Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Литературный обзор 13
1.1 Современные методы получения эпитаксиальных структур на основе А3В5 ' 13
1.2 Закон Вегарда и образование сверхструктурных фаз в А В 22
1.3 РІК - спектры отражения полупроводников А3В5. Фононный и плазмон — фононный резонансы 37
1.4 Выводы по главе 43
ГЛАВА 2. Объекты и методы исследования 46
2.1. Характеристики объектов по сериям ,... 46
2.2. Рентгенодифракционные методы определения параметров решетки твердых растворов в гетероструктурах на основе А3В5 48
2.2.1 Особенности дифрактометрического метода 49
2.2.2 Особенности рентгенографического метода обратной съемки 54
2.3 ИК - спектрометрия отражения 56
2.4 Атомно — силовая микроскопия (АСМ) наноструктур 62
2.5 Выводы по главе 68
ГЛАВА 3. Экспериментальные результаты рентгеноструктурных и морфологических исследований 70
3.1 Определение параметров твердых растворов с учетом упругих напряжений 70
3.2 Характер закона Вегарда в твердых расторах AlxGai.xAs 73
3.2.1 Твердые растворы AlxGai.xAs в гетероструктурах, выращенные химическим осаждением из газовой фазы металлорганических соединений 73
3.2.2 . Эпитаксиальные твердые растворы, полученные методом жидкофазной эпитаксии 76
3.3 Сверхструктурная фаза AlGaAs2 в МОС - гидридных гетероструктурах. Прецизионное определение параметров кристаллической решетки .83
3.3.1 Дифрактометрические исследования 83
3.2.2 Рентгенографические исследования. Прецизионное определение параметров 86
3.3 Результаты АСМ - исследований морфологии поверхности образцов. 89
3.4 Обсуждение результатов и выводы по главе 94
ГЛАВА 4. ИК - спектры отражения от эпитаксиальных гетероструктур AlxGa, xAs/GaAs(100) 99
4.1 Приближение однофонного резонанса для расчета спектра бинарного кристалла GaAs 99
4.2 Моделирование ИК - спектров в различных моделях. Усовершенствование модели пленка - подложка применительно к многокомпонентным системам 101
4.3 Плазмон - фононные спектры в гомоэпитаксиальных гетероструктурах. Моделирование в адиабатическом приближении и модели пленка - подложка 118
4.4 Выводы по главе 122
Заключение и выводы по диссертации 123
Литература 126
- РІК - спектры отражения полупроводников А3В5. Фононный и плазмон — фононный резонансы
- Рентгенодифракционные методы определения параметров решетки твердых растворов в гетероструктурах на основе А3В5
- Эпитаксиальные твердые растворы, полученные методом жидкофазной эпитаксии
- Плазмон - фононные спектры в гомоэпитаксиальных гетероструктурах. Моделирование в адиабатическом приближении и модели пленка - подложка
Введение к работе
Актуальность работы:
Основной тенденцией в развитии современной электроники и средств связи является использование функциональных объектов малых размеров. Так непрекращающееся развитие электронной техники требует применения элементов субмикронных и нанометровых размеров.
Уникальность свойств наноструктур определяется атомными и электронными процессами, протекающими как в самих слоях, так и на границах гетероструктур. В связи с этим в настоящее время происходят не только разработка технологий получения этих структур вместе с прецизионными методами их исследования, но и интенсивное развитие теории явлений в малых объектах, так называемых низкоразмерных системах.
Квантовые гетероструктуры можно выращивать из различных материалов, однако наиболее удачной парой являются монокристаллический GaAs и твердые растворы AlxGai.xAs. Величина х - это доля атомов алюминия, замещающих атомы галлия, обычно она изменяется в пределах от 0.15 до 0.55. Арсениды галлия и алюминия относятся к группе соединений AmBv. Если GaAs является наиболее изученным и широко применяемым материалом этой группы, то AlAs, напротив, - одно из наименее изученных соединений, что объясняется очень высокой температурой плавления AlAs (1700 С) и неустойчивостью в отношении разложения на воздухе. GaAs и AlAs имеют кристаллическую решетку сфалерита с весьма близкими значениями постоянных решетки и ионности, что обуславливает простоту выращивания AlxGai_xAs на монокристаллических подложках из GaAs и относительно высокое совершенство слоев получаемых твердых растворов. Особенностью этой системы является увеличение параметра
6 кристаллической решетки твердого раствора с увеличением содержания атомов А1, замещающих Ga в металлической подрешетке, ввиду больших размеров атомов алюминия. Гетероструктура AlxGai.xAs/GaAs имеет рассогласование решеток <0.15% и наиболее широко используется в различных устройствам и приборах.
В связи с совершенствованием технологий выращивания эпитаксиальных гетероструктур пристальное внимание у исследователей вызывают явления, связанные с возникновением упорядоченных структур в эпитаксиальных слоях твердых растворов тройных систем, которые наряду с бинарными соединениями А3В5 являются основными исходными материалами для компонентов микро и оптоэлектронных устройств.
