Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Обзор литературы 11
1.1 Электролюминесценция монокристаллического кремния 14
1.2 АЗВ5 соединения на подложке кремния 19
1.3 Легирование кремния атомами редкоземельных элементов 22
1.4 Нанокристаллиты кремния 24
1.5 Гетероструктуры SiGe 25 ГЛАВА 2. Экспериментальные методики 32
2.1 Технология молекулярно-пучковой эпитаксии кремния 32
2.2 Установка МПЭ Riber Siva 45 34
2.3 Химическая предростовая подготовка поверхности кремниевых подложек 37
2.4 Условия проведения ростовых экспериментов 39
2.5 Установка атомно-силовой микроскопии и методика проведения эксперимента 42
2.6 Установка магнетронного напыления 43
2.7 Фото- и электролюминесцентные измерения 44
ГЛАВА 3. Влияние Sb на свойства массива Ge островков на поверхности Si(100) 46
3.1 Формирование островков в гетероэпитаксиальной системе Si/Ge 46
3.2 Формирование островков в системе Ge(Sb)/Si 51
3.3 Влияние температуры подложки на свойства массива Ge островков,
выращенных с добавлением Sb 55
3.4 Влияние величины потока Sb на свойства массива Ge островков 57
3.5 Кинетика формирования Ge островков на поверхности Si(l 00) в присутствии Sb 61
ГЛАВА 4. Многослойные Ge/Si гетероструктуры с квантовыми точками 68
4.1 Исследуемые структуры 69
4.2 Структурные свойства многослойных Ge/Si гетероструктур 73
4.3 Фотолюминесцентные исследования многослойных гетероструктур Ge/Si 79
4.3.1 Особенности спектра фотолюминесценции многослойных гетероструктур Ge/Si 79
4.3.2 Влияние ростовых параметров на оптические свойства многослойных гетероструктур Ge/Si 83
4.3.3 Модель зонной структуры 90
4.4 Оптические свойства Ge/Si многослойных гетероструктур 93
4.4.1. Зависимость интегральной интенсивности спектральной полосы Ge/Si гетероструктур от количества периодов структуры N 93
4.4.2. Зависимость положения максимума спектральной полосы Ge/Si гетероструктур от плотности мощности возбуждения 95
4.4.3. Фотолюминесценция с временным разрешением 96
4.4.4. Фотолюминесценция многослойных гетероструктур Ge/Si, выращенных на разных типах подложек 98
4.4.5 Модель электронной минизоны (Уточненная модель) 98
4.5 Электролюминесцентные свойства многослойных гетеростурктур Ge/Si, помещенных в р-п переход 101
Заключение 104
Список цитируемой литературы
- АЗВ5 соединения на подложке кремния
- Формирование островков в системе Ge(Sb)/Si
- Влияние величины потока Sb на свойства массива Ge островков
- Особенности спектра фотолюминесценции многослойных гетероструктур Ge/Si
Введение к работе
Актуальность работы. Одним из основных направлений современной физики полупроводников являются исследования в области низкоразмерных гетероструктур (квантовых ям, квантовых проволок, квантовых точек) [1], то есть гетероструктур, в которых проявляются квантоворазмерные эффекты. Спектр исследований, ведущихся в данном направлении, охватывает фундаментальные аспекты физических явлений, проявляющихся в низкоразмерных структурах, а также возможности применения наноструктур в полупроводниковых приборах (инжекционных лазерах, транзисторах, туннельных диодах и т.д.) [2]. Бурное развитие физики полупроводниковых гетероструктур с пониженной размерностью было обусловлено появлением и развитием воспроизводимых методов их создания, таких как, молекулярно-пучковая эпитаксия (МПЭ) и газо-фазная эпитаксия. Значительный интерес связан с особенностями технологии формирования низкоразмерных гетероструктур (наноструктур), и исследованием влияния параметров технологического процесса на физические свойства получаемых наноструктур. Исследования по созданию эффективных излучателей на основе кремния с токовой накачкой являются одним из таких направлений, которое расположено на стыке фундаментальной и прикладной физики полупроводников. Значительный интерес к данной тематике обусловлен следующим фактором. Кремний занимает ведущее место в технологии микроэлектронных элементов, однако его применение в оптоэлектронике в активных излучающих устройствах ограничено. Трудности при использовании кремния в качестве активного излучателя света связаны с физической природой структуры его энергетических зон, в которых максимум валентной зоны и минимум зоны проводимости расположены в разных