Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Эпитаксия соединений AnBVI на подложках из GaAs. (Обзор литературы) 10
1.1 Эпитаксия CdTe на подложках GaAs 10
1.2 Эпитаксия CdTe на подложках InSb(001) 15
1.3 Гетеропитаксия широкозонных полупроводников 19
1.4 Диффузия Ga в пленку AnBVI из подложки GaAs 27
Глава 2. Методика эксперимента 30
2.1 Методика эпитаксиального роста 30
2.2 Методика определения состава 31
2.3 In situ методы исследования при гетероэпитаксии соединений AnBVI 32
2.3.1 Дифракция электронов высокой энергии на отражение 33
2.3.1.1 Дифракция на вицинальных поверхностях 36
2.3.1.2 Дифракция на двойниках. 36
2.3.1.3 Дифракция на одномерных объектах 40
2.3.2 Эллипсометрические исследования роста соединений AnBVI in situ 42
2.3.2.1 Оптические модели растущего слоя. Моделирование эволю ции эллипсометрических параметров в процессе роста 43
2.2.2 Измерение температуры эллипсометрическим методом 50
Глава 3. Влияние промежуточных соединений на структуру и состав гетероперехода ZnSe/GaAs(112)B . 62
3.1 Кристаллохимическое рассмотрение взаимодействия компо- 62 нентов гетеросистемы ZnSe/GaAs
3.2 Экспериментальные результаты 66
3.2.1 Предэпитаксиальная подготовка 66
3.2.2 Рост пленок ZnSe 75
3.2.3 Влияние условий роста на морфологию поверхности CdZnTe(112)B . 82
3.3 Исследование гетероструктур ZnSe/GaAs( 112)В 84
3.3.1 Растровая электронная микроскопия гетеросистемы ZnSe/GaAs(112)B 84
3.3.2 Изучение состава гетероперехода ZnSe/GaAs( 112)В методом РФЭС 90
3.4 Сравнение экспериментальных результатов с кристаллохимическим рассмотрением 92
Глава 4. Гетероэпитаксия CdZnTe/GaAs(310). 96
4.1 Введение 96
4.2 Морфология поверхности (310) 97
4.2.1 Предэпитаксиальная подготовка 97
4.2.2 Эпитаксия теллуридов цинка и кадмия 99
4.3 Внедрение Ga в пленку из подложки при гетероэпитаксии 102
4.3.1 Эксперимент 103
4.3.2 Влияние условий роста на состав гетероструктуры ZnTe/GaAs(310) 105
4.4 Кинетика начальных стадий роста пленок ZnTe на подложках GaAs(310) и Si(310) 118
4.4.1 Определение скорости роста и плотности пленок на начальных стадиях роста из эллипсометрических измерений in situ 119
4.4.2 Лимитирующие процессы при гетероэпитаксии ZnTe на GaAs(310) 125
4.4.3 Лимитирующие процессы при гетероэпитаксии ZnTe на Si(310) 131
Основные положения и результаты (выводы) 135
Заключение 137
Список цитированной литературы 139
- Эпитаксия CdTe на подложках InSb(001)
- In situ методы исследования при гетероэпитаксии соединений AnBVI
- Влияние условий роста на морфологию поверхности CdZnTe(112)B
- Морфология поверхности (310)
Введение к работе
Лидирующее место среди материалов для изготовления инфракрасных фотоприемников занимают твердые растворы кадмий-ртуть-теллур (КРТ). В настоящее время основные усилия направлены на развитие систем тепловидения, использующих линейки и матрицы фотоприемников в фокальной плоскости с высокой плотностью элементов, связанных с коммутаторами для обработки сигнала. В соответствии с этим направлением к технологии узкозонных материалов для ИК- фотоприемников предъявляются чрезвычайно жесткие требования - она должна обеспечивать приготовление пластин фоточувствительного материала большой площади, с большой однородностью состава и с невысокой стоимостью. Этим требованиям в наибольшей степени отвечают эпитаксиальные методы выращивания. Стоимость эпитаксиальных структур помимо сложности технологического процесса и оборудования в еще большей степени определяется стоимостью подложечного материала. Подложки CdZnTe, используемые при эпитаксии твердых растворов HgCdTe, имеют высокую стоимость и неудовлетворительные характеристики. Это обстоятельство делает необходимым тщательное изучение гетероэпитаксии пленок на «альтернативных» подложках, так как разработка технологии выращивания структур на доступных и дешевых подложках может оказаться единственным путем снижения стоимости и обеспечения массового производства эпитаксиальных структур узкозонных материалов. Под альтернативной подложкой понимают подложку из GaAs или Si, на которой выращен высокосовершенный буферный слой CdZnTe, позволяющий осуществлять эпитаксиальный рост КРТ.
