Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Общие закономерности формирования переходных областей при эпитаксиальном росте гетероструктур и методы исследования интерфейсов 15
1.1. Введение 15
1.2. Общие проблемы формирования многослойных напряженных гетерокомпозиций с предельно резкими планарными границами слоев 17
1.2.1. Причины нарушения планарной структуры границ 17
1.2.2. Причины градиентного расплывания состава пленок в окрестности гетерограниц 21
1.3. Прямые и косвенные методы экспериментального исследования границ в структурах со слоями нанометровой толщины, оценка их предельных возможностей 23
1.3.1. Прямые методы измерения ширины интерфейсов 23
1.3.2. Особенности проявления эффекта размытия границ в оптических и транспортных характеристиках системы 27
1.4. Кинетика формирования границ в процессе эпитаксиального роста и особенности ее математического описания 30
1.4.1. Выбор физико-химической модели для описания процессов роста 30
1.4.2. Математическая постановка кинетической задачи 32
1.4.3. Наблюдаемые общие закономерности в формировании внутренних границ многослойных структур со слоями нанометровой толщины 34
1.5. Основные результаты главы 1 35
Глава 2. Механизмы формирования границ в гетерокомпозициях Si(Ge)-SiGe, выращиваемых вакуумным методом с использованием атомарных и молекулярных потоков 36
2.1. Введение 36
2.2. Структурные параметры границ системы Si(Ge)-SiGe, выращиваемой методом молекулярно-пучковой эпитаксии 37
2.3. Особенности кинетики роста слоев SiGe из атомарных потоков 41
2.3.1. Решение кинетической задачи для системы МЛЭ с атомарными потоками 41
2.3.2. Анализ ширины интерфейсов без учета поверхностной сегрегации 43
2.3.3. Влияние эффекта поверхностной сегрегации на резкость гетерограниц в структурах 46
2.4. Особенности формирования границ в системе Si-SiGe при участии молекулярных потоков (Si-GeH4 МВЕ) 50
2.4.1. Анализ профиля состава пленки в отсутствие поверхностной сегрегации 52
2.4.2. Влияние эффекта поверхностной сегрегации на формирование резких границ слоев в гетерокомпозициях Si/Sii-xGex, выращиваемых методом молекулярно-лучевой эпитаксии с комбинированными источниками 57
2.5. Проявление в оптических и транспортных экспериментах нерезкости границ слоев многослойных структур Si(Ge)-SiGe, выращиваемых комбинированным методом 65
2.5.1. Транзисторные структуры на базе гетерокомпозиций Si-SiGe 67
2.5.2. Многослойные сверхрешеточные гетерокомпозиций Ge-Sii-xGex 77
2.6. Выводы к главе 2 84
Глава 3. Особенности формирования границ в гетерокомпозициях Ge-GeSi, выращиваемых гидридным методом в реакторах проточного типа и их проявление при оптических и электрофизических измерениях параметров структур 86
3.1. Введение 86
3.2. Особенности массопереноса в методе гидридной эпитаксии структур Sii„xGex/Ge методом ГФМЛЭ в условиях нестационарного процесса 87
3.3. APCVD структуры со слоями нанометровой толщины 90
3.4. Особенности распределения примесного состава в слоях по данным электрофизических измерений многослойных структур 95
3.4.1. Характеристики исследуемых структур и результаты электрофизических измерений 96
3.4.2. Результаты теоретического анализа транспортных измерений 100
3.5. Выводы к главе 3 106
Глава 4. Влияние интерфейсов на оптические и электрофизические свойства многослойных гетерокомпозиций InGaAs-GaAs, выращиваемых МОС- гидридным методом 107
4.1. Введение 107
4.2. Электронные характеристики структур InGaAs/GaAs с одиночными квантовыми ямами 108
4.3. Физические эффекты, наблюдаемые в структурах InGaAs-GaAs с двойными квантовыми ямами ПО
4.3.1. Туннельные характеристики барьера в двойной симметричной квантовой яме Ino.25Gao.75As/GaAs/ Ino.25Gao.75As по данным оптических измерений 111
4.3.2. Влияние рассеяния в барьере на транспортные характеристики электронов в двойной симметричной квантовой яме 118
4.4. Формирование сеток квантовых нитей и исследование влияния дополнительного пространственого ограничения на физические свойства структур 119
4.4.1. Технология формирования массивов квантовых нитей 119
4.4.2. Оптика и электрофизика пористых сверхрешеток 122
4.4.3. Деформационные эффекты в пористых сверхрешетках 129
4.5. В ыводы к главе 4 133
Заключение 135
Литература 137
- Прямые и косвенные методы экспериментального исследования границ в структурах со слоями нанометровой толщины, оценка их предельных возможностей
- Особенности кинетики роста слоев SiGe из атомарных потоков
- Проявление в оптических и транспортных экспериментах нерезкости границ слоев многослойных структур Si(Ge)-SiGe, выращиваемых комбинированным методом
- Электронные характеристики структур InGaAs/GaAs с одиночными квантовыми ямами
Введение к работе
Актуальность. В последнее десятилетие наблюдался заметный прогресс в использовании квантовых гетероэпитаксиальных структур в реальных устройствах полупроводниковой электроники. Особенно впечатляют достижения в области транзисторной электроники, благодаря созданию SiGe/Si СВЧ гетеробиполярного транзистора [1,2], и в области квантовой электроники, в связи с реализацией каскадного лазера [3-5]. Очевидно, что дальнейшие работы будут вестись по пути расширения функциональных возможностей этих приборов, что невозможно без совершенствования технологии выращивания гетероструктур. С другой стороны, очевиден, в связи с коммерциализацией этих приборов, и переход к более простым технологическим методам создания гетероструктур, что невозможно без ясного понимания причин, оказывающих влияние на характеристики рабочих структур. До последнего времени, однако, остается нерешенным еще целый ряд проблем, одна из которых связана с созданием быстродействующего полевого транзистора на базе Si-Ge гетероструктур с селективным легированием [6], не уступающего по быстродействию GaAs/AlGaAs НЕМТ транзистору. Решение этих проблем, равно как и достижение наилучших характеристик гетероэпитаксиальных структур, выращенных относительно простыми способами, невозможно без ясного понимания причин, ограничивающих получение приемлемых значений параметров приборов.
