Эпитаксиальный рост Ge на поверхности Si(100)

Содержание
Введение
Обзор литературы
Ge-Si гетероструктуры сквантовыми точками
Фундаментальные предпосылки
Рост и особенности упорядоченияансамблей Ge нанокластеров. Поверхность кремния (100)
Морфологические перестройки
Эффекты самоорганизации
Размеры и плотность островков: возможности управления
Контроль in situ
Описаниеэкспериментальной установки
Установка молекулярно-лучевойэпитаксии «Катунь»
Электронно-лучевой испаритель
Дифрактометр быстрых электронов
Кварцевый измеритель толщины
Подготовка образцов
Результаты эксперимента
Обсуждениерезультатов
Сравнение диаграммы с даннымиимеющимися в литературе
Температурное поведениехарактерных тощин
Выводы
Благодарности
Cписок литературы
/>/>Введение
С физикой тонкихпленок связаны достижения и перспективы дальнейшего развития микроэлектроники,оптики, приборостроения и других отраслей новой техники. Успехимикроминиатюризации электронной аппаратуры стали возможны благодаряиспользованию управляемого эпитаксиального выращивания тонких слоевполупроводников, металлов и диэлектриков в вакууме из различных сред.
Сейчас очень труднопредставить современную физику твердого тела без полупроводниковыхгетероструктур. Если возможность управления типом проводимости полупроводника спомощью легирования различными примесями и идея инжекции неравновесныхносителей заряда были теми семенами, из которых выросла полупроводниковаяэлектроника, то гетероструктуры дают возможность решить значительно более общуюпроблему управления фундаментальными параметрами в полупроводниковых кристаллахи приборах: шириной запрещенной зоны, эффективными массами носителей и ихподвижностями, показателем преломления, электронным энергетическим спектром ит. д.
Полупроводниковыегетероструктуры и, особенно, двойные гетероструктуры, включая квантовые ямы,проволоки (КП) и точки (КТ), являются сегодня предметом исследований 2/3исследовательских групп в области физики полупроводников. Наиболеемногообещающим методом формирования упорядоченных массивов КП и КТ являетсяметод, использующий явление самоорганизации на кристаллических поверхностях.Релаксация упругих напряжений, в случаях роста на рассогласованных по параметрурешетки материалах, может приводить к формированию упорядоченных массивов КТ.
Взрыв интереса кданной области связан с необходимостью получения полупроводниковых наноструктурс размерами в диапазоне нескольких нанометров, чтобы обеспечить энергетическиезазоры между подуровнями электронов и дырок порядка нескольких kT при комнатнойтемпературе. А спонтанное упорядочение наноструктур позволяет получатьвключения узкозонных полупроводников в широкозонной матрице и тем самымсоздавать локализующий потенциал для носителей тока. Явления спонтанноговозникновения наноструктур создают основу для новой технологии полученияупорядоченных массивов квантовых проволок и квантовых точек – базу для опто- имикроэлектроники нового поколения.
Несмотря намногочисленные и разносторонние исследования, процессы эпитаксиальнойкристаллизации не получили полного объяснения. Обусловлено это, в первуюочередь, сложностью проблем связанных с процессами кристаллизации в различныхсистемах и средах. В данной работе исследуется эпитаксиальный рост Ge наповерхности Si(100) методом анализа изменений дифракционной картины придифракции быстрых электронов на отражение./>/>/>
 

Обзор литературы/>/>Ge-Si гетероструктуры с квантовыми точками
Рост SiGe растворов, снизким содержанием дефектов, и Ge-Si гетеропереходов, имеет большое значениедля прикладных целей, таких, например, как электронных и оптических приборовбольшой мощности. Хотя А3В5 технология продемонстрировалаболее лучшие характеристики, по сравнению с кремниевой, тем не менее,кремниевая технология все еще доминирует на рынке над А3В5,которая составляет малый процент всех продаж. Есть много разных причин, которыемогут объяснить данное обстоятельство, но главная их них – это цена. Стоимостьизготовления схем, на один квадратный сантиметр, на основе КМОП в сто раздешевле аналогичных использующих А3В5 технологию.Использование некоторых соединений А3В5 обходится ещедороже, поэтому А3В5 технология еще не скоро сможетконкурировать с КМОП за большую часть рынка полупроводников. Приборы на основегерманий кремниевых гетеропереходов интегрированные с КМОП для создания схем,уже значительно дешевле, чем А3В5 технологии, несмотря нато, что германий кремниевому направлению всего около 15 лет. Добавление втехнологический процесс эпитаксии германия, по мнению Microsystems Inc. добавитвсего 15% к стоимости продукта[]. Поэтому системы на основе сочетания германияи кремния давно привлекают исследователей, для возможности получения приборов сновыми характеристиками. Биполярные транзисторы с SiGe гетеропереходом ужевыпускаются IBM, Simens и другими компаниями.
Одно из направленийисследований на основе сочетания германия и кремния явилось создание структурсодержащих GexSi1-x нанокластеры в кремниевой матрице.Гетероструктуры с пространственным ограничением носителей заряда во всех трехизмерениях (квантовые точки) реализуют предельный случай размерного квантованияв полупроводниках, когда модификация электронных свойств материала наиболеевыражена. Электронный спектр идеальной квантовой точки (КТ) представляет собойнабор дискретных уровней, разделенных областями запрещенных состояний, исоответствует электронному спектру одиночного атома, хотя реальная квантоваяточка при этом может состоять из сотен тысяч атомов. Таким образом, появляетсяуникальная возможность моделировать эксперименты атомов физики намакроскопических объектах. С приборной точки зрения, атомоподобный электронныйспектр носителей в квантовых точках в случае, если расстояние между уровнямизаметно больше тепловой энергии, дает возможность устранить основную проблемусовременной микро– и опто–электроники – «размывание» носителей зарядав энергетическом окне порядка kT, приводящее к деградации свойств приборов приповышении рабочей температуры.
Возросший интерес ктаким нанокластерам связан с рядом обстоятельств. Это успехи в разработкетехнологии получения достаточно однородного по размеру массива нанокластеровGe. Размеры нанокластеров удалось уменьшить до значений, обеспечивающихпроявление эффектов размерного квантования и электрон-электронноговзаимодействия вплоть до комнатной температуры. Разработанные методы совместимыс существующей кремниевой технологией изготовления дискретных приборов и схем. Такиеразработки, считавшиеся до последнего времени экзотическими, могут привести кнастоящей революции в кремниевой интегральной технологии. Светоизлучающие ифотоприемные кремний — германиевые устройства, позволят кремниевой технологииуспешно конкурировать с традиционно оптоэлектронными материалами, такими каксоединения А3В5.
С 1992 года начинаютпроисходить изменения в технологии получения структур с квантовыми точками. Доэтого времени основным способом создания таких структур была фотолитография, сприсущим этому методу ограничением в минимальных размерах. Проявление эффектасамоорганизации упорядоченных массивов островков нанометровых размеров вгетеросистемах Ge-Si и InAs-GaAs позволило получать бездефектные квантовыеточки предельно малых размеров (10 — 100 нм) с плотностью 1010 -1011 см-2 и привело к более четкому проявлениюатомно-подобных характеристик в электронных и оптических спектрах этихобъектов.
Интерес к исследованиюоптических свойств КТ обусловлен ярко выраженной практической направленностью ирядом преимуществ таких объектов по сравнению с двумерными сверхрешетками(квантовыми долинами). Особенностью КТ является, во-первых, возможностьуправления спектральной полосой фотоотклика путем предварительного заселениядискретных состояний с требуемой энергией переходов; во-вторых, наличиелатерального квантования в нульмерных системах снимает запрет на оптическиепереходы, поляризованные в плоскости фотоприемника, а значит, предоставляетвозможность осуществить поглощение света при нормальном падении фотонов; втретьих, в КТ ожидается сильное увеличение времени жизни фотовозбужденныхносителей вследствие так называемого эффекта «узкого фононного горла».
