Метод молекулярно-лучевой эпитаксии для получения наноразмерных структур БГУИР Кр 1-41 01 04 010 Пз

Комбинация МЛЭ кремния и ионной имплантации низкой энергии даёт возможность прецизионного контроля за профилями легирования для получения сверхбыстрых переключающих приборов, таких как транзисторы на горячих электронах.

Высокие степени концентрации легирующей примеси требуются для работы многих оптоэлектронных приборов. Например, так получали концентрации 1018 см-3 редкоземельного элемента эрбия Er при сублимационном легировании Si слоев. При этом для уменьшения эффекта сегрегации Er кроме подачи на подложку отрицательного потенциала применялся напуск кислорода с давлением 3*10-8Торр. Влияние кислорода возможно заключается в связывании с атомами примеси и тем самым в препятствовании «всплытию» атомов примеси вслед за растущей поверхностью.

Для получения рекордно малой концентрации нежелательных примесей 2*1013 см-3 самое важное - понижать температуру всех нагретых деталей камеры роста ниже 600 оС. Профиль концентрации Er поперек слов при дельта-легировании, измеренный холловским методом при послойном травлении с шагом 0,8 нм, имел высоту 4*1013 см-2 и полуширину 1 нм. Такие же результаты были получены при дельта-легировании фосфором Р.

2.5 Молекулярно-лучевая эпитаксия CaF2 и SrF2 на GaAs

Эпитаксиальные диэлектрические слои фторидов кальция и стронция представляют значительный интерес главным образом в связи с возможностями их применения при создании трёхмерных интегральных схем и МДП-структур. Величины относительного рассогласования постоянных решётки при комнатной температуре и при температуре роста около 500 оС составляют несколько процентов.

В работе [5] были выращены диэлектрические слои CaF2 и SrF2 на GaAs (111), по картинам дифракции быстрых электронов на отражение оценено их кристаллическое качество.

Подложками служили монокристаллические пластинки арсенида галлия с размерами 6x15x0.35 мм. После стандартной механической и химической обработок поверхности подложек обезжиривались в ацетоне, затем кипятились в деионизованной воде и обрабатывались в серноперекисномтравителеH2SO4:H2O2:H2O (3:1:1) и, наконец, обрабатывались в HF, что приводило к снижению скорости роста собственного окисла на поверхности арсенида галлия. После предварительной припайки подложек к молибденовым спутникам и загрузки их в вакуумную установку, подложки прогревали до 150 - 200 оС. Затем производилось термическое испарение окислов в течение 20 - 30 мин при температурах 530 или 580 оС. При этом происходило выглаживание кристаллической поверхности и наблюдалось некоторое ослабление диффузионного фона.

Выращивание слоёв фторидов производилось при температуре 530 оС. Скорость роста слоёв составляла от 2 до 5 нм/мин.; толщины слоёв, исследованных в данной работе составляли 100 - 130 нм.

Если очистка проводилась при температуре 530 оС, то картина ДБЭ во время эпитаксии указывала на рост монокристаллического и гладкого в атомарном масштабе слоя фторида кальция или стронция. Деформация растяжения была однородной и составляла порядка 0,6 - 0,8*10-2.

В том случае, когда очистка проводилась при температуре 580 оС, картина ДБЭ имела иной вид. На начальных стадиях роста можно было видеть только кольца поликристалла, а в конце опыта наблюдался отчётливый эпитаксиальный рост. Деформация растяжения была мала: 0,18*10-2.

Это даёт возможность за счёт изменения режимов очистки поверхности арсенида галлия изменять величины упругих деформаций в монокристаллических диэлектрических слоях фторидов и может представлять интерес для получения напряжённых и ненапряжённых слоёв.

2.6 Молекулярно-лучевая эпитаксия гетероструктурAIIIBV-AIIIBVи AIV-AIIIBV

Система GaAs-Ga1-xAlxAs имеет рассогласование решёток ?0,15% и наиболее широко из всех систем AIIIBV-AIIIBV используется в различных структурах и приборах.

При выращивании GaAs и других материалов методом МЛЭ обработка подложек оказывает значительное влияние как на качество растущей плёнки, так и на перенос электронов через границу плёнка-подложка. Свежеприготовленная путём обезжиривания и химического травления подложка GaAs, помещаемая в установку МЛЭ, всегда содержит на поверхности кислород и углерод. Кислород можно удалить путём прогрева подложки до 530 - 550 оС, очистка же от углерода существенно зависит от условий на поверхности. В частности установлено, что интенсивная бомбардировка поверхности подложки электронным пучком оже-спектрометра, в особенности при нагреве ниже ~350 oC, резко затрудняет термическое удаление углерода. Остающийся углерод может быть распылён лишь с помощью быстрых ионов, после чего подложку необходимо отжечь для залечивания образовавшихся дефектов. Было замечено однако, что такая подложка содержит приповерхностный высокооомный слой, затрудняющий перенос электронов через границу плёнка-подложка.