При тестировании планарных гетероэпитаксиальных структур, одними из основных параметров, отражающими достижения используемой ростовой технологии, являются транспортные характеристики электронно-дырочного газа в каналах системы. Стремление достичь максимально возможные для данного типа гетерокомпозиций значения подвижности как электронов, так и дырок, заставили обратить пристальное внимание на причины, ограничивающие эту величину, и особенно на выяснение роли интерфейсов среди других факторов [7-9]. Влияние гетерограниц на электрофизические характеристики системы особенно велико в гетерокомпозициях со слоями нанометровой толщины, в которых размеры переходных областей могут сравниться с толщинами пленок. Поэтому анализ причин, порождающих расплывание гетерограниц в процессе эпитаксиального роста, особенно при использовании промышленных технологических методов с участием активных газовых смесей, и исследование проявления нерезкости интерфейсов в оптических и электрических экспериментах на реальных гетероструктурах достаточно актуальны.
С другой стороны, если технологические основы выращивания планарных гетерокомпозиций со слоями различного состава и различной толщины (вплоть до единиц монослоев [10]) уже отработаны, то создание технологии формирования упорядоченных массивов наноэлементов более низкой размерности все еще остается перспективой ближайшего будущего. Нульмерные и одномерные нанокомпозиции в силу высокой плотности состояний электронно-дырочного газа в них вызывают в последнее время повышенный интерес. Поэтому отработка простейших технологий, в том числе использующих идею самоформирования, наряду с созданием простых методов диагностики таких структур, также представляют весьма перспективную на сегодняшний день задачу.
Цель работы. В связи со сказанным диссертационная работа велась нами по следующим направлениям:
формирование систем пониженной размерности;
анализ процессов, оказывающих влияние на формирование границ транспортных каналов в двумерных напряженных планарных гетероструктурах, выращиваемых различными методами;
комплексный анализ характеристик гетероэпитаксиальных структур на базе гетеропар с несогласованными постоянными решеток, выращенных с использованием газофазных технологий;
исследование транспортных характеристик вышеупомянутых структур и изучение влияния на них неидеальностей интерфейсов.
Настоящая работа, в основной ее части, направлена на выяснение слабых мест технологий, использующих газофазные источники атомарных и молекулярных потоков в реакторе ростовых установок.
Часть работы была направлена на отработку простого технологического метода формирования квантовых гетерокомпозиций с более сложной, чем простые прямоугольные квантовые ямы, структурой слоев, в том числе с дополнительным эффективным понижением размерности системы до ID или 0D.
Отмеченные выше обстоятельства и намеченные общие цели определили круг конкретных задач, рассмотренных в настоящей диссертации:
- для ростовых систем с газовыми источниками гидридов (силан, герман) в рамках
кинетического приближения провести анализ влияния конечного времени распада
молекул гидридов на ширину интерфейсов многослойных структур Si(Ge)/Sii-xGex;
сопоставить роль механизма расплывания состава твердого раствора в окрестности границ, связанного с пиролизом молекул на поверхности, с влиянием других механизмов на ширину переходных областей;
для различного типа ростовых систем и широких интервалов значений технологических параметров проанализировать роль атомарных и молекулярных потоков в формировании профиля состава сплава на границах слоев;
провести комплексный анализ характеристик многослойных Si(Ge)-Sii-xGex структур, выращенных методом комбинированной МВЕ с использованием сублимирующего источника кремния и газового источника молекул германа;
на основе холловских измерений выявить предельные возможности газофазного метода эпитаксии, используемого для роста структур Ge-Gei_xSix, для достижения высоких значений подвижностей дырок;
оптическими методами провести исследование туннельной прозрачности барьера в структуре InGaAs/GaAs с двойной квантовой ямой и выявить нижние предельно допустимые значения толщины барьерных слоев, сравнимые с шириной размытия границ, в МОС - гидридной технологии роста;
исследовать возможность формирования объектов пониженной размерности (ID и 0D) с использованием процесса самоформирования при электрохимическом травлении слоистых квантовых систем;
рассмотреть влияние на транспортные характеристики электронов дополнительных границ, вводимых в двумерный канал либо путем встраивания в него туннельно-прозрачного барьера, либо путем электролитического травления.
Научная новизна.
1. Впервые проведен учет влияния конечного времени распада молекул на ширину
интерфейсов многослойных структур Si(Ge)/Sii.xGex в методе МЛЭ с газовыми
источниками.
В рамках кинетического приближения для ростовых систем с газовыми источниками гидридов впервые проведено сопоставление роли данного механизма расплывания состава твердого раствора в окрестности границ с другими механизмами, влияющими на ширину переходных областей.
Сопоставительный анализ позволил для МЛЭ с атомарными и молекулярными потоками впервые установить область технологических параметров, где пиролиз молекул играет определяющую роль в формировании переходных областей.
Впервые установлено влияние островков Ge, формируемых в окрестности интерфейсов структур, выращиваемых методом Si-GeH4 МЛЭ, на транспортные характеристики электронов в кремниевых каналах.
Впервые предложена и реализована оригинальная методика создания объектов пониженной размерности (0D и ID) с использованием процесса самоформирования при электрохимическом травлении слоистых квантовых систем.
Практическая значимость. Данная работа повышает уровень нашего понимания о процессах на поверхности растущего слоя и характере формирования гетерограниц, что способствует развитию технологических методов и приемов создания квантовых низкоразмерных гетерокомпозиций. Исследование оптических и электрофизических характеристик низкоразмерного электронно - дырочного газа в структурах с развитыми границами позволяет лучше понять характер влияния на электронные характеристики ограничений, связанных с шероховатостями границ и расплыванием их профиля.
На защиту выносятся следующие основные положения.
При формировании переходных областей в процессе выращивания слоистых гетерокомпозиций методами, использующими газовые молекулярные источники, пиролиз молекул на поверхности играет определяющую роль, а в области пониженных давлений (менее 10"3 Тор) данный механизм доминирует даже при наличии в реакторе дополнительных атомарных потоков.
Асимметрия профиля состава слоя Si].xGex обусловлена различной скоростью изменения поверхностных концентраций молекул германа на ростовой поверхности, а также зависимостью коэффициентов встраивания атомов в растущий кристалл от их концентраций на ростовой поверхности.