На примерегетеросистемы германий на кремнии давно изучается переход от послойного ростапленки к образованию 3D островков (механизм Странского — Крастанова). Приотносительно низких температурах синтеза, такие островки не содержат дислокацийнесоответствия (ДН), даже после существенного превышения ими критическихтолщин, что на Ge-Si было показано, например, в работах Eaglesham andCerullo[]. Последние 10 лет идет бурный рост исследований механизмовобразования напряженных наноостровков и особенностей их самоорганизации, какимеющих практическое применение в наноэлектронике.
/>/>Фундаментальные предпосылки
Движущей силойобразования кластера, в общем случае, является стремление системы к состоянию сминимальной свободной энергией. Основные закономерности зарождения островков вэпитаксиальной гетеросистеме определяются балансом поверхностной энергии пленкии подложки, а также энергии границы раздела пленка-подложка и внутреннейэнергии объема островка. Свободная энергия вновь образованного зародыша наповерхности подложки может быть выражена в виде трех составляющих []:
/>
Здесь первый член – работа образованиянового зародыша объемаV, />  — термодинамическая движущая сила кристаллизации — пересыщение; второй член — работа, необходимая для создания дополнительной поверхности s, /> — поверхностная энергиязародыша. Третий член представляет дополнительную энергию, возникающую из-заупругой деформации зародыша. Если два первых члена этого выражения представляютклассический вариант теории зарождения (см., например, []), то последний членпоявляется только в случае выращивания напряженных пленок.
Вклад поверхности визменение свободной энергии системы наиболее значителен для кластеров малогоразмера. Влияние упругой деформации возрастает по мере увеличения размеракластера. Строгие количественные оценки названных величин затруднены, ибо дляэтого необходимо построение точной модели кластера. Поэтому такие понятия, как «кристаллическаярешетка» или «поверхность» кластера часто носят весьма условныйхарактер.
При большихрассогласованиях, таких как в системе Ge-Si, величина этой дополнительнойэнергии зависит не только от объема зародыша, но и его формы, h/l (отношениевысоты к поперечному размеру зародыша) и является существенной в переходе 2D — 3D.Вклад зтого члена по расчетам Mullerand Kern [3] выглядит как быстро спадающая функция h/l. Чем болеевыражена трехмерность напряженного зародыша, тем меньше дополнительный вкладэнергии напряжений в его свободную энергию. Поверхностная энергия системы Geпленка (и Ge островок) — Si подложка также зависит от толщины покрытия Ge (иформы Ge островка) [3, ].
В первом приближенииключевым фактором перехода от двумерно-слоевого к трехмерному островковомуросту псевдоморфных пленок является понижение энергии напряжений в вершинахостровков из-за упругой релаксации. Определяющую роль морфологическойнестабильности поверхности пленок играют упругие напряжения несоответствия,приводящие к релаксации пленки путем образования островков. В случаегомоэпитаксии на достаточно чистой поверхности практически для всех полупроводниковобъемные островки не образуются, а рост пленок идет либо за счет движенияступеней (ступенчато-слоевой рост), либо путем формирования и срастаниядвумерных островков. Шероховатая поверхность напряженного слоя имеет меньшуюсуммарную энергию вследствие упругой релаксации напряжений в вершинах выступов.Увеличение поверхностной энергии является фактором, противодействующим развитиюрельефа пленки, однако только частично уменьшает энергетический выигрыш за счетрелаксации. Чем больше рассогласование параметров решетки пленки и подложки,тем при меньшей толщине псевдоморфной пленки теряется ее морфологическаястабильность. Образование островков является крайним проявлениемморфологической неустойчивости напряженных пленок и обычно наблюдается всистемах с большим рассогласованием параметра решеток пленки и подложки (>2%), типичными представителямикоторых являются Ge-Si и InAs-GaAs.
Процесс образованияновой фазы включает такие основные стадии как зародышеобразование, независимыйрост центров и, наконец, их развитие во взаимодействии друг с другом.
Начальная стадия ростаGe на чистой поверхности Si(100) такая же как для гомоэпитаксиикремния. В начальном состоянии на поверхности подложки находится пересыщенныйадсорбат, и на первом этапе происходит зарождение 2D центров.
Далее наступает второйэтап роста центров, в процессе которого происходит снижение пересыщения вокругцентров, но последние еще не взаимодействуют. Поэтому зарождение новых центров в местах, удаленных от уже образовавшихсяостровков, продолжается. После того, как области диффузионного «питания»центров перекрываются и пересыщение между островками снижается, вероятностьпоявления новых центров падает, наступает третий этап — этап коррелированногороста. Большие островки растут, малые исчезают.
В случае непрерывнойподачи атомов на поверхность (открытая система) островки разрастаются досоприкосновения и образуется сплошной монослой. Затем ситуация повторяется, ноиз-за рассогласования решеток, пленка германия оказывается сжатой, и по мереувеличения толщины растет энергия упругих деформаций. Так, в случае роста Ge наSi и InAs на GaAs именно наличие этих деформаций приводит к переходу отпослойного роста к образованию 3D кластеров на поверхности подстилающего слоя германия(или InAs), т. е. реализации механизма Странского — Крастанова. Существеннаянеоднородность упругой релаксации островка по его высоте приводит к зависимостиэнергетического выигрыша от формы островка. Появляются несколько дискретныхэнергетически наиболее выгодных форм («hut», «dome», «superdome»).
Упругие искажения попериферии кластера и в прилегающей области подложки возрастают с увеличениемего размеров, что изменяет закономерности присоединения адатомов к кластеру[,,].

/>
Рисунок 1. Схема формирования 3D островков в системе Ge/Si.
Рис.1 схематичнопоказывает основные этапы образования ансамбля напряженных островков. Вначальном состоянии (а) на поверхности имеется пересыщенный адсорбат, но теперьон образовался на поверхности подстилающего (смачивающего) слоя напыляемогоматериала (Ge). Зарождение 3D — «hut»-кластеров (позиция (б))обусловлено релаксацией упругих деформаций. Далее (позиция (в)) появляются двевыделенные формы: «hut» и «dome». Энергетическая выгодностьпервой и второй форм зависит от их объема, но возможно их сосуществование.Возможен переток атомов к более энергетически выгодной форме (позиция (г, но:нет непрерывного распределения по размерам, а наблюдается бимодальность враспределении); в работе [] наблюдался обратный пере ход от «dome» к «hut».Возможно квазиравновесное состояние системы, когда размеры и форма кластеровпрактически не изменяются во времени при отсутствии внешнего потока (позиция(д)). Вероятность стабильного состояния ансамбля островков возрастает сувеличением анизотропии поверхностной энергии (ее возрастанием на фасеточныхгранях островков). При определенных условиях (близкое расположение островков)теоретически обосновано взаимодействие кластеров через перекрывающиеся поляупругих деформаций в подложке [,], что может способствовать упорядочениюпространственного распределения островков на поверхности./>/>Рост и особенности упорядочения ансамблей Ge нанокластеров./>/>/> Поверхность кремния (100)
Из-за взаимодействияоборванных связей, атомы в приповерхностной области стремятся перестроиться вболее энергетически выгодные положения, образуя на поверхности двумернуюпериодическую структуру. С помощью метода ДМЭ Шлиер и Фарнсворт [] впервыенаблюдали реконструированную поверхность Si(100), имеющую элементарную ячейку 2x1 и домены двух типов, ориентированные вдоль направлений[011] и [0-11]. Атомы идеальной поверхности (100) имеют две ненасыщенные связи,одна из двух оборванных связей поверхностного атома вместе с соответствующейсвязью соседнего атома образует новую димерную связь. Соседние атомыпритягиваются друг к другу образуя пары, что ведет к удвоению элементарнойячейки в направлении перпендикулярном рядам димеров. СТМ изображение чистойповерхности представлено на рисунке 2.