Перечисленные проблемы можно решить, либо напыляя моно- или субмонослойSn на облучённую быстрыми ионами и оттожённую подложку GaAs перед выращиванием на ней GaAs, либо минимизируя время воздействия пучка на подложку и удаляя поверхностный углерод термически путём нагрева до температуры ~350 оС.

Другим полезным способом улучшения качества плёнок GaAs, GaAlAs и сверхрешётокGaAs-GaAlAs является использование в ходе МЛЭ водорода. Направление пучка водорода на подложку в процессе роста увеличивает подвижность электронов и выход фотолюминесценции в GaAs<Sn>, GaAlAs и сверхрешёткахGaAs-GaAlAs, улучшает качество поверхности GaAlAs и сверхрешётокGaAs-GaAlAs и эффективность вхождения Sn в GaAlAs.

Использование модулированного легирования и улучшение конструкции аппаратуры МЛЭ привело в последние годы к необычайному электронной подвижности в структурах GaAs-GaAlAs. В этой связи следует упомянуть о повышении электронной подвижности в GaAs при использовании арсина в качестве источника мышьяка, что связывают с более высоким ростовым совершенством, обусловленным выделяющимся из арсина As1. Атомарный водород на поверхности плёнки, выделяющийся при тепловом разложении арсина, может очень эффективно удалять или связывать в процессе роста кислородсодержащие примеси, уменьшая их влияние на растущую плёнку.

Были созданы и исследованы сверх решёткиGaAs-Ga1-xAlxAs со слоями почти моноатомной толщины.

Рассогласование решёток InAs и GaAs составляет 7%. Системы InAs-GaAs и In1-xGaxAs-In1-yGayAs обладают рядом интересных свойств, делающих их удобным объектом для изучения эффектов связанных с рассогласованием. Этому способствуют следующие обстоятельства:

а) InAs имеет высокую электронную подвижность, которая может зависеть от имеющихся в плёнке дефектов;

б) наличие у InAs и GaAs общего элемента V группы As облегчает управление составом твёрдого раствора InGaAs по сравнению с системами, содержащими разные элементы V группы;

в) указанные преимущества дают возможность удобной проверки того, в какой степени новая технология роста ослабляет влияние рассогласования решёток, что может быть применено и к другим гетероэпитаксиальным системам.

InAs и InGaAs выращивались на подложках (100) GaAs при температуре 400 - 600 оС. При выращивании InGaAs скорость роста и состав твёрдого раствора определялись потоками In и Ga. Нелегированные плёнки InAs имели проводимость n-типа с концентрацией носителей ~1*1016 см-3.

Как видно на рисунке 2.7 [1], подвижность электронов в плёнках InAs весьма чувствительна к толщине плёнки, быстро падая с её уменьшением.

Рисунок 2.7 - Измеренные и рассчитанные подвижности электронов в плёнках InAsразличной толщины, выращенных на GaAs. Сплошная кривая - расчёт для n = 5*1016см-3; крестики и кружки относятся к плёнкам, выращенным непосредственно и с переходным слоем соответственно.

Для сравнения, на рисунке показана зависимость в плёнках InAs от их толщины, рассчитаная с использованием данных по объёмной подвижности и соотношения

предполагающего диффузное рассеяние на поверхности. Здесь и - подвижности в плёнке и в массивном материале, l - длина свободного пробега, t - толщина плёнки. l определяется по формуле:

где m - эффективная масса, - средняя скорость, а - подвижность в объёмномInAs (берётся из литературных данных).

Вычисленное также уменьшается для тонких плёнок, но не столь быстро, как в эксперименте. Подобное различие связано с увеличением дефектности тонких плёнок InAs, что подтверждается данными просвечивающей электронной микроскопии. Причиной дефектности является рассогласование решёток.

Выращены твёрдые растворы In0.53Ga0.47As и гетеропереходы In0.53Ga0.47As-In0.52Al0.48As, согласующиеся по постоянной решётки с InP. Системы InGaAs-GaAs и In1-xGaxAs-In1-yGayAs также применяются в сверхрешётках с напряжёнными слоями, где при создании структур допускается различная степень рассогласования решёток.

