Экспериментальное оборудование и основные принципы МЛЭ

⇐ ПредыдущаяСтр 2 из 4Следующая ⇒

Бурное развитие технологии МЛЭ в последние десятилетия привело к появлению многообразных установок, существенно различающихся геометрией и функциональными возможностями. Кроме того, в последнее время наметилась тенденция к узкой специализации установок МЛЭ, когда ростовая камера и оборудование проектируются под вполне конкретные задачи и предназначены для работы с определенным классом материалов (Si, Ge, нитриды, арсениды или фосфиды А³В⁵ полупроводники семейства А²В⁶ и т.д.). Однако можно выделить основные узлы, общие для всех установок МЛЭ:

системы получения и поддержания сверхвысокого вакуума, необходимого для реализации режима молекулярного потока и, прежде всего, для снижения интенсивности неконтролируемых потоков молекул остаточной атмосферы;

ростовая камера (давления остаточной атмосферы не ниже 10^-10 мм. рт. ст.), а также одна или несколько вакуумных камер, изолированных и имеющих независимые системы откачки, предназначенные для загрузки, транспортировки, хранения и предварительной обработки образцов и подложек;

блок источников молекулярных пучков различного химического состава и интенсивности, с индивидуальными заслонками;

многостепенный манипулятор с держателем образца, обеспечивающий нагрев, вращение, передачу образца, а также фиксацию его в определенном ростовом положении;

средства контроля процесса роста.

Системы получения и поддержания сверхвысокого вакуума может включать в себя следующие безмасляные средства откачки:

- магнито-разрядные (производительностью 220-400 л/с);

- криогенные (гелиевые замкнутого цикла, производительностью 1000-1500 л/с);

- титаново-сублимационные (производительностью 5000-20000 л/с);

- азотные криопанели;

- турбо-молекулярные (производительностью 100-2000 л/с) с форвакуумной откачкой на выходе.

Ростовая камера может иметь вертикальную геометрию, когда образец во время роста располагается ростовой поверхностью вниз (типичные примеры установки V90, Compact 21, GEN 20) и горизонтальную — образец во время роста развернут относительно вертикали на угол более 45° (Riber 32 P, GENII, GENIII). Вертикальная геометрия является предпочтительной для промышленных установок, т.к. использует простые манипуляторы и системы транспортировки образцов, а также предохраняет поверхность подложек от загрязнения механическими частицами. Все конструктивные материалы являются химически- и термостойкими, с малым газоотделением вплоть до температур ~1500 С pBN, Та, Мо, W, кварц).

Схематическое изображение установки МЛЭ Riber 32P представлено на рис. 2. В состав установки входят три сверхвысоковакуумные камеры: ростовая (3), камера перезарядки (2), шлюзовая (12), разделенные высоковакуумными затворами (11), а также азотный бокс загрузки и выгрузки образцов (13). Использование такой конструкции позволяет избегать частого вскрытия ростовой камеры на атмосферное давление и нарушения вакуумных условий при загрузке и выгрузке образцов. Каждая камера имеет независимые средства откачки. Для исключения взаимного теплового влияния источников и снижения газоотделения от нагретых конструктивных элементов и стенок камеры ростовая. Камера снабжена тремя криопанелями, охлаждаемыми жидким азотом (LN₂): одна из них окружает непосредственно зону эпитаксиального роста (10), другая обеспечивает термическую изоляцию эффузионных источников (7), а третья расположена в «сублимационной яме», где находится сублимационный насос. Использование криопанелей позволяет также значительно уменьшить неконтролируемые потоки на подложку. Перемещение образцов между камерами осуществляется в помощью каретки и передающих стержней (1). В состав манипулятора подложки ростовой камеры (4) входят: перемещающиеся держатель подложки (16), обеспечивающий азимутальное вращение подложки.

а также электрическая часть, содержащая нагреватель подложки с термопарой и ионизационный манометр Баярда-Альперта (15).