точках обратного пространства. Такую структуру зон называют непрямой, поскольку прямая рекомбинация электронно-дырочных пар без участия третьей частицы (например, ТО-фонона) запрещена законом сохранения импульса. Следствием непрямой структуры энергетических зон являются большие времена излучательной рекомбинации (~ 10~3 сек), и низкая эффективность излучения Si светодиодов. В настоящее время предложено достаточно большое количество подходов по реализации излучающей структуры на подложке кремния, обзор которых дан в Главе 1. Наряду с прочими, широко применяются эпитаксиальные технологии выращивания квантоворазмерных гетероструктур, использование которых обладает рядом преимуществ по сравнению с использованием объемных гетероструктур. Во многом это связано с тем, что в квантоворазмерных объектах существенно модифицируется электронная зонная структура исходных материалов. Кроме того, использование наноразмерных объектов позволяет избежать образования структурных дефектов при синтезе гетероструктур из материалов с различными постоянными решетки. Хорошим примером, демонстрирующим преимущества использования квантово-размерных гетероструктур, являются теоретические и экспериментальные работы в области инжекционных гетеролазеров с активной областью на основе массива бездефектных КТ [3,4]. Квантовые точки имеют 8-образный спектр плотности состояний, вследствие этого число состояний, которые необходимо заполнить для достижения тока прозрачности, является небольшим, как следствие снижается пороговая плотность тока инжекционного лазера. Кроме того, применение КТ позволяет расширить диапазон длин волн излучения прибора [3] по сравнению с квантовыми ямами. Последнее преимущество является следствием увеличения эффективного размера области квантования в КТ без образования структурных дефектов.
Формирование наноструктур в матрице кремния возможно осуществить эпитаксиальными методами при использовании в качестве гетеропары германия. Одним из вариантов является использование Ge/Si наноструктур -квантовых ям и квантовых точек (КТ) в качестве излучающей области диодной структуры. Этот путь известен достаточно давно, однако серьезных успехов по созданию светодиодов в Ge/Si системе, работающих при комнатной температуре в непрерывном режиме, а также появления такого прибора на рынке полупроводниковых приборов до сих пор не было.
Несмотря на то, что германий, как и кремний, обладает непрямой структурой энергетических зон, и гетеропереход Ge/Si - второго типа (Ge для дырок представляет потенциальную яму, а для электронов - барьер), нановключения Ge могут формировать гетеропереход 1-типа. Такая ситуация характерна для Ge смачивающего слоя [5], остающегося на поверхности после образования Ge КТ. Кроме того, возможно возникновение "прямозонности" в малых включениях Ge благодаря нарушению трансляционной симметрии [6]. Для решения проблемы П-типа гетероперехода в гетероструктурах Ge/Si известен также подход [7], использующий короткопериодные сверхрешетки Ge/Si, т.е. многослойные гетероструктуры, в которых носители заряда могут туннелировать через барьеры, разделяющие соседние квантовые ямы.
Таким образом, использование Ge нановключений в Si матрице и, в особенности, в виде многослойных структур, приводит к существенной модификации энергетического спектра исходных материалов. При соблюдении ряда условий следует ожидать, что возможным результатом этого подхода станет увеличение эффективности излучательной рекомбинации в структурах на их основе.
Целью являлась разработка новых методик выращивания и подходов для создания воспроизводимой технологии на основе молекулярно-пучковой эпитаксии полупроводниковых гетероструктур Ge/Si, в том числе многослойных, для их применения в качестве элементной базы оптоэлектронных приборов на основе кремния.
Для достижения указанной цели решались следующие основные задачи:
Исследовались закономерности образования нанометровых островков Ge на поверхности Si(100) при МПЭ.
Исследовалось влияние сурьмы на закономерности эпитаксиального роста гетероструктур Ge/Si в режиме Странски-Крастанова.
Исследовались особенности гетероэпитаксиального роста многослойных структур Ge/Si при селективном легировании Sb.
