Содержание к диссертации
Введение
Глава 1 Особенности МПЭ гетерострукур на основе антимонидов и арсенидов металлов третьей группы (литературный обзор) 12
1.1. Метод эпитаксии из молекулярных пучков 12
1.2. Термодинамическая модель метода МПЭ 21
1.2.1. Основные закономерности МПЭ бинарных полупроводников 22
1.3. Особенности МПЭ многокомпонентных твердых растворов с разными анионами 31
1.4. Лазерные гетероструктуры среднего ИК-диапазона на основе антимонидов металлов Ш-ей группы 35
Глава 2 Термодинамическая устойчивость многокомпонентных твердых растворов 46
2.1, Анализ термодинамической устойчивости GalnAsSb 49
2.1.1. Модель регулярного раствора 49
2.1.2, Модель "дельта параметра решетки" 61
2.2. Анализ термодинамической устойчивости твердых растворов AIGaAsSb и AlInAsSb 63
Глава 3 Аппаратное обеспечение установки МПЭ и методы диагностики 69
3.1. Установка МПЭ 69
3.1.1. Измерение и контроль температуры подложки при МПЭ 72
3.1.2. Методы in situ и ex situ диагностики эпитаксиальных слоев 74
3.1.3. Особенности конструкции крекинговых и клапанных источников. 79
3.2. Оптимизация режимов работы крекингового источника Sb 81
Глава 4 МПЭ многокомпонентных твердых растворов AIGaAsSb и AlInAsSb 88
4.1. Термодинамический анализ МПЭ многокомпонентных твердых растворов 88
4.2. Подготовительные этапы МПЭ и предварительные калибровки 93
4.3. Особенности МПЭ твердых растворов AlGaAsSb 96
4.4. Неконтролируемое встраивание сурьмы в слои InAs 109
4.5 Особенности эпитаксии твердого раствора AlInAsSb с составами вблизи границы области несмешиваемости 113
Глава 5. Наногетероструктуры с квантовыми точками InSb/InAs 120
5.1. Особенности МПЭ и структурные свойства CMC вставок InSb в матрице InAs(Sb) 120
5.2. Люминесценция и электронные свойства CMC InSb 132
5.3. Особненности осаждения и структурные свойства КТ InSb с толщинами более 1 МС 143
5.4. Гибридные AlJtGai.JCAsySb|.y'InAs/MgjCCdi JfSe гетер оструктуры инжекционных лазеров среднего ИК диапазона с КТ InSb в активной области 149
Заключение 155
Цитируемая литература 158
Работы, вошедшие в диссертацию 177
Благодарности 180
- Особенности МПЭ многокомпонентных твердых растворов с разными анионами
- Анализ термодинамической устойчивости твердых растворов AIGaAsSb и AlInAsSb
- Оптимизация режимов работы крекингового источника Sb
- Подготовительные этапы МПЭ и предварительные калибровки
Введение к работе
АКТУАЛЬНОСТЬ ПРОБЛЕМЫ.
В последние несколько десятилетий оптоэлектроиика активно осваивает среднюю инфракрасную (ИК) область спектра (3-5 мкм), что является принципиально важным как для решения глобальных экологических задач, связанных, прежде всего, с мониторингом состояния окружающей среды и контролем процессов промышленного производства, так и для медицинских, военных и др. целей [1]. В этот спектральный диапазон попадает большинство линий поглощения природных и промышленных газов, а также окна атмосферной прозрачности. Для большинства практических применений требуются перестраиваемые одномодовые лазеры, способные работать в непрерывном режиме при комнатной температуре. Возрастающие требования, предъявляемые к оптоэлектронным устройствам, стимулируют поиск и разработку технологии новых материалов и гетероструктур.