Система GaSb-GaAs имеет рассогласование решёток 7,5%. С помощью метода МЛЭ при 450 - 600 оС выращивался GaSb как на подложках GaAs, так и на подложках GaSb. Нелегированный GaSb имел p-проводимость с концентрацией дырок ~1*1016 и 3*1015 см-3 при 300 и 77 К соответственно. Легирование как оловом, так и германием давало также материал с проводимостью p-типа и максимальным уровнем легирования (3 - 5)*1018 см-3.

Плёнки GaSb на GaAs имеют меньшую постоянную решётки, чем массивный материал, в отличие плёнок InAs на GaAs. Релаксация напряжений должна происходить с образованием высокой плотности дефектов.

Система InAs-GaSb вызывает интерес благодаря особому характеру взаимного расположения зон в полупроводниках. Край зоны проводимости InAs лежит ниже края валентной зоны GaSb. В твёрдых растворах In1-xGaxAs и GaSb1-yAsy такое расположение зон сохраняется вплоть до x ~ y ~ 0,2, после чего край зоны проводимости In1-xGaxAs поднимается выше края валентной зоны GaSb1-yAsy и зонная диаграмма напоминает зонную диаграмму для большинства p-n-переходов.

Выращивание GaSbAs методом МЛЭ отличается от выращивания InGaAs. Здесь скорость роста определяется потоком Ga, а состав - конкуренцией механизмов, обуславливающих встраивание в решётку атомов As и Sb. Рисунок 2.8 [1] иллюстрирует закономерности роста GaSbAs при различных потоках Sb и As и различных температурах подложки.При высоких температурах скорость встраивания Sb резко падает, что, вероятно, связано с термодинамикой испарения Sb и As.

Легирование оловом твёрдых растворов GaSb1-yAsy демонстрирует переход вещества p-типа в вещество n-типа, поскольку Sn является акцептором в GaSb и донором в GaAs. Переход происходит при y ~ 0,2. In1-xGaxAs при легировании Sn во всей области составов свой тип проводимости не меняет.

Хотя рассогласование решёток InAs и GaAs невелико (~ 0,7%), на гетерогранице могут существовать связи Ga-As и In-As, длины которых меньше и больше соответственно, чем длины связей Ga-Sb и In-As, на 7%. Соответствующие сжатия и растяжения в пограничном слое происходят вдоль направления роста (100).

Рисунок 2.8 - Зависимость состава плёнок GaSb1-yAsy от скорости поступления Sbпри различных скоростях поступления Asпо отношению к скорости поступления Ga. На кривых указано отношение As/Ga. Три верхние кривые соответствуют температуре 470 оС, нижняя кривая - температуре подложки 560 оС.

Материалы AlSb и AlGaSb представляют интерес для оптоэлектроники. Система AlSb особенно привлекательна в комбинации с парой InAs-GaSb в силу большой ширины запрещённой зоны (1,6 эВ) и малого роста рассогласования решёток, равного 0,6 и 1,3% по отношению к GaSb и InAs соответственно.

Материал AlSb выращивался с помощью МЛЭ при температурах от 400 до 550 оС. Нелегированные плёнки AlSb имели проводимость p-типа с концентрацией носителей ~1014 см-3 и удельным сопротивлением 200 Ом*см. Легирование германием обычно также даёт плёнки p-типа. При очень больших потоках Sb наблюдался (Sb/Al>10) наблюдался рост n-AlSb. В этом случае высокая концентрация Sb приводит к выталкиванию Ge в катионные узлы, где он, как и в GaAs, ведёт себя как донор.

Во время роста AlSb на поверхности (100) GaAs происходит образование трёхмерных зародышей, таких же, как при росте GaSb на GaAs. Успешное выращивание гетеропереходов и сверхрешётокв системах AlSb-GaSb, AlSb-InAs и GaSb-AlSb-InAs требует наличия гладких и резких границ раздела. Рост как GaSb на AlSb, так и AlSb на GaSb приводит к гладкой и резкой границе. Чего не скажешь о AlSb-InAs для обеих последовательностей роста.