Обычно, поверхность имеетдве чередующиеся реконструированные фазы, повернутые на 900относительно друг друга (см. рис.2), т.е. на поверхности присутствуют два видатеррас – SA и SB, с димерными рядами перпендикулярно и параллельно ступенисоответственно. Поверхность может состоять так же из террас только одного вида,при этом ступени между ними имеют высоту два монослоя. В работе авторырассчитали из какого типа террас состоит поверхность Si(100) в зависимости от угла разориентации и температурыобразца.
/>
Рисунок 2. Изображение структуры ступени вицинальнойповерхности Si(100)
Из-за такойреконструкции поверхности, поверхностная диффузия становится анизотропной.Адатомы «бегают» вдоль димерных рядов значительно быстрее, чемпоперек. При малых скоростях осаждения Ge и достаточной температуре, анизотропия поверхностнойдиффузии приводит к тому, что островки имеют вытянутую форму./>/>Морфологические перестройки
а  
а   В гетеросистемах Ge-Siэкспериментально наблюдают несколько стадий эволюции островков в процессеувеличения эффективной толщины пленки. Эти стадии различны для подложек сориентацией поверхности (001) и (111). С точки зрения создания квантовыхобъектов поверхность (001) является уникальной, потому что только на ней былиобнаружены компактные трехмерные бездислокационные островки размером 10 — 100нм. Появление таких островков наблюдается после образования сплошной пленки Ge.Начало образования 3D кластеров сопровождается возникновением на картинахдифракции быстрых электронов (ДБЭ) объемных рефлексов и отходящих от них тяжей,сформированных рассеянием электронов на гранях {105}. Благодаря своей форме такиеостровки получили название «hut» — кластеры []. На рис.3 представленоизображение «hut» кластера полученное Lagally [] с помощью туннельноймикроскопии.
/>
Рисунок 3. СТМ изображение простого «hut»островка, полученного напылением чистого Ge на Si(100). Высота островка ~3 нм, основание 20 и 40 нм.Плоскости огранки островка имеют направление {105}.
С ростом среднейтолщины пленки в дополнение к граням {105} картины ДБЭ показывают появлениеграней {113} и {102}. Эта стадия роста характеризуется как формирование «dome»- кластеров, рис.4. Переход от «hut» — кластеров размером в основании15 — 20 нм к «dome» — кластерам (средние размеры 50 — 100 нм)сопровождается увеличением степени релаксации механических напряжений. Поданным Floro et al. материал в кластерах типа «hut» упругорелаксирован в среднем на 20%, тогда как в островках типа «dome»из-за большего отношения высоты к основанию релаксация составляет более чем50%, при этом островки остаются по-прежнему когерентно сопряженными сподложкой.

/>
Рисунок 4. Изображение «Dome» островка сведенными дислокациями несоответствия[].
Как показываютмногочисленные экспериментальные наблюдения, последней стадией развитияморфологии и структуры островков GexSi1-x на Si (001) и(111) является образование трехмерных пластически — деформированных островков сДН в границе раздела с подложкой, сопровождающееся быстрым увеличением ихразмеров (см. например, [, ])./>/>Эффекты самоорганизации
Процесссамоорганизации вызывает появление в системе островков предпочтительныхзначений их характеристик: размеров, формы, расстояний между островками и ихвзаимного расположения. Это является результатом минимизации суммарнойсвободной энергии системы. Наличие избранных характеристик должно проявляться вспектрах рассеяния и дифракции электронов и рентгеновских лучей привзаимодействии с поверхностью, содержащей наноструктуры, а также в электронныхи оптических спектрах.
Распределениюостровков Ge по размерам в литературе уделяется большое внимание, т. к. этотпараметр системы квантовых точек чрезвычайно важен для практических применений.
Основной механизм,ведущий к выравниванию размеров островков, заключается в том, что большиеостровки напряжены у основания сильнее, поэтому атомам германия выгоднейвстроиться в меньший островок, где упругие напряжения меньше. Поэтому роступругой деформации в подложке и в основании кластера с увеличением размерапоследнего уменьшает скорость его роста [8]. Это приводит к заметному сужениюраспределения островков по размерам.
В работе [] наблюдалиуменьшение разброса размеров островков, от 39 до 25%, при увеличениитемпературы роста (450-5500С), независимо от потока (1.5-4МС./мин.).
Наиболее однородноераспределение Ge островков по размерам представлено в работе [] (разброс повысотам и ширине оснований островков составил 3%). Столь узкое распределение,по утверждению авторов, получено благодаря тщательному подбору условий роста(выбор температуры, скорости роста и периодическая остановка роста для тогочтобы адатомы, за счет диффузии по поверхности, успели встроиться в «нужные»места).
Среди других возможныхпутей улучшения однородности размеров островков можно выделить следующие: (а) — использование отклоненных подложек[]; (б) — специального метода организацииодновременного синхронного зарождения кластеров []. Обоснованию этих путеймогут служить следующие известные факты и рассуждения: островки зарождаютсяпредпочтительно на несовершенствах 2D слоя Ge, следовательно, предварительноесоздание мест, предпочтительных для зарождения кластеров, может явитьсяполезным приемом для улучшения упорядочения последних.
Ширина распределенияостровков по размерам зависит от скорости роста. Распределение становится уже сувеличением скорости. Такое поведение подтверждает важность одномоментногогетерогенного зарождения. С увеличением скорости роста повышается вероятностьзарождения островков в самом начале процесса и вследствие этого островки растутравные времена и имеют близкие размеры. Дальнейшее увеличение скорости ростаприводит к тому, что пересыщение адатомов на поверхности становится настолькобольшим, что новые островки зарождаются непрерывно. Вследствие этого моментзарождения вновь «размазывается» во времени, и распределениеостровков по размерам становится шире.
Обеспечить почтиодномоментное зарождение островков на всей поверхности подложки можно, создав впервый момент роста значительное пересыщение адатомов германия. Этого можнодобиться, например, кратковременным увеличением плотности молекулярного пучкаили кратковременным снижением температуры подложки. Эффект синхронизирующеговоздействия периодических кратковременных изменений поверхностного пересыщенияна двумерное зародышеобразование был обнаружен еще при гомоэпитаксии кремния игермания. На основе этого эффекта был обоснован и реализован метод МЛЭ ссинхронизацией зародышеобразования [23]. Позже был предложен и теоретическиобоснован оптимизированный метод синтеза таких квантоворазмерных структур, каквертикальные сверхрешетки, наносистемы из квантовых нитей или точек и т.п. прициклическом изменении пересыщения во время выращивания каждого атомного слояпленки [].
Упорядочение поплощади — наиболее слабая форма упорядочения, что связано со слабостьювзаимодействия островков на начальном этапе их формирования. Поэтомупредварительное создание упорядоченных мест для зарождения нанокластеровявляется основным путем для получения их последующего пространственно — упорядоченного состояния. Несмотря на рекордно малый разброс по размерамостровков, сообщаемый в [21], их пространственное распределение практическинеупорядочено. Свидетельствами присутствия некоторого упорядочения являютсяналичие слабо выделенного предпочтительного расстояния между ближайшимисоседями, а также отсутствие 3D центров на расстояниях меньше среднего.
Пространственноеупорядочение островков возрастает с увеличением покрытия (отношения суммарнойплощади островков к площади подложки), что обусловлено минимизацией отталкивающимисилами упругого взаимодействия между соседними островками [].
Поэтому болеепространственно упорядоченные массивы островков там, где островки практическисоприкасаются.
При выращиванииструктур с несколькими слоями Ge квантовых точек, которые заращиваютсяматериалом, согласованным с подложкой (Si), замечено, что новый слой островковрастет так, что островки оказываются расположенными друг под другом ввертикальном направлении [] и приводит к улучшению упорядочения островков по ихразмерам. Возмущения полей упругой деформации от кластера проникают на разныерасстояния в заращивающий слой, в зависимости от объема конкретного островка иот их скопления. На поверхности заращивающего слоя создаются местапреимущественного зарождения новых островков на следующем «этаже».Регулируя толщину заращивающего слоя можно отфильтровывать влияние слабыхостровков. Такие многослойные гетероструктуры с квантовыми точками имеютприкладное значение в связи с открывающимися новыми возможностями (например,электронная связь кластеров по вертикали, формирование трехмерных решеток,состоящих из островков — кластеров, часто называемых «искусственнымиатомами» []).