Актуальность проблемы упорядочения связана с модификацией фундаментальных свойств полупроводниковых систем, обусловленной понижением симметрии сфалеритной структуры соединений А3В5, следствием которого является возможное изменение ширины запрещенной зоны, переход от непрямозонного к прямозонному полупроводнику, инверсному порядку следования зон, усложнению оптических спектров сверхструктурных фаз в результате снятия вырождения с состояний, соответствующих потолку валентной зоны и дну зоны проводимости.
Обзор современной литературы дает достаточно большое количество сообщений о наблюдении спонтанного упорядочения в твердых растворах III-V, однако, упорядочение в системе AlxGai_xAs для достаточно хорошо согласованных по параметрам решетки твердых растворов до сих пор остается открытым вопросом.
Цель работы: поиск возможной структурной неустойчивости эпитаксиальных твердых растворов гетероструктур AlxGai_xAs/GaAs (100), полученных различными методами, в области составов, близких к х=0.50, с образованием сверхструктурных фаз упорядочения.
Основными задачами исследования, исходя из поставленной цели, являются:
Определение характера закона Вегарда в широком диапазоне составов системы эпитаксиальных твердых растворов AlxGai.xAs, выращенных на монокристаллических подложках GaAs (100) методами МОС-гидридной и жидкофазной эпитаксии;
Исследование структурной неустойчивости в области составов с х~0.50 рентгендифракционными методами;
Получение ИК-спектров от эпитаксиальных слоев AxGa].xAs с целью выявления их особенностей при образовании областей упорядочения с образованием сверхструктурной фазы при х~0.50.
Исследование морфологии поверхности эпитаксиальных гетероструктур AlxGai.xAs/GaAs (100) методами зондовой микроскопии с использованием атомно-силового микроскопа.
Объекты и методы исследования. Для анализа были представлены образцы гетероструктур AlxGai_xAs/GaAs (100), в которых на монокристаллических подложках GaAs (100) выращены эпитаксиальные монокристаллические пленки AlxGai.xAs двумя методами: химическим осаждением из газовой фазы путем разложения металлорганических соединений (МОСГФЭ или МОС-гидридная эпитаксия) и жидкофазной эпитаксии (ЖФЭ). Исследовались также гомоэпитаксиальные образцы GaAs/GaAs (100), полученные методами МОС - гидридной эпитаксии. Кроме того, для сопоставления результатов была изучена гетероструктура Al0.5oGa0.5oAs/GaAs (100), выращенная методом ЖФЭ.
Для исследований использовались методы рентгеноструктурного анализа, ПК - спектрометрии и методы зондовой микроскопии с использованием атомно-силового микроскопа (АСМ).
Научная новизна работы: определяется тем, что впервые получены экспериментальные данные о возникновении структурной неустойчивости в гетероструктурах AlxGai.xAs/GaAs (100) с образованием при х~0.50 сверхструктурной фазы, являющейся химическим соединением AlGaAs2-Решетку обнаруженной фазы AlGaAs2 можно описать структурой InGaAs2-типа (Layered Tetragonal) с [100]-направлением упорядочения.
За счет слоевого упорядочения расположения атомов А1 и Ga в подрешетке Аз происходит так называемое тетрагональное сжатие чередующихся слоев, заполненных различными атомами Ga или А1, разделенных слоями мышьяка.
Фаза AlGaAs2 может образовывать домены и антидомены, состоящие из 10 элементарных ячеек фазы и 10 элементарных ячеек антифазы длиной 1.13 нм.
Практическое значение результатов работы определяется тем, что полученные в ходе исследований данные, могут быть использованы при создании технологии нового соединения AlGaAs2.
Разработанные методики оказываются полезными для улучшения контроля технологических процессов при создании гетеролазеров и других оптоэлектронных приборов.
На защиту выносятся следующие положения
1. В эпитаксиальных гетероструктурах AlxGai_xAs/GaAs (100), полученных химическим осаждением из газовой фазы металлорганических соединений и гидридов (МОСГФЭ) при х~0.50, обнаружена структурная неустойчивость с образованием сверхструктурной фазы упорядочения, являющейся химическим соединением AlGaAs2, с параметрами с =2а AiGaAs2=2*5.646= 11.292 А и а"=5.6532 ;
Величина тетрагонального! сжатия в направлении эпитаксиалыюго роста составляет с AiGaAs2/2a =0.997;
Области сверхструктурной фазы упорядочения AlGaAs2 проявляются в виде упорядоченного нанорельефа с периодом ~ 115 нм, кратным параметру слоистой тетрагональной фазы AlGaAs2 с =1.13 нм. Нанорельеф обусловлен образованием доменов (AlGaAs2) и антидоменов (GaAlAs2), сгруппированных в чередующиеся полосы, расположенные под углом 80 <а<Ш ввиде "паркета";
В спектре эпитаксиальной гетероструктуры AlxGai.xAs/GaAs (100) с х~0.50, выращенной методом МОСГФЭ, помимо мод колебаний, отвечающих связям Ga - As и Al - As (основным колебаниям), присутствуют еще два осциллятора с частототами со і=240 см"1 и С02=320 см"1, сдвинутыми в сторону длинных волн относительно основных колебаний, появление которых связано с возникновением фазы упорядочения АЮаАвг; 5. Появление интерференционных мод в областях 280-350 см'1, ИК -спектра отражения МОС-гидридной эпитаксиальной гетероструктуры AlxGai.xAs/GaAs (100) с х~0.50 обусловлено периодической структурой нанорельефа в областях упорядочения гетероструктуры с периодом нанорельефа 115 нм.