Выращивание системы Ge-GaAs проводилось в температурном интервале 350 - 550 оС, причём большая часть плёнок была получена при температуре 400 оС, обеспечивающей лучшее качество эпитаксии при малой взаимодиффузииGe и GaAs. Нелегированные плёнки Ge, выращиваемые на GaAs, имели проводимость n-типа с концентрацией носителей 3*1018 см-3. Высокая концентрация доноров в германии объясняется проникновением атомов As из подложки, на что указывало наблюдение соединения GeAsx на поверхности германия, особенно учитывая тот факт, что поверхностные слои GaAs обогащены As в силу особенностей роста при МЛЭ. Концентрацию носителей в Ge можно снизить до 3*1017 см-3, уменьшив парциальное давление As в ходе роста Ge до 10-9 мм.рт. ст. и уменьшив температуру роста до 350 оС.

Рассогласование решёток в структуре Ge-GaAs очень мало и составляет 0,07%. Также после прогрева этой структуры при 400 оС в течение 4 часов приводит к взаимодиффузии на расстояние ~10Е.

При росте германия на (100) GaAs поверхность является гладкой, а при росте GaAs на (100) Ge она шероховата в атомном масштабе, но может быть сглажена путём выращивания слоя Ge толщиной 3 - 5 Е. Поэтому величину шероховатостей поверхности GaAs на германии можно оценить в 3 - 5 Е. Аналогичная морфология роста наблюдалась и на поверхности (111). Иная морфология имела место при росте с ориентацией (110): наблюдалась гладкая поверхность в обоих вариантах роста.

Выращивание GaP на подложках Si методом МЛЭ производилось притемпературах 580 - 650 оС, причём в качестве источника фосфора использовался либо элементарныйP, либо GaP. Подложки Si имели ориентацию (100), (110), (111) или (211). Было установлено, что заметное влияние на рост плёнок GaP оказывает обработка поверхности кремния. В некоторых случаях остатки оксида Si на поверхности подложки приводили к росту поликристаллического GaP. При использовании для очистки подложки ионной бомбардировки с последующим отжигом был выращен при 580 оС эпитаксиальный GaP, обладающий достаточно высоким кристаллическим совершенством. Однако при росте наблюдалось автолегирование кремнием из подложки и при 650 оСуровень легирования достигал ~2*1018 см-3.Изучение ориентационных зависимостей показало, что при определённых условиях ориентация (211) Si более благоприятна для роста, чем остальные. Рассогласование решёток в даннойгетеропаре составляет 0,4%.

2.7 Создание нанонитей с помощью молекулярно-лучевой эпитаксии

На GaAs (111)-подложке можно вырастить «лес» GaAs-нанонитей (НН) с участием Au-наночастиц (НЧ) в качестве катализатора по механизму пар-жидкость-кристалл (рисунок 2.9 [2]):

Рисунок 2.9 - Механизм выращивания GaAs-нанонитей с участием Au-наночастиц в качестве катализатора.

Основные этапы роста таковы: 1) Подложка термически очищается от окисла; 2) Выращивается 100 нмGaAs-буферный слой; 3) При сверхвысоком вакууме структура переносится в другую камеру для напыления Au; 4) Напыляется 1 нмAu при комнатной температуре; 5) Структура возвращается обратно в МЛЭ-объем; 6) Структура отжигается 5 мин при 550 оС под потоком As, чтобы образовались Au-НЧ в виде нанометровых капелек и стабилизировать поверхность; 7) Устанавливается нужная температура подложки и производится рост GaAs со скоростью 0,2 нм/с в течение 20 мин при соотношении потоков As/Ga =2 (это слабый переизбыток As по сравнению с типичным As/Ga =10).

Для изучения выросших GaAs-НН в электронном микроскопе их надо отделить от подложки, не повредив. Для этого достаточно прикоснуться подложки Cu-сеткой, покрытой ячеистой углеродной пленкой (она входит в набор принадлежностей микроскопа).

Au-НЧ обладают объёмной кристаллической фазой. Исследования в просвечивающем электронном микроскопе показывают, что это твердые металлические НЧ. В их состав входит не только Au, но и Ga - результат взаимодействия с GaAs-подложкой в ходе отжига.

Если опять нагревать подложку с AuGe-НЧ, то при 400 оС эти НЧ переходят из твёрдой фазы в жидкую.

GaAs-нанонити растут при температуре подложки от 320 оС до 620 оС. При 300 оС наблюдается шероховатый слой GaAs, полностью покрывающий напыленный слой Au. При 320 оС растет густой лес НН средней длины 1 мкм. У НН есть 4 особенности.

1) Диаметр НН неоднороден по длине НН. Вероятно, это связано с тем, что температура роста 320 оС меньше температуры затвердевания 340 оС.

2) На концах коротких НН видны GaAs-нанокристаллы(НК).