На сегодняшний день успешно реализованы полупроводниковые светоизлучающие оптоэлектронные приборы, работающие при комнатной температуре, в диапазоне длин волн вплоть до 3 мкм на основе гетероструктур многокомпонентных твердых растворов AIGaAsSb/GalnAsSb первого типа [2]. Пионерские работы по созданию лазеров на основе этих материалов были выполнены П.П.Елисеевым, М.Г. Мильвидским, Л.М. Долгиповым и др. [3.4J. Однако длина волны Х- 3 мкм близка к предельно достижимой для лазерных гетероструктур структур подобного типа и реализована лишь при импульсной инжекционной накачке. Для диапазона длин волн 3-30 мкм в настоящее время созданы и достаточно широко используются при температурах менее 220К полупроводниковые лазерные диоды (ЛД) на основе халькогеиидов свинца [5]. Однако малая теплопроводность не позволяет достичь в таких структурах мощностей излучения, требуемых для большинства практических применений. За последние несколько лет принципиальная достижимость диапазона 3-5 мкм была продемонстрирована квантово-каскадными лазерами на основе AIInAs/GalnAs па
InP и AlSb/InAs [6]
Однако наиболее перспективными материалами для перекрытия диапазона длин волн Л, = 3-5 мкм, обеспечивающими достаточную мощность излучения, на настоящий момент представляются диодные лазерные структуры с гетеропереходами II типа на основе соединений А3В5. Развитию этого направления в немалой степени способствовал значительный прогресс в области молекулярно-пучковой эпитаксии (МПЭ), которая позволяет прецизионпо управлять энергетическими и геометрическими параметрами псевдоморфных гетероструктур на уровне одного моноатомного слоя (МС). Только благодаря возможности МПЭ получать резкие бездефектные гетерограницы и контролировать тип химических связей на интерфейсах в гетеропереходах, не имеющих общих атомов, (типичный пример— гетеропара GaSb/InAs) в гетероструктурах на основе сверхрешеток II типа удалось продемонстрировать лазерную генерацию в импульсном режиме при инжекционной накачке в широком спектральном диапазоне (3-5 мкм), однако лишь при температурах существенно ниже комнатных.
Своеобразным прорывом, послужившим началом нового этапа интенсивного изучения гетероструктур на основе гетеропереходов II типа, стало использование структур с так называемым W-образпым сопряжением зон, обеспечивающим максимальное перекрытие электронных и дырочных волновых функций. Полученные к настоящему времени лазерные гетероструктуры с активной областью на основе W-сопряженных квантовых ям (КЯ) показали генерацию при температуре 200 К на длине волны Л = 3.25 мкм при непрерывной инжекционной накачке [7, 8], а при импульсной — вплоть до X = 4 мкм при температуре свыше 300 к.
За счет прецизионного зонного конструирования лазеров, использующих W-образные КЯ в качестве активных элементов, удалось в существенной степени снизить безызлучательные потери на Оже-рекомбипацшо и внутризонное поглощение, характерные для узкозонных соединений А3В5. Однако предложенная конструкция не является оптимальной для ЛД как с точки зрения выбора материалов составляющих слоев, так и сложности технологической реализации сильно напряженных W-КЯ. Кроме того, специфика зонной структуры используемых в ЛД соединений на основе арсенидов и антимонидов III группы с параметром решетки -6.1 А приводит к значительным токовым утечкам через р-п переход, возникающим вследствие недостаточного электронного ограничения дырок в активной области гетероструктур. Подобного недостатка лишены асимметричные гибридные гетероструктуры на основе соединений А3В5/А2В6. Недавно в гибридных структурах ЛД с объемным слоем InAs в качестве активной области была продемонстрирована возможность получения лазерной генерации в импульсном режиме при температуре 60 К на длине волны }. = 2.775 мкм [9]. Однако использование слоя InAs в качестве активного элемента и, как следствие, сильные потери на Оже-рекомбинацию и внутризонное поглощение не позволили реализовать очевидные преимущества гибридных гетероструктур. Поиск новых решений и развитие технологии МПЭ новых материалов и низкоразмерных структур, позволяющих улучшить характеристики лазерных структур, например, взяв за основу сочетание активной области с W-образньш сопряжением зон и гибридной гетероструктуры ЛД, остается одной из важнейших задач современной полупроводниковой оптоэлектроники среднего ИК диапазона.
Настоящая диссертационная работа посвящена исследованию физико-химических аспектов технологии МПЭ, а также разработке конструкции и исследованию структурных и оптических характеристик кваптово-размерных наноструктур на основе антимонидов и арсенидов металлов III группы, используемых для создания оптоэлектронных приборов, излучающих в среднем ИК диапазоне 3-5 мкм. ЦЕЛИ И ЗАДАЧИ РАБОТЫ.
Цель работы заключалась в проведении теоретического и экспериментального исследования закономерностей роста и легирования методом МПЭ узкозонных полупроводниковых соединений А3В5 и наногетероструктур на их основе, пригодных для реализации высокоэффективных излучателей среднего ИК диапазона (3-5 мкм) с W-образным сопряжением зон, и исследовании их структурных, фото- и электролюминесцентных характеристик.