Принципиальной возможностью получения гетероэпитаксиальных структур на альтернативных подложках обладают различные парофазные эпитаксиальные методы, такие как модификации молекулярно-лучевой эпитаксии и эпитаксии из паровой фазы с использованием металлорганических соединений. Молекулярно-лучевая эпитаксия является наиболее перспективным методом для создания гете-роструктур А2В6/А3В5. К преимуществам МЛЭ по сравнению с остальными методами относятся: низкая температура роста; наиболее чистые условия выращивания и, соответственно, низкий уровень фонового легирования; возможность получения многослойных объектов, включая сверхрешетки и структуры с квантовыми точка- ми; наличие встроенных методик анализа поверхности, позволяющих in situ исследовать и контролировать ключевые стадии изготовления гетероструктур.
В пленках КРТ выращенных методом МЛЭ, присутствуют макроскопические «прорастающие» дефекты. Причина образования прорастающих дефектов заключается в следующем. Теллур поступает на поверхность в основном в виде двухатомных молекул. Низкая температура роста (180 - 200С), обусловленная высоким давлением насыщенных паров Hg, затрудняет диссоциацию молекул теллура и десорбцию избыточного халькогена с поверхности. В результате на поверхности может происходить кристаллизация теллура, приводящая к формированию характерных прорастающих V-образных дефектов. Зарождаться прорастающие дефекты могут на различных нарушениях регулярности поверхности. К ним относятся дефекты структуры буферного слоя, выходящие на поверхность, различные загрязнения поверхности, а также неровности ростовой поверхности.
Существуют два дополняющих друг друга направления для снижения плотности прорастающих дефектов. Один из них заключается в облегчении диссоциации двухатомных молекул теллура. Как показано в работе [1], для этой цели полезно использовать разориентированные подложки с высокой плотностью ступеней. Другое направление заключается в устранении всех поверхностных дефектов буферного слоя. Для этого помимо тривиального повышения чистоты и подбора условий роста, обеспечивающих гладкую поверхность, необходимо снижать плотность структурных дефектов в буферном слое.
При создании гетероструктур типа AnBVI/AinBv за образование структурных дефектов в растущей пленке отвечают два основных процесса. Во-первых, введение дислокаций несоответствия, что связано с различием параметров кристаллических решеток пленки и подложки. Во-вторых, химическое взаимодействие компонентов гетеросистемы.
Механизмы введения дислокаций несоответствия изучены хорошо и на сегодняшний день ясна связь между рассогласованием параметров кристаллических решеток пленки и подложки и образованием дефектов [2,3,4]. Основным источником дислокаций является несоответствие параметров кристаллических решеток пленки и подложки. Поэтому избежать образования дислокаций несоответствия при эпитаксии CdTe на подложке GaAs невозможно. Сетка дислокаций несоответствия лежит на границе пленка - подложка. Свободные концы дислокаций несоответствия образуют прорастающие дислокации, которые проходят от гетероперехода до поверхности пленки. Для эпитаксии КРТ необходимо уменьшить плотность прорастающих дислокаций на поверхности буферного слоя. Для этого нужно, во-первых, подбирать условия роста, препятствующие прорастанию дислокаций несоответствия в объем пленки. Во-вторых, выращивать достаточно толстые буферные слои. С увеличением толщины буферного слоя дислокации противоположного знака рекомбинируют между собой, что приводит к снижению плотности дислокаций в приповерхностном слое на несколько порядков по сравнению с областью гетероперехода [5,6].
Проблеме химического взаимодействия внимание стали уделять относительно недавно, и сегодня не существует четких представлений о влиянии продуктов химического взаимодействия компонентов гетеросистемы на структуру растущей пленки. Известно, что на гетерогранице АПВУ1/АШВУ происходит образование промежуточных соединений типа АШ2ВУ13[7]. Эти соединения могут влиять на механизм роста и дефектообразование. Наиболее глубоко на настоящий момент изучен механизм изменения ориентации пленки CdTe при эпитаксии на подложке GaAs(lOO). Для эпитаксии CdTe/GaAs(100) доказано, что ориентация растущей пленки зависит от плотности связей Ga-Te в гетеропереходе. На момент начала защищаемой работы для гетеросистемы ZnSe/GaAs(100) было установлено, что в слоях селенида цинка присутствуют дефекты упаковки, плотность которых оценивается в разных работах в интервале 106 - 108 см"2. По-видимому, их присутствие вызвано образованием в гетеропереходе соединений Ga2Se3. Однако разными авторами предлагаются совершено противоположные технологические решения для снижения плотности дефектов упаковки. Не изучены вопросы о влиянии промежуточных соединений на образование дефектов в гетеропереходе CdTe/GaAs. Не установлена связь между образованием промежуточных соединений и механизмами роста и свойствами растущей пленки в случае гетероэпитаксии на сильно разори-ентированных подложках.