3) Некоторые GaAs-НК вытягиваются горизонтально и образуют мостики между соседними НН.

4) На концах длинных НН видны Au-капельки диаметром не более 3 нм. Капельки имеют полусферическую форму, что доказывает их жидкое состояние в процессе роста НН. Предполагается, что капельки уменьшаются по мере роста НН. Возможно, AuGa-НЧ могут терять устойчивость, отчего Au уходит с вершин НН, и рост НН прекращается из-за отсутствия катализатора.

В диапазоне температур 370 оС - 420 оС число GaAs-НК на вершинах НН уменьшается. В диапазоне 470 оС - 570 оС вообще нет GaAs-НК, и все НН оканчиваются Au-капельками. Наконец, при температуре 620 оС нет НН, а вся поверхность покрыта Au-капельками. Вокруг них видны вмятины, видимо, процесс вместо осаждения GaAs из капли пошел в обратную сторону- растворение GaAs-подложки в капле.

Для использования всех преимуществ разработанной Si-технологии желательно совместить GaAs-НН с Si-подложкой. Основные этапы роста таковы: 1) Si-подложка очищается в разбавленном (1%) растворе HF (это делается для удаления естественного окисла и для пассивации водородом оборванных связей Si, выступающих с поверхности); 2) Электронно-лучевое нанесение 0,4 нмAu; 3) Перенос в МЛЭ рабочий объем и отжиг 10 мин при 540 оС для образования Au-НЧ, играющих роль катализатора; 4) Рост GaAs около 5 мин при 580 оС и избытке As/Ga = 9 (рисунок 2.10 [2]). При калибровке установки эти параметры давали эпитаксиальный рост GaAs-нанослоев на (100)GaAs-подложке с типичной скоростью 1 мкм/час. 5) После остановки роста НН (прекращения потока Ga) поток As оставляли включенным, пока температура подложки не падала ниже 300 оС.

Рисунок 2.10 - Рост GaAsна Si (111)

ZnTe-НН с типичной средней длиной (1 мкм) и диаметром (30 нм) выращивали на (100)GaAs-подложке под углом + 55 град и -55 град относительно направления <100>, т.е. вдоль направления <111> (рисунок 2.11 [2]):

Рисунок 2.11 -ZnTe-нанонити на GaAs-подложке.

НН растут как на окисленных подложках, так и на очищенных от окисла (обычным термическим способом в сверхвысоком вакууме). Кристаллические решетки ZnTe и GaAs сильно рассогласованы (7 %). Это приводит к дислокациям несоответствия при выращивании толстых (порядка 1 мкм) ZnTe-слоев на GaAs-подложках, но не мешает росту ZnTe-НН нанометрового диаметра.

Для получения Au-НЧ катализатора применялось напыление слоя Au толщиной от 0,3 нм до 2 нм при 200 оС в отдельной МЛЭ-системе и последующий отжиг 10 мин при 590 оС. Этот отжиг не только образует Au-НЧ катализатора, но и убирает остатки окисла (если подложка очищалась от окисла).

Рост ZnTe-НН проводился 30 мин при соотношении потоков Zn/Te = 0,6 и температуре чуть выше 350 оС. Эта температура выбрана потому, что Au-Ga-эвтектический сплав, из которого предположительно состоят Au-НЧ катализатора, остается жидким примерно до 350 оС. По мере роста НН всё больше изгибаются и перекручиваются.

Боковая поверхность НН волнообразна. Это может быть связано с диффузией атомов по боковой поверхности между подложкой и Au-каплей на вершине НН и с изменением размера Au-капли при изменении её состава. Есть наблюдение, пока не нашедшее объяснения: тонкие НН растут быстрее толстых.

2.8 Создание наночастиц с помощью молекулярно-лучевой эпитаксии

Нанесение слоев с разными параметрами кристаллических решеток может привести к образованию устойчивых каплевидных островков диаметром 10 - 100 нм - наночастиц (НЧ), называемых квантовыми точками (КТ) из-за их специфического механизма электропроводности. Такие германиевые КТ были получены в гетероструктуреCaF2-Ge-CaF2-Si.

На изображении в атомносиловом микроскопе (АСМ) поверхности этой CaF2 пленки толщиной 10 нм видны атомно - гладкие террасы, разделенные моноатомными ступенями. Видны также следы скольжения дислокаций в виде системы прямых линий. Их плотность невелика (на поле 2 мкм всего десяток линий), поэтому при толщине CaF2 пленки 10 нм релаксация напряжений таким способом только начинается. Для улучшения электроизолирующих свойств CaF2нанометровой пленки проводился ее рост до толщины 2 нм при температуре подложки 520 оС, а затем следовал часовой отжиг при 700 - 750 оС. В результате ее удельное сопротивление возрастало на 3 порядка до величины 109 Ом*см.