Морфологияповерхности, на которой формируются 3D островки, играет существенную роль иможет использоваться как управляющий фактор, способствующий упорядочениюостровков как по размерам, так и по их пространственному распределению.Управление параметрами поверхности может быть осуществлено следующими путями:
— использованиеподложек, отклоненных от поверхности (001) и связанные с этим различные способыупорядочения ступеней, являющихся в дальнейшем шаблонами для зарожденияостровков [, ,].
— использованиесурфактантов, модифицирующих поверхностные характеристики (поверхностнаяэнергия, длина диффузии адатомов) как подложки, так и эпитаксиального слоя [,,].
— создание наповерхности подложки микрострессоров, инициирующих зарождение островков вопределенных местах [, ]./>Размеры иплотность островков: возможности управления
Исследования твердыхрастворов GeSi с большим содержанием Si весьма удобны для модельныхэкспериментов, поэволяющих легко выяснить основные закономерности формированияостровков вследствие их относительно больших размеров [16]. С ростом доли Siнапряжения в кластере уменьшаются, и необходимый выигрыш знергии за счетупругой релаксации островков наступает при их больших размерах. Однакопрактический интерес исследователей концентрируется на системах с размеромнаноостровков около 10 нм и менее (чистый Ge на Si), что, в первую очередь,связано с их оптическими свойствами. Плотность островков имеет также большоезначение, поскольку отклик системы на внешнее воздействие напрямую связан счислом островков, а значит и с их плотностью. Оба этих параметра (размер иплотность) зависят от таких условий выращивания, как температура подложки искорость роста. Понижение температуры роста, также как и увеличениепотока Ge ведут к уменьшению диффузионной длины Ge адатомов на подложке.Соответственно, область сбора адатомов для одного островка уменьшается,уменьшаются и его размеры, а плотность возрастает. Abstreiter et al [], понизивтемпературу роста до 5500С и увеличивая поток Ge, закономерноварьировали плотностью островков вплоть до 1010 см-2.Дальнейшее понижение температуры роста до 3000С позволилосущественно повысить плотность Ge нанокластеров до ~ 3.1011см-2 [].Peng et al [30], используя сурьму как сурфактант, понижающийповерхностную диффузионную длину адатомов Ge, достигли рекордно высокой насегодняшний день величины плотности Ge островков ~5*1011см-2.

/>/>Контрольin situ
Сильная зависимостьпараметров островков от условий проведения технологического процесса делаетнеобходимым непрерывный мониторинг ситуации на ростовой поверхности подложки.Традиционным методом, пригодным для этого, является дифракция быстрыхэлектронов (ДБЭ).
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 (в отличие отдифракции медленных электронов) является то, что из-за большого различия поэнергии между упруго рассеянными электронами и фоном неупругого рассеяния,отсутствует необходимость тщательной энергетической фильтрации. А достаточностьэнергии первичных электронов для возбуждения свечения люминесцирующего экрана,не требует их повторного ускорения.
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 микрорельефу поверхности.Если ДМЭ (обычно при нормальном падении) выделяет хорошо упорядоченные областиповерхности с ориентацией, близкой к средней ориентации поверхности, тоэлектроны при скользящем падении будут проникать в шероховатости наповерхности, если она является микроскопически гладкой. Очевидно, что этоповышает требования к более тщательному приготовлению образцов для исследованияметодом ДБЭ, но в то же время означает, что этот метод может выявить измененияв морфологии поверхности. Например, если эпитаксиальный рост приводит к ростуостровков на поверхности, то картина скользящего отражения от плоскойповерхности, которая наблюдалась в отсутствии островков, сменится картинойсодержащей дифракционные рефлексы от трехмерных объектов. Это можетиспользоваться, например, для определения критической толщины псевдоморфнойпленки, и определения ориентаций граней островков[].
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.
В работе [], методомдифракции электронов на отражение были построены фазовые диаграммы структур,существующих на поверхности во время эпитаксии Ge на подложках Si(111) иSi(001). В процессе роста пленки GexSi1-x на подложкахSi(001) на поверхности присутствуют смесь сверхструктур (2xN), обычно наиболее ярко выраженысверхструктуры (2x1) и (2x8).
Хотя в последнеевремя, почти в каждом исследовательском коллективе появились диагностическаяаппаратура (СТМ, АФМ), предоставляющая визуальную информацию о структуреповерхности и процессах происходящих во время роста, тем не метод дифракциибыстрых электронов, благодаря своей простоте, дешевизне и удобности геометрииостается неотъемлемой частью диагностического оборудования в установкахмолекулярно-лучевой эпитаксии, для материалов не разрушающихся под воздействиемэлектронной бомбардировки. Кроме этого, регистрация осцилляций интенсивностизеркального рефлекса является самым распространенным методом калибровкискорости роста пленок. В работе [] проводится сравнительный анализдифракционных картин ДБЭ и изображений поверхности полученной СТМ, длякорректной интерпретации дифракционных картин во время роста пленок.
Кроме анализаструктуры поверхности пленок, регистрация осцилляций зеркально-отраженногопучка быстрых электронов от поверхности растущей пленки дает возможностьизмерять скорость роста пленок и контролировать их состав и толщину. Анализируяхарактер осцилляций можно изучать реализуемые механизмы роста, определятьпараметры поверхностной диффузии и встраивания адатомов [].
Осцилляции интенсивностиимеют место при реализации двумерно-островкового роста. За счет периодическогоизменения шероховатости, интенсивность зеркального рефлекса осциллируетотслеживая гладкость поверхности.
Форма осцилляцийзеркального рефлекса картины дифракции электронов в процессе роста является ещеболее чувствительной к морфологическим перестройкам на поверхности растущейпленки. Сама по себе высокая чувствительность зеркального рефлекса к морфологииобостряется, когда дифракция осуществляется в условиях поверхностного резонанса[]. В этих случаях появление островков сопровождается резким уменьшениеминтенсивности зеркального рефлекса, что дает возможность точно определять этотмомент.
/>/>Описание экспериментальной установки/>/>/>Установка молекулярно-лучевой эпитаксии «Катунь»
Автоматизированнаямногокамерная установка молекулярно-лучевой эпитаксии «Катунь»предназначена для получения многослойных эпитаксиальных пленочных структур вусловиях сверхвысокого вакуума. Схема используемой в работе части установкипоказана на рис.5.
/>
Рисунок 5. Схема экспериментальной установки.
1. — Люминесцентный экран. 2. — Криопанель. 3. — Нагреватель. 4. — Манипулятор. 5. — Кварцевый измеритель толщины. 6. — Рейкадля транспортировки подложек. 7. — Шибер. 8. — Камера МЗВ. 9. — Манипулятор скассетами. 10. — Система регистрации ДБЭ.

Основные частиустановки включают в себя: модуль загрузки-выгрузки, транспортный узел и модульэпитаксии полупроводников.
Модульзагрузки-выгрузки (МЗВ) предназначен для загрузки, выгрузки и транспортировкиполупроводниковых подложек в сверхвысоковакуумную установку. В модуле так жепроизводится первичное обезгаживание подложек. МЗВ состоит из вакуумной камеры,вакуумных насосов, двух манипуляторов с кассетами для подложек, натекателя идатчиков давления. Модуль позволяет одновременно загрузить 20 подложекдиаметром до 100 мм.
Транспортный узелпредназначен для перемещения рейки с подложками из МЗВ в камеру роста.
Модуль эпитаксииполупроводников позволяет производить эпитаксиальный рост моноатомныхполупроводников, тугоплавких металлов и осуществлять легирование в процессероста. Модуль содержит в себе следующие устройства: вакуумная камера, системанасосов, манипулятор с нагревателем, блок испарителей, датчикмасс-спектрометра, криопанель, датчики давления, дифрактометр быстрыхэлектронов, кварцевый измеритель толщины.
