Введение
С физикой тонких пленоксвязаны достижения и перспективы дальнейшего развития микроэлектроники, оптики,приборостроения и других отраслей новой техники. Успехи микроминиатюризацииэлектронной аппаратуры стали возможны благодаря использованию управляемогоэпитаксиального выращивания тонких слоев полупроводников, металлов идиэлектриков в вакууме из различных сред. Несмотря на многочисленные иразносторонние исследования, процессы эпитаксиальной кристаллизации не получилиполного объяснения. Обусловлено это, в первую очередь, сложностью проблемсвязанных с процессами кристаллизации в различных системах и средах.
В последние годынаблюдается возрастание интереса к поверхности твердого тела. Экспериментальныедостижения в этой области связаны с развитием техники сверх высокого вакуума,диагностической аппаратуры, такой как сканирующая туннельная микроскопия иразработкой новых спектроскопических методов исследования поверхности. Этиисследования обеспечили более глубокое проникновение в структуру и свойстваповерхностных слоев твердого тела. Однако представления о структуре поверхностии влиянии ее на эпитаксиальный рост недостаточно развиты.
В данной работеисследуется эпитаксиальный рост простых полупроводников Si и Ge на поверхности Si(111) методом анализа осцилляцийзеркально-отраженного пучка при дифракции быстрых электронов.
Обзор литературы
Молекулярно-лучеваяэпитаксия Si и Ge 7
В начале 60-х с большимоптимизмом были начаты работы в области обработки поверхностей пластин кремнияв вакууме, но через некоторое время исследователи этого направления утратиливедущие позиции, и в настоящее время интегральные схемы изготавливают накремниевых пластинах методами химической обработки. Вместе с тем необходимостьсоздания интегральных схем очень большой степени интеграции стала основнойдвижущей силой для понижения температур обработки, и постепенно технологическиеприемы, связанные с физическими методами, проникают в технологические линии дляизготовления кремниевых интегральных схем. В этом отношении выращивание кремниевыхэпитаксиальных пленок приборного качества в условиях сверхвысокого вакуума(СВВ) явилось важным шагом вперед. Этот факт отражен в резком возрастании с техпор числа публикаций по молекулярно лучевой эпитаксии (МЛЭ) кремния.
Высококачественныйпроцесс послойного роста принципиально важен для производства материалов дляэлектроники с помощью МЛЭ. Он привлекает к себе внимание благодаря рядуприсущих ему преимуществ, таких как: его гибкость, обеспечение высокой чистоты,возможность ведения всего процесса производства в вакууме, применимость масок,допустимость существенного варьирования скорости роста и понижение температурыкристаллизации, быстрота перехода от осаждения одного полупроводника к другому.
Использованиеэпитаксиальной технологии в микроэлектронике требует устранения или сведения кминимуму протяженности переходных слоев между пленками в полупроводниковыхструктурах. Метод осаждения из газовой фазы путем химических реакций для Si/Si и Ge/Si имеет температурную область кристаллизации 800-1200°С[1]. Притакой температуре существенны процессы объемной диффузии между материаломподложки и осаждаемым веществом, что ведет к размытию границы между ними.Характерные температуры осаждения Si/Si и Ge/Si для получения эпитаксиальных пленокметодом МЛЭ лежат в диапазоне 300-800 °С. Низкая температура МЛЭ кремния игермания достигается тем, что этот метод не требует ни плавления, ни химическойреакции осаждения. В этих условиях влияние диффузии и автолегированиянезначительно, а деформация во время роста минимальна. Благодаря этому сталовозможным получение дельта слоев[2], резких границ в гетероструктурах и четкихпрофилей легирования.
Поверхность Si(111)
Исследование процессовроста является важной проблемой МЛЭ, так как точное представление о механизмахпроисходящих процессов позволит управлять ими и создавать слои своспроизводимыми характеристиками.
Благодаря большомуколичеству современных методик анализа поверхности таких, например, какдифракция медленных электронов (ДМЭ)[3], фотоэлектронная спектроскопия сугловым разрешением [4], просвечивающая электронная микроскопия и сканирующаятуннельная микроскопия (СТМ)[5-7], позволили получить много полезной информациио строении поверхности и процессах роста.
Из-за взаимодействияоборванных связей, атомы в приповерхностной области стремятся перестроиться вболее энергетически-выгодные положения, образуя на поверхности двумернуюпериодическую структуру. Природа и стабильность реконструированных поверхностейочень чувствительна к условиям приготовления образца. Так, поверхность скола Si(111) реконструируется вметастабильную структуру (2х1), которая при отжиге 380°С необратимотрансформируется в структуру (7х7)[8]. При температуре выше 830°С поверхность Si(111) имеет сверхструктуру (1x1) (не имеет сверхструктуры) [9], этатемпература является точкой фазового перехода для поверхностной реконструкции Si(111).
Наиболее полнуюинформацию о структуре и морфологии поверхности дает сканирующая туннельнаямикроскопия. Изображения поверхности, полученные этим методом, свидетельствуюто том, что в зависимости от способа приготовления образца, атомарно чистаяповерхность Si(111) может содержать смесьнескольких сверхструктур. Так Y.-N. Yang E.D. Williams [10] наблюдали, что для образцанагретого до 900°С и закаленного со скоростью 100К/сек., на поверхности Si(111) образуются помимо (7x7) сверхструктуры еще рядметастабильных сверхструктур как (11x11),(9x9), (2x2),( 3x3).
Говоря о поверхностныхреконструкциях, имеется в виду двумерная периодичность на атомарно гладких частяхповерхности. Реальная поверхность кремния далека от совершенной и содержитразличные дефекты, такие как выходящие на поверхность кристалла дислокации,дефекты упаковки и загрязнения оставшиеся после предэпитаксиальной обработки.
Из-за неидеальности среза,поверхность реального кристалла, прошедшего соответствующие стадии обработки,состоит из чередующихся террас, разделенных ступенями атомной высоты. Авторы [12]получили изображения ступеней слабо разориентированной поверхности Si(111). Откуда видно, что такаяповерхность представляет собой последовательность почти параллельных и впределах порядка отличающихся друг от друга по ширине террас, разделенныхступенями монослойной высоты.
Эпитаксия Si на Si(111)
Эпитаксия Si на Si(111)методом МЛЭ изучена в широком диапазоне температур, от комнатной [13], до1000°С. Температура эпитаксии выбирается в зависимости от требуемой структурыпленки (например аморфная или монокристаллическая) и необходимым уровнемлегирования (т.к. коэффициент встраивание атомов легирующей примеси сильнозависит от температуры).