Снижение проводимости дырок по 2D - транспортным каналам в структуре Ge/Sii-xGex связано с локализацией дырок в областях формирования островков германия при сохранении их высокой подвижности в модулированных по глубине каналах.
Формирование на границах Si/Sii_xGex структур островков Ge может приводить к накоплению в их окрестности примеси из барьерных 6 -слоев вследствие эффекта геттерирования и, в результате, к подлегированию границ кремниевых транспортных каналов.
Для многослойной селективно-легированной системы Ge-Gei-xSix с двумерными дырками в слоях германия, выращиваемой гидридным методом, ограничение
транспортных характеристик системы связано исключительно с расплыванием интерфейсов в слоях Ge и размытием легирующего 8-слоя в слоях Gei.xSix .
В структурах GaAs/InxGai.xAs с симметричными двойными квантовыми ямами, выращиваемых методом МОС - гидридной эпитаксии, встроенный в яму туннельно-прозрачный барьер приводит к эффективному расщеплению квантовых уровней при толщинах барьерного слоя от 5 до 3 нм.
Электрохимическим травлением слоистых GaAs/InxGai-xAs квантовых систем можно формировать двумерные сетки, составленные из квази - одномерных квантовых нитей.
Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, четырех глав и заключения. Объем диссертации составляет 151 страницу машинописного текста, 76 рисунков и 7 таблиц. Список литературы содержит 143 наименований источников.
В первой главе диссертации сделан литературный обзор современного состояния проблемы формирования многослойных напряженных гетерокомпозиций с предельно гладкими планарными границами слоев.
Первый параграф играет роль введения в данную главу. Основное внимание в данной главе уделено обсуждению проблем, возникающих при формировании интерфейсов в напряженных гетерокомпозициях Si(Ge)/SiGe, InGaAs/GaAs со слоями нанометровой толщины. Эти проблемы связаны, как с нарушением планарности границ слоев [11,12], так и с расплыванием профиля состава в окрестности переходных областей [7,13]. Причины нарушения планарности границ, связанные с формированием ступеней роста и проявлением деформационных эффектов изучаются достаточно энергично. На размытие границ слоев стали обращать внимание сравнительно недавно, в основном при изучении продольного транспорта тока, при этом наблюдаемые особенности сводили либо к диффузии [14], либо к поверхностной сегрегации [8,15].
Однако, причин, порождающих расплывание слоев в выращиваемой многослойной структуре, значительно больше и все они требуют тщательной проверки. Поэтому второй параграф настоящей главы посвящен сопоставлению возможных причин, вызывающих отклонение профиля состава от прямоугольного. Особое внимание уделено системам, выращенным с использованием наряду с атомарными, молекулярных потоков. В них имеется дополнительный механизм формирования переходных областей, связанный с конечным временем пиролиза
молекул гидридов на поверхности растущего слоя [9,16,17], и не принимаемый никем во внимание в более ранних исследованиях.
В третьем параграфе описаны экспериментальные приемы, позволяющие сделать прямые и косвенные оценки величины размытия границ. Указаны основные особенности в формировании профиля состава на границах [8,13], которые требовали своего объяснения. На примере существующих экспериментальных работ продемонстрировано, каким образом нарушение планарности и резкости гетеро -границ сказывается на оптических и электрофизических характеристиках структур.
На основе предложенной ранее кинетической модели [18,19] в параграфе 4 рассмотрены особенности формирования переходных областей с учетом механизма, связанного с конечным временем пиролиза молекул гидридов на поверхности растущего слоя. В данном параграфе выписаны основные уравнения кинетической теории, необходимые для проведения численного анализа.
Во второй главе диссертации обсуждается проблема формирования резких гетерограниц в структурах, выращиваемых методом молекулярно пучковой эпитаксии с разнообразными типами источников потоков. Первые два параграфа играют роль введения в данную главу. При этом во втором параграфе представлены электронно - микроскопические снимки реальных структур, особенности которых обсуждаются ниже. Широкое применение Si(Ge)-SiGe структур в практике и стремление получить максимально высокие значения кинетических коэффициентов для носителей заряда в системе предъявляют высочайшие требования к структурному совершенству, как самих слоев в многослойной гетерокомпозиции, так и их интерфейсов. Чтобы достичь наилучших результатов, прежде всего нужно понять причины, приводящие к снижению основных параметров системы. Это и было предпринято в последующих параграфах для структур, выращенных с использованием МЛЭ технологии.
В третьем параграфе для традиционной МЛЭ с атомарными потоками кремния и германия показано, что наблюдаемое расплывание границ в идеальном случае отсутствия проявления других механизмов, может быть объяснено только конечным временем кристаллизации. В плане решения системы кинетических уравнений и трактовке полученных результатов система Si-SiGe, выращиваемая методом МЛЭ с использованием атомарных потоков является наиболее простой. Предложенная кинетическая модель объясняет и наблюдаемую асимметрию профиля распределения состава слоя Gei.xSix (разную ширину переходных областей между соседними слоями структуры) [20]. При этом размытие и асимметрия
профиля наблюдаются как при наличии, так и в отсутствие эффекта поверхностной сегрегации. Эффект поверхностной сегрегации, связанный, в свою очередь, с разным временем встраивания различных атомов (Si и Ge) в растущий слой, значительно усиливает эффект, но не является необходимым для его проявления. Показано также, что сегрегационный эффект сказывается различным образом на формировании границ в Gei.xSix/Si и Gei-xSix/Ge системах.
В четвертом параграфе настоящей главы обсуждается роль пиролиза гидридов в уширении границ слоев [21]. Обсуждаются структуры, выращенные методом молекулярно лучевой эпитаксии с комбинированными источниками атомарного потока кремния и молекулярного потока германа (Si-GeH4 МЛЭ). Наличие сублимирующего источника Si в реакторе установки способствует специфическому перераспределению влияния на рост слоя атомарного и молекулярного потоков в зависимости от давления германа в реакторе [19]. В силу этого показано, что в области высокого давления газов (> 10"3 Тор) в ростовой камере в ростовом процессе доминируют атомарные потоки, обусловливая аналогично традиционной МЛЭ достаточно резкие (порядка 0.1-1 нм) профили состава на границах слоев. Основным механизмом уширения границ является эффект поверхностной сегрегации. В области более низких давлений газов (< 10"3 Тор) основным механизмом уширения границ (до 4-6 нм) является механизм пиролиза молекул гидридов на подложке [22].