Для достижения поставленной цели в ходе работы решались следующие основные задачи: изучение закономерностей МПЭ гетерогенных систем AIInAsSb и AIGaAsSb, как на подложках InAs, так и GaSb, и поиск методов прецизионного управления составом твердых растворов и контроля параметров технологического процесса при МПЭ этих многокомпонентных твердых растворов; отработка режимов МПЭ твердых растворов AIGaAsSb и AIInAsSb, изопериодных подложкам InAs и GaSb, обеспечивающих получение эпитаксиальных слоев с низкой плотностью дефектов, совершенной морфологией поверхности и заданным уровнем легирования в широком диапазоне концентраций алюминия; исследование закономерностей встраивания молекул сурьмы в зависимости от молекулярного состава пара при МПЭ твердых растворов AIGaAsSb, AIInAsSb и InAsSb при различных режимах роста и типах используемых молекулярных источников элементов V-ой группы; теоретический анализ и экспериментальное исследование термодинамической устойчивости твердых растворов на основе арсенидов и антимонидов металлов Ш-ей группы, включающий изучение оптических и структурных свойств твердых растворов AIInAsSb с составами, попадающими внутрь области несмешиваемости; изучение особенностей и апробация новых режимов МПЭ напряженных наноструктур InSb/In(As,Sb) с квантовыми точками (КТ), поиск методов формирования как субмонослойных (CMC) вставок InSb, так и наноструктур с номинальной толщиной вставки более одного МС; исследование морфологии, электронного спектра и оптических свойств массивов КТ InSb в In(As,Sb) матрице в суб- и экстра-мопослойном диапазонах номинальных толщин InSb; анализ энергетических диаграмм, зонное конструирование и разработка оптимизированной конструкции лазерных диодов с InSb/In(As,Sb) КТ в активной области, излучающих в среднем ИК диапазоне; создание опытных образцов лазерных и светодиодных квантово-размериых гетероструктур для среднего ИК диапазона (3-5 мкм).
НАУЧНАЯ НОВИЗНА И ПРАКТИЧЕСКАЯ ЗНАЧИМОСТЬ работы состоят в применении и проведении многопланового комплексного экспериментального и теоретического исследования процессов МПЭ роста и разработке элементов новой конструкции двойных лазерных гетероструктур в системе AIGaAsSb/InGaAsSb с активной областью на основе КТ InSb/In(As,Sb), в которых возможно сочетание W-образного сопряжения зон в активной области с гибридной А В5/А В конструкцией ЛД.
В рамках модели регулярного раствора предложен новый подход для анализа термодинамической устойчивости многокомпонентных твердых растворов, основанный на использовании стандартных термодинамических функций для оценки параметра взаимодействия в твердой фазе.
Впервые исследованы особенности МПЭ твердых растворов AlJni-jASySbi-y с составами вблизи границы области нестабильности и экспериментально обнаружен распад твердых растворов выращенных методом МПЭ с составами 0.14 <х < 0.18, согласованных по периоду решетки с InAs.
Впервые исследованы особенности встраивания сурьмы в зависимости от состава пара (двух- или четырехатомные молекулы).
Разработана технология МПЭ нового типа наногетеростркутур — КТ InSb в матрице In(As,Sb). Предложен оригинальный воспроизводимый метод формирования CMC вставок InSb без принудительного осаждения InSb за счет выдержки поверхности In(As,Sb) под потоком Sb.
Впервые получена лазерная генерация в среднем ИК диапазоне при инжекционной накачке в двойной гибридной гетсроструктуре с активной областью на основе КТ InSb/InAs, выращенной методом двухстадийной МПЭ. Длина волны излучения при Г=60К составила \ = 3.075 мкм, а пороговая плотность тока Jn0T, = 3.5кА/см2.
НА ЗАШИТУ ВЫНОСЯТСЯ СЛЕДУЮЩИЕ ПОЛОЖЕНИЯ
Использование стандартных термодинамических функций для оценки параметра межатомного взаимодействия позволяет существенно повысить точность расчета положения областей несмешиваемости в многокомпонентных твердых растворах на основе арсенидов и антимонидов металлов третьей группы в рамках модели регулярного твердого раствора.
Термодинамическая модель МПЭ применима для описания зависимостей состава в металлической подрешетке многокомпонентных твердых растворов на основе арсенидов и антимонидов металлов третьей группы, тогда как состав в металлоидной подрешетке определяется кинетически контролируемыми коэффициентами встраивания с доминирующим встраиванием сурьмы вплоть до температуры роста 470С.