Для роста Ge-КТ на этой поверхности температуру подложки понижали до 430 - 490 оС и начинали рост Ge пленки. До толщины 3 нм эта пленка гладкая, что видно по картине ДБЭ, а далее появляются островки. На изображении в атомно-силовом микроскопе поверхности этой Ge-CaF2гетероструктуры всё поле покрыто шариками диаметром около 0,1 мкм.

Аналогичные процессы происходят при выращивании InAs квантовых точек на поверхности GaAs. Островки InAs имеют форму конусов с основанием 15 нм и высотой 5 нм и располагаются вдоль поверхности нижележащего GaAs слоя с поверхностной плотностью 4*1010 см-2. Для получения заранее заданных величин поверхностной плотности, размеров и форм таких КТ предлагается выращивать разнообразные пироги InAlAs-InGaAs. Например, для увеличения высоты конусов InAs-КТ на GaAs можно наносить несколько плоскостей КТ с нанометровымиGaAs прослойками, так что их взаимодействие «вытягивает» конусы InAs-КТ вверх. Замена материала прослойки с GaAs на InGaAs может увеличить средний объем КТ, а если при этом заменить материал КТ с InAs на InAlAs, то может увеличиться поверхностная плотность КТ.



3. Устройства, созданные с помощью молекулярно-лучевой эпитаксии и их применение

Использование структур со сверхрешётками, квантовыми ямами, квантовыми точками позволяет создавать уникальные проборы микро-, нано- и оптоэлектроники, принцип действия которых основан на волновой природе электрона. Это, в первую очередь, полупроводниковые лазеры и чувствительные фотодетекторы с квантовыми ямами, сверхрешётками и квантовыми точками в активной области, транзисторы с высокой подвижностью электронов в канале, нанотранзисторы, туннельно-резонансные диоды, одноэлектронные приборы и т.п.

В настоящее время дополнительный импульс как исследовательским, так и технологическим работам по МЛЭ придают идеи и перспективы создания элементной базы для квантовых компьютеров.

МЛЭ в коммерческих целях используется в основном для создания GaAs. Для устройств на основе GaAs требуется высокая скорость в СВЧ диапазоне и поэтому требуется очень хорошее качество эпитаксиальных слоев. С этой целью очень хорошо справляется процесс МЛЭ.

Так же с помощью МЛЭ выращивают слои GaAs на кремниевых подложках. Они получаются на больших пластинах, имеют лучшуютеплопроводимость и обходятся более дешево. Не смотря на проблемы такого выращивания (довольно большое рассогласование постоянных решеток, что приводит к образованию дислокаций), на их основе было сделано много транзисторов, лазеров и светодиодов.

Сверхрешётки из элементов IIIи Vгрупп применяются в светодиодах и лазерах (так же с излучением спектра синего цвета). Так же из этих структур изготавливают инфракрасные датчики, требующие очень малой ширины запрещенной зоны.

На основе соединений типа AIIIBV выпускают полупроводниковые индикаторы и приборы двух категорий: светодиодные индикаторы (LED) и микроволновые интегральные схемы.

Светодиоды изготавливают из монокристаллического GaAs, в котором р-n переходы формируются путем добавления соответствующих легирующих примесей. Обычно это теллур, цинк или кремний. Эпитаксиальные слои трехкомпонентных и четырехкомпонентных материалов типа AIIIBV, таких как фосфид арсенид галлия (GaAsP), наращиваются на подложку. Они дают полосу излучения волн определенной длины в видимом спектре для индикаторов или в инфракрасном спектре для источников излучения или датчиков.Диоды, излучающие зеленый свет, как правило, изготавливаются из фосфида галлия (GaP).

Были попытки вырастить сплавы из магнитных материалов Co-Pt и Fe-Pt для улучшения магнитного хранения данных.

Структуры кремний на сапфире (КНС) до сих пор составляют основу радиационно-стойких, быстродействующих интегральных схем. Кроме того, такие структуры могут быть использованы в оптоэлектронике. В связи с необходимостью совершенствования известных и создания новых, все более сложных, интегральных схем ужесточаются требования к слоям кремния на сапфире по однородности электрофизических характеристик, уровню автолегирования и концентрации донорных примесей, уменьшению влияния переходного слоя на границе кремний-сапфир.Метод МЛЭ наиболее приемлем для гетероэпитаксии КНС-структур, поскольку температуру роста в нем можно снизить до 650°С с сохранением высокого структурного совершенства слоев и качества поверхности.