Поскольку одним из основных параметров при МПЭ росте является температура подложки, которая в значительной степени влияет на механизмы роста и на коэффициенты встраивания элементов пятой группы, в установках МПЭ, как правило, предусмотрено два способа измерения температуры в процессе роста: с помощью термопары, установленной на подложкодержателе в непосредственной близости от подложки, и инфракрасного оптического пирометра, для установки которого предусмотрено окно, расположенное в блоке источников.

Контроль температуры подложки в процессе роста и ее удержание на заданном уровне, равно как и изменение по заданному закону, обеспечиваются непосредственно через ЭВМ, управляющей блоком питания нагревателя подложкодержателя. Тем самым гарантируются отклонения от заданной температуры не более 0.5°С.

В качестве исходных материалов для источников молекулярного пучка используются сверхчистые материалы: в диапазоне 6N-7N (99.99995%) для базовых элементов и 5N-6N для легирующих примесей. В зависимости от типа используемых материалов молекулярные источники разделяют на твердотельные и газовые. Оба типа источников могут использовать как элементарные материалы (Ga, Zn, N₂), так и химические соединения (ZnS, GаТе, NН₃). В качестве твердотельных источников применяются эффузионные ячейки кнудсеновского типа (рис. 3).

Используя основные представления молекулярно-кинетической теории газов, можно рассчитать температурную зависимость скорости испарения из конденсированного источника [9]. Для этого необходимо определить частоту столкновений молекул паровой фазы со стенками испарительной ячейки (частота столкновения численно равна числу молекул газа в равновесии, сталкивающихся с единицей поверхности в единицу времени). Для ячейки кнудсеновского типа полный эффузионный поток в вакуум составляет

где S_И — площадь выходного отверстия испарителя; Р_И — давление внутри испарительной ячейки; Т_И — температура испарителя; т — масса испаряемых молекул; k — постоянная Больцмана.

Для расчета реальных значений потоков важно знать пространственное распределение молекул при испарении из кнудсеновской ячейки. Тогда для потока конденсации на подложку можно записать:

Рис. 2. Схематическое изображение установки молекулярно-пучковой эпитаксии (а): 1 — манипуляторы; 2 — вакуумная камера перезарядки, 3 - вакуумная камера роста; 4 — манипулятор держателя образца; 5 - флюоресцентный экран; 6 — испарительные ячейки; 7 — криопанель с жидким азотом; 8 — электронная пушка; 9 — масспектрометр; 10 — криопанель с жидким азотом; 11 — высоковакуумные шиберные затворы; 12 — шлюзовая камера; 13 — камера загрузки и выгрузки; 14 — каретка с образцами; 15 - датчик Баярда-Альперта; 16 — держатель образца; 17 — главная заслонка; 18 — индивидуальные заслонки. Общий вид установки МПЭ Riber 32P (б).

Рис. 3. Схематическое изображение твердотельного источника молекулярного пучка: 1 — тигель; 2 — нагреватель; 3 — экраны; 4 — термопара; 5 —охлаждение; 6 — ввод термопары; 7 — токоввод.

Рис. 4. Схематическое изображение крекингового твердотельного источника молекулярного пучка: 1 — термопара объемного испарителя; 2 — нагрев объемного испарителя; 3 — фланец крепления; 4 — проводящая трубка; 5 — термопара крекинговой зоны; 6 — диффузный конус; 7 — нагревательный элемент; 8 — тигель; 9 — водяное охлаждение; 10 — вход термопары объемного

Рис. 5. Формирование осцилляции интенсивности отраженного пучка при дифракции быстрых электронов

где N_A— число Авогадро; М — молярная масса испаряемого вещества; r — расстояние между испарителем и подложкой;  — угол между направлением молекулярного пучка и нормалью к поверхности подложки; S_n — площадь подложки;  — угол между осью испарительной ячейки и направлением молекулярного пучка. Следует заметить, что в идеальной эффузионной ячейке площадь испарения намного больше площади отверстия испарителя, а диаметр отверстия мал в сравнении с длиной свободного пробега молекул внутри нагреваемого объема. На практике, ячейки не являются идеальными, но плотность потока все же достаточно хорошо описывается формулой (2).