Вакуумная системасостоит из механического, адсорбционного, сублимационного и магниторазрядногонасосов, обеспечивая предельное остаточное давление в модулях 1*10-8Па.
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 11000С.
Блок испарителейявляется одним из основных узлов технологических модулей и предназначен дляполучения молекулярных пучков. Блок включает в себя два электронно-лучевыеиспарители (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-лучевой испаритель
Из-за большойхимической активности кремния и германия, для получения пленок с минимальнымколичеством ненужных примесей встает необходимость использования «автотигей»(расплав испаряемого вещества не контактирует с другими материалами) дляполучения чистых атомных пучков этих материалов. Использованиеэлектронно-лучевого испарителя решает эту проблему.
Основные части ЭЛИвключают в себя катод, фокусирующий электрод, ускоряющий электрод и мишень — испаряемый материал (см. рис.6). Поворот и фокусировка электронного пучка вцентр мишени производится постоянным магнитным полем самарий-кобальтовыхмагнитов, укрепленных под корпусом испарителя. Кристаллическая мишень(кремниевая или германиевая) размещена в тигле с водоохлаждаемым корпусом.Поток электронов разогревает центральную часть кристалла до плавления.

/>
Рисунок 6. 1 – Корпус; 2 – Фокусирующий электрод; 3 –Катод; 4 – Изолятор; 5 – Основание катодного узла; 6 –Магниты; 7 – Тигель; 8 –Трубка охлаждения.
Применение магнитногополя для фокусировки электронного пучка позволяет сделать катодный узелневидимым из места расположения подложек. Тем самым устраняется опасностьпрямого попадания продуктов ионного распыления на подложку и эпитаксиальнуюпленку.
Скорость осажденияможно изменять меняя величину «озера» расплавленного материала, т.е.управляя мощностью электронной бомбардировки. Для предотвращения загрязненияиспаряемого материала это «озеро» не должно выходить за границукристалла, т.е. сам кристалл является тиглем и, таким образом, реализуетсярежим «автотигля». Управление мощностью осуществляется изменениемтока эмиссии при неизменном ускоряющем напряжении.
При длительной работеЭЛИ в центре материала, загруженного в тигель, образуется кратер, что можетпривести к уменьшению скорости испарения и изменению углового распределенияпотока испаряемого материала. Это приводит к увеличению неравномерности толщиныпленки по радиусу подложки. Для выравнивания профиля загруженного материаламесто расплава временно смещают в разные стороны от центра тигля, оплавляя краякратера и таким образом перемещая испаряемый материал к центру тигля. Смещениеместа расплава производят изменением ускоряющего напряжения и внешнимимагнитами, размещенными на стенке вакуумной камеры./>/>Дифрактометр быстрых электронов
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 от поверхностиисследуемого вещества. Электронный луч, сформированный электронной пушкой имагнитной линзой, попадает на образец и, упруго рассееваясь от него, попадаетна люминесцентный экран. Ускоряющее напряжение – 20кВ./>/>Кварцевый измеритель толщины
Использованиекварцевого измерителя толщины позволяет независимо от ДБЭ измерять толщинунапыляемой пленки. Физический принцип прибора основан на измерении измененияпериода собственных колебаний кварцевой пластинки (резонатора).
Измерительныйрезонатор, помещенный в вакуумный объем напылительной установки, определяетпериод колебаний выносного генератора. Собственный период колебанийизмерительного резонатора прямо зависит от толщины пленки, осаженной на него.Сравнивая период колебаний выносного генератора с эталонным, можно определитьтолщину выросшей пленки.
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 приборадля измерения толщин пленок кремния и германия производилась при достаточнонизких температурах эпитаксии в условиях двумерно-островкового роста, когда заодин период осцилляции вырастает пленка монослойной толщины./>/> Подготовка образцов
Предэпитаксиальнаяочистка поверхности кремния является стандартной процедурой, которой пользуютсябольшинство групп занимающихся эпитаксией на кремнии и проводится в три этапа:
1) Химическая очистка:
С термическиокисленных (на толщину около 1 мкм) пластин кремния, удаляется оксидный слой SiO2 плавиковой кислотой (HF). Затем пластина равномерно окисляется раствором H2O2+NH4OH+H2O.После такой химической обработки, на поверхности остается тонкий (несколькомонослоев) и чистый от примесей слой оксида кремния SiO2. После чего производится тщательная промывка вдеионизованой воде и сушка в парах ацетона.
2) Удаление оксидакремния:
Температура подложкиустанавливается порядка 800°C.Подпыление поверхности пластины небольшим потоком кремния, восстанавливаетдвуокись кремния до моноокиси, которая при данной температуре десорбирует споверхности. Поток кремния 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 7x7 дляSi(111) и 2x1 дляSi(100).
3) Рост буферногослоя:
Для сглаживаниямакронеровностей оставшихся после шлифовки и предыдущих этапов обработкиповерхности выращивается буферный слой кремния толщиной порядка 100нм.Температура поверхности устанавливается 700°C, рост осуществляется в течении пяти — десяти минут соскоростью осаждения 1015 ат/см2сек.
Данная системаподготовки поверхности производится один раз.
Перед каждым новымосаждением германия пластина отжигалась при температуре 1100°C в течении двадцати минут. Дляуменьшения влияния «истории» образца, из-за частичного растворениягермания в подложке при отжиге, поверхность заращивалась слоем кремния ~200-300Å.Затем для выглаживания поверхности образец снова отжигался в течении 10 минут,после чего охлаждался естественной теплоотдачей (без принудительногоохлаждения) до температуры последующего роста.
Проводя однообразнопрогрев, охлаждение и заращивание кремнием перед каждым экспериментом, мыожидаем минимального изменения исходной поверхности от эксперимента кэксперименту. О чем свидетельствует характерная дифракционная картина (2x1) для Si(100) реконструированной поверхности, наблюдаемая после всехпредэпитаксиальных подготовок./>/> Результаты эксперимента
Исследован методом ДБЭрост слоев германия на кремнии в диапазоне температур от 250 до 700ОС.На рис.7 представлена характерная дифракционная картина поверхности Si(100), при дифракции быстрыхэлектронов на отражение под малым углом падения.

/>
Рисунок 7. Дифракционная картина чистой поверхности Si(100).
Центральное пятно –рефлекс зеркально отраженного пучка электронов. Три темные полосы, крайниебоковые и центральная – тяжи, полученные пересечением обратной двумернойрешетки со сферой Эвальда. Между ними находятся сверхструктурные тяжи,возникающие из-за присутствия на поверхности дополнительной периодичности (2x1).
На рис.8 показанахарактерная дифракционная картина от поверхности псевдоморфной пленки Ge на Si(100). Толщина слоя Ge равна 2 монослоя.
/>
Рисунок 8. Дифракционная картина поверхности Si(100) с пленкой Ge 2 монослоя.Стрелками показаны тяжи от реконструкции (8x2).
При толщине пленкиоколо 1 монослоя (МС) на дифракционной картине формируется сверхструктура (2xN) где N=8-12. Эта структурнаяперестройка заключается в удалении рядов димеров с поверхности плёнки, чтоприводит к частичной упругой релаксации напряженного гладкого германиевогослоя, в результате на дифракционной картине появляются дополнительные сверхструктурныетяжи.
При дальнейшемувеличение толщины Ge, из-за роста столщиной энергии напряжений, с некоторой толщины, пленке становится выгоднеечастично снять напряжения за счет увеличения площади поверхности. В результатена поверхности подстилающего слоя начинают образовываться островки(«hut» кластеры), когерентносопряженные в основании с подложкой и имеющие форму четырехгранных пирамид сориентацией граней типа {105}. В результате, на дифракционной картине тяжи отдифракции на поверхности заменяются на рефлексы от объемной дифракции (напросвет) от островков. Из-за четкой огранки островков, возле объемныхрефлексов, появляются линии обусловленные рассеянием на гранях островков (см.рис.8).