Четырехкомпонентиые твердые растворы AlInAsSb, выращенные методом МПЭ с составами, попадающими внутрь области термодинамической несмешиваемости вблизи ее границы, подвержены спиподальному распаду, тогда как распад твердых растворов с составами, лежащими глубоко в области несмешиваемости, подавляется сильными упругими напряжениями, возникающими между фазами, разделяющимися в направлении AlAs-InSb.
Метод МПЭ позволяет получить однородный и плотный массив InSb/In(As,Sb) КТ путем реакции замещения атомов мышьяка атомами сурьмы па нагретой поверхности In(As,Sb) при выдержке ее под потоком сурьмы, без принудительного осаждения InSb. При этом количество осажденного InSb с высокой точностью контролируется единственным ростовым параметром — температурой подложки.
5. Массив КТ InSbfin(As,Sb) с зонной структурой типа II демонстрирует интенсивную электро- и фотолюминесценцию (ФЛ) в диапазоне 3-5 мкм при комнатной температуре и является электронно-связанным как в плоскости слоя. так и в направлении роста в случае формирования короткопериодных сверхрешеток КТ. Фотолюминесцентные свойства массива КТ свидетельствуют о квазиравновесном распределении носителей по энергиям, а температурные и мощностные зависимости ФЛ описываются с применением статистики Ферми-Дирака.
Материалы диссертационной работы докладывались и обсуждались на Всероссийских и международных конференциях и симпозиумах: 3е" научной молодежной школе "Физико-химические аспекты совремсппого электронного материаловедения", С.-Петербург, Россия, 2000; 2" Российской молодежной конференции по физике полупроводников и полупроводниковой опто- и наноэлектронике, С.-Петербург, Россия, 2000; V Санкт-Петербургской ассамблее молодых ученых и специалистов "Молодые ученые - промышленности северозападного региона". С.-Петербург, Россия, 2000; XXX, XXXIV International Schools on the physics of semiconducting compounds, Jaszovviec, Poland, 2001, 2005; 911, 12n, 13 International Symposiums Nanostructures: Physics and Technology, St. Petersburg, Russia, 2001, 2004, 2005; International Workshop on Middle infrared coherent sources (MICS'2001), Saint-Petersburg, Russia, 2001; 4ой научной молодежной школе "Наноматериалы, нанотехнологии, наноструктуры, и методы их анализа". С.Петербург, Россия, 2001; 26lh, 27lh International conferences on physics of semiconductors (ICPS) , Edinburgh, Scotland, UK (2002); Flagstaff (Arizona), USA (2004); 12th, 13th International Conferences on MBE, San Francisco, USA, 2002; Edinburgh, Scotland, UK (2004); lllh, 12lh International Conferences on Narrow Band Gap Semiconductors (NGS-11,12), Buffalo, New York, USA (2003), Toulouse, France (2005); VIой Всероссийской конференции по физике полупроводников. С.Петербург, Россия 2003; 6th, 7th International Conferences on Mid-Infrared Optoelectronics Materials and Devices (MIOMD), Saint-Petersburg, Russia (2004), Lancaster, UK (2005); Политехническом симпозиуме: "Молодые ученые — промышленности северо-западного региона". С.-Петербург, Россия, 2004; 5th Belarussian-Russian Workshop Semiconductor lasers and systems, Minsk, Belarus, 2005;
Перечень публикаций, раскрывающих основное содержание диссертационной работы, представлен на стр. 177-179.
Особенности МПЭ многокомпонентных твердых растворов с разными анионами
Кроме согласования параметров решетки двух материалов, при выборе систем для гетероэпитаксии важную роль играет возможность варьирования ширины запрещенной зоны и зонной структуры (прямозонный полупроводник или ист) [78]. Поэтому в последнее время наибольшее распространение получают четырехкомпонентные растворы, в которых путем изменения состава можно плавно и независимо управлять периодом кристаллической решетки и шириной запрещенной зоны [79, 80].
В данной работе обеспечить согласование периодов решетки всех эпитаксиальных слоев, составляющих лазерную гстероструктуру, требуемый профиль изменения ширины запрещенной зоны и достаточные разрывы зон па гетерограницах, необходимые для эффективного ограничения носителей заряда, а также требуемое изменение показателей преломления для ограничения оптической волны в активной области оказалось возможным только при использовании многокомпонентных твердых растворов AlGaAsSb и AIInAsSb в качестве эмиттерного и волноводного слоев соответственно.