Целью работы является изучение процессов, происходящих в начальный момент роста соединений А2В6 на сильно разориентированных подложках GaAs в методе МЛЭ. Основное внимание уделяется изучению влияния продуктов химического взаимодействия компонентов пленки и подложки на механизм роста и структурное совершенство растущей пленки. В результате должны быть разработаны научные основы технологии приготовления альтернативных подложек, - высококачественных буферных слоев CdTe на подложках из GaAs, пригодных для эпитак-сии твердых растворов HgCdTe.
Докладываемые результаты получены для слоев ZnSe, ZnTe и CdTe, выращенных на подложках GaAs(112)B и GaAs(310) методом молекулярно-лучевой эпитаксии. Гетеропара ZnSe/GaAs взята как модельная, так как она имеет минимальное рассогласование параметров кристаллических решеток, а вероятность образования промежуточных соединений в гетеропереходе наиболее высокая. Подложка GaAs(112)B наиболее часто встречается в литературе, посвященной МЛЭ KPT, a GaAs(310) позволяет приготавливать альтернативные подложки для выращивания КРТ с минимальной плотностью макроскопических «прорастающих» дефектов.
Эпитаксия CdTe на подложках InSb(001)
Основным преимуществом подложек из InSb является практически полная согласованность с кристаллической решеткой CdTe. Величина f cdTe/instr" (acdTe -ainSbV ainsb = 0,003, тогда как fcdie/GaAs= 0,146. Отсутствие механических напряжений в гетеропереходе CdTe/InSb позволяет выращивать пленки высокого структур ного совершенства [35,36]. Однако низкий коэффициент пропускания (особенно в спектральном диапазоне 3-5 мкм.) и определенные трудности в предэпитаксиаль-ной подготовке не позволили подложкам из InSb занять лидирующие положение в гетероэпитаксии CdTe/AmBv. На примере гетероструктуры CdTe/InSb впервые было показано, что для эпитаксии соединений AnBVI на подложках АШВУ химическое взаимодействие компонентов пленки и подложки может оказывать существенное влияние на параметры пленки. Данной проблеме в свое время было посвящено большое количество статей. Основной особенностью гетероструктуры CdTe/InSb является интердиффузия компонентов пленки и подложки [35,37,38]. В работе [36] методами вторичной ионной масс спектрометрии и просвечивающей электронной микроскопии были исследованы гетеропереходы CdTe/InSb(100), выращенные при разных температурах. Слои, выращенные при температуре 80 - 150С, состоят в основном из поликристаллических стержней пронизывающих пленку почти насквозь. Причиной образования поликристаллических колонн является конденсация элементарного Те, вызванная низкой температурой роста. В интервале температур 150 - 200С пленки вырастают с высоким структурным совершенством. При температуре роста выше 200С в гетеропереходе наблюдается высокая плотность дислокаций, которые, по мнению авторов, связаны с каплями In, образовавшимися на подложке при нагреве до температуры роста. По данным ВИМС структуры, выращенные при температурах ниже 200С, имеют резкую границу раздела, а при температурах выше 200С гетерограница размывается. Переходные слои могут достигать толщины в доли микрометра. Следует отметить, что разрешение по глубине для приведенных ВИМС профилей составляет 200А. Наиболее полно, на мой взгляд, результаты исследований закономерностей формирования гетероперехода CdTe/InSb представлены в работе [39]. Слои CdTe были выращены на подложках c(2x8)(100)InSb и (lxl)(l 10)InSb методом молекулярно лучевой эпитаксии при комнатной и более высоких температурах.