В зависимости от размеровтеррас, температуры поверхности и пересыщения, при послойном росте различаютдва механизма: ступенчато-слоевой и двумерно-островковый.
В случае роста поступенчато-слоевому механизм все упавшие на поверхность атомы, не образуяостровков, встраиваются в ступени либо десорбируют. Если же концентрацияадатомов на поверхности достигает некоторого критического значения зависящегоот температуры и ширины террас, то начнется образование двумерных островков(двумерно-островковый механизм). Плотность адатомов, вокруг существующихостровков уменьшается за счет диффузии и встраивания адатомов в островок илиступень. И в некоторой зоне вокруг уже образовавшихся островков последующиекритические зародыши образовываться не могут.
Рост идет в основном засчет разрастания двумерных зародышей.
При повышении температурыроста происходит увеличение размеров критических зародышей, средних расстояниймежду ними и зон истощения вокруг их и у ступеней [7,14]. Пропуская по пластинеSi(111) электрический ток можнодобиться значительного увеличения ширины террас (до нескольких микрон) из-заэшелонирования поверхности[15], вследствие чего температура перехода отдвумерно-островкового к ступенчато-слоевому механизму сдвигается в болеевысокотемпературную область.
Исследования процессовзарождения двумерных островков на поверхности Si(111)-(7х7) показало, что зарождение островков происходитпредпочтительно на границах сверхструктурных доменов [5-7]. В процессе роста,сверхструктура монослойного островка, образующегося на поверхности, может несоответствовать сверхструктуре подложки. U.Kohler[13], изучаяпроцессы зарождения и роста Si на Si(111) методом СТМ обнаружил, что наидеальной поверхности Si(111)-(7x7) образовавшийся монослойныйостровок может иметь помимо (7x7)сверхструктуры, еще (5x5) и(9x9). В [16] используя ДМЭ, показано,что для Si(111) с разориентацией не хуже 0.05градусов в процессе роста, после покрытия десятью монослоями на растущейповерхности в температурном диапазоне 650-870 К (380-600°C)присутствует смесь двухсверхструктур (5x5) и (7x7), а при температурах роста выше 870К (600°C) наблюдается только сверхструктура(7x7). Причем интегральная интенсивностьсверхструктурных рефлексов зависит от температуры строго определенным образом.
Исследования зарождения Si на почти идеальной поверхности Si(111)-(7х7) показало, что зарождение островков происходитпредпочтительно на метастабильных реконструкциях и дефектах поверхности ужеобразовавшихся островков, поэтому на идеальной поверхности (7х7) второймонослой начинает образовываться задолго до завершения первого. Затем островкидвумонослойной высоты срастаются, после чего идет обычный послойный рост.
Анализируя размеры иплотность островков в течении или после роста можно определить некоторыепараметры поверхности, например, такие как энергию активации поверхностнойдиффузии. Однако значение этой энергии в разных работах колеблется от 0.5 до 2эВ, но большинство авторов при моделировании и расчетах других энергетическихпараметров поверхности используют значение 1эВ.
В работе замечено чтообразование островков на поверхности Si(111) зависит от направления ступени, на которой зарождаются островки.Для ступеней с направлением зарождающиеся на поверхности островки располагаютсяпримерно на равном расстоянии друг от друга и от края ступени. Для ступеней снаправлением на верхней террасе ступени, зародившиеся у края ступени островки,не имеют зоны обеднения с этой ступенью (см. Рис.1). Отличие этих ступеней заключаетсяв том, что для ступени атомы находящиеся в ступени имеют одну оборванную связь,а для ступени две оборванные связи.
Островки, зарождающиесяна террасах, всегда имеют направления сторон такие же, как для ступеней, т.е.атомы стоящие на краю островков имеют по две оборванные связи.
/>
Рисунок 1 Зарождениеостровков на террасах с различными направлениями ступеней
Эпитаксия Ge на Si(111)
Интерес к эпитаксиигермания на кремнии обусловлен как с технологической, так инаучно-исследовательской точек зрения. Например, изготовление GaAs фотоприемников на дешевых кремниевыхподложках, из-за несоответствия их постоянных решеток требует переходного слоя.Получение бездефектных Ge слоев можетрешить эту проблему, т.к. GaAs и Ge имеют близкие значения постоянныхрешеток (0.569нм и 0.566нм соответственно).
В настоящее время сильновозрос интерес к прямому получению низкоразмерных GeSi структур[19,20]. Такобразование трехмерных островков, например германия на кремнии, в соответствиис механизмом роста Странского-Крастанова [21], может быть использовано дляполучения слоя квантовых точек. При создании таких структур важно знатьпроцессы происходящие на поверхности в процессе роста.
Начальная стадия ростапри комнатной температуре на поверхности Si(111)-(7х7) характеризуется встраиванием атомов Ge в ступени поверхности и зарождениемдвумерных островков предпочтительно на границах сверхструктурных доменов. Рост Ge идет послойно до толщины пленки три монослоя, последующийнизкотемпературный рост ведет к образованию аморфной пленки [22]. Притемпературе поверхности больше 350°C после третьего монослоя начинается образование трехмерных островков [7].Остановка роста на трех монослоях и отжиг при температуре больше 300°C ведет к тому, что атомы германия изтретьего монослоя переходят в срелаксированные островки[5].
Изучаягетероэпитаксиальный рост Ge на Si(111) авторы [5] определили энергиюактивации поверхностной диффузии (1.2 эВ) и показали, что она не зависит отскорости роста в интервале скоростей 0.03-0.14 монослоя/сек.
Дифракция быстрыхэлектронов
Дифракция быстрыхэлектронов на отражение (ДБЭ) является распространенным методом анализаструктуры поверхности пленок в процессе МЛЭ. Большое распространение этогометода связано с простотой использования методики и наличие большого свободногопространства перед образцом. Еще одним из преимуществ ДБЭ является то, чтоиз-за большого различия по энергии между упруго рассеянными электронами и фономнеупругого рассеяния и достаточность энергии первичных электронов длявозбуждения свечения люминесцирующего экрана, в ДБЭ (в отличие от дифракциимедленных электронов) отсутствует необходимость тщательной энергетическойфильтрации и повторном ускорении.
Кроме того, ДБЭ позволяетнепрерывно следить за ростом эпитаксиальных пленок на поверхности, вследствиетого, что фронтальная часть образца становится доступной для испаряющихсяисточников. Большой интерес к МЛЭ, как к способу выращивания материалов дляполупроводниковых приборов, оказал стимулирующее воздействие на применение ДБЭ.