В пятом параграфе представлены результаты измерений различных характеристик Si(Ge)/SiGe структур, выращенных методом Si-GeH4 МЛЭ на кремнии. Особое внимание уделено изучению транспорта электронов и дырок вдоль слоев структуры. Обсуждаются причины, обусловливающие сравнительно невысокие значения подвижности носителей заряда в образцах и характерное поведение температурных зависимостей электронной проводимости [23,24].
Для системы Ge-SiGe показано, что основным фактором, определяющим сильное возрастание сопротивления образца при понижении температуры, является эффект сильной локализации дырок в областях формируемых островков, вследствие срыва двумерного характера роста пленки Ge. Сильная локализация обусловливает при понижении температуры быстрое снижение концентрации подвижных носителей в слоях Ge. Это, несмотря на наблюдаемый рост подвижности дырок, приводит к сильному возрастанию сопротивления образца.
Для системы Si-SiGe основным фактором, определяющим относительно невысокие значения наблюдаемой в образцах подвижности электронов, является в
ряде случаев (не релаксированные структуры) транспорт по слоям твердого раствора, где доминирует рассеяние на флюктуациях состава сплава. В другом случае (релаксированные структуры) доминирующим фактором, ограничивающим значения электронной подвижности в слоях кремния, является рассеяние на границах транспортного канала. В силу специфики используемого метода эпитаксии, на одной из границ возможно образование островков германия, геттерирующих на себя примесные центры из окружающих областей и образующих мощные зарядовые центры, обеспечивающие эффективное рассеяние электронов.
В третьей главе диссертации обсуждаются многослойные периодические структуры Ge-GeSi на основе германия, выращенные методом газофазной эпитаксии при атмосферном давлении. Данные структуры привлекли большое внимание в связи с обнаружением в слоях германия ряда квантоворазмерных эффектов [25-27] и интересом, проявляемым к ним в связи с проблемой тонкопленочного лазера на горячих дырках [28,29]. Стремление получить более высокие характеристики носителей заряда для наблюдения ряда уникальных явлений заставляет обратить пристальное внимание на причины, обусловливающие недостаточное качество структур. Например, в лучших образцах, выращенных по гидридной технологии, используемой в НИФТИ ННГУ, подвижность дырок в слоях германия не превышала 20 000 см2/Вс при температуре жидкого гелия [30]. В то же время, в литературе известны и более высокие значения подвижности, полученные для дырок в транзисторных структурах, причем выполненных на кремнии, и достигающие ~ 40000 см2/Вс [31] и даже >80 000 см2/Вс [34]. Поэтому, первый вводный параграф к третьей главе посвящен вопросу формирования границ в Ge-GeSi гетероструктурах, получаемых гидридным методом эпитаксии [32,33].
Во втором параграфе обсуждаются механизмы, обусловливающие нарушения резкости границ слоев в периодической структуре Ge-GeSi [9]. Однако, главными факторами, как показано нами, наряду с диффузионными процессами в потоке газа и на границах слоев, остаются процессы пиролиза молекул, подробно рассмотренные в предыдущей главе [35,36]. В настоящем разделе при теоретическом анализе эффекты, связанные с сегрегацией, нами были сознательно опущены. В ростовых системах, работающих при пониженном давлении газов в реакторе и допускающих более низкую температуру роста, диффузионные процессы могут быть полностью исключены из рассмотрения.
Поэтому второй параграф данной главы посвящен анализу кинетических процессов, связанных только с пиролизом молекул гидридов на поверхности роста.
Для роста пленок SiGe из молекулярных потоков гидридов SirU и GeKU исследованы и сравнены между собой два варианта технологии роста - газофазная вакуумная (GSMBE) и химическая при атмосферном давлении в реакторе (APCVD). Показано, что единственная возможность существенно улучшить резкость границ в системе связана с использованием для роста не молекулярных, а атомарных потоков. Это может быть достигнуто путем разложения молекул гидридов либо на дополнительном горячем источнике (метод «горячей проволоки») [37], либо путем разложения гидридов в СВЧ-плазме (Low Energy Plasma enchaced CVD) [34].
В третьем параграфе рассмотрена проблема формирования резких гетерограниц в структурах Ge/Gei.xSix, выращиваемых APCVD методом.
В связи с широким распространением гетероструктур на базе кремния и германия особый интерес вызывают электрофизические характеристики двумерных дырок в селективно-легированных гетеросистемах Ge/Gei.xSix. Транспортные характеристики этих структур, описанные в четвертом параграфе, изучались нами методом эффекта Холла. Для широкого круга структур был проведен сопоставительный анализ наблюдаемых значений электрофизических величин в зависимости от различных параметров структуры и условий роста.
В селективно легированных структурах важным фактором, сказывающимся на величине подвижности носителей заряда, является расплывание легирующего примесного дельта-слоя не только в область спейсера, но и в область квантовой ямы. В этом случае доминирующим фактором снижения подвижности дырок будет рассеяние на ионизованной примеси в каналах структуры. Этот факт был проанализирован нами методом эффекта Холла на примере реальных структур с различным уровнем легирования [38]. Было показано, что именно этот фактор является основной причиной стандартного поведения разнообразных зависимостей и отсутствия на кривых особенностей, ожидаемых для структур с идеальным дельта-образным распределением примеси в слоях твердого раствора [39].
Четвертая глава посвящена изучению электронных процессов в квантово-размерных структурах InGaAs/GaAs, модифицированных введением в транспортный InGaAs канал дополнительных элементов, способствующих трансформации спектра двумерного электронного газа. В одном случае это был тонкий туннельно - прозрачный слой GaAs, встроенный симметричным образом в квантовую яму и приводящий к расщеплению уровней квантовой ямы [41]. В другом случае мы модифицировали структуру путем ее электрохимического травления и образования пористой структуры кристалла. Это должно привести к появлению
дополнительного пространственного ограничения в плоскости слоев структуры, образованию сетки квантовых нитей, и как следствие, к трансформации двумерного спектра электронно-дырочной подсистемы в квазиодномерный [42].