Личный вклад автора. Постановка задачи и определение направлений исследований осуществлялись д.ф.-м.н., профессором Домашевской Э.П. Автором лично проведены все рентгеноструктурные исследования. Автором проведены расчеты всех экспериментально полученных данных. Разработана методика цифрового представления информации при фотографической регистрации рентгенограмм. Усовершенствована методика проведения дисперсионного анализа в модели пленка - подложка с применением современных программных средств, по которой проведено моделирование всех экспериментальных ИК - спектров гетероструктур. Обсуждение результатов проведено совместно с д.ф.-м.н., профессором Э.П.Домашевской.
ИК - спектры отражения получены автором совместно с доцентом Лукиным А.Н. в "Центре коллективного пользования ВГУ" (ЦКПНО ВГУ).
Исследования поверхности поверхности с использованием атомно-силового микроскопа проведены к.ф.-м.н. Гречкиной М.В. в лаборатории наносистем ЦКПНО ВГУ.
Образцы гетероструктур AlxGai.xAs/GaAs (100) получены в Санкт-Петербургском Физико-Техническом институте им. А.Ф. Иоффе.
Апробация работы
Материалы диссертационной работы докладывались и обсуждались на Всероссийской конференции "Физико-химические процессы в конденсированном состоянии и на межфазных границах" (ФАГРАН-2004) (Воронеж, 2004г.), V Международной конференции "Релаксационные явления в твердых телах" (Воронеж, 2004г.), IV Международной научной конференции «Химия твердого тела и современные микро- и нанотехнологии», (Кисловодск, 2004г.), 10-й Всероссийской научной конференции студентов физиков и молодых ученых ВНКСФ-10 (Екатеринбург-Москва, 2004г.), Шестой всероссийской молодежной конференции по физике полупроводников и полупроводниковой опто- и наноэлектронике (Санкт-Петербург, 2004 г.), Всероссийской конференции молодых ученых по "Полупроводниковым, диэлектрическим и магнитным материалам: ПДММ - 2004" (Владивосток, 2004 г.), 3-ей международной научно-технической конференции «Информатизация процессов формирования открытых систем на основе САПР, АСНИ, СУБД и систем искусственного интеллекта (ИНФОС - 2005) (Вологда, 2005г.), European Conference on Applications of Surface and Interface Analysis ECASIA'05
11 (Vienna, 2005), 5-я международной конференций "Химия твердого тела и современные микро и нанотехнологии" (Кисловодск, 2005г.), Четвертом международном междисциплинном симпозиуме "Фракталы и прикладная синергетика "ФиПС-2005"" (Москва, 2005г.), Седьмой всероссийская молодежная конференция по физике полупроводников и полупроводниковой опто- и наноэлектронике (Санкт-Петербург, 2005г.), 9-й конференции студентов, аспирантов и молодых ученых по физике полупроводниковых, диэлектрических и магнитных материалов (ПДММ — 2005, Владивосток), Международном симпозиуме " Нанофизика и наноэлектроника-2006" (Нижний Новгород, 2006г), 10-й конференции студентов, аспирантов и молодых ученых по физике полупроводниковых, диэлектрических и магнитных материалов (ПДММ - 2006, Владивосток).
Публикации
Материалы диссертации опубликованы в 19 печатных работах, цитируемых по ходу изложения диссертации, из которых 5 статей, опубликованных в центральной Российской печати и 1 статья в зарубежном журнале.
Объем и структура диссертации. Диссертация состоит из введения и четырех глав с заключением и выводами, изложенных на 133 страницах печатного текста, включая 43 рисунка, 14 таблиц и список литературы на 86 наименований.
В первой главе на основании литературных данных дается обзор современных методов получения эпитаксиальных слоев на основе соединений А3В5 и, в частности, эпитаксиальных гетероструктур AlxGai_ xAs/GaAs. Рассматриваются основные методы эпитаксии: молекулярно - лучевая, МОС - гидридная, жидкофазная. Приведены литературные данные относительно кристаллической структуры, РІК - спектров отражения и морфологии поверхности твердых растворов AlxGai.xAs. Проведен детальный анализ явления возникновения упорядоченных сверхструктур в различных эпитаксиальных слоях и твердых растворах AlxGai_xAs.