Предэпитаксиальная подготовка заключалась в ионном травлении с последующим отжигом до 200С. Теллурид кадмия распылялся из одного источника. Исследования проводились методами дифракции медленных электронов, Раманов-ской спектроскопии и рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии низких энер энергий. Выращенные при комнатной температуре слои имеют резкую границу раздела и структуру поликристалла. Также в таких слоях наблюдается небольшой избыток теллура. В случае роста при более высоких температурах структура пленки упорядочивается, но при этом граница раздела размывается и происходит образование новой химической фазы, предположительно, соединения Гп2Те3. Толщина переходных слоев увеличивается с повышением температуры роста и может достигать несколько десятков ангстрем. Вдобавок в пленках, выращенных при температурах выше комнатной, наблюдается сегрегация сурьмы. Авторы утверждают, что 1п2Те3 - это полупроводник с шириной запрещенной зоны около 1эв и с решеткой типа дефектный сфалерит. Рассогласование параметров кристаллических решеток у 1п2Те3 и CdTe составляет 5%. Сравнивая Рамановские спектры от гетероперехода и от контрольного кристалла 1п2Те3, авторы показывают, что переходные слои 1п2Те3 механически напряжены. Вопрос о дислокациях несоответствия не обсуждается, но можно предположить, что если толщина переходного слоя превысит толщину срыва псевдоморфизма, то это приведет к введению дислокаций. CdTe и InSb являются инертными один относительно другого, и вероятность образования промежуточных соединений в закрытой системе пренебрежимо мала, так как не существует химических реакций между ними с отрицательным изменением энтальпии. Например, для реакции: изменение теплоты образования АН = +34,1 ккал. Однако в открытых системах, где один из летучих элементов может удаляться, реакция может определяться энтропией сублимации. Элементарный Cd при рассматриваемых температурах имеет давление на несколько порядков выше, чем давление Те, Sb или In. Поэтому можно рассмотреть следующую реакцию: Такая реакция предсказывает изменение теплоты образования АН = +61,6 ккал, но изменение свободной энергии Гиббса будет отрицательным при 200С, если давление паров Cd будет ниже 10"10 мм рт.ст. Таким образом, термодинамические рассмотрения показывают, что реакция (1.2) возможна при условиях, реализуемых в методе МЛЭ, хотя и с большой степенью условности. Другой способ описать реакции, возможные в данной системе, заключается в следующем. При температурах выше комнатной коэффициент прилипания Cd много меньше, чем коэффициент прилипания Те. Поэтому, несмотря на то, что CdTe
In situ методы исследования при гетероэпитаксии соединений AnBVI
Одним из наиболее важных преимуществ метода молекулярно лучевой эпи-таксии по сравнению с другими эпитаксиальными методами является возможность контролировать процесс роста непосредственно во время осаждения пленки. Наиболее широкое распространение среди методов in situ контроля получил метод дифракции электронов высокой энергии на отражение [71]. Метод ДЭВЭО позволяет исследовать морфологию поверхности, реальную структуру и закономерности роста эпитаксиальных слоев [72]. В 1981 году было открыто явление осцилляции интенсивности рефлексов при дифракции электронов от поверхности растущего кристалла [73]. Период осцилляции равен времени формирования одного мономолекулярного слоя осаждаемого вещества. Была предложена модель, связывающая указанные осцилляции с периодическим изменением шероховатости поверхности растущего кристалла, обусловленным формированием на атомарно-гладкой поверхности двумерных зародышей, их разрастанием и объединением в сплошной монослой, образованием зародышей следующего слоя и т.д. [74]. В последующие годы была опубликована серия работ, в которых данное явление было досконально изучено и использовано для исследования механизма и кинетики роста эпитаксиальных слоев [75,76,77,78]. Для того, чтобы полностью пользоваться возможностями, предоставляемыми методом ДЭВЭО, исследователю необходимо иметь в своем распоряжении низкоиндексную, атомарно-гладкую поверхность. При гетероэпитаксии соединений AnBVI это условие сложно выполнить, так как для роста халькогенидов часто используют высокоиндексные поверхности, а на начальных стадиях роста происходит сильное развитие рельефа. Другим методом, используемым в молекулярно лучевой эпитаксии, является эллипсометрия.