Помимо улучшенногодоступа к поверхности, обеспечиваемого геометрией ДБЭ, по сравнению с ДМЭ, этотметод обладает и другими преимуществами при изучении эпитаксиального роста ипроцессов на многослойных поверхностях. В частности, использование падения смалыми углами скольжения делает этот метод чувствительным к микрорельефуповерхности. Если ДМЭ (обычно при нормальном падении) выделяет хорошоупорядоченные области поверхности с ориентацией, близкой к средней ориентацииповерхности, то электроны при скользящем падении будут проникать вшероховатости на поверхности, если она является микроскопически гладкой.Очевидно, что это повышает требования к более тщательному приготовлениюобразцов для исследования методом ДБЭ, но в то же время означает, что этотметод может выявить изменения в морфологии поверхности. Например, еслиэпитаксиальный рост приводит к росту островков на поверхности, то картинаскользящего отражения от плоской поверхности, которая наблюдалась в отсутствииостровков, сменится картиной содержащей дифракционные рефлексы от трехмерныхобъектов. Это может использоваться, например, для определения критическойтолщины псевдоморфной пленки, и определения ориентаций граней островков[19].
С другой стороны, ДБЭимеет определенные недостатки при изучении двумерно симметричных структур дляслучая микроскопически-гладкой поверхности. Например, для выявления полнойдвумерной периодичности, образец необходимо вращать вокруг нормали кповерхности. Изменение периодичности в плоскости падения не приводят кизменениям периодичности дифракционной картины.
Кроме анализа структурыповерхности пленок, регистрация осцилляций зеркально-отраженного пучка быстрыхэлектронов от поверхности растущей пленки дает возможность измерять скоростьроста пленок и контролировать их состав и толщину. Анализируя характеросцилляций можно изучать реализуемые механизмы роста, определять параметрыповерхностной диффузии и встраивания адатомов [23].
Осцилляции интенсивностиимеют место при реализации двумерно-слоевого роста. За счет периодическогоизменения шероховатости, интенсивность зеркального рефлекса осциллирует отслеживаягладкость поверхности. Однако с увеличением толщины пленки исходная поверхностьс атомно-гладкими террасами трансформируется в поверхность со стационарнойстепенью шероховатости. Это в свою очередь ведет к затуханию амплитудыосцилляций. Первая причина такой трансформации заключается в том, что по мерероста пленки по двумерно-слоевому механизму, т.е. за счет образования иразрастания двумерных зародышей, двухуровневая поверхность, характерная дляидеального двумерно-слоевого роста, становится многоуровневой. Вторая причина вдесинхронизации зарождения двумерных зародышей на разных террасах. Используярегистрацию осцилляций, авторы [24] предложили идею синхронизации образованиядвухмерных зародышей, расширив тем самым возможности метода МЛЭ.
Амплитуда осцилляций и ихформа зависят от азимута и угла падения электронного пучка, т.е. от такназываемых дифракционных условий. В условиях резонанса дифрагированная волнапретерпевает многократное отражение от атомных плоскостей параллельныхповерхности и имеет максимальную чувствительность к морфологии поверхности,поэтому в условиях поверхностного резонанса осцилляции имеют максимальнуюамплитуду.
Авторы показали, что пригомоэпитаксии Si на Si(100) осцилляции интенсивности зависят от азимута паденияэлектронного пучка. Для направления одна осцилляция зеркального рефлексасоответствует покрытию в один монослой, а для [110] одна осцилляция отвечаеттолщине пленки в два монослоя. Причину этого они видят в различиидифрагирования на поочередно меняющихся реконструкциях поверхности (2x1) и (1x2), из-за присутствия выделенного направления в геометрииостровков на этих поверхностях.
Многие авторы считают,что при двумерно-слоевом росте один период осцилляции зеркально отраженногопучка электронов точно соответствует одному (или двум для соответствующегоазимута Si(100)) монослою пленки выросшей заэто время.
Авторы экспериментально икомпьютерным моделированием показали, что на поверхности Si(001) при неизменном потоке атомов наподложку период осцилляций увеличивается с увеличением температуры роста.Объяснение этого явления состояло в том, что при повышении температуры большаячасть атомов начинает встраиваться в ступени, выбывая тем самым из процессовпериодического изменения шероховатости поверхности, поэтому к моменту срастанияостровков, т.е. за один период осцилляции, вырастает пленка толщиной болеемонослоя.
Другие исследователиутверждали противоположное. В [29] была предложена модель процесса ростакристалла, из которой следует, что в области перехода от двухмерно-слоевого кступенчато-слоевому механизму роста период осцилляций уменьшается с увеличениемтемпературы роста. В работе [30] авторы измерили температурную зависимостьпериода осцилляций для Ge на Ge(111). Полученные ими данные хорошосогласуются с моделью [29] и компьютерным моделированием. То есть приувеличении температуры подложки за время одной осцилляции должна вырастатьпленка меньше монослоя.
Целью этой работыявляется исследование возможных механизмов влияющих на величину периодаосцилляций.
Методика эксперимента
Разрешение вопроса осоответствии одного периода осцилляций пленке монослойной толщины, возможнопутем независимого измерения периода осцилляций и скорости осаждения материалана поверхность. Анализируя температурную зависимость отклонения толщины пленкиот монослоя, можно понять механизмы вызывающие это отклонение.
В данной работе измеренатемпературная зависимость толщины пленки кремния и германия на слабо разориентированойповерхности кремния (111). Эксперимент проводился на установке«Катунь-С», оснащенной электронно-лучевыми испарителями Si и Ge.Регистрация ДБЭ-осцилляций осуществлялась с помощью системы«Фотон-микро». Скорость роста германия и кремния в экспериментахсоставляла 0.02 нм/сек. Для сопоставления периода осцилляций с толщинойнапыляемой пленки, во время роста измерялась скорость потока. Измеренияпроизводились кварцевым измерителем толщины, одновременно с регистрациейосцилляций. Сочетание этих двух методов позволило определить эффективную толщинуэпитаксиальной пленки, выросшей за время, соответствующее периодуДБЭ-осцилляций.
Для повышения удобства иточности измерений скорости осаждения, мной была разработана и собранаэлектронная схема, позволяющая передавать текущие значения показаний прибора вкомпьютер. И написана программа для чтения, обработки и хранения измеренныхданных.