Исследовалось влияние технологических факторов при росте многослойных структур Ge(Sb)/Si на их структурные и оптические свойства.
Проводилась оптимизация ростовых параметров многослойных гетероструктур Ge(Sb)/Si с целью получения диодных структур с максимальной эффективностью.
Исследовались электролюминесцентные свойства диодных структур на основе многослойных Ge(Sb)/Si гетероструктур.
Научная новизна работы состоит в следующем.
1. В рамках кинетической теории установлены количественные зависимости между управляющими параметрами МПЭ роста (температурой подложки, скоростью осаждения Ge, эффективной толщиной эпитаксиальной пленки Ge) и параметрами массива Ge/Si(100) hut островков (поверхностной плотностью и средним размером),
Впервые проведено комплексное исследование процесса гетероэпитаксии Ge на поверхности Si в присутствии Sb. При этом было установлено, что формирование островков Ge в зависимости от потока Sb имеет пороговый характер.
Впервые проведено систематическое исследование влияния ростовых параметров на структурные и оптические свойства многослойных гетероструктур Ge/Si, полученных при селективном легировании сурьмой.
Предложены возможные зонные диаграммы многослойных селективно легированных гетероструктур Ge/Si, объясняющие полученные экспериментальные данные.
Практическая значимость работы состоит в следующем.
Показано, что подача Sb к поверхности растущей пленки позволяет существенно увеличить однородность по форме и размерам среди Ge КТ, а также повысить плотность массива Ge КТ.
Продемонстрирована фотолюминесценция при комнатной температуре в диапазоне длин волн 1.3-1.8мкм от многослойных гетероструктур Ge/Si.
Получены рекордно малые (-0.1 мкс) времена излучательной рекомбинаци
Впервые продемонстрирована электролюминесценция при комнатной температуре и непрерывной токовой накачке из многослойных гетероструктур Ge/Si с КТ, выращенных на подложке кремния на длинах волн 1,4-1.7мкм, величина эффективности внешнего квантового выхода составила не менее 0.04%.
Таким образом, проведено комплексное исследование процессов гетероэпитаксии Ge на поверхности Si в присутствии Sb. Исследования однослойных структур Ge(Sb)/Si позволили выявить закономерности, возникающие при росте многослойных структур Ge/Si с добавлением Sb. Исследование структурных и оптических свойств многослойных гетероструктур Ge(Sb)/Si позволило оптимизировать технологию их роста, что привело к созданию приборно-ориентированных диодных структур на подложке кремния, которые демонстрируют интенсивную электролюминесценцию в диапазоне длин волн вблизи 1.55мкм при комнатной температуре. Основные научные положения, выносимые на защиту:
В рамках кинетической модели формирования островков в системах, рассогласованных по параметру решетки, предложено теоретическое объяснение закономерностей эпитаксиального роста Ge квантовых точек на поверхности Si(100).
На начальных стадиях гетероэпитаксии Ge на поверхности Si(100) в присутствии на поверхности сурьмы образуется однородный по форме и размерам массив пирамидальных островков с квадратными основаниями.
3. Теоретически предсказано и экспериментально подтверждено, что образование Ge островков характеризуется пороговым значением потока Sb, ниже которого плотность островков возрастает, а выше - резко уменьшается.
4. Рост многослойных структур Ge/Si при селективном легировании сурьмой сопровождается образованием бездефектных колонок вертикально совмещенных Ge квантовых точек, которые являются центрами излучательной рекомбинации носителей заряда.
5. Оптимальные режимы роста многослойных гетероструктур Ge/Si, помещенных в область р-п перехода кремния, позволяют получить интенсивную электролюминесценцию в непрерывном режиме при комнатной температуре в диапазоне длин волн 1.4-1.7мкм.
Апробация работы. Материалы диссертационной работы докладывались и обсуждались на российских и международных конференциях и симпозиумах:
11,12 Int. Symp."Nanostructures: Physics and Technology", Saint-Petersburg, 2003, 2004.
IV Российская конференция по физике полупроводников, Санкт-Петербург, 2003. Euro-MRS 2003 Spring Meeting, Strasbourg. Microscopy Conference, Dresden, 2003.