По сравнению с методом ДЭВЭО информацию, предоставляемую методом эллипсометрии, сложнее расшифровать, но, с другой стороны, применение эллипсометрии не имеет ограничений по структуре гетероперехода. Совместное использование этих двух методов может дать информацию о механизмах формирования гетероэпитаксиальных пленок. Далее будут описаны методические особенности методов ДЭВЭО и эллипсометрии применительно к гетероэпитаксии соединений AnBVI. Расчет амплитуды дифрагированной электронной волны при рассеивании на поверхности кристалла можно проводить разными способами. Существуют методы, основанные на суммировании рассеянных амплитуд от каждого атома с учетом их фаз, или решение одночастичного уравнения Шредингера с периодическим потенциалом. Но, независимо от способа решения, оказывается, что амплитуда рассеянной волны может быть отлична от нуля только в окрестности некоторых точек обратного пространства, - в узлах обратной решетки. Обратная решетка кристалла определена как трехмерная периодическая система узлов, каждый из которых характеризуется вектором решетки; а ,Ь . с - единичные векторы трансляции обратной решетки, связанные с векторами обратной решетки а, Ъ, с соотношениями В случае простой кубической структуры единичные векторы прямой и обратной решетки связаны соотношением а = 1/а Особо следует остановиться на отображении плоских периодических сеток в обратном пространстве. Применяя общее правило построения обратной решетки к двумерному кристаллу, надо формально положить равным бесконечности период решетки с в направлении, нормальном к плоскости кристалла. В результате для периода обратной решетки в этом направлении получается с =0. Таким образом, обратная решетка плоского кристалла представляет собой совокупность стержней (прямых линий), перпендикулярных плоскости кристалла и расположенных в обратном пространстве периодически с векторами трансляции а и Ъ . Каждый стержень можно характеризовать дискретными, целочисленными индексами (М). В то же время индекс / может принимать любые значения. Для анализа дифракционных картин в обратном пространстве, или в пространстве векторов рассеяния, удобно пользоваться представлениями о сфере Эвальда. Она является геометрическим местом точек, на котором должны лежать концы падающего к и рассеянного ку волновых векторов при так называемом упругом рассеянии, когда энергия и абсолютная величина волнового вектора электрона сохраняется. Для построения сферы Эвальда вектор к проводится так, чтобы его конец находился в начале координат обратной решетки. Затем из начала этого вектора строим сферу радиусом к. Для любой точки, в которой эта сфера проходит точку обратной решетки, линия, соединяющая эту точку с центром сферы, представляет собой дифрагированный пучок к . Другими словами, дифракционные пучки в пространстве векторов дифракции должны наблюдаться только в тех направлениях, в которых элементы обратной решетки (узлы, стержни) пересекают сферу Эвальда. В методе ДЭВЭО электронный пучок с энергией 10-40 кэВ падает на исследуемую поверхность под углом скольжения 1 - 5. Естественно, что в таком случае сфера Эвальда очень велика по отношению к расстоянию между элементами обратной решетки. Поэтому стержни, соответствующие плоской периодической сетке, будут отсекаться под углами скольжения (см. рис. 2-1). По этой причине картины ДЭВЭО высококачественных поверхностей обычно являются «полосатыми», а каждая точка обратной решетки представляется не отдельным дифрагированным пучком, а дифракционной полосой (рефлексом). Большинство явлений, включая рост, упорядочивание и фазовые переходы в адсорбционных слоях или на чистой, поверхности могут быть описаны в терминах двухуровневой системы. Двухуровневая система представляет собой чистую плоскую подложку, на которой находится произвольный поверхностный слой. Дифракция в таком случае представляется как интерференция волн, рассеянных от «верхнего» и «нижнего» слоев. Вицинальная поверхность может быть представлена как частный случай двухуровневой системы.
Формально, вицинальную поверхность можно представить как систему эквидистантных ступеней, величина террас которых определяется величиной отклонения от сингулярной поверхности. На рисунке 2-2 показана обратная решетка для такой поверхности. Наблюдаемые рефлексы являются продуктом пересечения обратных решеток для отдельной террасы и системы террас. Отдельная терраса, будучи относительно короткой дифракционной решеткой, дает широкие и редко расположенные в обратном пространстве максимумы. Система же террас дает интерференционную функцию в виде совокупности узких и часто расположенных максимумов. В монографиях Утевского [82] и Пинскера [83], посвященных основам дифракции электронов, рассмотрены вопросы симметрии обратной решетки и ее связь с симметрией атомной решетки. В результате делаются следующие выводы: Прямая и обратная решетки принадлежат одной сингонии. Для кристаллов кубической системы одноименные осевые векторы атомной и обратной решеток параллельны один другому. Обратной по отношению к кубической гранецентрированной атомной решетке с периодом а оказывается кубическая объемно-центрированная решетка с периодом 2 а. На основании этого предполагается, что операции симметрии, применяемые к атомной решетке, должны быть применены и к обратной решетке. Двойником называют закономерный сросток двух однородных кристаллов, в котором кристаллическая решетка одного кристалла отличается от другого зеркальным отражением в плоскости симметрии (плоскость двойникования) или поворотом вокруг оси симметрии (ось двойникования) [84]. Для кристаллов со структурой сфалерита, к которым относится большинство соединений AnBVI и AmBv, плоскостью двойникования является плоскость {111} [там же]. Т.к. для кристаллов кубической системы одноименные осевые векторы атомной и обратной решеток параллельны один другому, то одноименные плоскости {111} и оси 111 атомной и обратной решеток также параллельны одна другой. Поэтому разворот атомной решетки вокруг оси симметрии на 180 градусов должен приводить к такому же развороту обратной решетки. Это должно приводить к тому, что в азимутах наблюдения, параллельных плоскости двойникования, на дифракционных картинах наблюдаются дополнительные рефлексы, которые зеркально симметричны основным относительно линии, нормальной плоскости двойникования образца. Для плоскостей (001) и (112)В азимутами, наиболее удобными для наблюдения двойников, являются направления [011] (см. рис.2-3). Существует более простой способ идентификации двойниковых рефлексов. В своей работе Пинскер, сравнив обратные решетки от основной матрицы и двойника, показал, что наличие двойников приводит к появлению на электронограммах дополнительных рефлексов, которые располагаются вдоль направлений типа 111 и делят расстояние между рефлексами типа hhh на отрезки пропорциональные 1/3 и 2/3.