Установка молекулярно-лучевойэпитаксии «Катунь»
Автоматизированнаямногокамерная установка молекулярно-лучевой эпитаксии «Катунь»предназначена для получения многослойных эпитаксиальных пленочных структур вусловиях сверхвысокого вакуума. Схема используемой в работе части установкипоказана на рисунке 2.
/>
Рисунок 2.
Схема экспериментальнойустановки.
1) Люминесцентный экран.
2) Криопанель.
3) Нагреватель.
4) Манипулятор.
5) Рейка длятранспортировки подложек.
6) Шибер.
7) Камера МЗВ.
8) Манипулятор скассетами.
9) Система регистрацииДБЭ — «Фотон-микро».
10) Кварцевый измерительтолщины
Основные части которойвключают в себя: модуль загрузки-выгрузки, транспортный узел и модуль эпитаксиимоноатомных полупроводников.
Модуль загрузки-выгрузки(МЗВ) предназначен для загрузки, выгрузки и транспортировки полупроводниковыхподложек в сверхвысоковакуумную установку. В модуле так же производитсяпервичное обезгаживание подложек. МЗВ состоит из вакуумной камеры, вакуумныхнасосов, двух манипуляторов с кассетами для подложек, натекателя и датчиковдавления. Модуль позволяет одновременно загрузить 20 подложек диаметром до 100мм.
Транспортный узелпредназначен для перемещения рейки с подложками из МЗВ в камеру роста.
Модуль эпитаксиимоноатомных полупроводников позволяет производить эпитаксиальный ростмоноатомных полупроводников, тугоплавких металлов и осуществлять легирование впроцессе роста. Модуль содержит в себе следующие устройства: вакуумная камера,система насосов, манипулятор с нагревателем, блок испарителей, датчик масс-спектрометра,криопанель, датчики давления, дифрактометр быстрых электронов, кварцевыйизмеритель толщины.
Вакуумная система нужнадля создания необходимого рабочего давления в модулях и состоит из насосовфорвакуумного, адсорбционного, сублимационного и магниторазрядного, обеспечиваяпредельное остаточное давление 1*10-8 Па.
Манипулятор снагревателем предназначен для захвата подложки и ориентировки ее относительномолекулярных пучков и аналитических приборов, а также для нагрева и вращенияподложки во время эпитаксии. Нагрев подложки осуществляется тепловым излучениемнагревателя, который окружен системой многослойных экранов для уменьшенияизлучения на стенки камеры. Максимальная температура нагрева подложек 1100 С.
Блок испарителей являетсяодним из основных узлов технологических модулей и предназначен для получениямолекулярных пучков. Блок включает в себя два электронно-лучевые испарители(ЭЛИ) Ge и Si, две молекулярных ячейки Кнудсена Sb и B2O3и криопанель. ЭЛИ позволяет получать молекулярные потоки веществ, имеющихвысокую температуру испарения или требующих испарения из автотиглей из-забольшой химической активности. Ячейки Кнудсена создают молекулярный поток засчет нагрева тигля с испаряемым веществом. Конструкция ячеек позволяет получатьтемпературы на тигле испарителя в диапазоне 0-1300 С, с точностью поддержаниятемпературы 0.5 С.
Электронно-лучевойиспаритель
Из-за большой химическойактивности кремния и германия, для получения пленок с минимальным количествомненужных примесей встает необходимость использования «автотигей» для получениячистых атомных пучков этих материалов. Использование электронно-лучевогоиспарителя решает эту проблему.
Основные части ЭЛИвключают в себя катод, фокусирующий электрод, ускоряющий электрод и мишень (испаряемыйматериал). Поворот и фокусировка электронного пучка в центр мишени производитсяпостоянным магнитным полем самарий-кобальтовых магнитов, укрепленных подкорпусом испарителя. Кристаллическая мишень (кремниевая или германиевая)размещена в водоохлаждаемом корпусе. Поток электронов разогревает центральнуючасть кристалла до плавления.
Применение магнитногополя для фокусировки электронного пучка позволяет сделать катодный узелневидимым из места расположения подложек. Тем самым устраняется опасность прямогопопадания продуктов ионного распыления на подложку и эпитаксиальную пленку.
Скорость осаждения можноизменять управляя мощностью электронной бомбардировки, изменяя величину «озера»расплавленного материала. Для предотвращения загрязнения испаряемого материалаэто «озеро» не должно выходить за границу кристалла, т.е. сам кристалл являетсятиглем и, таким образом, реализуется режим «автотигля». Управление мощностьюосуществляется изменением тока эмиссии при неизменном ускоряющем напряжении.
При длительной работе ЭЛИв центре материала, загруженного в тигель, образуется кратер, что можетпривести к уменьшению скорости испарения и увеличению неравномерности толщиныпленки. Для выравнивания профиля загруженного материала центр расплава временносмещают в разные стороны от центра тигля, оплавляют края кратера и такимобразом перемещают испаряемый материал к центру тигля. Смещение центра расплавапроизводят изменением ускоряющего напряжения или внешними магнитами,размещенными на стенке вакуумной камеры.
Дифрактометр быстрыхэлектронов
Дифрактометр быстрыхэлектронов предназначен для наблюдения структуры тонких пленок в процессе ихнанесения методом МЛЭ, а так же для наблюдения структуры поверхности подложек впроцессе предэпитаксиальной подготовки.
Действие дифрактометраосновано на формировании дифракционной картины в результате отражения отповерхности исследуемого вещества. Электронный луч, сформированный электроннойпушкой и магнитной линзой, попадает на образец и, отражаясь от него, попадаетна люминесцентный экран.
Контроль интенсивностизеркально-отраженного пучка электронов осуществлялся с помощью системы«Фотон-микро». Система регистрации включает в себя телекамеру, блок управленияи может выполнять следующие функции:
n отображение дифракционной картины слюминесцентного экрана на экран видеоконтрольного устройства;
n выбор точек слежения за яркостьюкартины;
n вывод на самописец кривых измененияяркости дифракционной картины в указанных точках.
Кварцевый измерительтолщины
Использование кварцевогоизмерителя толщины позволяет независимо от ДБЭ измерять толщину напыляемойпленки. Физический принцип прибора основан на измерении изменения периодасобственных колебаний кварцевой пластинки (резонатора).
Измерительный резонатор,помещенный в вакуумный объем напылительной установки, определяет периодколебаний выносного генератора. Собственный период колебаний измерительногорезонатора прямо зависит от толщины пленки, осаженной на него. Сравнивая периодколебаний выносного генератора с эталонным, можно определить толщину выросшейпленки.