7-th International Conference on Intersubband Transitions in Quantum Wells, Evolene, Switzerland, 2003. "Нанофотоника 2004", Нижний-Новгород. -4-th International Conference on Advanced Optical Materials and Devices, Tartu, Estonia, 2004 - Всероссийское совещание «Кремний-2004» (Иркутск 2004) -"Нанофизика и Наноэлектроника", Нижний-Новгород, 2005. Публикации. Основные результаты диссертации опубликованы в 20 печатных работах (в том числе 10 в научных журналах и 10 в материалах конференций). Структура работы. Диссертационная работа состоит из введения, четырех глав и заключения. Общий объем диссертации 118 страниц основного текста, включая 19 рисунков, 8 таблиц и список литературы из 73 наименований.
АЗВ5 соединения на подложке кремния
Основным потенциальным преимуществом данного подхода является использование в излучающей активной области прямозонного материала, обладающего заведомо хорошим внутренним квантовым выходом, а также малым временем излучательнои рекомбинации. Кроме того, к достоинствам данного метода следует отнести возможность перестраивать длину волны излучения прибора на стадии его создания как за счет использования различных материалов, формирующих активную область, так и за счет использования квантоворазмерных структур. Отметим: также, что широкое распространение получил метод соединения кремниевой подложки с излучающим полупроводниковым прибором уже после его изготовления на согласованной подложке (bonding). В данном обзоре этот метод рассмотрен не будет.
Формирование монокристаллических гетероструктур при помощи эггитаксиальных технологий требует использования материалов, имеющих одинаковую кристаллическую структуру и близкие параметры кристаллической решетки, то есть требование быть согласованными по параметру решетки. При использовании кремниевой подложки выполнить последнее условие затруднительно. Рассмотрим гетеролару Si-GaAs. В ней рассогласование кристаллических решеток достигает 4%, а различие в тепловых коэффициентах расширения - 250%. На ранних стадиях развития подхода Ш-V/Si исследователи пришли к осознанию необходимости выращивания переходного буферного слоя. Роль этого слоя - скрыть дислокации, порожденные в слоях близких к гетерогранице, и снижая вероятность появления проникающих дислокации в активной области излучающей структуры. По типу переходного слоя можно различить два подхода: а) переходный слой GaAs, выращенный, как правило, при низкой температуре; б) переходный слой SixGei-x, выращенный с изменением состава х от единицы до нуля.
Рассмотрим особенности метода (а) на примере работы [10]. Авторами были получены и исследованы образцы, структура которых выглядела следующим образом. На подложке монокристаллического кремния Si(100) выращивался переходный буферный слой GaAs п+-типа (п=2108см"3) толщиной 4мкм. Буферный слой состоял из нескольких частей. Первые ЗОнм выращивались при 350 С, остальные 4мкм - при 650С. После завершения каждой части буфера следовал отжиг всей структуры. На буферном слое выращивался AiGaAs эмиттер n-типа (п=5 10!7см 3), затем нелегированная активная область, содержащая InGaAs КТ, затем - верхний эмиттер AiGaAs р-типа, а также контактный р+ GaAs слой. Для проведения ЭЛ измерений к структуре были выполнены контакты, причем один - к верхнему р+ GaAs слою, а другой, после литографической обработки, - к верхнему буферному слою п+ GaAs. Таким образом, кремниевая подложка была исключена из электрической схемы питания структуры и служила лишь в качестве теплоотвода. Несмотря на проведенную оптимизацию технологии выращивания буферного слоя, авторам не удалось снизить плотность дислокаций в буферном слое менее чем 106см 2. Количество дислокаций было также значительно и в активной области прибора. Это позволило сравнивать ФЛ от описанной структуры с аналогичной, но выращенной на подложке GaAs, лишь при 17К. Сравнение показало, что источником ФЛ являются квантовые точки InGaAs, а меньшая интенсивность ФЛ объяснялась наличием дислокаций в активной область. Несмотря на наличие дислокаций в активной области структуры, авторам удалось продемонстрировать лазерную генерацию в импульсном режиме при температурах до 80К.