Однако границы каналов будут отрицательно сказываться на транспорте электронов, обусловливая, в частности, эффективное снижение их подвижности. В первом случае газофазный рост пленок обуславливает заметное уширение границ слоев. Во втором случае электролитическое травление образцов приводит к появлению большого числа заряженных центров на поверхности.
Дополнительно проанализирована возможность использования пористых сверхрешеток для формирования буферных слоев в связи с возможностью релаксации упругих напряжений в них [43].
В заключении сформулированы наиболее значимые результаты работы.
Апробация работы и публикации. Основные результаты диссертации опубликованы в 13 реферируемых журналах, 18 тезисах и были доложены на Международных конференциях и симпозиумах, в том числе, на Международной конференции по твердотельным кристаллам - ICSSC2002 (Закопане, Польша), на 6-ой Межд. Конференции по методам контроля материалов и технологий полупроводниковых соединений - ЕХМАТЕС'2002 (Будапешт, Венгрия), на межд. Совещаниях по проблеме дефектов и геттерированию примеси - GADEST (Катания, Италия, 2001; Хур, Швеция, 1999); на Межд. Конференции по выращиванию монокристаллов и тепло- массопереносу - ICSC 2001 (Обнинск); на 3-ей Европейской конференции по полупроводниковым приборам и системам - ASDAM 2000 (Smolenice Castle, Slovakia); на E-MRS'98 (Strasburg, France, 1998); на IX и X национальных конференциях по росту кристаллов - НКРК (Москва, 2002, 2000); на Всероссийской научно - технической конференции «МИКРО- и НАНОЭЛЕКТРОНИКА - МНЭ'2001» ( Звенигород); на XIII и XII Уральской Межд. Зимней школе по физике полупроводников (Екатеринбург, 1999; 1997); на Всероссийском совещании Наноструктуры на основе кремния и германия (ИФМ РАН, Н.Новгород, 1998); на Межд. Симпозиуме «Наноструктуры: физика и технология» (Сант-Петербург, 1997); На 2-ой и 4-ой Российских конференциях по физике полупроводников (Зеленогорск, 1996, Новосибирск 1999); на IV и V Нижегородских сессиях молодых ученых (Н.Новгород, 1999, 2000), а также на научной студенческой конференции Нижегородского государственного университета им. Н.И.Лобачевского (Н.Новгород, 1997).
Прямые и косвенные методы экспериментального исследования границ в структурах со слоями нанометровой толщины, оценка их предельных возможностей
Высокие требования к резкости гетерограниц для достижения наилучшего качества приборных многослойных структур приводят к необходимости жесткого контроля профиля состава слоев в окрестности интерфейсов. Однако данная задача является существенно более сложной, чем задача идентификации выращиваемых слоев, так как требует разрешения на уровне атомарных монослоев, что доступно далеко не всем используемым на практике экспериментальным измерительным методам. Несмотря на имеющиеся трудности в течение последнего десятилетия, наблюдается заметный прогресс в развитии различных методик применительно к анализу границ слоев нанометровой толщины. Ниже мы кратко остановимся на некоторых из них, наиболее часто и с наибольшей эффективностью используемых на практике. Наиболее удобным методом, активно используемым непосредственно в ростовых технологических установках и позволяющим осуществлять контроль профиля состава слоев с точностью до одного монослоя, является метод дифракции быстрых электронов. Примером использования этого метода для контроля профиля состава в окрестности гетерограниц структуры GaAs/InGaAs/GaAs является работа [66], где точность размытия интерфейсов оценена на уровне одного монослоя. Характерный вид профиля структуры, полученный данным методом непосредственно в процессе роста приведен на рис.6. Недостатком указанного метода является возможность совмещения его только с высоковакуумными установками молекулярно-пучковой эпитаксии, слабо используемыми в промышленном производстве эпитаксиальных структур из-за их дороговизны.
Все остальные методы, развиваемые для анализа профиля структур, используют уже готовые образцы. Среди них наибольшее распространение получили наглядные методы просвечивающей электронной микроскопии (рис.7) и сканирующей зондовой микроскопии на сколах (рис.8), дающие наглядное представление как о характере чередования слоев в структуре и их толщинах, так и о планарности и резкости гетерограниц. Получение достоверной информации, особенно на слоях нанометровой толщины, сопряжено, однако, с некоторыми трудностями, требующими применения специальной аппаратуры высокого разрешения либо специфических оригинальных контрастных методик (рис.9). Глубин Рис.10. Профиль многослойной структуры (Si/GeSi) полученный методом масс-спектрометрии [13]. Из других методов, также широко применяемых, особенно для анализа профиля состава приповерхностных слоев, необходимо упомянуть методы Оже- и масс - спектроскопии [13, 15]. Характерные распределения компонент сплавов в окрестности гетерограниц, полученные данными методами представлены на рис. 10, 11. Предельные разрешения, получаемые данными методами, колеблются в пределах 1нм для Оже-спектроскопии [15] и до Юнм - для масс-спектрометрии [13]. Данные методы относятся к разрушающим методам контроля, так как приводят к распылению материала в точке взаимодействия высокоэнергетичного электронного или ионного пучка с поверхностью, вследствие чего мало пригодны для контроля приборных и особенно коммерческих структур. Вследствие этого, особое внимание в последнее время уделяется методам, не нарушающим структуру кристалла. Наиболее удобным и точным из них, позволяющим контролировать распределения состава слоев с точностью до десятых долей монослоя, являются рентгеновские методы дифракции [8]. Более того, снятие рентгеновских спектров под разными углами позволяет не только контролировать состав слоев, но и распределение упругих напряжений в них.