Во второй главе описаны представленные к анализу образцы и методики исследования их кристаллической структуры, получения РІК -колебательных спектров отражения и исследования морфологии поверхности исследуемых наноструктур. Приводится разработанная автором методика цифрового представления информации при фотографической регистрации рентгенограмм.
В третьей главе, основываясь на данных, полученных методами рентгеновской дифракции, подтверждается линейный характер Закона Вегарда. Обсуждается явление возникновения областей упорядочения на поверхности образца AlxGai_xAs/GaAs (100) с х~0.50 в твердом растворе, выращенного методом МОСГФЭ, которые проявляются в виде упорядоченного нанорельефа. Они подтверждают данные о существовании сверхструктурной фазы AlGaAs2 с кристаллической решеткой InGaAs2-Tnna (Layered Tetragonal), обнаруженной рентгеновскими методами.
В четвертой главе приводится усовершенствованная методика проведения дисперсионного анализа ИК - спектров отражения по модели пленка -подложка с помощью новейших программных средств. Обсуждаются особенности в характере оптических спектров отражения исследуемых гетероструктур в области однофононного резонанса.
РІК - спектры отражения полупроводников А3В5. Фононный и плазмон — фононный резонансы
Развитие современного производства полупроводниковых приборов требует интегрирования большого числа различных элементов. Создание таких приборов требует управляемого осаждения и производства материалов различного типа: металлов, полупроводников и диэлектриков [1].
Работы по исследованию искусственно созданных полупроводниковых гетероструктур были инициализированы идеей о создании периодической структуры из чередующихся тонких слоев, высказанной в 1962 Л.В. Келдышем [2]. Идея гетероструктур возникла при изучении возможных проявлений резонансного тунелирования через двойные и более сложные потенциальные барьеры [3]. Если характерные размеры полупроводниковых наноструктур сделать меньшими, чем длина свободного пробега электронов, то при наличии почти идеальных гетерограниц вся электронная система перейдет в квантовый режим с пониженной размерностью.
С самого начала стало ясно, что изготовление подобной кристаллической структуры из сверхтонких слоев является необычайно сложной задачей. Тем не менее, непрерывный прогресс таких методов тонкопленочной технологии, как молекулярно-лучевая эпитаксия (МЛЭ или МВЕ), химического осаждения из газовой фазы металлорганических соединений и гидридов (МОСГФЭ или MOVPE) и жидкофазная эпитаксия (ЖФЭ или LPE) сделали возможным создание в системе типа GaAs — AlxGai_xAs с хорошо согласующимися постоянными решетки высококачественных гетероструктур, имеющих требуемый профиль потенциала и распределение примесей, контролируемые с точностыо до постоянной решетки толщины слоев и фактически бездефектные границы раздела. Осаждаемые атомы в процессе эпитаксиального роста выстраиваются на выращиваемой поверхности, связываясь с исходными атомами на подложке. Атомное строение подложки определяет последующее строение атомов в выращиваемой пленке, получившаяся пленка является прямым продолжением атомной структуры монокристаллической подложки. В основном, поскольку пленка повторяет подложку, эпитаксиальная пленка является настолько же структурно совершенной и свободной от дефектов, как и сама подложка. Поскольку тип осаждаемых атомов может быть изменен во время процесса осаждения, состав выращиваемых пленок может быть управляемым в процессе выращивания во время осаждения. Многие технологии осаждения позволяют получать многослойные эпитаксиальные структуры, в которых толщина отдельных слоев составляет менее нанометра, и границы раздела между слоями в значительной степени являются атомарно резкими.
Рост эпитаксиальных пленок происходит на монокристаллической поверхности. Эта поверхность может состоять из такого же материала, как при эпитаксиальном выращивании Si на подложке Si, или поверхности другого материала, как при выращивании AlxGai.xAs на GaAs. Во всех случаях состав, химическая связь и структура поверхности играют главную роль в определении основных характеристик процесса эпитаксиального выращивания. Скорость роста, электронные свойства и структура пленки определяются химическими реакциями и физическими процессами, происходящими на фронте роста.
Гетероэпитаксиальное выращивание сложных полупроводников, таких как AlxGai_xAs/GaAs и InxGai.xAsyPi_y/InP является одной из наиболее развитых технологий гетероэпитаксиального выращивание. Квантовые ямы, оптические квантовые генераторы, транзисторы с высококачественными гетеросоединениями и многослойные фотодетекторы являются изделиями, основанными на гетероэпитаксиальном выращивании [4].