В данной работеиспользовался цифровой прибор УУП-1, предназначенный для контроля толщины искорости роста пленок алюминия, поэтому частота внутреннего генератораподобрана так, чтобы изменение показаний прибора на единицу соответствовалотолщине пленки алюминия в один ангстрем.
Градуировка прибора дляизмерения толщин пленок кремния и германия производилась при достаточно низкихтемпературах эпитаксии в условиях двумерно-островкового роста, когда за одинпериод осцилляции вырастает пленка монослойной высоты.
Подготовка образцов
Предэпитаксиальнаяочистка поверхности кремния является стандартной процедурой, которой пользуютсябольшинство групп занимающихся эпитаксией на кремнии и проводится в три этапа:
1) Химическая очистка:
Пластина кремнияравномерно окисляется на толщину порядка 1нм раствором H2O2+NH4OH+H2O.Затем с поверхности пластины удаляется оксидный слой SiO2 плавиковой кислотой (HF) во фторопластовой посуде. После чего производитсятщательная промывка в деионизованой воде и сушка в ацетоне. После химическойобработки на поверхности остается тонкий (несколько монослоев) и чистый отпримесей слой оксида кремния SiO2.
2) Удаление оксидакремния:
Температура подложкиустанавливается порядка 800°C(вблизи точки сверхструктурного перехода Si(111)-7x7ÛSi(111)-1x1 при 830°C). После чего проводится подпылениеповерхности пластины кремнием, с целью восстановления двуокиси кремния домоноокиси, которая при данной температуре десорбирует с поверхности. Потоккремния в процессе очистки составляет 5x1013 ат/см2сек.При этом ведется наблюдение дифракционной картины поверхности подложки. Принормальном ходе процесса очистки, по истечении около двух минут начинаетисчезать диффузный фон, и увеличивается яркость основных рефлексов. Завершениепроцесса очистки отличается появлением сверхструктурных рефлексов Si(111)-7x7.
3) Рост буферного слоя:
Для сглаживаниямакронеровностей оставшихся после шлифовки и предыдущих этапов обработкиповерхности выращивается буферный слой кремния толщиной порядка 100нм.Температура поверхности устанавливается около 600°C. Рост осуществляется в течении пяти-семи минут со скоростьюосаждения 1015 ат/см2сек.
Данная система подготовкиповерхности производится один раз.
Перед каждым новым ростомпластина прогревалась при температуре 1100°C в течении пяти минут и охлаждалась естественной теплоотдачей(без принудительного охлаждения) со скоростью около 20°C/сек (при высоких температурах) до температуры последующегороста.
Полученная таким образомповерхность представляет собой последовательность террас, разделенных ступенямимоноатомной высоты, с направлением ступеней в направлении разориентации срезаповерхности.
Проводя однообразнопрогрев и охлаждение перед каждым экспериментом, мы предполагаем, что передкаждым новым ростом поверхность имеет одинаковую геометрию (высоты инаправлений ступеней, разброс ширин террас) и такие же энергетическиехарактеристики. О чем свидетельствует характерная дифракционная картина (7х7)реконструированной поверхности (рис.3), наблюдаемая после всехпредэпитаксиальных подготовок.
/>
Рисунок 3 Характернаякартина ДБЭ поверхности Si(111)-7x7
Результаты эксперимента.
1. Поведение формыосцилляций от температуры.
В работе исследованметодом ДБЭ рост слоев кремния на кремнии в диапазоне температур от 300 до 680°C
На рисунке 4 показанохарактерное поведение осцилляций при различных температурах эпитаксии кремнияна поверхности Si(111)-7x7.
/>
Рисунок 4 Осцилляцииинтенсивности ДБЭ при эпитаксии Si на Si(111)
При низких температурахэпитаксии наблюдается отсутствие первого максимума осцилляций. Зарождениеостровков происходит предпочтительно на метастабильных реконструкциях идефектах поверхности уже образовавшихся островков, поэтому на идеальнойповерхности (7х7) второй монослой начинает образовываться задолго до завершенияпервого, а затем рост происходит послойно.
Для высоких температурадатомы имеют более высокую энергию, вследствие чего они становятся менеечувствительны к поверхностным дефектам и метастабильным реконструкциям, поэтомурост идет помонослойно начиная с первой осцилляции.
Чувствительностьзарождающихся островков к поверхностным дефектам так же наблюдается дляэпитаксии германия.
/>
Рисунок 5 Осцилляцииинтенсивности ДБЭ при эпитаксии Ge на Si(111)
Методом ДБЭ, так жеисследован рост слоев германия на кремнии в диапазоне температур от 300 до 500ОС.Поначалу рост осуществляется по двумерно-островковому механизму, о чемсвидетельствуют осцилляции интенсивности зеркального рефлекса (рис.5). Притолщине пленки более трех монослоев (МС) осцилляции прекращаются иинтенсивность выходит на стационарное значение. С четвертого слоя начинаютобразовываться трехмерные островки (механизм Странского-Крастанова), о чемсвидетельствует характерная дифракционная картина объемной дифракции (вместотяжей от плоской поверхности появляются рефлексы).
На рисунке 5 показанохарактерное поведение осцилляций при различных температурах эпитаксии германияна поверхности Si(111)-7x7. Для всех представленных температурэпитаксии первый максимум осцилляции не наблюдается. Амплитуда второйосцилляции увеличивается с повышением температуры роста, аналогично первойосцилляции для кремния. После роста первого монослоя меняется реконструкцияповерхности 7х7-5х5. Реконструкция 5х5 является стабильной для поверхности Ge(111) Поэтому можно заключить, чтопервый монослой германия повторяет структуру поверхности, перестраивается,после чего рост идет аналогично гомоэпитаксиальному и на величину амплитудывторой осцилляции в случае эпитаксии германия влияют те же механизмы, что и дляэпитаксии кремния.
Третий максимумосцилляций с повышением температуры уменьшается и уширяется. Связано это с тем,что с повышением температуры уменьшается эффективная толщина пленки, начиная скоторой осуществляется трехмерный рост.
2. Температурнаязависимость толщины пленки вырастающей за один период осцилляции ДБЭ.
На рисунках 6 и 7 представленытемпературные зависимости толщины эпитаксиальной пленки кремния, вырастающей заодин период осцилляции интенсивности зеркально-отраженного пучка быстрыхэлектронов, для различных образцов Si(111).