Особенности метода (Ь) рассмотрим на примере работы [И]. На подложке Si(OOl) авторы выращивали переходный слой SiGe общей толщиной бООнм. Заметим, что постоянная решетки Ge (аос=5.658) близка к постоянной решетки GaAs (aoaAs=5.653). Таким образом, возможно выращивать эпитаксиальные слои GaAs на Ge без образования дислокаций несоответствия. Особенностью переходного слоя было то, что он также как и в первом случае состоял из нескольких частей. Однако в данном случае эти части представляли собой различные твердые растворы SixGei.x, причем величина х изменялась ступенчато от 0.7 до нуля. На верхний слой Ge осаждался слой GaAs. На слое GaAs формировались КТ InGaAs, которые заращивались на последнем этапе слоем GaAs. В результате проведенных исследований авторы продемонстрировали ФЛ при комнатной температуре в диапазоне длин волн І.Змкм. Отметим, что достижение этой длины волны еще несколько лет назад являлось целью исследователей гетероструктур с КТ InAs/GaAs, выращенных на подложке GaAs. В работе, однако, не приводятся данные по ЭЛ измерениям подобных структур.
Выделим еще один подход к получению люминесценции из III-V структур, выращенных на кремнии [12]. Авторы показали, что возможно получение ФЛ вплоть до комнатной температуры от структур, в которых прямозонный материал (InAs) встроен в матрицу кремния в виде наноразмерных включений - КТ без использования каких либо переходных слоев. Максимумы интенсивности ФЛ при температурах 77К и 290К были на длинах волн 1.3 и І.бмкм, соответственно. Мы отмечаем данный подход, поскольку в нем наглядно продемонстрирован потенциал МПЭ технологии в применении к формированию квантово-размерных объектов в рассогласованных по параметру решетки системах за счет эффекта самоорганизации.
Таким образом, основной вывод из данного подраздела следующий. Гетероструктуры GaAs, выращенные на монокристаллическом Si, имеют достаточное кристаллическое совершенство чтобы быть оптически активными. Однако электрические характеристики обсуждаемых структур далеки от тех, которые необходимы для их интеграции с кремниевыми интегральными схемами, вследствие технологических особенностей их получения.
Формирование островков в системе Ge(Sb)/Si
В начале обсудим ряд экспериментальных результатов, которые в дальнейшем проанализируем с позиций кинетической теории формирования островков в системах, рассогласованных по параметру решетки, изложенной в [47]. Отметим основные важные отличия системы Ge(Sb)/Si от Ge/Si в соответствие с нашими результатами, опубликованными в работе [50]. Во-первых, при добавлении Sb значительно (до 2.5 раз) возрастает плотность островков. Во-вторых, исчезает бимодальное распределение островков по форме, а именно: пропадают "dome"-островки и "hut -островки с прямоугольным основанием. В итоге массив островков представлен лишь пирамидальными островками с квадратным основанием. В-третьих, сужается дисперсия размеров островков в массиве, а также, в некоторых случаях, наблюдается упорядочение островков по кристаллографическим направлениям [100] и [010]. Указанные выше отличия по сравнению с системой островков Ge/Si легко видеть из сравнения рис.3.lb с рис.3.3.а, а также рис.3.1с с рис.3.3.Ь. На рис.3.3а изображен массив островков Ge на поверхности Si, выращенных при одновременной подаче потока Sb к поверхности роста, находящейся при температуре 550С. Размеры островков составляют величины: 24нм (основание) и 2.6нм (высота). Плотность островков - 1.4101 см 2, для сравнения плотность островков в массиве образца, изображенного на рис.ЗЛ.Ъ - 4.7-10 см" , то есть более чем в 2 раза меньше. В образце, изображенном на рис.З.ЗЬ, Ge осаждался при температуре подложки 600С. Размеры островков в данном случае составляют величины 40нм (сторона основания), и 4.5нм (высота), их плотность - 1.3-10 см" . Таким образом, из сравнения рис.3.1.с с рис.З.З.Ь видно, что при добавлении Sb с поверхности пропадают "dome -кластеры. Вместо них формируются пирамидальные Ge островки меньшего размера, но с большей плотностью.