/>
Рисунок 9.Дифракционная картина поверхности Si(100) с Ge «hut» кластерами (толщина пленки — 6 монослев). Стрелкамипоказаны линии от рассеяния на гранях островков.
Увеличение толщиныпленки Ge приводит к постепенному увеличению размеров «hut» островков,и при некоторой толщине трансформации «hut» островков в «dome».Характерная дифракционная картина от поверхности с «dome» островкамипоказана на рис.9.

/>
Рисунок 10. Дифракционная картина поверхности Si(100) с Ge «dome» островками (толщина пленки — 15 монослев).Стрелками показаны линии от рассеяния на гранях островков.
Расстояние надифракционной картине между тяжами, в случае дифракции от поверхности илирефлексами, в случае дифракции от объема напрямую отражает значение параметрарешетки (~1/a). Следя за изменением расстояниясначала между тяжами, а затем между положением объемных рефлексов можноконтролировать «параметр решетки» растущей пленки в плоскости роста.На рис.10 представлено характерное поведение положения тяжей, в точкахпоследующего появления объемных рефлексов.
Стрелками на рисункепоказаны места на дифракционной картине вдоль которых снимался профильинтенсивности в процессе роста. Как видно из рисунка, в процессе ростарасстояние между тяжами меняется. В начальный момент, когда дифракционнаякартина образована рассеянием на чистой поверхности кремния, можно считать, чторасстояние между тяжами (l0) в этом случае соответствуетпараметру решетки объемного кремния. Тогда, изменение эффективной постояннойрешетки в процессе роста можно вычислить по формуле:
da/a=1-l/l0

/>
Рисунок 11. Изменение профиля интенсивности дифракционнойкартины вдоль горизонтального направления в процессе осаждения Ge на Si(100). Вверху и внизупоказаны начальное и конечное изображение дифракционной картины.
Электронный луч,падающий под малым углом на поверхность (~0.50), проникает вповерхность неглубоко ~1-3 монослоя (для данной энергии электронов – 20кВ),поэтому параметр решетки рассчитанный из дифракционной картины соответствуетпараметру решетки самых верхних слоев поверхности.
На рис.12 показанохарактерное изменение эффективного параметра решетки в плоскости роста.

/>
Рисунок 12. Изменение «параметра решетки» впроцессе осаждения. (1) – Переход 2D-3D.(2) – Полная релаксация «dome» островков.
На зависимостипараметра решетки от толщины можно выделить несколько характерных моментовизменения поведения:
Начиная с толщиныпленки около одного монослоя и до трех монослоев, наблюдается рост параметрарешетки.
В этой областинапряженной пленке германия становится выгоднее иметь на поверхности большоеколичество двумерных островков, т.к. они частично снижают напряжения за счетрелаксации. При этом, оказываясь сжатыми в основании, на верхней, свободнойгранице островки могу быть наоборот растянуты. С увеличением толщины пленки,увеличивается энергия упругих напряжений в пленке, и для ее сниженияповерхности выгоднее иметь все большее и больше количество двумерных островков.
2. С трех до пятимонослоев происходит падение параметра решетки до значения почтисоответствующему значению параметра решетки кремния.
При толщине пленкиоколо 3 монослоя на месте двумерных островков начинают образовыватьсятрехмерные островки, когерентно сопряженные в основании с подложкой.Дифракционная картина в данной ситуации представляет собой сумму от дифракциина поверхности смачивающего слоя и только зародившихся трехмерных островков.Профиль интенсивности снимается в точке появления объемных рефлексов,интенсивность которых на данной стадии еще мала, поэтому основной вклад винтенсивность в выбранной на картине точке будет давать псевдоморфныйсмачивающий слой германия, который имеет в плоскости роста параметр решетки каку кремния. Поэтому переход 2D — 3D к временному падению эффективногопараметра решетки растущей пленки.
3. С толщины пленкипорядка пяти монослоев идет постепенное увеличение параметра, до тех пор, покане достигнет значения параметра решетки объемного германия.
По мере падачиматериала на поверхность, трехмерные островки увеличиваются в размерах. «Hut» островки, будучи когерентносопряжены в своем основании с подстилающим слоем, имеющим в плоскости ростапараметр решетки кремния, к своей вершине постепенно релаксируют. И чем большеразмер островка, тем большие толщины подвержены релаксации. «Dome» островки срелаксированны ещебольше. При некоторой толщине пленки введенные в «dome» островки дислокации несоответсвия уже настолькоснимают напряжения в островках, что электронный луч прошедший через островок «чувствует»в нем параметр решетки объемного германия.
Были так же измереныизменения вертикального профиля интенсивности вдоль нулевого тяжа от временироста пленок (рис.13а). Рисунок представляет из себя последовательностьпрофилей интенсивности вдоль нулевого тяжа в зависимости от толщины пленкигермания. Угол отложен в соответствии с дифракционными картинами, приведеннымина рис.7-10 (т.е. дифракционный угол увеличивается вниз). На протяжении ростапервых 2-3 МС на профилях присутствует один максимум, который соответствуетзеркальному рефлексу. Эта область соответствует двумерно-слоевому росту пленки.Затем интенсивность зеркального рефлекса уменьшается, а рядом разгораетсяобъемный рефлекс. По мере роста пленки, интенсивность объемного рефлексаувеличивается, и при некотором значении толщины пленки происходит сдвигобъемного рефлекса в сторону больших углов.
Таким образом можновыделить три характерных области по толщине пленки, которые хорошо согласуютсяс изменениями дифракционных картин:
1. До начала переходак трехмерному росту (
В этой областипроисходит сверхструктурный переход 2х1 в 2хN, который явно не проявляется на профилях интенсивности, носопровождается существенным снижением интенсивности зеркального рефлекса притолщине пленки около 1МС.
2. После перехода ктрехмерному росту (>5-10MC и>3-4MC) профиль также представлят из себяболее узкий и интенсивный пик, теперь являющийся объемным рефлексом. По мерероста пленки происходит изменение в интенсивности и сильное смещение объемногорефлекса.
Как уже указывалосьвыше, в этой области толщин наблюдаются дифракционные картины, свидетельствующиеоб образовании псевдомофных «hut» кластеров с ориентацией граней типа {105}.
3. При большихтолщинах (>5-10MC), как ужеуказывалось выше, рефлекс постепенно смещается в сторону больших углов.
В этой области толщиннаблюдаются дифракционные картины, свидетельствующие об образовании трехмерныхостровков с дислокациями несоответствия и огранкой типа {113}.
На рис.13 цифрамиуказаны моменты смены характерных областей на профиле.

/>
Рисунок 13. (а) – Изменение профиля интенсивностидифракционной картины вдоль вертикального направления в процессе осаждения Ge на Si(100). (б) – Изменениеинтенсивности вдоль выделенное линии на (а). (1) – Переход 2D– 3D рост (начало образования «hut»островков). (2) – Переход «hut»– «dome».
Таким образом изанализа изменения горизонтального и вертикального профиля интенсивностидифракционной картины можно выделить три характерные толщины растущей пленки:(1) – переход от двумерного роста к трехмерному и начало образования наповерхности «hut»островков, (2) – переход «hut»островковв «dome» и (3) – полная релаксация «dome» островков. На рис.14 представлена кинетическая диаграмма морфологии поверхностипленки Ge на Si(100) в процессе роста, в зависимости от эффективной толщиныосажденного германия и температуры роста.

/>
Рисунок 14. Кинетическая диаграмма морфологии поверхностипленки Ge на Si(100). Скоростьосаждения Ge – 0.05МС/сек.