Основной проблемой при МПЭ такого рода многокомпонентных твердых растворов является управление составом металлоидной подрешетки [81-85]. Сложности управления составом многокомпонентных твердых растворов, содержащих два летучих компонента V-ой группы, связаны с сильной конкуренцией между ними при встраивании в металлоидную подрешетку. В этом случае термодинамический подход не всегда дает адекватное описание процесса роста, и, хотя попытки применения термодинамического аппарата к описанию МПЭ такого рода систем предпринимались применительно к твердым растворам на основе арсенидов-нитридов и арсенидов-фосфидов металлов Ш-ей группы [86-90], а также к твердым растворам на основе соединений А2Вб с двумя элементами VI-ой группы [91-93], они, как правило, имеют ограниченное применение. Недостатки предложенных моделей связаны, в первую очередь, с минимальным количеством экспериментальных параметров, входящих в модель, и поэтому они обеспечивает минимум информации о поверхностных процессах, что не позволяет полностью описать все экспериментальные данные.
Другой теоретический подход, получивший наибольшее распространение при изучении ростовых процессов соединений А3В5 наряду с термодинамическим описанием,— это метод Монте-Карло [94,95]. Метод Монте-Карло позволяет воспроизвести экспериментальные данные, по требует " a priori" определения большого количества параметров, которые могут быть лишь приблизительно оценены из первых принципов.
В подобной ситуации представляются чрезвычайно актуальной разработка достаточно простых кинетических моделей, содержащих минимальное количество параметров.
В работе [93] предложена феноменологическая модель МПЭ трехкомпонентных твердых растворов ZnSSe, в которой формирование эпитаксиального слоя рассматривается как результат конкуренции между встраиванием атомов в кристаллическую решетку и их десорбцией с поверхности. При этом кинетика гетерогенного равновесия учитывалась косвенным образом через определяемые эмпирические параметры технологического процесса. Однако модель использует тот факт, что при эпитаксии ZnSSe оказывается возможным сбольшой точностью зафиксировать переход от поверхностной реконструкции (2xl)Se к c(2 2)Zn. Поскольку ни цинк, ни элементы VI-ой группы при раздельном испарении не могут сформировать более одного МС на фронте кристаллизации, и указанная реконструкция соответствует 50%-му покрытию поверхности роста атомами цинка, т. е. стехиометрическому соотношению между поверхностными концентрациями атомов металла и металлоидов.
В случае эпитаксии многокомпонентных твердых растворов на основе арсенидов и антимонидов металлов Ш-ей группы картина оказывается более сложной. Как уже отмечалось в разделе 1.2, атомы элементов Ш-ей группы при типичных режимах эпитаксии имеют коэффициент встраивания, близкий к единице, что может приводить к образованию включений жидкой фазы на фронте кристаллизации. В связи с этим также существуют сложности в выявлении смены поверхностной реконструкции с 8Ь(А5)-стабилизированной к III-стабилизированной поверхности. Из-за указанных трудностей развитый Сорокиным В.С и др. [93] феноменологический подход не может быть напрямую перенесен на случай МПЭ твердых растворов соединений А3В5.
Наибольшее распространение получили методы контроля составов (в металлоидной подрешетке) твердых растворов, основанные на определение скоростей или коэффициентов встраивания элементов V-ой группы. В работе [82] при МПЭ твердых растворов AlGaAsSb для управления составом использовались калибровки скоростей встраивания сурьмы и мышьяка, измеряемые с помощью дифракции быстрых электронов на отражение (ДБЭ). Суть метода состоит в том, что рост GaSb (GaAs) осуществляется в условиях, когда соотношение потоков Ga/Sb (Ga/As) составляет -1.2 (Ш-стабилизированные условия роста), при этом осцилляции отраженного первичного пучка определяются уже не скоростью роста (поступлением атомов Ш-ей группы), а скоростью поступления атомов элемента V-ой группы [96,97]. Такой режим роста сопровождается резким уменьшением яркости картины ДБЭ, деградацией поверхности роста, связанной с накоплением избыточных атомов Ga, однако в течение короткого промежутка времени (как правило, время роста нескольких МС) осцилляции ДБЭ могут быть зафиксированы. Этот метод позволяет прокалибровать скорость встраивания металлоидных компонентов, состав твердых растворов при этом можно определить просто как арифметические соотношения скоростей встраивания. Следует отметить, что такой метод успешно применяется в ряде случаев, однако он не учитывает конкуренции между анионами при встраивании в металлоидную подрешетку при росте твердого раствора, поскольку их коэффициенты определяются для случая встраивания в бинарные полупроводки ки. В работе [98] для определения коэффициента встраивания сурьмы при эпитаксии твердых растворов GaAsSb, AlAsSb и AlGaAsSb использовались масс спектрометрические измерения отраженного от поверхности роста (Jsb ) и падающего (JSb ) потоков сурьмы. Коэффициент встраивания сурьмы при этом определялся как
Анализ термодинамической устойчивости твердых растворов AIGaAsSb и AlInAsSb
Результаты расчетов параметра взаимодействия ас для твердого раствора AlGaAsSb представлены на рис. 2.4. Так же как и в случае твердых растворов GalnAsSb видно, что численные значения ас, рассчитанные по формуле (2.5), существенно превосходят значения ас, рассчитанные по формулам (2.9-2.10), что в результате должно приводить к значительно более протяженным областям несмешиваемости и неустойчивости. Учет температурных изменений теплоємкостей бинарных соединений, образующих твердый раствор, приводит в результате к нелинейному характеру зависимости ас (кривая 1) и в температурном диапазоне эпитаксии также существенно корректирует численное значение ас.