Отметим еще один важный факт, наблюдавшийся при росте Ge островков с добавлением Sb, на следующем примере. Для сравнения нами было выращено две структуры при температуре 550 С. Скорости роста и эффективные толщины Ge были одинаковые. Различие заключалось лишь в том, что в первом случае (рис.3.4.a) Ge осаждался одновременно с Sb, во втором случае (рис.3.4.Ь) осаждение Sb предшествовало осаждению Ge. Визуальное сравнение рис.3.3.а и 3.3.b не позволяет выявить значительные различия в параметрах массивов островков. Более подробный анализ дает следующие различия. Плотность островков была 5.6-10 см" (рис.3.4а) и б.4Т010см"2 (рис.ЗАЬ). Средние размеры оснований островков также различны: 45.3нм(рис.3.4.а) и 36.7нм (рис.3.4.Ь). Таким образом, нами установлено, что и в случае роста Ge островков на поверхности Si(100), на которую предварительно осаждалась Sb, и в случае совместного осаждения Ge и Sb наблюдается качественно схожая картина. А именно, исчезает бимодальное распределение островков по форме, наблюдаемое при росте только Ge (рис.ЗЛ.Ь). Различие между описанными случаями носит количественный характер. Из сказанного можно заключить, что нами косвенно подтвержден факт присутствия Sb на поверхности Si после выключения потока молекул Sb к поверхности. Данный факт был также установлен в работе [51], где показано, что подобная ситуация справедлива не только для температуры подложки 550 С, но также и для более высоких температур, в частности для 600 С. Как было отмечено выше, в случае осаждения чистого Ge, на поверхность Si при повышении температуры роста наблюдается снижение плотности массива островков, а также увеличение размеров островков. Эти закономерности справедливы и для других систем, например InAs/GaAs [48].
Выясним на примере следующей серии образцов, каким образом отражается присутствие Sb на параметрах массива Ge/Si островков при изменении температуры роста. Базовым образцом серии являлся образец, изображение которого дается на рис.3.4.а. Толщина слоя Ge для всех образцов серии была 0.8нм, скорость роста Ge была 0,02нм/сек, поток Sb был направлен на поверхность подложки вместе с потоком Ge, температура источника Sb была
АСМ изображение участка поверхности с Ge КТ, сформированными при 650С с добавлением Sb; b) экспериментальные зависимости среднего размера и плотности для Ge островков, сформированных в присутствие Sb, в зависимости от температуры поверхности подложки. 500 С. Образцы отличались лишь температурой подложки, на которой происходило формирование Ge(Sb) островков, которая изменялась от 550С для первого образца до 700С для 4-го, с шагом 50С. На рис.З.З.а изображен участок поверхности образца, в котором Ge островки формировались при температуре 650 С. Заметим, что форма островков - пирамидальная с квадратным основанием, бимодальное распределение по формам нами не было выявлено, "dome -кластеры также не были зафиксированы на его поверхности. На рис.3.5.b изображены графики для плотности и средних размеров основания для островков исследуемой серии. Заметим, что добавление Sb не меняет характера этих зависимостей, однако, нами установлено, что при одинаковых температурах роста плотность Ge(Sb)/Si островков выше, чем для Ge/Si островков. Таким образом, наличие Sb качественно не отражается на характере поведения системы Ge островков при изменении температуры роста. Таким образом, мы считаем обоснованным применение кинетической теории формирования островков [47] для описания системы Ge(Sb)/Si. При этом, однако, следует учесть влияние Sb на процесс роста Ge островков.
Влияние величины потока Sb на свойства массива Ge островков
В применении изложенной модели к интерпретации изложенных экспериментальных результатов по зависимости плотности и среднего размера Ge островков в системе Ge(Sb)/Si(100) от потока Sb следует отметить достаточно хорошее качественное соответствие экспериментальных результатов (Рис.3.7.а) с выводами теоретической модели (Рис.3.7.Ь). Оба графика говорят о пороговом характере формирования островков в зависимости от концентрации Sb. Однако здесь не следует ожидать строгого количественного соответствия по следующим причинам. Во-первых, не ясна количественная связь между температурой источника и поверхностной концентрацией адсорбированных атомов Sb, а также между ее концентрацией и значением активационного барьера для диффузии атомов Ge. Во-вторых, увеличение концентрации Sb увеличивает поверхностную энергию боковых граней островка и, следовательно, также меняет активационный барьер нуклеации. Проведенный предварительный анализ теоретических выражений показывает, что этот эффект не может привести к немонотонному поведению плотности островков, подобному изображенному на Рис.3.7,а и 3.7.Ь, однако приведет к некоторому искажению теоретической зависимости на Рис.3.7.К Наконец, сама теория нуклеации при невысоких значениях параметра Q—е находится на границе области применимости и поэтому справедлива лишь качественно.