Из других, также не разрушающих методов, но существенно менее часто используемых на практике для контроля слоев и их границ, можно отметить методы Рамановской спектроскопии и спектроскопии обратного рассеяния ионов [8]. Характерной особенностью всех этих методик является необходимость привлечения довольно сложных и громоздких численных методов анализа наблюдаемых тонких особенностей на спектральных кривых. Общая проблема, характерная для многих из указанных методов, заключается в том, что в большинстве случаев вследствие сопутствующих паразитных эффектов зачастую трудно сказать, является ли наблюдаемое в данном эксперименте расплывание состава в окрестности интерфейсов действительно присущим данной исследуемой структуре, или является следствием нарушения структуры кристалла при воздействии на нее высокоэнергетичных пучков. Вследствие возникающей неоднозначности (связана ли наблюдаемая величина расплывания профиля с реальной характеристикой границ структуры или обусловлена пределом применимости применяемого метода) приводит к появлению трудностей в интерпретации результатов, имеющих место при применении выше указанных методов анализа к появляющимся новым гетеропарам. Более того, общим недостатком всех вышеупомянутых методов контроля является то, что они дают информацию только о величине размытия интерфейсов, оставляя без внимания причины, обусловливающие это размытие. Незнание фундаментальных причин отклонения профиля границ от прямоугольной формы является, в свою очередь, главным тормозом развития технологии выращивания высококачественных структур, пригодных для практического использования, особенно на стандартном оборудовании.
Особенности кинетики роста слоев SiGe из атомарных потоков
Исследование причин и характера расплывания гетерограниц многослойной Si - Sii_xGex структуры, выращиваемой методом традиционной МЛЭ, проведем, анализируя нестационарные процессы на поверхности роста, описываемые системой кинетических уравнений (1.2) для безразмерных средних поверхностных концентраций атомов Si и Ge. В отсутствие в системе молекулярных потоков уравнения (1.2) можно переписать в следующем виде: Здесь О; - безразмерные средние поверхностные концентрации атомов, і =1,2 для Ge и Si соответственно, Fi - плотность і-ого атомарного потока, VGe(so - частота десорбции, iGe(SQ - частота кристаллизации атомов Ge(Si), 9fr - концентрация свободных поверхностных связей, п=6.78х1014см"2 - концентрация адсорбционных центров на поверхности роста. Коэффициент захвата S атомов Si и Ge полагается равным единице. Для адсорбированных атомов предполагается выполненным следующее условие: Соотношения (2.1, 2.2) формируют общую систему уравнений для определения В;. От системы уравнений (2.1) можно перейти к дифференциальным уравнениям второго порядка с постоянными коэффициентами: где коэффициенты a, р и уїд равны Рассмотрим случай постоянного потока атомов Si и накладываемого на него в интервале времени t = (t0 -І- U) атомарного потока Ge. Общее выражение для безразмерных поверхностных концентраций адатомов кремния и германия в зависимости от времени в этом случае имеет следующий вид: в окрестности правой (верхней) границы (t = ti) импульса потока атомов германия. При вычислениях здесь и ниже предполагалось, что времена роста слоев Sii.xGex (Si) существенно превосходят времена установления релаксационных процессов в системе со стационарными значениями поверхностных концентраций Go; соответственно равными : в моменты времени t to, t»ti и в моменты времени to«t ti. Показатели степени в экспонентах, определяемые детерминантом однородного уравнения, для соответствующих интервалов времени Знание поверхностных концентраций Q\ позволяет легко вычислить определяемые из эксперимента скорость роста (1.4) и средний состав (1.5) осаждаемого эпитаксиального слоя Sii.xGex.
Получены аналитические выражения для переходных областей, которые носят характер экспоненциального спада концентрации. Ниже эти выражения будут использованы для исследования границ слоев реальных гетероструктур. Из полученных выше соотношений (2.4, 2.5) видно, что даже для традиционной твердофазной МЛЭ в отсутствие поверхностной сегрегации, то есть при rGe = rsi, ширины областей расплывания состава в окрестности верхней и нижней границ слоя Sii.xGex имеют разные значения, обеспечивая тем самым асимметрию профиля состава (рис. 18), а соответственно, и потенциала в структуре. На начальной стадии нестационарного процесса (t to,i) условия вхождения атомов Ge в растущий слой на верхней и нижней границах слоя не идентичны из-за разницы в плотности их поверхностных концентраций при t to и t ti. В первом случае идет накопление атомов за счет включения дополнительного потока атомов Ge (скорость процесса на начальном этапе пропорциональна exp(-(2Foe/ns)(t - to))). Во втором случае, так как отсутствует соответствующий поток атомов Ge к подложке, имеет место только их релаксация. Она связана с конечным временем встраивания в решетку кристалла адсорбированных атомов, остающихся на поверхности (спад концентрации атомов Ge при t (t - ti) пропорционален exp(-(voe + rGe)(t - ti))). Рис. 18b - демонстрирует экспоненциальный характер изменения профиля состава сплава в окрестности границы слоя. На рис.19 в зависимости от скорости встраивания атомов в растущий слой и в отсутствие эффекта поверхностной сегрегации, что соответствует условию rGe = rsi, представлена (открытыми символами) эффективная величина L1 расплывания верхней границы пленки. Величина rsi при заданном потоке атомов кремния может варьироваться в пределах нескольких порядков величины [73] в зависимости от температуры роста и степени покрытия поверхности адсорбированными атомами. Увеличение rsi на порядок при небольших значениях потоков атомов Si, согласно рис.19, может уменьшить величину размытия границы в несколько раз. То есть, рост пленок при более высоких температурах (но в интервале, где эффекты сегрегации выражены слабо) может оказаться более предпочтителен. При высокой степени покрытия поверхности адсорбированными атомами этот эффект выражен гораздо слабее. Однако, возрастание уровня потоков не будет приводить к сильному увеличению степени размытия границ, вследствие обратного эффекта, возникающего из-за одновременного возрастания величин rsi и гсе Анализ кривых на