/>
Рисунок 6 Температурнаязависимость толщины пленки Si вырастающей заодин период осцилляции
/>
Рисунок 7 Температурнаязависимость толщины пленки Si вырастающей заодин период осцилляции
Скорость осаждениякремния в различных экспериментов изменялась в силу нестабильности длительнойработы ЭЛИ, и колебалась в пределах 0.1±0.05монослоя в секунду (1 монослой = 0.314 нм). За время проведения одногоэксперимента (одной точки на графике) скорость потока атомов на подложку можносчитать постоянной.
Для выяснения влиянияскорости роста на точность экспериментов, измерена зависимость толщины пленки,вырастающей за один период осцилляции от скорости осаждения при постояннойтемпературе. На рисунке 8 представлена эта зависимость при температуре роста500°C.
Как видно из зависимости,в диапазоне изменения скоростей 0.1±0.05мс/сек., влиянием различия скоростей роста в разных экспериментах можнопренебречь, считая при этом скорость осаждения постоянной (хотя при вычислениитолщины пленки берется точное значение скорости). Влияние скорости осаждения натолщину пленки так же представляет интерес, но в данной работе этот вопрос нерассматривается.
/>
Рисунок 8 Зависимостьтолщины пленки вырастающей за один период осцилляции от скорости роста при 500 oC
На рисунках 9 и 10 представлены характерныетемпературные зависимости толщины эпитаксиальной пленки германия на кремниивырастающей за один период осцилляции.
Точность экспериментовдля эпитаксии германия несколько ниже, по сравнению с кремнием из-за неточностиопределения периода. Для эпитаксии кремния период определялся путем измерениявремени десяти осцилляций и делении его на их количество. При этом изменениепериода с номером осцилляции в пределах точности не обнаружено. Для эпитаксиигермания период определялся по второму пику осцилляции, так как третий максимумможет быть смещен из-за близости перехода режима роста к трехмерному.
молекулярныйэпитаксия кремний пленка
/>
Рисунок 9 Температурнаязависимость толщины пленки Ge вырастающей заодин период осцилляции
/>
Рисунок 10 Температурнаязависимость толщины пленки Ge вырастающей заодин период осцилляции
Обсуждение результатов температурнойзависимости
Как видно извышеуказанных зависимостей, при высоких температурах эпитаксии толщина пленкивырастающей за один период осцилляции ДБЭ не соответствует одному монослою, имаксимальное отклонение достигает 25%. Сувеличением температуры величина отклонения растет и достигает максимальногозначения в области температур перехода от двумерно-островкового кступенчато-слоевому механизму роста. Дальнейшее увеличение температуры приводитк исчезновению осцилляций.
При этом для однихобразцов зависимость идет вниз, т. е. при повышении температуры вырастаетпленка эффективной толщиной меньшей монослоя, а для других, зависимость растет,что соответствует пленки с эффективной толщиной более монослоя. Причем характерповедения зависимостей для эпитаксии кремния и германия на одних и тех жеобразце одинаковый.
Кривые с уменьшениемэффективной толщины пленки от температуры хорошо описываются в рамках моделироста, используемой в работе [30]. Хотя в данной упрощенной модели не учтенаформа двумерных островков и предполагается равновероятным встраивание адатома вступень снизу и сверху, она качественно объясняет причину изменения периодаосцилляций.
В начальный моментвремени, который на рисунке 10 соответствует положению (0) двумерных островковнет, шероховатость минимальна и интенсивность зеркального пучка имеетмаксимальное значение. После начала роста на террасе формируются двумерныеостровки, зарождающиеся на расстоянии равном удвоенной длине миграции адатомов(l) как друг от друга, так и от краяступени. В процессе роста двумерные островки разрастаются, а край ступениперемещается в сторону роста с той же скоростью, что и край островка. В моментвремени (2) шероховатость максимальна и интенсивность зеркального рефлексаимеет минимум. При срастании двумерных островков края ступеней и двумерныхостровков продвинуться на расстояние, равное длине миграции адатомов l. Это соответствует состояниюповерхности, показанной для случая (4) на рис.11. Интенсивность зеркальногорефлекса снова достигнет максимально значения, но край ступени не будетсовпадать с начальным положением.
/>
Рисунок 11 Модель роста дляслучая уменьшения толщины пленки при повышении температуры
Таким образом, за время,равное периоду осцилляций, край ступени переместится на расстояние, котороеменьшее длины террасы на величину, равную длине миграции. Перемещение краяступени на величину (l-l) соответствует росту пленки сэффективной толщиной менее одного монослоя.
Для объяснения прямопротивоположного поведения зависимости было замечено, что: согласно публикациямсуществует разница в зарождении островков и миграции адатомов для различныхнаправлений ступеней на поверхности кремния (111). Так согласно [31], пригазофазной эпитаксии Si на Si(111) для ступени[`1`1 2] на верхней террасе, зародившиесяу края ступени островки, не имеют зоны обеднения с этой ступенью. Однакоприсутствие водорода на растущей поверхности в методе газофазной эпитаксииможет изменить энергетику поверхности по сравнению с ростом методом МЛЭ.
Отличие для миграцииадатомов через ступени связано с существованием барьера Швебеля — дополнительного энергетического барьера для перехода адатома с верхней террасына нижнюю. По расчетам для ступеней на поверхности Si(111)-(1х1) эти барьеры составляют 0.16±0.07 и 0.61±0.07 эВ для исоответственно.
При меньшем барьере,из-за наличия стока на ступенях, равновесная концентрация адатомов, в начальныймомент роста, сильно спадает к границам ступеней, поэтому, при зарожденииостровков, между образовавшимися островками и ступенью существует областьобеднения островков. Наличие большого энергетического барьера приводит к тому,что концентрация адатомов на верхней террасе вблизи края ступени остаетсябольшой, вследствие чего идет зарождение островков вблизи верхнего краяступени.
Исходя из этихсоображений, предложена модель (рис.12), объясняющая рост температурнойзависимости толщины пленки.
В данном случае частьостровков зарождается на краю ступени. К моменту срастания (случая 4 на рис.12)край ступени переместится на расстояние, которое больше длины террасы навеличину, равную длине миграции.
/>
Рисунок 12 Модель роста дляслучая увеличения толщины пленки при повышении температуры
Для проверки данного предположения,методом рентгено структурного анализа была измерена разориентация поверхностиобразцов. Для различных образцов разориентация менялась от 6 до 10 минут. Кнашему глубокому сожалению, определить направление разориентации данным методомне удалось, в силу очень малых углов разориентации.