Таким образом, в случае добавления Sb при осаждении Ge на поверхность Si(100) структурные характеристики Ge(Sb) островком меняются немонотонно при увеличении концентрации сурьмы на поверхности. Качественное объяснение этого эффекта заключается в следующем. Вначале при увеличении потока Sb происходит заметное увеличение поверхностной плотности островков Ge и уменьшение их латерального размера. Это полностью соответствует изложенному в [55] и теоретически описанному в [47,48] механизму. Присутствие Sb тормозит диффузионное поступление атомов в растущие островки, поэтому их размер уменьшается. Активационный барьер нуклеации островков также уменьшается, следовательно - интенсивность их зарождения и поверхностная плотность увеличиваются. Однако дальнейшее подавление диффузии приводит к срыву нуклеации островков в системе, и их плотность по достижении некоторого максимального значения резко падает. Существенно возрастает время, необходимое для нуклеации и роста островков, поэтому их латеральный размер не может дорасти до своего квазиравновесного значения.
Подводя итоги сказанному в данной главе, отметим, что присутствие сурьмы на поверхности при формировании Ge островков оказывает существенное влияние на свойства сформированного массива Ge островков. Нами установлено, что добавление Sb приводит к возрастанию плотности Ge островков, к уменьшению их размеров, а также приводит к подавлению формирования "dome -кластеров и увеличению степени однородности размеров среди Ge островков. Экспериментально установлен диапазон температур источника Sb, при котором необходимо учитывать влияние Sb на свойства массива Ge островков. Показано, что совокупность полученных экспериментальных результатов может найти свое объяснение в рамках кинетической теории формирования островков в системах, рассогласованных по параметру решетки. В области до порога изменение потока Sb приводит к контролируемому изменению параметров массива Ge(Sb) островков и предоставляет дополнительную степень свободы при их формировании.
Оценивая возможные последствия применения легирования Sb при росте многослойных Ge/Si гетероструктур заметим, что и в многослойных структурах следует ожидать меньшей высоты Ge(Sb) островков, а также большей их плотности. Указанные факторы приводят существенному различию структурных свойств многослойных гетероструктур Ge(Sb)/Si и Ge/Si.
Особенности спектра фотолюминесценции многослойных гетероструктур Ge/Si
На рис. 4.3 представлен спектр ФЛ, полученный при комнатной температуре от структуры с Ge ВСКТ, легированном Sb (образец 4.2.1). В спектре ФЛ наблюдаются две полосы. Первая - коротковолновая соответствует рекомбинации в кремнии с участием ТО-фонона (ТО-полоса), традиционно это наиболее интенсивная полоса, наблюдаемая в кремниевых структурах при комнатной температуре. Вторая - это полоса, связанная с Ge ВСКТ (на спектрах вводится обозначение QDSL, смысл которого будет раскрыт в разделах 4.3.3 и 4.3.4.). Отметим, что интегральная интенсивность QDSL полосы для исследуемых структур в 101 -103 раз превышает интенсивность ТО-полосы для различных образцов. Заметим также, что изменение ростовых параметров структуры приводит к изменению положения максимума QDSL полосы в диапазоне 1,3-1.8мкм. Природа QDSL полосы становится ясна при анализе низкотемпературных спектров ФЛ исследуемых структур, а также из исследования температурной зависимости спектров ФЛ, которые изображены на рис.4.4. Вначале рассмотрим низкотемпературный спектр ФЛ, снятый при 5 К. В коротковолновой части спектра расположены полосы, характерные для ФЛ кремния, которые по данным работ [26,63] соответствуют: SiBe -рекомбинации связанного экситона с участием ТО-фонона; ТА полоса -рекомбинация экситона с участием ТА-фонона; Sim свободного экситона с участием ТО-фонона; ТО+О свободного экситона с участием ТО-фонона, а также оптического фонона из Л-долины. Более длинноволновые полосы, обозначенные WLNP, WLTO, по данным работ [26,64] соответствуют бесфононной и фононной рекомбинации