Аналогичным образом была проведена оценка и уточнение параметра ссс для твердых растворов AlInAsSb. Положение областей неусмешиваемости и нестабильности в твердых растворах AlGaAsSb показано на рис. 2.5, твердых растворов AlInAsSb— на рис. 2.6. Как видно, прямые линии— поды, связывающие попарно точки солидуса сосуществующих фаз, располагаются веерообразно, но имеют преимущественную ориентацию вдоль диагонали GaSb-AlAs для AlGaAsSb и InSb-AlAs — для AlInAsSb. Такое направление распада определяется изменением свободной энергии твердофазной реакции обмена, которая при температурах эпитаксии сдвинута влево. Об этом также свидетельствует и знак параметра ас. Важно отметить, что корректировка параметра ас- приводит к тому, что составы твердого раствора AlGaAsSb, изопериодиые с InAs и GaSb оказываются расположенными вне областей несустойчивости при типичных температурах эпитаксии.
В рассматриваемой системе атомы алюминия и галлия мало различаются по ковалентному радиусу, поэтому имеет место относительная симметрия параметров межатомного взаимодействия ctf а а «а и критическая точка твердых растворов лежит вблизи окрестности JC« у 0.5. Тогда выражение для критической температуры спинодального распада с учетом когерентной упругой деформации можно записать в виде:
Расчет критической температуры по выражению (2.19) для Alo.sGao.sAso.sSbo.s, приводит к выводу, так же как и в случае твердых растворов GalnAsSb, что упругие деформации должны стабилизировать гомогенное состояние твердого раствора даже при низких температурах синтеза. Необходимо отметить важную особенность в положении зон неустойчивости твердых растворов AlInAsSb. Как и в случае GalnAsSb и AlGaAsSb, ноды имеют преимущественную ориентацию в направлении, поперек линии составов, согласованных по периоду решетки с InAs и GaSb. При этом в твердых растворах GalnAsSb и AlGaAsSb составы, равновесных фаз всегда имеют большое рассогласование друг относительно друга, что должно приводить в случае распада к появлению значительных напряжений в структуре. Однако в твердом растворе AlInAsSb существует область на фазовом сечении полиэдрации (вблизи угла InAs), где составы равновесных фаз имеют небольшое рассогласование периодов кристаллических решеток друг относительно друга, а также относительно подложек InAs и GaSb. Более того, составы равновесных фаз, согласно данным проведенных расчетов, имеют разный знак рассогласования, т. е. спинодальный распад в данном случае должен приводить к образованию периодической структуры, каждая фаза которой близка по периоду решетки к подложке и не превышает критической толщины, а также в которой имеет место практически полная компенсация напряжений в целом по структуре.
Оптимизация режимов работы крекингового источника Sb
Для вычисления изменения энергии Гиббса использовались термодинамические данные, приведенные в табл. 1.1. Для определения суммарного равновесного давления пара сурьмы данные работы [172]. Результаты термодинамических расчетов представлены на рис. 3.4. в виде зависимости соотношения давлений паров двух- и четырехатомных молекул от температуры.