Влияние условий роста на морфологию поверхности CdZnTe(112)B
При анализе литературы не было обнаружено ни одной работы, посвященной влиянию соотношения давлений паров Cd и Те на морфологию пленок CdTe(l 12)В. Косвенно об условиях, необходимых для роста гладких и достаточно толстых пленок CdTe(l 12)В можно судить из того факта, что во всех работах, посвященных эпитаксии CdTe на подложках с ориентацией (112)В (как на GaAs, так и на Si) рост проводился из одного источника теллурида кадмия [109,110]. Повиди-мому это означает, что необходимым условием для роста пленок с минимальной высотой рельефа, является соблюдение стехиометрии в адсорбционном слое. В наших работах при использовании одного источника были выращены гладкие пленки CdTe(l 12)В толщиной до 12 мкм со структурным совершенством, не уступающем зарубежным аналогам. Однако при росте пленок ZnTe и CdTe с использованием раздельных источников не удалось вырастить пленки толщиной более 2 мкм. При использовании раздельных источников, по мере роста поверхность пленки CdZnTe огранялась плоскостями (111) и (113)- рис.3-11.6. Подобрать такие режимы работы источников, чтобы воспроизводимо предотвратить переогранку поверхности, не удалось. С увеличением толщины пленки на плоскостях (111) происходит двойникование (см. рис.3-11.в). Плотность двойников, образовавшихся на стационарной стадии роста, не уменьшается с увеличением толщины пленки (в отличие от двойников, образовавшихся на гетеропереходе). Кроме того, в этом случае при термическом травлении пленки рефлексы от двойников наблюдались на дифракционной картине так же отчетливо, как и при росте. Для поверхности GaAs(l 12)В известно, что нагрев в вакууме до высоких температур (см. пункт 3.2.1) приводит к образованию фасеток (011). Таким свойством так же обладают поверхности ZnSe(l 12)В, ZnTe(l 12)В и CdTe(l 12)В. Если во время роста поднять температуру выше определенной (для каждого соединения это температура своя) или отжечь пленку в вакууме, то на поверхности халькогенида также происходит образование фасеток (001). Выше изложенные экспериментальные результаты по морфологическим и структурным особенностям роста пленок ZnSe на подложках GaAs(112)B позволяют выделить два типа гетероструктур ZnSe/GaAs(l 12)В. /.