в смачивающем слое Ge. Полоса Si - особенность, характерная для МПЭ роста Si структур. QDSL полоса, согласно данным работ [26-28,33,64], а также некоторых других, соответствует рекомбинации в Ge островках или КТ. Отметим, что П-тип гетероструктуры Ge/Si предполагает, что дырка локализована в Ge островке, а электрон может находиться в кремнии вблизи островка Ge и быть связан с дыркой кулоновским притяжением. Таким образом, перекрытие волновых функций электрона и дырки по данным работы [65] —15%. Следует отметить, что в низкотемпературном спектре ФЛ исследуемых структур не наблюдаются дислокационные линии D1-D4 [30]. При увеличении температуры наблюдения максимум ФЛ смещается в длинноволновую сторону (рис.4.4.Ъ), что характерно для зона зонной рекомбинации. Исследование характера длинноволнового смещения показывает (рис.4.4.b), что максимум ФЛ Ge/Si многослойной структуры смещается быстрее, чем это происходит у твердого раствора Geo.8Sio.2- Подобный эффект наблюдался ранее в системе InAs/GaAs с многослойными КТ [66] и имеет следующее объяснение: при увеличении температуры происходит перераспределение носителей между КТ разных размеров. Носители переходят из КТ с малой энергией активации экситона в более «глубокие» КТ, где рекомбинируют. Отметим важную особенность исследуемых структур: ФЛ от Ge КТ наблюдается не только при низких температурах, но также и при комнатной температуре. Причина сильного подавления ФЛ полосы Ge КТ указана в [34]. Дело в том, что энергия связи экситона в Ge КТ составляет 25мэВ. Следовательно, при комнатной температуре экситоны в Ge КТ просто перестают существовать, соответственно, рекомбинация носителей происходит по другим механизмам. Таким образом, в исследуемых структурах следует ожидать увеличения энергии активации экситона. Ниже будет показано, что это действительно так.
Влияние ростовых параметров на оптические свойства. Отметим некоторые особенности проявления полосы QDSL в спектрах ФЛ в зависимости от ростовых параметров структуры. Для этого рассмотрим Серию 3, в которой изменялась эффективная толщина осажденного Ge {Befr). На рис.4.5.а представлена зависимость интегральной интенсивности ФЛ, а также положение максимума QDSL полосы в зависимости от В . Из рис.4.5.а. видно, что максимум ФЛ сдвигается в длинноволновую сторону при увеличении В г. Подобное поведение, по-видимому, связано с увеличением размеров Ge КТ и соответствующему заглублению дырочного уровня. Интенсивность ФЛ с увеличением Beff значительно снижается при Beff 0.75нм. Как показывают данные ПЭМ, последнее явление объясняется ростом количества дислокаций несоответствия и проникающих дислокаций в структуре образцов и, соответственно, увеличением центров безызлучательной рекомбинации. Важным этапом при создании приборных структур было исследование влияния прикрывающего слоя Si (cap) на оптические свойства Ge/Si многослойной структуры. На рис.4.5.b представлены данные о поведении интегральной интенсивность ФЛ QDSL полосы для образцов Серии 4. Из рис.4.5.b видно, что при сар=5 интенсивность ФЛ минимальна, в то же время при сар 50нм интенсивность ФЛ практически не зависит от толщины прикрывающего слоя. Очевидно, при малой толщине Сар слоя значительный вклад в рекомбинацию носителей дает рекомбинация через поверхностные состояния, а при увеличении толщины Сар слоя этот вклад снижается. Следует все же отметить некоторый спад интегральной интенсивности ФЛ при Сар 50нм. Несмотря на то, что а Серии 4 прикрывающий слой Si специально не легировался, нельзя исключить явление фонового легирования, а также легирование Sb за счет эффекта сегрегации Sb. Таким образом, незначительный спад ФЛ может объясняться увеличением поглощения на свободных носителях в прикрывающем слое Si. Забегая вперед, заметим, что в диодных структурах cap слой Si (контактный слой) легировался, и в этих структурах мы наблюдали значительное снижение интегральной интенсивности QDSL полосы ФЛ по сравнению со структурами, в которых Сар слой был не легирован.