рис.19 показывает, что для использованных в работе [8] условий эксперимента (Vgr=4A/c; х=0.35; Tgr=500C) ширина области перемешивания состава на верхней границе 6 А (символ крест на кривых) достигается, если предположить отсутствие сегрегации, в достаточно узкой области атомарных потоков, соответствующих чрезвычайно высокой степени покрытия поверхности адсорбированными атомами вещества (0Si » (0.7 - 0.9) ns). Для более низких уровней атомарных потоков, традиционно используемых в эксперименте и соответствующих покрытию поверхности на уровне Gsi « (0.1 - 0.2) ns, измеренная в [8] ширина границ слоя Sii_xGex не может быть объяснена только конечной скоростью встраивания атомов в растущий слой при равенстве коэффициентов rSi и гве- В этом случае необходимо предположить, что заметную роль в рассматриваемом диапазоне температур роста играют также эффекты поверхностной сегрегации детально рассмотренные ниже. В общем случае существует несколько причин, оказывающих определяющее влияние на величину расплывания профиля состава в окрестности гетерограниц структуры. Их роль меняется как с изменением температуры роста, так и с перераспределением влияния молекулярных и атомарных потоков, участвующих в массопереносе вещества к растущей поверхности. В условиях роста пленки из атомарных пучков и пониженных температурах роста ширина переходных областей вероятнее всего может быть связана, как это будет показано ниже, в основном с эффектами поверхностной сегрегации. Однако, существует еще один фактор, связанный с диффузионным расплыванием состава слоя, который до последнего времени сознательно умалчивался нами в связи с его малостью. Это вполне
Проявление в оптических и транспортных экспериментах нерезкости границ слоев многослойных структур Si(Ge)-SiGe, выращиваемых комбинированным методом
Одной из основных проблем при выращивании гетероструктур (ГС) на основе Si, Ge и их твердых растворов является проблема получения на кремниевой подложке многослойных гетерокомпозиций со слоями Si, Ge, SiGe толщиной 10 нм. Для решения этой задачи необходимо найти пути снятия довольно значительных упругих напряжений в системе, используя особенности различных технологических режимов с одной стороны, и изучить закономерности дефектообразования в напряженных структурах - с другой. Технологические сложности выращивания высококачественных слоев Ge методом молекулярно-лучевой эпитаксии (МЛЭ) связаны с тем, что этот материал имеет сравнительно невысокую температуру плавления и низкое давление насыщенного пара. Поэтому при выращивании пленок из достаточно интенсивного потока атомарного Ge, осаждаемого на ростовую поверхность Si (SiGe), приходится сильно перегревать расплав германия, что приводит к сильной нестабильности потока и появлению микрокапель в нем. В этом случае альтернативой классической МЛЭ для достижения лучших результатов может служить гидридная технология при низком давлении газа в реакторе [50]. Однако и она не лишена недостатков, главным из которых является относительно низкая скорость роста и сильная зависимость последней от температуры. С целью преодоления этих недостатков в НИФТИ ННГУ был разработан новый вариант метода эпитаксии [77,90], сочетающий МЛЭ Si, в которой атомарный поток Si получается сублимацией монокристалла этого элемента, с разложением на поверхности роста молекулярного потока германа GeRj. Экспериментально новый метод роста слоев Si Ge был осуществлен в высоковакуумной технологической установке МЛЭ кремния. Стартовый вакуум в камере роста составлял 1х10"8 Тор, парциальные давления кислорода и паров воды были на 2 порядка ниже.
Высокий вакуум обеспечивался титановым гетеро-ионным насосом со скоростью откачки по воздуху 1000 л/с. Источник паров кремния имел форму длинного бруска сечением 4x4 мм2, нагреваемого проходящим через него током. Подложка в форме диска диаметром до 40 мм нагревалась излучением от расположенной сзади нее танталовой ленты, разогреваемой электрическим током. Скорость роста слоя Si (или его компоненты в Sii- Ge ) варьировалась путем изменения температуры источника. При температуре источника 1380С и расстоянии до подложки 35 - 45 мм скорость роста слоев Si достигала 25 нм/мин. Система напуска германа позволяла поддерживать давление гидрида в камере роста в интервале 1x10" - 1x10" Тор. Температуры источника и подложки измерялись пирометром. Источники паров кремния изготавливались из монокристаллов, легированных фосфором, подложки Si(100) - из высокоомного кремния р - типа. Перед загрузкой в установку подложки подвергались стандартной химической обработке. Финишной операцией подготовки подложек служил их отжиг в высоком вакууме при температуре 1250 С в течение 5 минут в слабом потоке паров Si из источника. После отжига подложки ее температура снижалась до заданной в интервале 600 - 850С, и на нее осаждался буферный слой Si толщиной не менее 0.5 мкм. Затем в ростовую камеру напускался герман до заданного давления, которое поддерживалось постоянным во время роста слоя твердого раствора толщиной 0.1 -0.6 мкм. Управление потоком Si при росте многослойных структур осуществлялось с помощью экрана, помещенного между источником Si и подложкой. Концентрация германия х в слоях Sii.xGex определялась рентгенодифракционным методом на дифрактометре ДРОН-4 в схеме двухкристального спектрометра с монохроматором GaAs(400) на СиКаї-излучении. Регистрировались интенсивности и углы дифракционных максимумов спектра в окрестности (400) и (440) Si при независимом уточнении углов поворота кристалла и детектора. Наличие германия в выращенных слоях подтверждено данными масс-спектроскопии вторичных ионов и комбинационного рассеяния света. Для уменьшения величины упругой деформации в гетеросистемах, выращиваемых данным методом, был использован эффект аномальной релаксации напряжений, впервые обнаруженный в структурах Sii_xGex/Si (100) [95] и Gei-ySi/Ge (111) [51,96]. В этих работах, путем исследование гетероструктур методами просвечивающей электронной микроскопии на продольных и поперечных сечениях и интерференционной оптической микроскопии в сочетании с химическим травлением было показано, что при х, у 0.2 трехмерная сетка дислокаций локализуется на границе буфер - подложка, обуславливая низкую плотность наклонных дислокаций в слоях, как это показано на рис.31. Рис.31.