Величина, характеризующаяуменьшение или увеличение периода ДБЭ осцилляций, определяется длиной миграцииадатомов, которая может быть вычислена по формуле:
L´(1-d/d111) — для случаяроста пленки толщиной меньше монослоя (за один период), и L´(d/d111-1) — для случаяроста пленки большей монослоя
Где L — ширина террасы, d — эффективная толщина пленки, d111 — толщина монослоя (d/d111=доля монослоя). Таким образом, по изменению периодаосцилляций, зная угол разориентации подложки, можно определить значения l.
Однако существуетограничение на применимость этой формулы при близких значениях d и d111, в связи с большим увеличениемпогрешности определения при стремлении к нулю. Поэтому предел применимости можно записать как: /L>(относительная погрешность измерения d).
В обоих случаяхмаксимальное значение эффекта составляет 25%, что соответствует =L/4. При больших значениях рост осуществляется по ступенчато-слоевому механизму, чтоведет к исчезновению осцилляций.
Процессы участвующие взарождении островков носят активационный характер, поэтому по температурнойзависимости толщины пленки, вырастающей за один период, можно определитьхарактеристическую энергию процесса зарождения островков. Строя температурныезависимости в Арениусовых координатах находитсяэнергии активации процесса образования двумерных зародышей Em.
/>
Рисунок 13 Зависимостьдлинны миграции адатомов Si на Si(111) от обратнойтемпературы (данные рис.6)
/>
Рисунок 14. Зависимостьдлинны миграции адатомов Si на Si(111) от обратнойтемпературы (данные рис.7)
/>
Рисунок 15 Зависимостьдлинны миграции адатомов Ge на Si(111) от обратнойтемпературы (данные рис.9)
+/>
Рисунок 16 Зависимостьдлинны миграции адатомов Ge на Si(111) от обратнойтемпературы (данные рис.10)
На рисунках 13-16представлены графики зависимости длинны миграции для систем Si/Si(111) и Ge/Si(111). При этом для первого образцаэнергия активации длинны миграции составила 1.45±0.1 эВ при эпитаксии кремния и 1.1±0.1эВ при эпитаксии германия. Для второго образца энергия активации составила 0.91±0.1 эВ при эпитаксии кремния и 0.49±0.1 эВ при эпитаксии германия.
Миграции адатомов определяетсякоэффициентом поверхностной диффузии и величиной падающего потока. Энергияактивации формирования двухмерных островков складывается из энергии активацииповерхностной диффузии и энергии образования двумерного зародыша. Кроме тогоимеет существенное значение минимальное количество атомов, которые образуютэтот зародыш. Поэтому полученное значение энергии активации миграции адатомовсвязать однозначно с энергией активации поверхностной диффузии и величинойпотока атомов на поверхность можно только с учетом указанных параметров. Но онинеизвестны для исследуемой нами системы.
Однако, т.к. поток атомовна поверхность, температура эпитаксии, последовательность подготовки образцов — одинаковы, плюс близкое значение углов разориентации, поэтому можнопредположить, что энергия активации поверхностной диффузии, размер и энергияобразования двумерных зародышей одинакова для этих образцов. Возникает вопрос,с чем связано отличие в активационных энергиях для различных образцов?
Заметим что, дляэпитаксии кремния и германия, отличие активационных энергий разных образцов впределах точности совпадает (0.4 эВ).
Поэтому мы предполагаем,что это отличие связано с разницей барьеров для миграции адатомов через ступеньдля различных ступеней. Разница барьеров Швебеля по расчетам [32] для ступеней [-211]и [-1-12] на поверхности Si(111)-(1х1)составляет 0.45 эВ. Однако данные расчеты приведены для (1х1) реконструкцииповерхности, а в наших экспериментах хорошо наблюдалась реконструкция (7х7)которая может несколько изменить значения этих барьеров.
Выводы
Порезультатам проведённых исследований измерения температурной зависимоститолщины эпитаксиальной пленки, при молекулярно-лучевой эпитаксии на Si(111)можно сделать следующие выводы:
1).Проверено, что период осцилляции зеркально отраженного пучка быстрых электроновне всегда соответствует росту пленки монослойной толщины, и это несоответствиеможет достигать 25% в области температур перехода от двумерно-островковогок ступенчато-слоевому механизму роста.
2). Измеренатемпературная зависимость толщины пленки, вырастающей за один период осцилляциипри молекулярно-лучевой эпитаксии кремния и германия на слабо отклоненнойповерхности Si(111).
3). Обнаружено,что с повышением температуры эффективная толщина пленки вырастающей за одинпериод осцилляции может как увеличиваться, так и уменьшаться.
4).Предложена модель, объясняющая возможность различного поведения полученныхтемпературных зависимостей эффективной толщины пленки.
5). Определена энергияактивации длинны миграции адатомов на поверхности, которая составила приэпитаксии кремния 1.45±0.1 эВ и 0.91±0.1 эВ, при эпитаксии германия 1.1±0.1 эВ и 0.49±0.1 эВ дляобразцов с различным поведением температурных зависимостей соответственно.
Благодарности
Выражаю огромнейшуюблагодарность моему научному руководителю к.ф.-м.н. Никифорову А.И. за частыеобсуждения вопросов непосредственно связанных с моей дипломной работой, за поощрениеи помощь при проявлении мной инициативных начинаний, а так же за дружественныйдух который царит в его рабочей группе.
Хочу поблагодарить так жек.ф.-м.н. Маркова В.А. за полученные от него знания и начальные навыки работына установке молекулярно-лучевой эпитаксии.
Хочу сказать большоеспасибо аспиранту Колесникову… за проведенные им измерение угловразориентации образцов.
Особенно хочупоблагодарить к.ф.-м.н. Чикичева С.И. за интересные, занимательные спецсеминарыи систематическую стимуляцию написания дипломной работы.
Cписок литературы
1. Г.А. Абдурагимов «Поверхностькристалла и эпитаксия» Издательство Ростовского Университета Ростов-на-Дону1987г.