Пленки ZnSe, выращенные на поверхности GaAs(112)B, стабилизированной Se. Рост пленок в начальный момент сопровождается развитием фасеток (111) и интенсивным двойникованием с последующим зарастанием двойников. II. Пленки ZnSe, выращенная на чистой поверхности GaAs(112)B. Рост пленок не сопровождается видимыми морфологическими и структурными перестройками. Эти два типа гетероструктур были исследованы на различных этапах формирования методами РФЭС и РЭМ. Толщины исследуемых образцов были выбраны исходя из данных ДЭВЭО о росте гетероструктуры первого типа, а для структур II типа рост прекращался через такое же время, как при росте структуры I типа. Для изучения поверхности гетеросистемы ZnSe/GaAs(l 12)В методом растровой электронной микроскопии было подготовлено четыре образца: ОбразецN321 -подобно образцу N313 из параграфа 3.2.1 образец отжигался при высокой температуре в парах Se до образования фасеток (111). Образец N322 - гетероструктура, выращенная на подложке, стабилизированной Se (тип I), температура подложки 370С. Рост начался с образования фасеток (111) и сопровождался интенсивным двойникованием. Рост остановлен в момент регистрации максимальной интенсивности двойниковых рефлексов. Толщина пленки 100 нм. Образец N323 - гетероструктура, выращенная на чистой поверхности (тип II), рост не сопровождался морфологическими и структурными перестройками. Толщина пленки примерно равна толщине пленки образца N322. Образец N324 - гетероструктура, выращенная при температуре подложки 500С, когда ДЭВЭО регистрирует дифракцию на одномерных объектах. На образце N321 (с фасетками (111)) не было зарегистрировано никаких особенностей рельефа, что говорит о том, что поперечные размеры фасеток не превышают десятка нанометров. Изучение образцов N322 и N323 проводилось в двух режимах: 1) режим регистрации вторичных электронов и 2) режим регистрации отраженных электронов. В растровом электронном микроскопе, в обоих режимах, поверхность пленки ZnSe выглядит светлее подложки GaAs, что типично для более широкозонного материала. Наблюдается мелкий рельеф по всей поверхности (близкий к треугольным пирамидальным ямкам, размер - доли микрона). Основной особенностью изображений, полученных от образца N322 в режиме регистрации вторичных электронов (рис.3-12.а), являются черные округлые фигуры диаметром около 1 микрона с более светлой округлой областью вокруг. Данные дефекты проходят от поверхности образца до подложки, что видно на поперечном сколе. Плотность дефектов составляет 10+5-10+6 см"2.
С увеличением напряжения в зондирующем пучке электронов их контраст увеличивается. В режиме регистрации упруго рассеянных электронов, когда наблюдаются в основном неровности рельефа, такие дефекты не наблюдаются, и на их месте каких-либо особенностей рельефа, при имеющемся разрешении растрового микроскопа ( Юнм), не обнаруживается (рис. 3-12 в-г.). Отмеченная на рисунке стрелочкой деталь рельефа показывает, что рисунки 3-12в и 3-12г сделаны с одного участка поверхности. Сканирующий Оже-анализ показал, что на участке поверхности, соответствующей темной области дефекта, присутствуют Zn, Se, Ga и As в соизмеримых количествах, тогда как вне дефектов галлий и мышьяк не видны (см. рис. 3-13). Исходя из выше изложенных результатов, мы предполагаем, что наблюдаемые особенности - это участки пленки с повышенной (по сравнению с ZnSe) электропроводностью. На таких участках доля вторичных электронов, генерируемых в объеме исследуемого образца и участвующих в создании изображения, меньше, чем на участках с нормальной электропроводностью, так как имеются дополнительные каналы стока вторичных электронов в подложку. Локальное изменение электропроводности, по-видимому, вызвано локальными включениями Ga и As в пленку ZnSe. В случае роста пленок ZnSe на чистой поверхности GaAs(l 12)В, когда фасе-тирование и двойникование на гетерогранице не наблюдалось, (образец N323), дефекты в виде черных округлых фигур при помощи РЭМ не были обнаружены. На поверхности образца с одномерными объектами (образец N324) растровая электронная микроскопия, так же регистрирует дефекты в виде черных пятен, описанных выше. В данном случае эти черные пятна вытянуты в одном направлении, кроме того, вся поверхность, в РЭМ-изображении, испещрена мелкими штрихами, вытянутыми в том же направлении, что и черные пятна (см. рис. 3-14).
Морфология поверхности (310)
Поверхность (310) не получила широкого распространения в молекулярно-лучевой эпитаксии, и поэтому в литературе не содержится никаких сведений о её свойствах. Плоскость (310) принадлежит зоне 001 , образованной плоскостями (100) и (110). Поверхность (310) можно получить, повернув плоскость (100) на 18.5 к плоскости (110) относительно оси [001]. Принято считать, что при таких поворотах на поверхности образуется система эквидистантных ступеней. Плотность ступеней на поверхности (310) примерно равна плотности ступеней на поверхности (112)В, которая отклонена от поверхности (111) на 19.5. Для плоскости (310) азимут [001] соответствуют направлению вдоль ступеней, а азимут [-1 3 0] соответствуют направлению поперек ступеней. В справочнике Николса [117] представлена элементарная ячейка поверхности (310) для кристаллов со структурой алмаза. Данная ячейка представляет собой параллелограмм с образующим углом 122.31. В справочнике дается привязка ячейки к двум перпендикулярным направлениям [-1 3 5] и [-1 3-2]. Используя уравнения векторной геометрии несложно получить, что стороны параллелограмма параллельны направлениям [001] и [-1 3-2], а его малая диагональ параллельна направлению [-1 3 0] (см. рис. 4-1). Так как образование теллуридов галлия на поверхности GaAs приводит к появлению структурных дефектов в гетеропереходе, в состав установки МЛЭ была введена отдельная камера для предэпитаксального отжига, оборудованная источником As. Предэпитаксиальный отжиг подложек GaAs(310) проводился в парах As в условиях, исключающих попадание элементов 6 группы на поверхность.