Как видно из рис. 3.4, двухатомные молекулы начинают преобладать в общем потоке при Т 1300 К. Эти результаты в целом согласуются с масс-спектрометрическим данными, опубликованными в работе [173], для источника аналогичной конструкции. Авторы этой работы на основе масс-спектром етрических измерений показали, что уже при Г —1250 К поток на 90% состоит из атомов сурьмы и на 10% из двухатомных молекул. Однако следует отметить, что на эффективность крекингового источника оказывает влияние не только температура зоны крекинга, но и материал, из которого изготовлена крекинговая зона, и ее геометрия, определяющая число столкновений между молекулами и стенками зоны крекинга. В зависимости от конфигурации крекинговой зоны эффективность диссоциации молекул может быть различной, и для конкретного источника результаты термодинамического анализа могут отличатся от экспериментальных измерений.
Поскольку проведение прямых масс-спектр ом етрических измерений падающих потоков в стандартных установках МПЭ затруднено, а термодинамического анализа для определения оптимальной температуры крекинговой зоны не достаточно, в данной работе предложена оригинальная методика определения оптимальной температуры крекинговой зоны.
Для определения оптимальных режимов работы крекингового источника сурьмы на подложках GaSb были выращены структуры с множественными квантовыми ямами (МКЯ) Alo.65Gao.35Sb/GaSb, которые представляли собой lOKHGaSb толщиной 4 нм, ограниченных барьерами Alo.35Gao.65Sb толщиной 10 нм. Использование крекингового источника особенно заметно должно влиять на квантовый выход ФЛ в КЯ AlGaSb/GaSb, где сурьма входит в состав как самой ІСЯ, так и ограничивающих барьеров. Поэтому подобная структура была выбрана в качестве объекта исследования оптимальных температурных режимов работы крекингового источника сурьмы.
Температура крекинговой зоны варьировалась в диапазоне от 1100 до 1400 К. Качество слоев контролировали по эффективности ФЛ структур. Исследования зависимости интенсивности ФЛ из МКЯ AlGaSb/GaSb от температуры крекинговой зоны проводились при температуре 77 К. Для контроля структурного качества исследуемых структур проводились высокоразрешающие рентгенодифракционные измерения.
Зависимость интенсивности ФЛ от температуры крекингового источника приведена на рис. 3.5. На кривой наблюдается отчетливый максимум вблизи температуры 1200 К. При более низких температурах крекинговой зоны интенсивность ФЛ уменьшается и сопоставима с интенсивностью ФЛ структур, выращенных без использования крекингового источника. При увеличении температуры выше 1200 К интенсивность ФЛ также существенно снижается. Более того, наблюдалось также увеличение полуширины пика ФЛ. Такое ухудшение ФЛ свойств структур при высоких температурах крекинговой зоны связано с разогревом конструктивных элементов самого источника, в частности корпуса, выполненного из нержавеющей стали и расположенного в непосредственной близости от танталовой крекинговой зоны [173].
По данным вторично-ионной масс-спектрометрии было установлено, что при температурах крекинговой зоны 1500К содержание Сг и Fe, атомы которые играют роль центров безызлучательной рекомбинации, возрастает до значений I017 и 10 см , соответственно. Таким образом, ухудшение ФЛ, наблюдаемое при более высоких температурах крекинговой зоны, связано со значительным увеличением концентрации загрязняющих веществ.
На основании полученных данных можно сделать вывод о том, что оптимальный режим роста соответствует температуре крекинга 1193 К. Полученная величина (с учетом индивидуальных особенностей используемого источника), в целом, хорошо согласуется данными масс-спектрометрических измерений [173].
Для исследования структурного совершенства МКЯ AlGaSb/GaSb, были проведены рентгенодифракциониые измерения в режиме 9-26 сканирования. Типичная кривая дифракционного отражения (КДО) приведена на рис. 3.6. Узкий дифракционный пик от сверхрешетки, а также наличие толщииных осцилляции свидетельствуют о высоком кристаллическом совершенстве полученных образцов. Изменение температуры крекинговой зоны, даже в достаточно широких пределах, не привело к заметному ухудшению структурного совершенства, и кривые дифракционного отражения структур, выращенных при различных температурах крекинговой зоны, подобны кривой, представленной на рис. 3.6.