Традиционные эффузионные ячейки кнудсеновского типа используются для элементов II и III группы, а для сублимации (испарения) элементов V и VI группы при МПЭ все большее распространение в последнее время получают крекинговые клапанные источники. Это связано с тем, что стандартная эффузионная ячейка Кнудсена обеспечивает атомарные потоки только для металлических элементов, в то время как летучие компоненты испаряются, -в основном, в виде четырехатомных молекул. В то же время, существуют значительные Преимущества роста соединений А^IIIВ^V и А^IIВ^VI при использовании двухатомных молекул V или VI группы. Так, например, за счет более высокой эффективности взаимодействия двухатомных молекул Аs₂ и Sb₂ с поверхностью подложки, по сравнению с четырехатомными, Оказывается возможным снизить общее фоновое давление в ростовой камере, а также улучшить электрические и оптические свойства выращиваемых эпитаксиальных пленок.

Основное отличие крекингового источника от обычной ячейки кнудсеновского типа состоит во введении дополнительной высокотемпературной зоны нагрева, которая обеспечивает разложение многоатомных молекул. Схематическое изображение крекингового источника представлено на рис. 4. Зона крекинга имеет свою отдельную термопару (6) и систему нагрева (8). Основным элементом крекинговой зоны является проводящая труба (4), в которой обеспечивается диссоциация молекул сурьмы по мере их прохождения. Диффузионный конус (6), расположенный на выходе, обеспечивает большую направленность и однородность потока материала на поверхность подложки Для исключения влияния высокотемпературной крекинговой зоны в объемном испарителе используется водяное охлаждение (9) Другой отличительной чертой клапанных (вентильных) источников является наличие специальной диафрагмы, управляемой метрическим винтом-клапаном (вентилем). Введение диафрагмы позволяет плавно или резко регулировать поток летучих элементов в процессе роста, не используя индивидуальную заслонку и не изменяя температуру источника.

В ряде случаев возникает необходимость в использовании принципиально иных источников, например, как в случае МПЭ нитридов А^IIIВ^V. Для того чтобы обеспечить диссоциацию молекул N₂ были разработаны плазменные источники азота. Однако подробное обсуждение конструкций и особенностей источников молекулярных пучков выходит далеко за рамки данной главы..

В зависимости от назначения и комплектации установка МПЭ может оснащаться широким спектром диагностических методик и аналитических модулей. Приведенная на рис. 2. установка содержит высокоразрешающий квадрупольный масс-спектрометр (9) (массы 0-300), ионизационный манометр Баярда-Альперта (15), который может выдвигаться в ростовое положение подложки, что делает возможным проведение калибровки молекулярных пучков путем измерения эквивалентного давления пучка (beam equivalent pressure, ВЕР) основных элементов непосредственно перед началом роста, а также системой дифракции быстрых электронов. (ДБЭ), состоящей из электронной пушки (5) (энергия первичных электронов 10-20 кэВ) и флюоресцентного экрана (5).

Система ДБЭ является основным методом исследования «in situ» ростовой поверхности при МПЭ и используется для решения широкого круга задач:

• определения механизма- роста эпитаксиального слоя (двумерный послойный или трехмерный островковый механизмы роста эпитаксиального слоя);

• контроля шероховатостей поверхности растущей пленки;

• контроля стехиометрического состояния и реконструкции поверхности;

• измерения скорости роста и химического состава пленки.