Просвечивающая электронная микроскопия напряженных гетерокомпозиций Sil-xGex/Si с дислокационными сетками на гетерогранице слой - подложка (справа увеличенный масштаб). В настоящем разделе мы рассмотрим основные характеристики планарных структур с транспортньми каналами для электронов, изготовленных методом комбинированной Si-GeH4 МВЕ, и покажем, как данные исследования коррелируют с характеристиками интерфейсов в структурах. Характерный вид поперечного сечения одной из исследованных структур (№ 404), полученный методом просвечивающей электронной микроскопии, представлен на рис. 32. Многослойные транзисторные структуры Si-SiGe содержали 1-3 слоя Si, образующих транспортные каналы для электронов, и селективно легированные донорной примесью слои Sii.xiGexi со спейсерами порядка 10 шп. Структуры п - типа проводимости выращивались на буфере градиентного состава с х меняющимся от 0 до xl и были отделены от подложки Si (100) (КЭФ-4.5) эпитаксиальным слоем кремния р-типа проводимости. Ниже в таблице 2 приведены характеристики некоторых из исследованных в данном разделе структур. Псевдоморфная структура с тремя (№.404) либо с одним (№ 405) кремниевыми каналами толщиной порядка 10 нм, расположенными в матрице твердого раствора с х « 0.05, осаждалась на эпитаксиальный слой кремния
Электронные характеристики структур InGaAs/GaAs с одиночными квантовыми ямами
Наибольшее распространение для выращивания лазерных гетероструктур на основе гетеропары InGaAs/GaAs получила МОС-гидридная технология с использованием очищенных паров триметилгаллия (ТМГ), триметилиндия (ТМИ) и арсина. Достигнутые успехи МОС-гидридной технологии, и особенно ее модификация при пониженном давлении, позволяют ей успешно конкурировать с МЛЭ технологией в силу ее простоты и существенно большей производительности. Для создания приборов СВЧ электроники и оптоэлектроники все более широко используются структуры, содержащие слои нанометровой толщины. Необходимым требованием, к выращиваемым в настоящее время структурам, является выполнение условия, чтобы границы подложка-слой или слой-слой были достаточно резкими. В конечном итоге расплывание профиля состава в слоях чаще всего оказывается обусловленным диффузией либо сегрегацией в твердой фазе. Снижение давления газовой смеси при выращивании соединений типа А3В5 методом ГФЭ МОС позволяет более эффективно управлять как градиентом концентрации примесей, так и градиентом изменения состава основных компонент в силу более низких скоростей роста. Во всех случаях скорость роста определяется суммарной скоростью диффузии через пограничный слой компонент, содержащих элементы 3 группы. В последнее время в качестве главной причины, приводящей к уширению границ слоя, рассматривается в основном эффект поверхностной сегрегации атомов индия. В качестве диагностического метода используются методы, как низкотемпературной фотолюминесценции, так и рентгеновской дифрактометрии. Примером таких исследований является работа [112], где описываются образцы, содержащие квантовые ямы на подложках полуизолирующего GaAs (001) с разориентацией 3 в направлении [ПО]. Молярная доля индия в различных квантовых ямах изменялась от 0.08 до 0.25, а ширины квантовых ям - от 3 до 13.5 нм. Основное внимание в данной работе было уделено относительно широким квантовым ямам с х » 0.2, которые могут использоваться в полевых транзисторах различных типов.
В структуре псевдоморфного НЕМТ с единственным легированным барьерным слоем, расположенным над In - содержащей квантовой ямой, были получены подвижности двумерного электронного газа 5700 и 37000 см /Bxc при температурах Т = 300 и 77 К, соответственно, и поверхностной концентрации электронов ns = 2.4x1012 см"2. Анализ кривых дифракционного отражения от описанных гетероструктур показал следующую структуру квантовых ям. Верхние границы между ними и слоем GaAs являются достаточно резкими, в то время как нижние размыты на 3 нм в глубь образца. Содержание атомов In (или изменение межплоскостного расстояния) в размытых областях в 1.5 — 2 раза меньше, чем в неразмытых областях квантовых ям. Образование такой области обеднения авторы связывают с поверхностной сегрегацией атомов индия в процессе роста квантовой ямы. Надо отметить, что изучению сегрегации In в одиночных квантовых ямах ОаАзЯпхСаі.хАз посвящено достаточно большое число работ, в том числе, и с использованием метода просвечивающей электронной микроскопии. В работе [12] исследовано влияние морфологии гетерограниц на фотолюминесценцию напряженных квантовых ям InxGai.xAs/GaAs, выращенных молекулярно - лучевой эпитаксией на вицинальных подложках (001) GaAs с рассогласованием 6 относительно плоскости (111) А. Отмечается корреляция между уширением линий фотолюминесценции и морфологией гетерограниц. Наблюдаемое синее смещение объясняется в рамках модели, учитывающей сегрегацию In и деформационную модуляцию. Полученные результаты указывают на группировку ступеней на верхней границе. В настоящей главе основное внимание уделено оптическим методикам анализа свойств слоев InGaAs и их интерфейсов. Анализ проводился путем сопоставления экспериментально полученных на специально изготовленных структурах спектральных кривых с расчетами по простейшим теоретическим моделям. В качестве простейшего примера проведения таких оценок на рис.61 представлена зависимость положения линии фотолюминесценции для структуры с одиночной квантовой ямой и теоретическая кривая, рассчитанная для модели прямоугольной квантовой ямы. Разрыв зон на границе гетероперехода GaAs -Ino.25Gao.75As находился из сопоставления коротковолнового сдвига линии фотолюминесценции с результатами теоретического расчета, базирующегося на модели прямоугольных потенциальных ям. Видно, что использование модели прямоугольной квантовой ямы достаточно хорошо описывает сдвиг уровней размерного квантования в зависимости от толщины пленки, указывая на незначительную роль границ в формировании структуры уровней в электронно-дырочном спектре системы. Среди многообразия гетерокомпозиций многослойные структуры с двойными квантовыми ямами представляют особый интерес в связи с возможностью использования их для создания лазеров на межподзонных переходах [113].
С другой стороны, изучение таких структур является важным этапом в решении проблемы квантовых сверхрешеток [114, 115]. Интерес к ним не ослабевает уже несколько десятилетий, несмотря на трудности их создания. Образцы, выбранные нами для исследования, представляли собой селективно-легированные напряженные периодические гетероструктуры GaAs/Ino.25Gao.75As с периодом порядка 0.07р. и числом периодов до 11. В качестве активных каналов использовались двойные квантовые ямы, которые формировалась на базе гетеропары GaAs-Ino.25Gao.75As с туннельно-прозрачным нелегированным GaAs барьером. Структуры выращены методом химического осаждения из пара металлоорганики при атмосферном давлении. В качестве газа носителя использовался 1. Потоки паров ТМГ и арсина во всех опытах оставались неизменными. Для получения б-легированного слоя в GaAs в газовую смесь при отключении потока газа ТМГ добавлялся поток атомов монокристаллического кремния, распыляемого в реакторе лазерным излучением. Si является в GaAs донором. Дельта - слои отстояли от границ квантовой ямы на толщину спейсера 7 нм. Все исследованные структуры были выращены на подложках полуизолирующего GaAs (100) в НИФТИ ННГУ к.ф.-м.н. Звонковым Б.Н.