Имеется несколько основных технологий, которые используются при создании эпитаксиальных слоев. Выбор определенной технологии выращивания сильно зависит от используемых материалов и от заданной структуры устройства, в котором будут использоваться эпитаксиальные слои.
Жидкофазная эпитаксия (ЖФЭ) была впервые продемонстрирована Нельсоном (1963) и использовалась для осаждения большого числа материалов, включая полупроводники III-V и II-VI и магнитные гранаты [5]. Гибкая природа ЖФЭ и возможность производства материалов высокой чистоты использовалась для производства первых электронных и оптических приборов.
ЖФЭ выращивание происходит путем осаждения желаемого материала из перенасыщенного раствора на подложку. В противоположность МОСГФЭ и МЛЭ, ЖФЭ происходит очень близко к равновесию в окружении, обогащенном элементами III группы. Элемент раствора обычно является составляющим осаждаемого соединения третьей группы (Ga или In); в некоторых случаях в качестве растворителя используются другие тугоплавкие металлы, такие как Sn, Bi, или РЬ. В литературе описаны три основных вида ЖФЭ: наплавка, погружение и скольжение (протаскивание). Широкое распространение получил только последний вариант ЖФЭ.
Преимущества ЖФЭ включают относительно простое и недорогое оборудование, высокую эффективность использования исходных материалов и возможность производить материалы большого диапазона толщин с высокой чистотой и высокой оптической эффективностью. В дополнение, ЖФЭ является почти равновесной техникой. Скорость выращивания сильно зависит от ориентации подложки, что дает уникальную возможность рекристаллизации и сглаживания шаблонных подложек. Эти преимущества сделали ЖФЭ общей техникой осаждения для ряда материалов, когда очень важна низкая стоимость, наряду с производством погруженных гетероструктур и лазеров, чему способствует возможность рекристаллизации ЖФЭ. Слабой стороной ЖФЭ является невозможность вырастить управляемым способом очень тонкие слои особого состава, необходимые для электронных приборов на гетероструктурах. Скорость выращивания в ЖФЭ обычно выше, чем при химическом осаждении из газовой фазы металлоорганических соединений (МОСГФЭ) или молекулярной лучевой эпитаксии (МЛЭ), что ограничивает возможность ЖФЭ в производстве очень тонких слоев, поскольку управление толщинами слоев не такое хорошее, как в других техниках. Т.к. ЖФЭ является почти равновесной техникой, не все материалы могут быть выращены путем использования этой техники. Существующие границы растворимости для некоторых составов тройных и четырехкомпонентных материалов препятствуют их осаждению путем ЖФЭ из-за фазового разделения во время выращивания. Наконец, недостаточно хорошая поверхность, как при применении МЛЭ, опять-таки препятствует использованию ЖФЭ для выращивания приборов определенной структуры. Таким образом, для более сложных приборов, которые имеют квантовые ямы, сверхрешетки и т.п., наиболее часто предпочтение отдается МЛЭ.
Наибольшей проблемой ЖФЭ является получение гладкой планарной поверхностной морфологии на больших площадях [6]. Поверхностная подвижность при почти равновесном процессе является большой, и соответственно, скорости слоистого роста высоки. В результате поверхностная морфология оказывается очень чувствительной к ориентации подложки, природе и числу дефектов на подложке и условиям начального зарождения при выращивании.
Рентгенодифракционные методы определения параметров решетки твердых растворов в гетероструктурах на основе А3В5
А далее, при продвижении вглубь пленки термодинамически стабильная структура возвращается либо к двухфазной системе с разделением фаз [29], (если пленка некогерентна) или к упорядоченной структуре халькопирита [30] (если в пленке имеется когерентность). Таким образом, для того, чтобы упорядоченная структура, стабильная на поверхности, могла распространяться глубоко в толщу пленки (преимущественным образом но отношению к распаду твердого раствора на отдельные фазы или к упорядочению по типу халькопирита), необходимо допустить, что, если пленку покрыть несколькими монослоями попадающих на нее атомов, то упорядоченная структура как бы «вмерзает» в пленку. То есть, если причина упорядочения атомов вблизи поверхности имеет термодинамическую природу, ее продвижение внутрь, в толщу пленки управляется кинетикой роста упорядоченной структуры [25].
Что же особого в этих упорядоченных трехмерных конфигурациях? Оказывается, что некоторые из них (например, RH1) имеют уникальное топологическое свойство - они обладают достаточными степенями свободы в своей структуре, чтобы подстроиться под любую (в частности, «идеальную») длину связи и угол связи. Таким образом, среди всех возможных 2N конфигураций структуры, приведенные в Таблице 1, представляют собой конфигурации с наименьшей энергией механических напряжений в семействе структур типа адамантина [25].