По изменениям дифракционной картины, обусловленным переходом от реконструкции поверхности, стабилизированной атомами металла, к поверхности, стабилизированной металлоидными атомами или наоборот, можно судить о достижении условий, при которых имеет место приблизительное равенство интенсивностей эффективных потоков, попадающих на подложку и принимающих участие в росте. Анализируя дифракционную картину можно также определять температуру подложки. Так, например, известно, что при использовании подложек GaAs природный оксид десорбируется при Т = 580-600°С, при этом на дифракционной картине рефлексы становятся более четкими или быстро проявляются, если слой оксида был достаточно толстым.

Метод определения скорости роста при использовании ДБЭ основан на осцилляционном характере изменения интенсивности любой дифракционной особенности, в первую очередь, отраженного луча (specular spot) при двумерном послойном росте (механизм Франка-ван дер Мерве). Процесс формирования осцилляции схематически проиллюстрирован на рис. 5.Период осцилляции в точности соответствует выращиванию одного монослоя соединения, т.о. обеспечивая возможность in situ контроля толщины выращиваемого слоя на атомарном уровне. Точная форма и фаза осцилляции зависят от условий дифракции, максимумы соответствуют завершению образования полного монослоя только в ограниченном диапазоне условий, при которых механизм рассеяния первичного луча на ступенях роста является доминирующим. Осцилляции соответствуют периодическому изменению плотности ступеней, образующихся при случайном соединении относительно слабо подвижных адатомов с их последующим разрастанием и коалесценцией с образованием монослоя соединения. Интенсивность отраженного е^- -пучка максимальна в случае гладкой поверхности (минимальная плотность ступеней) и минимальна при половинном заполнении поверхности (максимальная плотность ступеней) При высоких температурах роста адатомы более подвижны и рост идет по механизму достраивания ступеней, образующих вицинальные плоскости, При этом заметного изменения плотности ступеней на поверхности в процессе выращивания монослоя не происходит, и осцилляции не наблюдаются.

Важно отметить, что система ДБЭ не должна задействоваться в течение всего процесса роста, поскольку она может создать избыточные водяные пары и другие загрязнения. Слишком большой поток электронов может даже полимеризовать остаточные углеводородные газы, приводя к углеродному загрязнению подложки.

Для обеспечения анализа состава остаточной атмосферы используется. масспектрометр (9). В условиях МПЭ поверхность подложки находится под постоянным воздействием молекул газов остаточной атмосферы. Поэтому, состав остаточной атмосферы оказывает существенное влияние на качество получаемых эпитаксиальных слоев. Помимо инертных газов, таких как Не, Аr, Ne, в ее состав могут входить и активные газы — О₂. Н₂О, СО. СO₂. Между активными газами и растущим слоем происходит химическое взаимодействие, что может приводить к ухудшению качества слоев. Масс-спектрометр также применяется для обнаружения течи в вакуумной системе.

Помимо аналитических методик, непосредственно встроенных в камеру роста, установки МПЭ могут органически вписываться в состав многофункциональных аналитическо-технологических комплексов. Такие комплексы содержат вакуумные поверхностно-чувствительные методики: атомно-силовой (АСМ) и сканирующей туннельной микроскопии (СТМ), оже-электронной и фото-электронной спектроскопии и т.д., и позволяют исследовать процесс создания полупроводниковых наноструктур на каждом его этапе с сохранением атомно-чистой поверхности образца.

4. Кинетика и термодинамика в описании процесса роста при молекулярно-пучковой эпитаксии

На первом этапе исследований (конец 70-х-начало 80-х годов прошлого века) преобладало мнение, что МПЭ является сугубо неравновесным процессом, т.к. вещества, поступающие на подложку и продукты реакции, в общем случае, имеют разные температуры. Поэтому термодинамические представления считались неприменимыми, а информацию о процессах роста предполагалось получать только путем исследования кинетики конкретных реакций на поверхности. На основе экспериментов с модулированными пучками были развиты представления, согласно которым основную роль при МПЭ соединений А^IIВ^VI (А^IIIB^V) играют элементарные процессы адсорбции, миграции, встраивания и десорбции атомов и молекул, а также разложение кристалла (рис. 6) [10]. Исследование этих процессов, протекающих на поверхности растущего слоя имеют не только фундаментальное значение, но также и огромную практическую значимость, связанную с дополнительными возможностями in situ контроля процесса роста эпитаксиальных слоев и гетероструктур. Сегодня интенсивно ведутся экспериментальные исследования поверхности с использованием широкого спектра различных методик, таких как ДБЭ, встроенная СТМ, лазерная интерферометрия и др.

