ИЗВЕСТИЯ РАН. СЕРИЯ ФИЗИЧЕСКАЯ, 2013, том 77, № 9, с. 1323-1326
УДК 546.22/.24,54.057,538.9
ШНТЕЗ И ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУРЫ МАССИВОВ НАНОСТРУКТУР АРСЕНИДА ГАЛЛИЯ
© 2013 г. Р. Г. Валеев12, В. Ф. Кобзиев2, В. В. Кривенцов3, Н. А. Мезенцев4
E-mail: rishatvaleev@mail.ru
В работе представлен новый подход к синтезу упорядоченных массивов наноструктур ОаА методом термического напыления на матрицы пористого оксида алюминия с упорядоченным расположением каналов. Изучены геометрические характеристики наноструктур, их структурное состояние и локальная атомная структура. Параметры локальной атомной структуры, такие как межатомные расстояния, координационные числа, получены в сравнении с результатами исследований сплошной пленки ОаАя.
БО1: 10.7868/80367676513090500
ВВЕДЕНИЕ
Арсенид галлия — это один из традиционных материалов полупроводниковой электроники и наибольшее распространение получил как один из основных слоев гетероструктур [1, 2]. Благодаря развитию технологии, последние получили распространение как материалы для ВЧ- и СВЧ-электроники (например, сотовой связи), полупроводниковые светодиоды и лазеры [3—5].
Дальнейшее развитие подобных приложений связано с современными достижениями нанотех-нологий, такими как квантовые точки и наноге-тероструктуры [6, 7]. Отдельного упоминания заслуживают наноразмерные включения полупроводников в диэлектрические матрицы, такие как 8Ю2, А1203 и другие [8, 9]. Наличие матрицы позволяет не только достроить внешние уровни пограничных атомов в результате взаимодействий, происходящих на границе раздела полупроводник/диэлектрик, но и защитить наноструктуры от внешних воздействий. Кроме того, упорядоченное расположение наноструктур определяет наличие когерентности свойств, благодаря сложению эффектов от отдельных наноструктур, что в конечном итоге является базисом появления уникальных оптических и электронных свойств массивов [10].
1 1 Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Физико-технический институт Уральского отделения Российской академии наук, Ижевск.
2 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Удмуртский государственный университет", Ижевск.
3 Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт катализа им. Г.К. Борескова Сибирского отделения Российской академии наук, Новосибирск.
4 Федеральное государственное бюджетное учреждение науки институт ядерной физики им. Г.И. Будкера Сибирского отделения Яоссийской академии наук (ИЯФ СО РАН), Новосибирск.
Наиболее совершенным и в связи с этим дорогим методом синтеза полупроводниковых наноструктур GaAs является молекулярно-лучевая эпитаксия (МЛЭ) [11]. следует отметить, что при создании определенных условий напыления для получения GaAs с хорошей стехиометрией может быть использован более дешевый и технологически простой метод термического осаждения порошка материала [12]. Проводя напыление на матрицы пористого оксида алюминия с упорядоченной системой пор, можно получить наноструктуры арсенида галлия в диэлектрической оксидной матрице Al2O3. Ранее данным методом нами были получены наноструктуры германия, сульфида и селенида цинка [13—15].
Наличие уникальной пористой структуры позволяет использовать высокоупорядоченные пленки пористого анодного Al2O3 (AAO — anodic alumina oxide) в качестве темплатирующего материала для синтеза упорядоченных массивов наноструктур с контролируемым диаметром и высокой геометрической анизотропией [16].
Данная работа посвящена комплексному исследованию нитевидных наноструктур арсенида галлия, полученных методом термического осаждения в пористых матрицах AAO, методами EXAFS, рентгеновской дифракции и СЭМ.
1. ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ
Матрицы пористого оксида алюминия с диаметром пор 100 нм были получены методом анодного окисления алюминиевой пластины в режиме "hard anodization" [16].
Арсенид галлия напыляли на поверхность матрицы ААО методом резистивного испарения порошка поликристаллического материала из квазизамкнутого объема испарителя, в условиях высокого (10-5 Па) вакуума [12]. Одновременно для
1324
ВАЛЕЕВ и др.
300 нм
Рис. 1. Изображение сканирующей электронной
микроскопии скола образца наноструктур GaAs в
матрице AI2O3.
использования в качестве тестового объекта проводилось напыление пленок GaAs на гладкую поверхность поликора.
Аттестация химического состояния образцов проводилась на рентгеноэлектронном спектрометре SPECS, оснащенном рентгеновским источником с анодом Mg/Al, многоканальным детектором и разрешением по энергии не более 0.1 эВ.
Изображение скола образца, синтезированного напылением на матрицу ААО, получено на сканирующем электронном микроскопе Supra 50 VP (LEO).
Рентгенодифракционные исследования образцов проводились на дифрактометре D8 Advance (Bruker), оснащенном рентгеновской трубкой с CuK^-излучением. Угол падении рентгеновского излучения составил 0.2 градуса (режим "в скользящем пучке" с использованием зеркала Гёб-еля). Это позволило исключить влияние матрицы и гладкой подложки Al2O3 на дифрактограммы. Сканирование проводилось в диапазоне углов от 20° до 60° с шагом 0.01°. Время сканирования в точке — 10 секунд.