Идентификация этих особых структур имела два следствия. Первое - это означало, что объемные кристаллы твердого раствора со статистическим замещением могут понижать свою энергию за счет развития упорядочения в ближнем окружении (так называемая «антикластеризация» [29]) особых форм, которые воспроизводят локальные атомные конфигурации в специфических структурах. Это предположение еще должно пройти экспериментальную проверку (например, методом диффузного рассеяния). Второе — если распад на две фазы в объеме кристалла замедляется (например, за счет когерентных напряжений), в кристаллической структуре твердого раствора может развиваться дальнодействующее упорядочение, что можно видеть из рис. 5. Эти предположения также требуют экспериментальных подтверждений.
Было отмечено [31], что сверхструктуры дальнего порядка часто встречаются в упорядоченных сплавах благородных металлов, имеющих гранецентрированную кубическую решетку. Классическим примеров является известная сверхструктура CuAu II в системе сплавов медь - золото. На рис. 6 приведена фазовая диаграмма этой системы [32].
При эквиатомном составе сплав CuAu при высоких температурах является разу поряд оченным. При низких температурах этот сплав образует сверхрешетку, называемую обычно CuAu I. Между этими фазами находится область существования сверхрешетки дальнего порядка CuAu П. Элементарные ячейки этих двух упорядоченных структур показаны на рисунке 7. CuAu I - является правильной сверхрешеткой в гранецентрированной кубической решетке и обладает тетрагональной симметрией (с/а 0.92), образованной чередующимися слоями атомов Си и Аи. Элементарная ячейка структуры CuAu II содержит элементарные ячейки структуры CuAu I, расположенные в направлении, перпендикулярном оси с так, что после каждых пяти ячеек атомный слой меняется, причем возникает сверхпериодичность в направлении Ь. Это делит элементарную ячейку на два антифазных домена, и длину элементарной ячейки обычно отождествляют с размером одного из этих доменов. Для случая сверхрешетки CuAu II, показанной на рис. 7, размер домена М=5, т.к. в одном домене заключены пять элементарных ячеек типа CuAu I.
В тонких пленках существует устойчивая тенденция к установлению оси с перпендикулярно плоскости пленки. Однако это не исключает существоаания двух типов областей CuAu II в перпендикулярном направлении. Поэтому дифракционные пятна сверхрешетки расщепляются в ортогональных направлениях, а не просто в одном направлении. Это легко видеть на рис. 8, где показана электронная микрофотография структуры CuAu II. Чередующиеся линии на фигуре представляют антифазные границы доменов; расстояние между линиями составляет примерно 20 А, что равно длине одного домена для эквиатомного состава CuAu. На рис. 7 отчетливо видно, что упорядоченные области CuAu II ортогональны друг другу [25].
Обзор современной литературы дает достаточно большое количество сообщений о четком наблюдении спонтанного упорядочения в твердых растворах III-V: в работе [33] (при жидкофазной эпитаксии (ЖФЭ) - InGaAs), в работе [34] при осаждение металлоорганических соединений из газовой фазы (МОСГФЭ) - GaAsSb, в работе [35] при эпитаксии из взвешенного пара -InGaAs; и GalnP в работе [36], а также при получение твердых растворов AHnAs методом молекулярно-лучевой эпитаксии (МЛЭ).
Обзор современной литературы дает достаточно большое количество сообщений о четком наблюдении спонтанного упорядочения в твердых растворах III-V: в работе [33] (при жидкофазной эпитаксии (ЖФЭ) - InGaAs), в работе [34] при осаждение металлоорганических соединений из газовой фазы (МОСГФЭ) - GaAsSb, в работе [35] при эпитаксии из взвешенного пара-InGaAs; и GalnP в работе [36], а также при получение твердых растворов AlInAs методом молекулярно-лучевой эпитаксии (МЛЭ). Однако, упорядочение в системе AlxGai_xAs для хорошо совмещенных по параметрам решетки соединений до сих пор остается самым дисскусионным случаем.
Эпитаксиальные твердые растворы, полученные методом жидкофазной эпитаксии
Таким образом, к анализу представлены три серии образцов AlxGai.xAs/GaAs (100), полученные двумя разными методами: химическим осаждением из газовой фазы металлорганических соединений и гидридов (МОСГФЭ) и жидкофазной эпитаксией (ЖФЭ). Исследуемые структуры имеют различные концентрации атомов алюминия и галлия в металлической подрешетке твердых растворов AlxGai.xAs и толщины эпитаксиальных пленок, задаваемые в зависимости от метода при росте: тонкие (до 1 мкм) при МОСГФЭ и более толстые при ЖФЭ. Кроме того, пять образцов были выращены гомоэпитаксиально с тем, чтобы проверить качество формируемых методом МОС-гидридной эпитаксии слоев. И одна структура -Alo.50Gao.50As/GaAs (100), полученная методом жидкофазной эпитаксии, с толстым эпитаксиальным слоем твердого раствора 30 мкм, для сравнения полученных результатов с литературными данными работы [41].