Среди теоретических подходов, применяемых для описания и моделирования эпитаксиального роста соединений A^IIIB^V и А^IIВ^VI следует

Рис. 6. Схематическое изображение основных процессов на подложке:

1 — адсорбция; 2 — встраивание; 3 — разложение; 4 — миграция; 5 — десорбция

прежде всего выделить метод Монте-Карло. Этот метод позволяет воспроизвести экспериментальные данные, но требует «а priori» определения большого числа параметров, которые могут быть лишь приблизительно оценены из первых принципов. В такой ситуации чрезвычайно актуальными являются упрощенные кинетические модели, содержащие минимальное число параметров. В основе большинства моделей заложено предположение, что все процессы протекают в адсорбционном слое, играющем роль «буфера» между кристаллом и вакуумом. Адсорбционный слой при этом, как правило, рассматривается как двойной, т.е. содержащий анионную и катионную плоскости. Рассмотрим несколько подробнее процессы, лежащие в основе кинетических моделей.

При анализе адсорбции необходимо учитывать особенности, присущие элементам II (III) и IV (V) групп. Для описания процесса адсорбции вводят понятие коэффициента прилипания или адсорбции. Для металлических элементов III группы величина этого коэффициента близка к единице, и не зависит от типа атомов покрывающих поверхность. Другими словами, атомы III группы и некоторые атомы второй группы (Ве, Мg) могут адсорбироваться на поверхность, уже покрытую слоем атомов III (II) группы. В результате это может приводить к образованию на поверхности роста включений металлической фазы и срыву двумерного послойного роста. В случае адсорбции летучих элементов картина оказывается намного сложнее.

Во-первых, коэффициент адсорбции зависит от степени покрытия ростовой поверхности элементами V (VI) группы, причем величина его близка к нулю для поверхности стабилизированной атомами элемента V (VI) группы.

А во-вторых, коэффициент адсорбции зависит от химического состава пара в падающем потоке. Величина коэффициента адсорбции, который по определению есть доля молекул падающего потока, хемисорбировавшихся на ростовой поверхности, зависит также от количества молекул, отраженных от поверхности роста. При этом в потоке молекул от подложки можно выделить две составляющих: молекулы, полностью идентичные падающим — отраженные от поверхности, и молекулы, которые термически десорбируются с поверхности. Атомы V (VI) группы имеют очень сильную зависимость коэффициента адсорбция от температуры роста. При описании миграции атомов и молекул на ростовой поверхности необходимо также учитывать зависимость подвижности атомов и молекул от температуры роста и количество атомов, составляющих молекулы.

Встраивание атомов в кристаллическую решетку и разложение кристалла, т.е. переход атомов из кристаллической решетки эпитаксиальной пленки в адсорбированный слой, — два основных процесса, происходящих между слоем адсорбированных атомов, которые мигрируют по поверхности, и растущим кристаллом. При анализе встраивания атомов необходимо учитывать, что может реализовываться два принципиально различных механизма роста: двумерный и трехмерный рост. В свою очередь, при описании двумерного роста необходимо разделять рост через образование двухмерных островков и через постепенное заполнение террас. Встраивание атомов в последнем случае происходит в углы террас, уступы и изломы. Встраивание атомов при образовании двумерных островков нового слоя имеет нуклеационную природу и характеризуется некоторой энергией активации. Реализация того или иного режима сильно зависит от условий роста и, в первую очередь, температуры подложки. Для описания процесса встраивания и разложения также вводят понятия коэффициентов встраивания и разложения.