Рисунок 3.1 - Приборы на основе слоёв КНС [6].

Оптические свойства полупроводниковых светоизлучающих приборов с активной областью на основе гетероструктур с квантовыми точками определяются, в том числе, средним латеральным размером, формой, однородностью по размерам, степенью пространственной упорядоченности и поверхностной плотностью островков. Необходимость управления геометрическими параметрами ансамблей квантовых точек за счет изменения технологически контролируемых условий их выращивания стимулирует развитие теоретических и экспериментальных исследований кинетики формирования когерентных островков.

В ряде работ обсуждался вопрос о возможности получения излучения терагерцового диапазона за счет переходов электронов с верхних расщепленных уровней квантовой молекулы (две квантовые точки, связанные друг с другом за счет туннельных эффектов) на нижние. Таким образом, квантовые молекулы могут рассматриваться в качестве излучателей терагерцового излучения.Существует возможность создания перестраиваемого под ближний и средний ИК диапазон фотодетектора с Ge квантовыми точками.

Пленки нитридов AlN, GaN, InN перспективны как барьерные слои туннельных гетероструктур благодаря своей большой ширине запрещенной зоны, а также для акустооптических гетероструктур.

Одним из основных применений структур на основе нитридов металлов третьей группы является изготовления мощных полевых СВЧ-транзисторов. Разработанные нитридные гетероструктуры для СВЧ-микроэлектроники демонстрируют полное отсутствие эффекта коллапса (падение мощности в СВЧ-режиме по сравнению со статическими характеристиками), что характерно для нитридных транзисторов. На созданных гетероструктурах были изготовлены транзисторы с удельной мощностью 3,8 Вт/мм при 10 ГГц, что близко к предельным значениям для структур, выращенных на сапфире. Достижение указанных результатов в значительной степени обусловлено возможностями ростового оборудования. Возможность проведения процесса при ~1200оС позволяет растить гетероструктуры с переходного слоя AlN, имеющего высокое кристаллическое совершенство. Выращенный на таком слое объемный нитрид галлия демонстрирует рекордные значения подвижности свободных носителей.

ИК фотоприёмники на основе КРТ различного состава обеспечивают регистрацию ИК-излучения в широком диапазоне длин волн (1-20 мкм и более). Тепловизионная техника, основанная на применении фотоприемников ИК диапазона длин волн 3 - 12 мкм, требуется для применения как в военной технике для систем ночного видения, обнаружения и наведения, так и в народном хозяйстве для медицины, сельского хозяйства, химической, металлургической, топливодобывающей промышленностей.

Рисунок 3.2 - Поперечное сечение типичного КРТ фоторезистора.

В настоящее время проводится множество исследования светодиодов, излучающих свет в ультрафиолетовом диапазоне, с использованием нитрида галлия и сплава GaAlN. К областям использования AlN можно отнести: оптоэлектронику; диэлектрические слои в оптических носителях; высокотеплопроводные подложки; изготовление тиглей для роста арсенида галлия; датчики поверхностно-акустических волн.

Высокая подвижность электронов в арсениде индия и прямозонная структура позволяют использовать его для изготовления быстродействующих транзисторов и интегральных схем, фотоприемных детекторов ИК диапазона, инжекционных лазеров с длиной волны более 3,5 мкм.

На основе квантовых точек InGaAs-GaAs изготавливают светодиоды и полупроводниковые лазеры поверхностного излучения с вертикальным объемным резонатором (VCSEL). Последние характеризуется излучением света в направлении перпендикулярно поверхности электродов. Эти лазеры проще в изготовлении. Доступные в настоящее время лазеры VCSEL изготовляются из арсенида галлия (GaAs) и излучают свет в волновом диапазоне примерно от 750 до 1000 нм. Длины волн этого диапазона недостаточно велики для того, чтобы можно было передавать сигналы по волоконно-оптическим кабелям на большие расстояния, поэтому VCSEL используют не столько для дальней связи, сколько в LAN, развернутых в пределах одного здания, в которых интенсивный обмен информацией осуществляется на небольших расстояниях.

Рисунок 3.3 - Структура VCSEL лазера на InGaAs-GaAs.