Исследование структурных особенностей полученных гетероструктур проводилось с использованием рентгендифракционных методов: с использованием дифрактометров и камеры рентгеновской обратной съемки. Основное преимущество дифрактометрической регистрации при определении периодов - возможность построить профиль распределения интенсивности линии по углу 9, что просто необходимо при изучении изменения параметров кристаллической решетки той или иной фазы. Кроме того, использование дифрактометров позволяет полностью автоматизировать процесс измерения интенсивностей. Для точных же измерений межплоскостных расстояний и постоянной решетки поликристаллических тел пользуются камерами обратной съемки, несомненным преимуществом которых является возможность получать и исследовать рентгеновские дифракционные линии, которые невозможно регистрировать с помощью дифрактометра в силу его технических характеристик и которое соответствуют большим брэгговским углам 0. Кроме того, в виду достаточно большой толщины пленок, с помощью ИК-спектрометра Specord 82М, изучены особенности ИК-решеточных спектров отражения гетероструктур AlxGai_xAs/GaAs (100) в области однофононного резонанса. РІК - спектроскопия широко используется для определения качественного и количественного состава вещества, тонких решеточных свойств и оценки структурного качества эпитаксиальных пленок, позволяет судить не только о молекулярном составе вещества, но и о внутренних напряжениях в его решетке, к которым данный метод является очень чувствительным.
Методом зондовой микроскопии, используя атомно-силовой микроскоп Femtoscan — 001 определены особенности морфологии эпитаксиальных пленок AlxGai_xAs, полученных двумя различными методами. Использование атомно-силового микроскопа дало возможность увидеть атомную структуру поверхности, что порой просто необходимо, при изучении объектов с наноструктурированным рельефом поверхности.
Как известно, гетероструктура AlxGai.xAs/GaAs имеет рассогласование решеток 0.15% и наиболее широко используется в различных устройствам и приборах [10]. При выращивании тонких гетероэпитаксиальных слоев на массивной подложке рассогласование постоянных решеток в ряде случаев не приводит к генерации дислокаций несоответствия, но происходит однородная упругая деформация эпитаксиалыюго слоя в плоскости, параллельной гетерогранице [70]. В этом случае для определения постоянной решетки твердых растворов av с учетом упругих напряжений в гетероэпитаксиальном слое методами рентгеновской дифракции измеряют перпендикулярную и параллельную ее составляющие а и а". И в соответствии с теорией упругости эта постоянная может быть рассчитана как в [21].
В нашей работе для вычисления постоянной решеток твердых растворов коэффициенты Пуассона были взяты из литературных данных: VAIAS=0.255 [20, 21], VcaAs=0-312 [71]. При этом экспериментально определяемыми величинами оказывались лишь составляющие а постоянной решетки гетероэпитаксиальных структур, соответствующие измеренным величинам d . При исследовании профилей дифракционных линий от многокомпонентных образцов случается так, что рентгеновские линии от разных фаз накладываются друг на друга. Такое явление, например, имеет место в том случае, когда исследуемый образец - эпитаксиальная гетероструктура твердого раствора замещения AlxGai_xAs выращена на подложке монокристалла GaAs (100). Т.к. атомные радиусы Ga и А1 мало отличаются друг от друга, параметры кристаллических сфалеритных решеток GaAs и AlxGai.xAs также отличаются незначительно. Особенно малые изменения параметров следует ожидать в эпитаксиальных твердых растворах с небольшим содержанием А1.
На рис. 21 приведен профиль дифракционной линий (400) от МОС-гидридной гетероструктуры с относительно небольшим содержанием алюминия: х=0.16. Из рисунка видно, что дифракция от эпитаксиалыюго слоя AlxGai.xAs с малым х практически сливается с дифракцией от подложки GaAs(100) и предстает в виде одного Ка -дублета с искаженными линиями, форма которых отличается от дисперсионных линий Каї -дублета монокристаллической подложки, поскольку представляет результат наложения двух Ка1 2-дублетов.
Плазмон - фононные спектры в гомоэпитаксиальных гетероструктурах. Моделирование в адиабатическом приближении и модели пленка - подложка
По данным, полученным дифрактометрическим и фотографическим методами рентгеноструктурного анализа, постоянная кристаллической решетки монокристаллической пластины GaAs (100) а=5.654 А практически совпадает с значением, приведенным на сайте ФТИ им. А.Ф. Иоффе [18] с учетом погрешности эксперимента. Точное измерение постоянной решетки GaAs играет особое значение, т.к. данный параметр является реперной точкой при проведении дальнейших расчетов, и, кроме того, постоянство измеренного параметра для всех образцов свидетельствует о хорошей воспроизводимости результатов эксперимента. Наиболее точно постоянная решетки GaAs(lOO) была измерена нами рентгенографическим методом обратной съемки линии (711) и составила 5.6532 ±0.0001 А. Данное значение совпадает с приведенным в [18].