Таким образом, при анализе кинетики необходимо решать систему двух нестационарных уравнении, которые отражают изменение поверхностной концентрации атомов элементов II (III) и VI (V) групп и содержат достаточно большое количество различных коэффициентов. В результате, даже при анализе закономерностей МПЭ бинарных полупроводников реальная картина оказывается чрезвычайно сложной.

Поэтому были предприняты попытки разработки целостного описания МПЭ в рамках термодинамической модели. Тот факт, что процесс МПЭ осуществляется в неравновесных условиях, формально не дает оснований утверждать, что термодинамический подход, основывающийся на применении уравнений действующих масс в совокупности с уравнениями сохранения массы взаимодействующих элементов, не может описать состояния системы. Такой подход широко и с успехом применяется для описания многих химических реакций, идущих в сугубо неравновесных условиях. В случае сублимации бинарных соединений (также сугубо неравновесного процесса) адекватность термодинамического подхода была подтверждена многочисленными экспериментальными данными задолго до возникновении МПЭ [11]. Примет некие термодинамического описания к процессам роста методом МПЭ стимулирует также и возможность использования большого теоретического и экспериментального материала, накопленного в жидкофазной и газофазной эпитаксиях.

В рамках термодинамического описания МПЭ рассматривается как квазиравновесный процесс, где равновесие между газовой и твердой фазой устанавливается на поверхности растущего слоя. За равновесные параметры системы принимается температура подложки и эффективные давления, соответствующие потокам молекул и атомов взаимодействующих элементов от поверхности роста [12].

Для расчета составов равновесных фаз необходимо прежде всего определить число химических элементов — Э, присутствующих в рассматриваемой системе, и число компонентов — К, образуемых этими атомами. Тогда, число независимых химических реакций

r = К — Э. (3)

Независимой называется такая реакция, которая не может быть получена линейной комбинацией других. Для независимых реакций записывают уравнения закона действующих масс, включающие равновесные парциальные давления компонентов, находящихся в газовой фазе, и активности компонентов конденсированной фазы. Входящие в уравнения константы равновесия определяют по справочным термодинамическим данным.

Для расчета всех неизвестных давлений необходимо дополнить систему уравнений равновесия уравнениями материального баланса. Уравнения закона действующих масс отражают влияние температуры на равновесное состояние системы, а уравнения материального баланса — влияние входных давлений реагентов.

При составлении уравнений материального баланса вводят понятие гипотетического давления элемента в газовой фазе. Равновесное гипотетическое давление связано с искомыми равновесными парциальными давлениями компонентов уравнением

, (4)

где k_г- — число компонентов газовой фазы; v_ij —- число атомов i-го элемента в компоненте j.

Рассмотрим реакцию между основными компонентами при МПЭ

классического полупроводника — GaAs. Согласно (3), число независимых реакций, описывающих МПЭ GaAs, разно r=4-2=2, принимая во внимание участие в реакции димеров двухатомных и тетрамеров четырехатомных молекул Аs:

GaAs(s) = Ga(g) + 1/2As₂(g), (5)

As₂(g) = 1/As₄(g). (6)

Согласно уравнению сохранения масс, для давлений молекулярных пучков Аs и Gа, идущих на рост, имеем

, (7)

где и давление в падающих потоках атомов мышьяка и галлия на поверхность, соответственно.

Решение системы вышеупомянутых уравнений дает значений равновесных парциальных давлений , и .

На рис. 7и 8 показаны рассчитанные равновесные парциальные давления над бинарными полупроводниками InAs, GaAs, AlAs, InSb, GaSb и AlSb как функция соотношения давлений падающих потоков элементов III и V групп и температуры подложки соответственно. При этом важно отметить, что на рис. 7 представлены результаты расчетов при различных температурах для разных полупроводников (наиболее типичных для МПЭ). Давление падающего потока элементов III группы (Аl, Gа и In) принималось равным атм, а соотношение давлений потоков — равным 2.