Заключение

Молекулярно-лучевая эпитаксия может обеспечивать исключительно точное управление профилями химического состава и легирования. Монокристаллические многослойные структуры толщиной лишь в несколько атомных слоёв заложили основу экспериментальной квантовой физики. Использование возможностей получения резких гетерограниц и профилей легирования позволяет создавать приборы с желаемыми и новыми кинетическими и оптическими свойствами, такими как сверхвысокая подвижность носителей заряда, сосуществование электронов и дырок, характерное для полуметаллов и др. Часто при МЛЭ используются маски, которые наряду с «рисованием» молекулярными пучками позволяет создавать на пластинке трёхмерные монолитные структуры. МЛЭ может быть использована не только для выращивания полупроводниковых наноструктур, но также и для металлических и диэлектрических. Также видно, что в рассмотренных системах проявляются самые разнообразные свойства границ. Для ряда систем показана возможность улучшения условий роста и качества плёнок.

Метод МЛЭ открыл новую степень свободы в изучении наномира и позволил создавать самые разнообразные наноструктуры высокого качества.



Список использованных источников

[1] Л. Ченг, К. Плог. Молекулярно-лучевая эпитаксия и гетероструктуры. - Москва, «Мир», пер. с англ.,1989 - 584 с.

[2]К.В. Малышев,Б.В. Стрелков, С.А. Мешков. Молекулярно-лучевая эпитаксия нанослоёв, нанонитей и наночастиц. - М.: Изд-во МГТУ им. Н.Э. Баумана, 2007. - 49 с.

[3] В.М. Березин, Н.С. Забейворота. Методы формирования тонкоплёночных структур. - Челябинск: Из-во ЮУрГУ, 2010. - 96 с.

[4] Ю.Г. Сидоров, С.А. Дворецкий, В.С. Варавин, Н.Н. Михайлов, М.В. Якушев, И.В. Сабинина. Молекулярно-лучевая эпитаксия твёрдых растворов кадмий-ртуть-теллур на альтернативных подложках. - Новосибирск: Институт физики полупроводников Сибирского отделения Российской академии наук, 2001. - 10 с.

[5] Я.Г. Копьёв, С.В. Новиков, Н.С. Соколов, Н.Л. Яковлев. Молекулярно-лучевая эпитаксия и фотолюминесцентное определение упругих деформаций слоёв CaF2 и SrF2 на GaAs (111). -Ленинград: Физико-технический институт им. А.Ф. Иоффе Академии наук СССР, 1989 г. - 6 с.

[6] Н.О. Кривулин. Ультратонкие слои кремния на сапфире. - Нижний Новгород: Нижегородский госуниверситет, 2011 г. - 40 с.



Приложение А

(обязательное)

Таблица 1

Некоторые физические свойства основных элементов, используемых при МЛЭ

Парамет-ры	Ge	Si	In	Ga	As	Al
Атомный номер	32	14	49	31	33	13
Атомная масса	72,64	28,09	114,82	69,72	74,92	26,98
Параметры решётки, Е	5,647	5,430	a=3,252 с=4,946	a=4,519 b=7,658 c=4,526	a=4,123 б=54,17°	4,05
Кристаллическая структура	алмазная	кубичес-кая, алмазная	тетраго- нальная	ортором- бическая	триго- нальная	кубичес-каягранецен.
Кол-во атомов в 1 см3	4,52*1022	4,99*1022	3,83*1022	5,10*1022	4,60*1022	6,02*1022
Плотность при н.у., г/см3	5,32 (298 К)	2,33 (298 К)	7,31	5,91	5,73 (серый)	2,70
Температура плавления, оС	940	1415	156	30	-	660
Температура кипения, оС	2700	2350	2080	2204	613 (сублим.)	2519
Удельная теплоём-кость, Дж/(кг*К)	321	710	233	371	328	904
Коэффициент теплового расширения, К-1	6*10-6	2,6*10-6	3,21*10-5	1,2*10-4	4,7*10-6	2,3*10-5
Коэффици-ент теплопро-водности, Вт/(м*К)	60	150	82	29	50	235



Приложение Б

(обязательное)

Спектр пропускания CaF2

Элементарная ячейка кристаллической решётки CaF2и SrF2

Спектр свечения кристаллов SrF2

Элементарная ячейка кристаллической решётки GaAs

Гетеропереход GaAs/AlGaAs(ДЭГ - двумерный электронный газ)

ZnTe-нанонить

Эмиссионный спектрGaNлазерного диода

Размещено на Allbest.ru