Что касается закона Вегарда, то для эпитаксиальных гетероструктур AlxGai.xAs/GaAs (100), выращенных двумя методами (МОС - гидридной и жидкофазной эпитаксией), рассчитанная с учетом упругих напряжений постоянная решетки av твердых растворов различных составов, для всех гетероструктур удовлетворяет линейному характеру зависимости параметра решетки от состава твердого раствора в системе AlAs-GaAs, приведенного в [18] (см. рис. 23 и 25), однако, для МОГФЭ образцов наилучшим образом.
Кроме того, при разложении дифрактометрической линии (400) для образцов ЕМ49 и ЕМ135 и рентгенографической линии (711) для образца ЕМ 135 на компоненты обнаружено появление дифракционных линий от неизвестной фазы с параметром решетки а=5.649 А меньшим, чем параметр GaAs5.6532A[72].
До наших исследований в литературе отмечалось возможное образование сверхрешеток в пленках AlxGai_xAs при х=0.25-0.75, выращенных на подложках GaAs (ПО) [24, 38, 39]. Возникающая в нашем случае упорядоченная структура может иметь тетрагональную симметрию, аналогичную структуре сплава CuAu I [38, 39]. Однако анализ полученных нами результатов эпитаксии твердых растворов с х 0.50 на подложках GaAs (100) позволяет сделать заключение о том, что обнаруженная нами неизвестная фаза представляет собой химическое соединение AlGaAs2 и является сверхструктурой к решетке сфалерита, которую имеют как GaAs, AlAs, так и твердый раствор AlxGai.xAs. Решетку обнаруженной фазы упорядочения AlGaAs2 можно описать структурой InGaAs2nna (Layered Tetragonal) [25] с [100]-направлением упорядочения. В этой структуре элементарная ячейка соответствует двум ячейкам типа сфалерита, поставленным друг на друга вдоль оси с. Отношение с/2а, наблюдаемое в фазах с данной структурой, может быть как больше, так и меньше единицы [75]. Уменьшение параметра решетки у обнаруженной нами сверхструктуры AlGaAs2 объясняется тем фактом, что в идеальном твердом растворе AlxGai. xAs распределение атомов А1 и Ga в подрешетке металла происходит статистическим образом, и параметр решетки в твердом растворе представляет собой среднюю величину периода кристаллической решетки для множества ячеек. В случае же сверхструктуры образуется химическое соединение AlGaAs2, и происходит так называемое тетрагональное сжатие чередующихся слоев, заполненных только атомами Ga или А1. В результате за счет слоевого упорядочения расположения атомов А1 и Ga в подрешетке А3 параметр с =2а AiGaAs2=l 1.292 А 2а Aio.50Gao.50As=l 1.322 А. При этом параметр с направлен по нормали к плоскости (100), т.е. тетрагональное сжатие элементарной ячейки происходит в направлении роста эпитаксиалыюй пленки и составляет величину С AlGaAs2 /2а A10.50Ga0.50As =0.997 1 в области упорядочения.
Соотношение интенсивностей Ка г-дублетов сверхструктурной фазы AlGaAs2 и твердого раствора у отражений (400) и (711), свидетельствует о значительном объеме (-15%) областей упорядоченного твердого раствора Alo.50Gao.50 As с образованием сверхструктурной фазы AlGaAs2 в эпитаксиальных гетероструктурах с х 0.50.
По данным, полученным из атомно - силовой микроскопии, области упорядочения, обнаруженные на поверхности МОС - гидридного образца с х-0.50 в твердом растворе, проявляются в виде упорядоченного нанорельефа с периодом - 115 нм, кратным параметру с слоистой тетрагональной фазы AlGaAs2- Обнаруженные нами области упорядоченного нанорельефа мы связываем с областями существования сверхструктурной фазы AlGaAs2 с кристаллической решеткой InGaAs2-rana (Layered Tetragonal) и параметрами ау=5.6532 и с =11.292 .
Следует обратить внимание, что величина параметра с 1.13 нм кратна периоду поверхностного упорядочения нанорельефа п 115 нм, что является одним из характерных признаков самоорганизованных структур [31]. На рис. 36 приведены два возможных варианта расположения атомных слоев в элементарной ячейке соединения AlGaAs2- В первом варианте (рис. 36, слева) верхний, средний и нижний слои занимают атомы алюминия, в то время как в промежутке между ними находятся слои галлия. И те и другие разделены друг от друга слоями мышьяка, образующими с атомами металла верхнего и нижнего слоя ковалентно - ионные связи. В этом случае мы имеем фазу AlGaAs2. Во втором варианте (рис. 36, справа) атомы двух металлов располагаются с точностью до наоборот. Т.е. атомы алюминия располагаются в промежуточных слоях, а атомы галлия содержатся в верхнем, среднем и нижнем слоях. И таким образом образуется противофаза GaAlAs2.