Как видно из рис. 7, существенные изменения на графиках происходят при соотношении = 1 для всех бинарных соединений А^IIIВ^V. Другая важная особенность, очевидная из рис. 7 состоит в том, что при типичных режимах эпитаксии, когда > 1, над поверхностью почти всегда преобладает пар, состоящий из двухатомных молекул элементов V группы, что полностью совпадает с экспериментальными данными [13, 14]. Давление пара четырехатомных элементов V группы становится соизмеримым и даже превосходит давление пара двухатомных молекул, в основном, при больших соотношениях давлений и достаточно низких температурах (см. рис. 8), как, например, в случае InAs и InSb.

Из рис. 8 видно, что с увеличением температуры существенно возрастает равновесное давление пара элементов III группы. При некоторой температуре, когда давление пара III группы сравнивается с давлением пара элементов V группы, начинается эффективное разложение кристалла, а эта температура хорошо согласуется с предельной температурой эпитаксии.

Скорость роста соединений А³В⁵ при условии упомянутых выше предположений может быть просто записана в виде уравнения Герца-Кнудсена:

, (8)

где  _III — коэффициент встраивания атомов III группы, т — масса молекулы, k — постоянная Больцмана, V_с — объем молекулы растущего кристалла, Т — температура (К). При этом предполагается, что уравнения Герца-Кнудсена выполняются при температуре подложки. Поскольку  _III= 1, а зависимостью Т^-1/2 в типичном температурном диапазоне эпитаксии можно пренебречь, выражение (8) можно записать в виде

, (9)

где k* - константа, не зависящая от температуры.

Рис 7. Зависимости равновесных давлений от соотношения давлений падавших потоков для ( атм): a) InAs, Т_п = 500 С; б) InSb, Т_п = 450 С; в) GaAs, Т_п = 600 С; г) GaSb, Т_п = 500 С; д) AlAs, Т_п = 600 С; е) AlSb, Т_п = 600 С.

Рис. 8. Зависимости равновесных давлений от температуры подложки

( =2; для атм) для: а) InAs; б) InSb; в) GaAs; г) GaSb;; д) AlAs; е) AlSb.

Таким образом, зависимость скорости роста от технологических параметров будет находиться из расчета величин . Зависимости DР_IIIпредставлены для двух полупроводников — InAs и InSb, от давления падающего потока и соотношения давлений падающих потоков на рис. 9 и 10, соответственно.

Линейная зависимость DР_III на рис. 9 от давления падающего потока In, сохраняется до тех пор, пока равновесное давление In

Рис. 9 . Зависимость разности давления падающего потока и равновесного давления In от соотношения падающих потоков для двух полупроводников: а) InAs; б) InSb.

Рис. 10.Зависимость разности давления падающего потока и равновесного давления In от давления падающего потока In для двух полупроводников: а) InAs; б) InSb.

пренебрежимо мало в сравнении с давлением падающего потока (см. рис. 9 и 10). По мере уменьшения эти давления становятся соизмеримы, и при зависимость отклоняется от линейной, и величина DР резко уменьшается. Таким образом, при типичных режимах эпитаксии скорость роста линейно зависит от входного потока элемента III группы. Поэтому при соотношении > 1 величина DР_In на рис. 9постоянна и не зависят от давления падающего потока элементов V группы. При соотношении потоков < 1величина DP линейно уменьшается, т.к. скорость роста лимитируется скоростью доставки атомов Sb.

Аналогичные зависимости DP_III от входных потоков реагентов могут быть получены для всех полупроводников А^IIIВ^V и А^IIВ^VI, а твердых растворов на их основе.

При некотором фиксированном давлении сувеличением температуры подложки, растет равновесное давление (см. рис. 8), и при некоторой температуре величина DР_IIIстанет равной 0, и, соответственно, станет равна 0 и скорость роста. Зависимость скорости роста от температуры для различных полупроводников представлена на рис. 11. Скорости роста для разных полупроводников приведены

Рис. 11. Зависимость относительной скорости роста от температуры подложки для разных полупроводников: 1 — InSb; 2 — InAs; 3 — GaAs; 4 — Gasb; 5 — AlSb; 6 — AlAs.