Точность положенияточек по относительной температуре в пределах 1-2%, по абсолютной температуре(сдвиг по температуре всей диаграмм) около 200. Точность поопределению характерных толщин, составляет около 10% и определяется в основномнеточностью определения скорости потока германия на поверхность и стабильностьюработы источника./>/> 
Обсуждение результатов/>/>/>Сравнение диаграммы с данными имеющимися в литературе
Несмотря на большоеколичество работ, публикуемых в журналах по теме роста Ge на поверхности Si(100), данных которые можно было бы напрямую соотнести с результатамиданной работы не много. Связано это с рядом обстоятельств. Во первых, почтиполовина работ по данной тематике посвящена исследованию роста твердогораствора GexSi1-x на Si(100).Эффективная постоянная решетки твердого раствора отличается от объемной решеткикремния уже не на 4%, как для случая эпитаксии чистого германия, а меньше, взависимости от x. В результате,такие параметры растущей пленки, как критическая толщина перехода 2D — 3D, характерные размеры «hut» и «dome» островков могут значительно увеличиться.Получать изображение поверхности пленок с большими островками гораздо легче, иэто можно делать «на воздухе» в атомарно-силовом микроскопе. Дляполучения изображений маленьких островков, обычно применяют сканирующуюэлектронную микроскопию, без контакта образца с воздухом, либо просвечивающуюэлектронную микроскопию уже захороненных островков.
Во вторых, много работпосвящено поиску оптимальных условий параметров роста, таких как, начальнаяструктура поверхности, скорость и температура осаждения, временные задержки впроцессе роста, использование сурфактантов и углеродных добавок и др.
На рис.15 представленорасположение экспериментальных точек, взятых из печатных источников[2,20,26,35,39,, ,,,,], по отношению к зависимостям, полученным в даннойработе.

/>
Рисунок 15. Сравнение литературных данных (тщчки)срезультатами эксперимента в данной работе(сплошные линии).
Экспериментальныеточки, с использованием метода газофазной эпитаксии лежат на несколькомонослоев выше, чем для молекулярно-лучевой эпитаксии. Связано это с тем, чтопри осаждении из газовой фазы на поверхности растущей пленки присутствуетводород, который уменьшает поверхностную диффузию адатомов и меняет энергиюграницы раздела кристалл-вакуум, т.е. действует аналогично сурфактанту. Востальном наблюдается удовлетворительное соответсвие экспериментальных наблюдений./>/>Температурное поведение характерных тощин
1). Температурноеповедение 2D-3D перехода.
Поведение границыпослойного и трехмерного роста при изменении температуры роста определяетсяхарактерной длинной миграции адатомов по поверхности.
На диаграммеморфологии поверхности видно низкотемпературное (T5500C) уменьшение эффективной толщины Geпленки, при которой происходит смена 2D — 3D механизма роста. Для эпитаксии принизких температурах, из-за диффузионного уменьшения длинны миграции адатомов Geпо поверхности, происходит постепенная трансформация от двумерно островковогомеханизма роста к многоуровневому, когда новые двумерные островки образуются нанижележащих двумерных островках, еще не успевших срастись в сплошной монослой.По теоретическим расчетам, растущей поверхности напряженной германиевой пленки,на стадии двумерного послойного роста, выгодно быть шероховатой (т.е. иметь наповерхности двумерные островки) для снижения энергии упругих напряжений. Привысоких температурах поверхностная диффузия адатомов достаточна, чтобы собратьатомы вокруг двумерного островка из подстилающего слоя или просто дляперестройки двумерного островка, для образования более выгодной конфигурациипленки (с «hut»островками), поэтому переход к трехмерному росту происходит раньше. А применьших температурах, кинетические ограничения приводят к тому, что зарождение3D островков начинается немного позже.
2). Температурноеповедение перехода «hut»- «dome» и полной релаксации «dome» островков.
Как видно иззависимости во всем температурном диапазоне происходит плавное уменьшениехарактерных толщины перехода из «hut» в «dome»и толщины, при которой происходит полная релаксация «dome» островков. По многочисленнымтеоретическим расчетам «hut»островки являются метастабильными, и отжиг, даже при температурах роста,приводит к постепенному переходу «hut» островков в «dome» островки. Поэтому наряду с термодинамическими параметрамисистемы (конкуренция между упругими напряжениями и площадью поверхности),важную роль играют кинетические процессы переноса на поверхности. При низкихтемпературах роста, кинетический массоперенос по поверхности гораздо меньше,поэтому трансформация «hut»кластеров в более стабильные «dome» островки происходит при больших толщинах. В то время как при болеевысоких температурах роста образующиеся «dome» островки для выстраивания своей формы вконфигурацию с минимумом энергии могут получать атомы Ge не только из падающегопотока, но и собирать из близлежащих «hut» кластеров и смачивающего слоя. К тому же, приболе высоких температурах, введение дислокаций несоответствия в островоквозможно при меньших напряжениях в островке, а значит при меньших эффективныхтолщинах германиевой пленки.
/>/>Выводы
По результатампроведённых исследований можно сделать следующие выводы:
1). Предложена методика контроляморфологии пленки Ge при эпитаксиина поверхности Si(100) с помощью регистрации и анализа изменения профилейинтенсивности на дифракционной картине быстрых электронов.
2). Измерены изменения профилейинтенсивности вдоль вертикального и горизонтального направления дифракционнойкартины при эпитаксии Ge на Si(100) в температурном диапазоне 250-7000С,при постоянной скорости роста – 0.05Å/сек.
3). Из анализа изменениягоризонтального профиля интенсивности определено поведение параметра решеткипленки в плоскости роста в зависимости от эффективной толщины напыляемого слоягермания.
4). Предложена модель, объясняющаяподобное поведение параметра решетки пленки в плоскости роста. Увеличениепараметра решетки на стадии двумерного роста и формирования «hut»-кластеров обусловлено упругойдеформацией, а для «dome»-кластеров– пластической релаксацией из-за формирования сетки дислокаций несоответствия вгранице раздела.
5). По характерным изменениям впрофилях интенсивности, построена кинетическая диаграмма морфологии поверхностипленки Ge на Si(100) в зависимости от температуры роста и толщины осажденногогермания.
эпитаксиядифракционный электрон кластер
/>/>Благодарности
Выражаю огромнейшуюблагодарность моему научному руководителю к.ф.-м.н. Никифорову А.И. за частыеобсуждения вопросов непосредственно связанных с моей дипломной работой, запоощрение и помощь при проявлении мной инициативных начинаний, а так же задружественный дух, который царит в его рабочей группе.
Хочу поблагодарить также к.ф.-м.н. Соколова Л.В. за обсуждение некоторых вопросов по интерпретацииэкспериментальных зависимостей.
Благодарю к.ф.-м.н.Чикичева С.И. за интересные, занимательные спецсеминары проводимые им состудентами кафедры.
/>/>Cписок литературы
D.J. Paul. «Silicon germanium heterostructures in electronics: thepresent and the future»Thin Solid Films, 321 (1998), 172-180.
D.J. Eaglesham and M. Cerullo. «Dislocation-Free Stranski-KrastanowGrowth of Ge on Si(100)» Phys. Rev. Lett., 64, 1943 (1990).
P. Muller and R. Kern. «Equilibrium shape of epitaxially strainedcrystals (Volmer-Weber case)» J. Cryst. Growth, 193, 257 (1998).
А.А. Чернов, Е.И. Гиваргизов, Х.С. Багдасаров и др. Современнаякристаллография, т. 3. М.: Наука, 1980, 407 стр.
F. Liu and M.G. Lagally. «Interplay of Stress, Structure, andStoichiometry in Ge-Covered Si(001)» Phys. Rev. Lett., 76, 3156 (1996).
Y. Chen and J. Washburn. «Structural Transition in Large-Lattice-MismatchHeteroepitaxy» Phys. Rev. Lett.,77, 4046 (1996).
D.E. Jesson, G. Chen, K.M. Chen, and S.J. Pennycook. «Self-LimitingGrowth of Strained Faceted Islands» Phys. Rev. Lett., 80, 5156 (1998).
M. Kästnerand B. Voigtländer, «KineticallySelf-Limiting Growth of Ge Islands on Si(001)» Phys. Rev. Lett., 82, 2745(1999).