Локальная атомная структура пленок была изучена методом протяженных тонких структур спектров рентгеновского поглощения (EXAFS-спектроскопия) в режиме выхода флуоресценции в Сибирском центре синхротронного излучения, Новосибирск. В качестве источника рентгеновского излучения использовалось ускорительное кольцо ВЭПП-3 с энергией электронного пучка 2 ГэВ при среднем токе 80 мА. Для монохромати-зации излучения использовался кристалл Si(111). EXAFS-спектры были получены на ^-крае поглощения галлия (EK = 10368 эВ, диапазон сканирования по энергии 10250—11060 эВ, шаг — 1.5 эВ) и мышьяка (EK = 11865 эВ, диапазон сканирования по энергии 11750—12560 эВ, шаг — 1.5 эВ). Предварительная обработка EXAFS-спектров прово-
дилась по стандартной методике [17, 18]. Корреляционные функции и их параметры (длины химический связей и координационные числа для первой и второй координационных сфер) были рассчитаны из нормированных осциллирующих частей x(k) используя метод фурье-подгонки в интервале в k-пространстве от 3.5—14.5 А-1 с использованием программы Viper [19].
2. РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Был получен обзорный рентгеноэлектронный спектр арсенида галлия в матрице пористого оксида алюминия, на котором присутствуют пики как Ga и As, так и Al и O. Детальный анализ спектров показал, что положение пиков Ga и As соответствует их соединению, а оценка соотношения интенсивности — их стехиометрическому составу (Ga : As = 1 : 1). Интенсивности и положения пиков Al и O говорят об их принадлежности к соединению Al2O3. В то же время у образцов арсенида галлия на гладкой поверхности наблюдается небольшое отклонение состава от стехиометриче-ского (Ga : As = 1.2 : 0.8). Концентрации несвязанного кислорода и углерода у обоих образцов находятся на грани чувствительности метода.
На рис. 1 представлено изображение скола образца GaAs в матрице пористого оксида алюминия. Видно, что наноструктры арсенида галлия находятся в порах матрицы с диаметром около 75 нм и расстоянием между порами около 50 нм. Диаметр частиц аналогичен диаметру и расположению каналов в пленках ААО, что указывает на репликацию арсенидом галлия структуры темплата. Следует заметить, что поры матрицы быстро за-пыляются испаряемым материалом. Это может быть связано с высокой адгезией арсенида галлия к материалу матрицы. Известно, что при испарении арсенид галлия разлагается на атомы Ga и As, а при конденсации на поверхности подложки вновь образуют соединение [12]. В порах атомы галлия и мышьяка конденсируются на стенках, не долетая до подложки, на которую закреплена матрица, и постепенно заполняют поры, закупоривая их.
На рис. 2 представлены рентгеновские ди-фрактограммы наноструктур арсенида галлия в матрице в сравнении с дифрактограммой пленки. Видно, что пик (111) у наноструктур в матрице сильно размыт, пики (220) и (311) сливаются, что говорит о рентгеноаморфном состоянии арсени-да галлия.
На рис. 3 представлены фурье-образцы нормированных осциллирующих частей спектров поглощения на К-краях Ga и As для арсенида галлия, полученного методом термического напыления в порах матрицы AAO (штриховая линия) и на гладкой поверхности Al2O3 (серая линия) в сравнении с результатами модельных расчетов с
СИНТЕЗ И ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУРЫ МАССИВОВ НАНОСТРУКТУР
1325
2©, град
Рис. 2. Рентгеновские дифрактограммы наноструктур арсенида галлия в матрице (черная линия) в сравнении с дифрактограммой пленки (серая линия).
помощью программы FEFF-8 [20] (тонкая сплошная черная линия). Проведение процедуры фурье-подгонки позволило рассчитать межатомные расстояния и координационные числа для первой и второй координационных сфер локального атомного окружения атомов Оа и Аз. Результаты сведены в таблицу.
Из рисунка видно, что интенсивность пика первой координационной сферы фурье-трансформанты спектра на К-краю Оа выше у образца наноструктур в матрице, чем у пленки. Это закономерно, поскольку, как было показано при аттестации химического состава, концентрация мышьяка в пленках меньше. При этом координационные числа в первой сфере также ниже у пленок. Аналогичная ситуация и с интенсивностями первого пика фурье-трансформанты спектра на К-краю Аз. При этом следует отметить, что не стоит сравнивать интенсивности пиков фурье-образов экспериментальных спектров с теоретическим: последний имеет более сложный характер осцилляций в нормированных осциллирующих частей и может служить для оценки положений и соотношений интенсивности пиков.
Что касается второй (пары Оа—Оа и Аз—Аз) координационной сферы фурье-образов БXAFS-
FT(R), отн. ед.
Я, А
Рис. 3. Фурье-образы нормированных осциллирующих частей спектров рентгеновского поглощения на К-краях галлия и мышьяка. ОаАз в матрице А^Оз — штриховая линия, ОаАз на гладкой поверхности поликора — серая линия, модельные расчеты с помощью РБРР-8 — тонкая сплошная черная линия.
спектров, ситуация наблюдается обратная, т.е. коорди
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.