к единице, при этом значение температур, до которых скорость роста не изменяется, прямо коррелирует с величиной константы равновесия. Максимальная величина константы равновесия при данной температуре соответствует АlAs, минимальная — InSb. Соответственно, и температура начала резкого снижения скорости роста уменьшается от AlAs к InSb. Важно отметить, что эта температура зависит от входного потока элемента III группы и соотношения; давлений увеличением потока III группы и соотношения эта температура увеличивается.

Таким образом, в основе термодинамической модели МПЭ лежат следующие положения.

1. МПЭ рассматривается как квазиравновесный процесс, где равновесие между газовой к твердой фазой (или между газовой, жидкой и твердой фазами в случае образования сегрегационного слоя на поверхности) устанавливается на поверхности растущего слоя.

2. Основные термодинамические параметры:

• за температуру системы принимают температуру подложки;

• парциальные давления компонентов в отраженных потоках принимаются за равновесные;

• поток атомов от поверхности подложки рассматривается состоящим из двух частей: атомы входного потока, термаолизованные на поверхности и отраженные от подложки (избыточное давление на подложку), и потока атомов, обусловленного термической диссоциацией конденсирующегося вещества.

3. Скорость осаждения эпитаксиального слоя лимитируется скоростью поступления на подложку компонентов, имеющих наименьшее давление паров при температуре подложки (атомов III группы при МПЭ соединений А^IIIВ^V). В этом случае избыточный по сравнению с необходимым для связывания атомов элементов III группы поток Элементов V группы переиспаряется и лишь определяет точку на фазовой диаграмме внутри области гомогенности и, соответственно, тип и концентрацию точечных дефектов.

Термодинамический подход успешно применяется при анализе закономерностей роста не только бинарных полупроводников, но и более сложных соединений — твердых растворов. С использованием термодинамического анализа оказалось возможным объяснить влияние упругих напряжений при выращивании сильно рассогласованных по периоду кристаллической решетки полупроводников [15, 16]. В частности, было показано, что возникающие вследствие дилатационного несоответствия напряжения приводят к переиспарению летучего компонента, поэтому начальные стадии эпитаксии в такого рода гетеропарах должны проводится при пониженной температуре роста. Более того, термодинамический подход успешно применялся и к анализу особенностей формирования структур с пониженной размерностью, в частности гетерограниц. В работе [17| на основании термодинамической модели нам удалось определить максимальную температуру формирования интерфейса типа InSb в структурах, не имеющих общих атомов при переходе через гетерограницу. Наконец, термодинамическая модель была успешно применена нами для описания процессов сегрегации примесей и базовых элементов на поверхности роста [18, 19, 20]. В то же время, как показали исследования, термодинамический подход ограниченно применим к многокомпонентным твердым растворам, содержащим несколько элементов V (VI) группы. В случае такого рода твердых растворов имеет место сильная конкуренция между атомами при встраивании в кристаллическую решетку, и решающую роль играют кинетические коэффициенты, т.е. необходимо использовать комбинацию термодинамического подхода с кинетическим, описанным выше.

Необходимо признать, что на сегодняшний день нет единого подхода к описанию МПЭ. При этом термодинамический подход, который представляется наиболее обоснованным в теоретическом плане, имеет ограниченное применение, поскольку связан с минимальным количеством экспериментальных параметров и, как следствие, обеспечивает -минимум информации о поверхностных процессах, что не позволяет полностью описать все экспериментальные данные. В то же время, несмотря на очевидную значимость кинетических моделей для повышения уровня понимания процессов роста при МПЭ на микроуровне, они зачастую терпят неудачу при попытках получения количественных зависимостей.

⇐ Предыдущая 123 4 Следующая ⇒