Н.В. Востоков, С.А. Гусев, И.В.Долгов, Ю.Н. Дроздов и др., «Упругиенапряжения и состав самоорганизующихся наноостровков GeSi на Si(001)» ФТП, №2(2000)
V.A. Shchukin, D. Bimberg. «Strain-driven self-organization ofnanostructures on semiconductor surfaces» Appl. Phys., A 67, 687 (1998).
P. Muller, R. Kern. « Equilibrium shape of epitaxially strained crystals(VolmerÐWeber case)» J. Cryst. Growth, 193, 257 (1998).
Ф.Бехштенд, Р. Эндерлайн «Поверхности и границы раздела полупроводников», М.,«Мир», 1990.
O.L. Alerhand, A.N. Berker, R.J. Hamers, et al «Finite-Temperature FaseDiagram of Vicinal Si(100) Surface» Phys. Rev. Let. V64, N20 (1990) 2406.
Y.-W. Mo, D.E. Savage, B.S. Swartzentruber, and M.G. Lagally.  Phys. Rev.Lett., 65, 1020 (1990).
Feng Liu, M.G. Lagally «Self-organized nanoscale structures in Si/Gefilms» Surface Science 386 (1997) 169–181
G. Capellini,a) L. Di Gaspare, and F. Evangelisti « Atomic forcemicroscopy study of self-organized Ge islands grown on Si(100) by low pressurechemical vapor deposition» Appl. Phys. Lett. 70 (4), 27 January 1997
F.K. LeGoues, M.C. Reuter, J. Tersoff, M. Hammar, and R.M. Tromp. Phys.Rev. Lett., 73, 300 (1994).
V.A.Markov, A.I.Nikiforov, O.P.Pchelyakov «In situ» Control ofDirect MBE Growth of Ge Quantum Dots on Si. J.Cryst.Growth 175/176(1997)736-740.
J. Drucker and S. Chaparro «Diffusional narrowing of Ge on Si(100)cjherent island quantum dot size distribution» Appl. Phys. Lett. 71(5), 614(1997).
Z. Jiang, H. Zhu, F. Lu et al. «Self-organized germanium quantum dotsgrown by molecular beam epitaxy on Si(100)». Thin Solid Films, 321, 60 (1998).
K. Sakamoto, H. Matsukata «Alagnment of Ge three dimensional islands onfaceted Si(100) surface» Thin Solid Films 321 (1998) 55-99.
V.A. Markov, O.P. Pchelyakov, L.V. Sokolov et al… «Molecular beamepitaxy with synchronization of nucleation» Surface Sci., 250, 229 (1991).
O.P. Pchelyakov, I.G. Neisvestnyi, Z.Sh. Yanovitskaya. Phys. «RHEEDcontrol of nanjstructures formation during MBE» Low-Dim. Struct., 10/11, 389(1995).
J.A. Floro, E. Chason, M.B. Sinclair, L.B. Freund, G.A. Lucadamo. «Dynamicself-organization of strained islands during SiGe epitaxial growth» Appl. Phys.Lett., 73, 951 (1998).
V. Thanh, v. Yam, F. Fortuna at e. «Vertically self-organized Ge/Si(001)quantum dots in multiplayer structure» Phys. Rev. B V60 N8, 5851 (1999-II)
Y.W. Zhang, S.J. Xu, and C.-h. «Vertical self-alignment of quantum dotsin superlattice» Chiu. Appl. Phys. Lett., V74, N13, 1809 (1999).
K. Sakamoto, H. Matsuhata, M.O.Tanner, D. Wang, K.L. Wang. «Alignment of Ge three-dimensional islands onfaceted Si(001) surfaces»Thin Solid Films, 321 (1998), 55-59.
H. Omi, T. Ogino. Applied Surface Science «Self-organization ofnanoscale Ge islands in Si/Ge/Si(113) multiplayers» 130–132, (1998) 781-785
C.S. Peng, Y.H. Zhang, T.T.Sheng et al. «Improvement Ge self-organizdquantum dots by use of Sb surfactant» Appl. Phys. Lett., V72, N20, 2541 (1998).
T. Tezuka and N. Sugiyama. «Twotypes of growth mode for Ge clasters on Si(100) substrate with and withoutatomic hydrogen exposure prior to the growth» J. Appl. Phys., V83, N10 5239(1998).
V. Le Thanh. «Fabrication of SiGe quantum dots: a new approach based onselective growth on chemically prepared H-passivated Si(100) surfaces»ThinSolid Films 321(1998), 98-105.
X. Deng and M. Krishnamurthy.Phys. «Self-Assembly of Quantum-Dot Molecules: Heterogeneous Nucleation of SiGeIslands on Si(100)» Rev. Lett., 81, 1473 (1998).
O.G. Schmidt, C. Lange, K. Eberl,O. Kienzle, F. Ernst. «Influence of pre-grown carbon on the formation ofgermanium dots» Thin Solid Films, 321, 70 (1998).
G. Abstreiter, P. Schittenhelm, C. Engel, et al. «Growth andcharacterization of self-assembled Ge-rich islands on Si» Semicond. Sci.Technol. 11, 1521 (1996).
A.I. Yakimov, A.V. Dvurechenskii, A.I. Nikiforov «Normal-incidenceinfrared photoconductivity in Si p-i-n diode with embedded Ge self-assembledquantum dots»Appl. Phys. Lett.,75, 1413 (1999).
V.A.Markov, A.I.Nikiforov and O.P.Pchelyakov «In situ RHEED control ofdirect MBE growth of Ge quantum dots on Si(001)» // J.Crystal Growth175/176(1997) 736-740.
O.P. Pchelyakov, V.A. Markov, A.I. Nikiforov, L.V. Sokolov. «Surfaceprocesses and phase diagram in MBE growth of Si/Ge geterostructures» Thin SolidFilms. 306, 299 (1997).
I. Goldfarb, G.A.D. Briggs «Comparative STM and RHEED studies ofGe/Si(001) and Si/Ge/Si(001) surfaces» // Surface Science 433–435 ( 1999)449–454
J.H.Neave, P.J.Dobson, B.A.Joyce and Jing Zhang «Reflection High-EnergyElectron Diffraction oscillation from vicinal surfaces-a new approach tosurfaces diffusion measurement» // Appl.Phys.Lett. 47(2) 15July 1985 p.100-102.
K.Reginski, M.A. Lamin, V.I. Mashanov, O.P. Pchelyakov, L.V. Sokolov«RHEED intensity oscillation in resonance condition during MBE growth of Si onSi(111)». Surf. Sci., 327, 93 (1995).
Bert Voigtlander and Martin Kastner «Evolution of the strain relaxationin a Ge layer on Si (001) – by reconstruction and intermixing», Phys. Rev. B.V60, N8, R5121 (1999).
O. Kienzle, F. Ernst, O. G. Schmidt et al. «Germanium ‘‘quantum dots’’embedded in silicon: Quantitative study of self-alignment and coarsening» Appl.Phys. Lett., V74, N2, 269 (1999).
G. Wohl, C. Shollhorn, O.G. Schmidt et al. «Characterization ofself-assembled Ge islands on Si(100) by atomic force microscopy andtransmission electron microscopy» Thin Solid Films 321 (1998) 86-91.
G. Medeiros-Ribeiro, T. I. Kamins, D. A. A. Ohlberg, and R. StanleyWilliams « Annealing of Ge nanocrystals on Si(001) – at 550 °C: Metastabilityof huts and the stability of pyramids and domes» Phys.Rev.B V58, N7, 3533(1998).
H. Sunamura, N. Usami, Y. Shiraki and S. Fukatsu «Island formation duringof Ge on Si(100): A study using photoluminescence spectroscopy» Appl. Phys.Lett. 66(22), 3024 (1995).
O. G. Schmidt, C. Lange, and K. Eberl « Photoluminescence study of theinitial stages of island formation for Ge pyramids/domes and hut clusters onSi( 001)» Appl.Phys.Lett. V75, N13, 1905 (1999)