2. Б.З. Кантер, А.И. Никифоров, В.П. Попов«Исследование сверхрешеток на основе слоев Sb, полученных с помощью МЛЭ кремния, методом резерфордовскогообратного рассеяния»//«Полупроводники» Сборник научных трудов ВО «Наука»Новосибирск 1993 стр.81
3. «Спектроскопия и диффракцияэлектронов при исследовании поверхности твердых тел» Москва, Наука 1985
4. Physical Review Lettersv.74 №14 1995 p.2756
5. B.Voigtlander,M.Kastner «’’In vivo’’ STM studies of the growth Germanium and Silicon onSilicon» // Appl. Phys. A 63,577-581(1996)
6. Bert Voigtlander andThomas Weber «Nucleation and growth of Si/Si(111) observed by scanningtunneling microscopy during epitaxy» // Physical Review B v.54 №8 p.1-4
7. Bert Voigtlander, AndreZinner and Thomas Weber «High temperature scanning tunneling microscopy duringmolecular beam epitaxy» // Rev.Sci.Instrum. 67(7),July 1996 p.2568-2572
8. Э.Зенгуил «Физика поверхности»Москва «Мир» 1990г.
9. В.А. Зиновьев, В.Ю. Баландин, Л.Н.Александров «Скорость движения ступеней при росте поверхности (111) в условияхсверхструктурного фазового перехода (7х7)-(1х1)»//«Полупроводники» Сборникнаучных трудов ЦЭРИС Новосибирск 1994 стр.219
10. Y.-N. Yang and E.D.Williams «High atom density in the (1x1) phase of metastable reconstruction onSi(111)» // Physical review Letters v.72 №12(1994) 1862-1865
11. Л.С. Палатник, И.И. Папиров«Эпитаксиальные пленки» Москва «Наука» 1971г.
12. M.Ichikawa and T.Doi«Microprobe Reflection High-Energy Electron Diffraction» // RHEED andReflection Electron Imagine of surfaces 1988 p.343-369
13. U. Kohler, J.E. Demuthand R.J. Hamers «Scfnning tunneling microscopy study of low-temperatureepitaxial growth of silicon on Si(111)-(7x7)» // J.Vac.Sci.Thecnol. A 7(4),Jul/Aug1988 2860-2866
14. Bert Voigtlander,Andre Zinner, Thomas Weber and Hans P.Bonzel «Modification of growth kineticsis surfactant mediated»//Physical Review B v.51 №.12(1995) pp.7583-7591
15. А.В. Латышев, А.Б. Красильников,А.Л. Асеев «Структура анти-эшелонов ступеней на вицинальной поверхности Si(111) в условиях нагрева пропусканиемэлектрического тока» «Полупроводники» Сборник научных трудов ЦЭРИС Новосибирск1994 стр.197
16. M. Horn Von Hoegen, J.Falta and M. Henzler «The initial stages of growth of silicon on Si(111) byslow positron annihilation low-energy electron diffraction» Thin SolidFilms,183(1989) 213-220
17. Mats I. Larson andGoran V. Hanson «Initial stages of Si molecular beam epitaxy studied withReflection High-Energy Electron Diffraction intensity measurement and MonteCarlo simulations» J.Crystal Growth 134,203(1993) 151 160
18. Michael Horn-vonHoegen, Holger Pietsch «Homoepitaxy of Si(111) is surface defect mediated» //Surf.Sci.Lett. 231(1994) L129-L136
19. V.A. Markov, A.I. Nikiforovand O.P. Pchelyakov «In situ RHEED control of direct MBE growth of Ge quantumdots on Si(001)» // J.Crystal Growth 175/176(1997) 736-740
20 Toshino Ogino«Self-organization of nanostructures on Si wafers using surface structurecontrol» // Surface Science 386(1997) pp.137-148
21. «Современная кристаллография. Том3. Образование кристаллов.» Чернов А.А., Гиваргизов Е.И. и др. Москва, Наука1980г.
22. Katusuyuki Shoji«Heteroepitaxial growth and superstucture of Ge on Si(111)-(7x7) andSi(100)-(2x1) surfaces» // Japanese Journal of Applied Physics v.22 №.10 (1983)pp.1482-1488
23. J.H.Neave, P.J.Dobson,B.A.Joyce and Jing Zhang «Reflection High-Energy Electron Diffractionoscillation from vicinal surfaces-a new approach to surfaces diffusionmeasurement» Appl.Phys.Lett. 47(2) 15July 1985 p.100-102
24. V.A. Markov, L.V. Sokolov,O.P. Pchelyakov Surf.Sci. 1991 v.250 p.229-234
25. М.А. Ламин, В.И. Машанов, О.П. Пчеляков«Осцилляции интенсивности ДБЭ от поверхности Si(111) в присутствии поверхностного резонанса» «Полупроводники»Сборник научных трудов ЦЭРИС Новосибирск 1994 стр.208
26. Tsunenori Sakamoto«RHEED oscillation in MBE their application to precisely controlled crystalgrowth» // Physic fabrication and application of multilayer structures p.93-110
27. Tsunenori Sakamoto,Kunihiro Sakamoto, Satoru Nagao and sw. «RHEED intensity oscillation-aneffective tool of Si and GexSi1-x MBE» // Thin filmgrowth techniques for low-dimensional structures p.225-245
28. H.J.W.Zandvliet,H.B.Elswijk, D.Dijkkamp and etc. «On the period of Reflection High-Energy ElectronDiffraction intensity oscillation during Si molecular beam epitaxy on vicinalSi(001)» // J.Appl.Phys. 70(5), 1 september 1991 pp.2614-2617
29. O.P. Pchelyakov, I.G. Neisvestnyi,Z.Sh. Yanovitskaya «RHEED control of nanostructure formation durig MBE»//Phys.Low-Dim.Struct., 1995, v.10/11,389-396.
30. A.I. Nikiforov, V.A. Markov,O.P. Pchelyakov and Z.Sh. Yanovitskaya «The influensce of the Epitaxial GrowthTemperature on the Period of RHEED Oscillations» Phys. Low-Dim. Struct.,7(1997) pp.1-10.
31. M. Fehrenbacher, H.Rauscher, U. Memmert, R.J. Behm «SiH4 chemical vapor deposition onSi(111)-( 7 Ч7) studied byscanningtunneling microscopy» // Surface Science 385 ( 1997) 123–145
32. S. Kodiyalam, K. E.Khor and S. Das Sarma «Calculated Schwoebel barriers on Si(111) step using anempirical potential» // Physical Review B v.53 №.15 (1995) pp.9913-9922.
33. «Молекулярно-лучевая эпитаксия игетероструктуры» под ред.Л.Ченг и К.Полога — Москва 1989г.
34 Toshihiro Ichikawa andShozo Ino «RHEED study on the Ge/Si(111) and Si/Ge(111) systems: reaction of Gewith the Si(111)-(7x7) surfaces» // Surface Science 136(1984) pp.267-284