Подготовительные этапы МПЭ и предварительные калибровки
При МПЭ большое значение имеет состояние поверхности подложек. Поэтому перед началом ростовых процедур осуществлялась предварительная подготовка подложек, которая состояла из двух процессов: мокрой химической обработки и отжига в вакууме. Первый процесс делится еще на ряд этапов, суть которых состояла в очистке подложки от всех органических загрязнений — обезжиривания, удаления оставшегося поверхностного нарушенного слоя — травления, а таюке в формировании на поверхности подложки тонкого защитного слоя оксида. 1. Обезжиривание. Обезжиривание проводилось несколько раз, меняя тип растворителя, используя первоначально растворитель с высокой температурой кипения, заменяя его в дальнейшем на более легколетучий. 2. Травление. Процесс травления проводился только для подложек GaAs в растворе состава ЩЪО .НгО .НгО = 4:1:1 в течение 5-ти минут. В результате этого удалялся нарушенный поверхностный слой. 3. Формирование слоя оксида. Тонкий защитный слой оксида образовывался при тщательной промывке подложки в бидистиллированной воде. После этого подложка осушалась в центрифуге и помещалась в чистый герметичный контейнер для транспортировки в камеру перезарядки установки эпитаксиального роста. В ряде случаев применялись epiready подложки, не требующие предварительной подготовки. Отжиг подложек проводился непосредственно перед эпитаксией в ростовой камере. Температура отжига для подложек GaAs составляет 600С, для подложек GaSb— 570С, а для InAs— 500С. Контроль за отжигом осуществлялся по дифракционной картине, наблюдаемой с помощью системы ДБЭ. После отжига выращивался гомоэпитаксиальный буферный слой. При правильно подобранных режимах эпитаксиального роста во время роста слоев GaAs и InAs наблюдается картина поверхностной реконструкции (2 4), а в случае GaSb — (1 хЗ). Перед началом ростовых процедур проводились тщательные измерения падающих потоков, предварительно обезгазив датчик Баярда-Альперта. Во время роста буферного слоя, при необходимости, проводились калибровки скорости роста с использованием системы регистрации изменения интенсивности отраженного пучка на картине ДБЭ. Кроме того, регистрация изменения интенсивности отраженного пучка на картине ДБЭ использовалась в данной работе для определения оптимального соотношения падающих потоков атомов Ш-ей и V-ой группы. На рис. 4.3. показаны типичные временные зависимости изменения интенсивности отраженного пучка на картине ДБЭ, записанные при различном падающем потоке мышьяка. Скорость и температура роста были неизменны и составляли 2 пм/сск и 420С соответственно.
При оптимальном потоке мышьяка (средняя кривая) осцилляции наблюдаются в течение достаточно большого промежутка времени и затухают слабо. В случае большого потока, осцилляции на начальном этапе роста вполне отчетливы, однако в дальнейшем они довольно быстро затухают, что свидетельствует об избыточной концентрации адсорбированного мышьяка на поверхности роста. При уменьшении потока (верхняя кривая) в данном случае проявилась интересная особенность. На начальной стадии роста достаточно сильно уменьшается интенсивность осцилляции картины ДБЭ, примерно в течение одной минуты роста, затем интенсивность восстанавливается, и в дальнейшем осцилляции затухают слабо. Возможное объяснение этому эффекту состоит в том, что в начальный момент времени (при открытии заслонки In) поток индия, падающий на подложку несколько выше стационарного, устоявшегося значения. Поэтому в первые мгновения не выполняется условие соотношения давлений падающих потоков / 1- Это обуславливает наличие избыточной концентрации атомов индия, образуется много зародышей и островков нового слоя, что приводит к уменьшению интенсивности картины ДБЭ. Однако довольно быстро поток индия приходит к стационарному значению, и картина ДБЭ восстанавливается и в дальнейшем ничем не отличается от картинки, полученной при оптимальном соотношении давлений падающих потоков Р мПгш Подтверждением этого предположения может служить тот факт, что даже при незначительном дальнейшем уменьшении потока мышьяка происходит срыв двумерного послойного роста, осцилляции не наблюдаются, а картина реконструкции поверхности быстро размывается и переходит с As-стабилизированной (2x4) в Іп-стабилизироваинуїо (4 2) или вовсе пропадает. За время At (рис. 4.3) происходит формирование одного мономолекулярного слоя InAs. Очевидно, что толщина каждого мономолекулярного слоя равна половине периода решетки а/2, поэтому скорость роста можно найти из выражения где AT — средний период осцилляции интенсивности отраженного пучка на картине ДБЭ. Учитывая, что: зависимость состава в трехкомпонентпых твердых растворах с замещением в металлической подрешетке от давления падающих потоков металлов носит линейный характер (при типичных температурах МПЭ) и хорошо описывается термодинамической моделью; скорость роста в рамках термодинамического рассмотрения (и это также подтверждается экспериментально) определяется скоростью поступления атомов Ш-ей группы.
