответственно, чем длины связей Ga-Sb и In-As, на 7%. Соответствующие сжатия и растяжения в пограничном слое происходят вдоль направления роста (100).

Рисунок 2.8 - Зависимость состава плёнок GaSb1-yAsy от скорости поступления Sbпри различных скоростях поступления Asпо отношению к скорости поступления Ga. На кривых указано отношение As/Ga. Три верхние кривые соответствуют температуре 470 оС, нижняя кривая - температуре подложки 560 оС.

Материалы AlSb и AlGaSb представляют интерес для оптоэлектроники. Система AlSb особенно привлекательна в комбинации с парой InAs-GaSb в силу большой ширины запрещённой зоны (1,6 эВ) и малого роста рассогласования решёток, равного 0,6 и 1,3% по отношению к GaSb и InAs соответственно.

Материал AlSb выращивался с помощью МЛЭ при температурах от 400 до 550 оС. Нелегированные плёнки AlSb имели проводимость p-типа с концентрацией носителей ~1014 см-3 и удельным сопротивлением 200 Ом*см. Легирование германием обычно также даёт плёнки p-типа. При очень больших потоках Sb наблюдался (Sb/Al>10) наблюдался рост n-AlSb. В этом случае высокая концентрация Sb приводит к выталкиванию Ge в катионные узлы, где он, как и в GaAs, ведёт себя как донор.

Во время роста AlSb на поверхности (100) GaAs происходит образование трёхмерных зародышей, таких же, как при росте GaSb на GaAs. Успешное выращивание гетеропереходов и сверхрешётокв системах AlSb-GaSb, AlSb-InAs и GaSb-AlSb-InAs требует наличия гладких и резких границ раздела. Рост как GaSb на AlSb, так и AlSb на GaSb приводит к гладкой и резкой границе. Чего не скажешь о AlSb-InAs для обеих последовательностей роста.