В проведенных нами исследованиях было установлено, что при термическом удалении пассивирующего окисла с подложки GaAs(310) наиболее заметные изменения наблюдаются в азимутах [001] и [-1 3-2]. По мере десорбции остаточных загрязнений с поверхности отжигаемой подложки дифракционные рефлексы сужаются и вытягиваются. В азимуте [-1 3-2] появляются дробные рефлексы, делящие расстояние между основными рефлексами пополам. В азимуте [001] происходит расщепление рефлексов, и дифракционная картина приобретает вид, характерный для ступенчатой поверхности (см. рис. 4-2). Таким образом реконструированная поверхность содержит О и С в количествах ниже обнаружительной способности Оже спектроскопии. Данные морфологические перестройки поверхности были выбраны нами в качестве реперной точки, свидетельствующей о получении атомарно чистой поверхности GaAs(310). В молекулярно-лучевой эпитаксии бинарных полупроводников соотношение давлений паров испаряемых компонентов оказывает решающее влияние на морфологию растущей пленки. Для пленок CdZnTe(310) оптимальное соотношение давлений паров элементов II и VI групп неизвестно. Проведенные нами исследования позволили установить следующие закономерности морфологических перестроек при эпитаксии теллуридов цинка и кадмия. Если во время роста давление паров Те2 больше, чем давление паров Zn или Cd, то по мере увеличения толщины пленки, происходит огрубление поверхности. На дифракционной картине это приводит к стягиванию рефлексов в точки и снижению интенсивности всей дифракционной картины. Характерное время, в течение которого происходит изменение дифракционной картины, составляет около одного часа при скорости роста 2мкм/час. Если во время роста давление паров Zn или Cd больше, чем давление паров Те2, то в процессе эпитаксии рельеф не развивается и формируется атомно-гладкая поверхность. В азимуте [001] при росте теллуридов с избытком элементов 2 группы происходят следующие изменения. Дифракционные рефлексы вытягиваются, и максимумы их интенсивности смещаются в сторону тени от образца (см. рис.4-3а).
По-видимому, это можно объяснить выглаживанием поверхности и формированием четкой системы эквидистантных ступеней без изломов так, что основное рассеивание происходит на атомах, расположенных в уступах ступеней. В других азимутах дифракционная картина от поверхности харак теризуется узкими рефлексами, четкими линиями Кикучи и низким диффузионным фоном. Было проведено исследование влияния адсорбции распыляемых элементов на морфологию поверхности CdZnTe(310). Для этого образец экспонировался в парах Те2 или в парах Cd или Zn при разных температурах подложки. Адсорбция Те на поверхности ZnCdTe(310) приводит к морфологическим перестройкам поверхности. При избытке Те в адсорбционном слое на дифракционных картинах в азимуте [-1 3 -2] наблюдается появление сверхструктурных рефлексов, подобных представленным на рисунке 4-2г. При толщине адсорбционного слоя Те более 0.3 монослоя на поверхности CdZnTe(310) происходит развитие фасеток (100) (см. рис. 4-3). При адсорбции теллура в количестве более одного монослоя начинается конденсация элементарного теллура [118]. Прогрев образца при температурах 250 -300 С в отсутствии паров Те2 восстанавливает морфологию поверхности. Адсорбция кадмия или цинка, не приводит ни к каким морфологическим перестройкам поверхности. По-видимому, склонность поверхности CdZnTe(310) к фасетирова-нию при избытке теллура в адсорбционном слое является причиной, по которой ПРОИСХОДИТ раЗВИТИе рельефа В Случае Pcd,Zn/PTe2 l Рис. 4-3. Дифракционные картины в азимуте [001] от поверхности CdTe(310) толщиной 5мкм. а - поверхность пленки, выращенной в условиях PCd РтЄ2, Ts = 280С. б -перестройка поверхности, изображенной на рис. 4-3а при адсорбции Те, РТе2 = 1x10"5 ммрт. ст., TS = 210C.
