ПОВЕРХНОСТЬ. РЕНТГЕНОВСКИЕ, СННХРОТРОННЫЕ И НЕЙТРОННЫЕ ИССЛЕДОВАНИЯ, 2007, < 12, с. 62-65
УДК 621315592
ЭЛЕКТРОННО-МИКРОСКОПИЧЕСКОЕ ИССЛЕДОВАНИЕ НАНОРАЗМЕРНЫХ СТРУКТУР GaAs(100)-(Ga2Seз)-GaAs
© 2007 г. Б. Л. Агапов, Н. Н. Безрядин, Ю. В. Сыноров, Г. И. Котов, Е. А. Татохин, А. А. Стародубцев, С. В. Кузубов
ГОУ ВПО Воронежская государственная технологическая академия, Воронеж, Россия
Поступила в редакцию 18.03.2007 г.
Методами просвечивающей и растровой электронной микроскопии исследованы гетероструктуры GaAs(100)-Ga2Seз. Установлена последовательность структурных превращений на поверхности GaAs(100) в процессе ее обработки в парах селена. Обнаружено усиление ориентирующего действия подложки GaAs(100) на рост пленки GaAs в результате предварительной обработки поверхности GaAs(100) в парах селена.
ВВЕДЕНИЕ
В современной электронике сохраняется актуальность исследования процессов формирования совершенных по структуре пленок полупроводниковых соединений на различных подложках, в частности для создания сверхрешеток и других типов наноразмерных систем [1, 2]. Если характерные размеры (периоды сверхрешеток и ширины потенциальных ям) полупроводниковых наноструктур сделать меньшими, чем длина волны электрона, то при наличии почти идеальных гете-рограниц вся электронная система перейдет в квантовый режим с пониженной размерностью. Известно [3, 4], что граница раздела Оа28е3-ваАз содержит малую плотность поверхностных электронных состояний (ПЭС) и до толщины слоя ва28е3 порядка 10 нм изоструктурна благодаря эффекту псевдоморфизма. Поэтому представляет интерес изучение сверхрешеточных и других типов наноразмерных структур на основе этой гетерофазной системы. Цель работы состояла в изучении механизма формирования пленок ва28е3 и ваАв как элементов сверхрешеточных структур на основе композиции ОаАз-ва28е3-ваАз-ваАз.
МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
В данной работе использовался высокоомный (Ы> ~ 1016 см 3) арсенид галлия «-типа. Для снятия поверхностного нарушенного слоя подложки ваАв подвергались химико-динамическому полированию (ХДП) в растворе Н28 04:Н202:Н20 = 5:1:1. Затем в растворе НС1:Н20 = 1:10 удалялся остаточный оксид. Пленки ва28е3 получали методом ге-теровалентного замещения (ГВЗ) мышьяка в решетке арсенида галлия селеном в процессе термической обработки поверхности ваАв в парах селена в камере квазизамкнутого объема (КЗО)
по методике, описанной в [5]. Напыление пленки GaAs на поверхность GaAs(100) проводилось в КЗО с "горячими стенками" из независимых источников As и Ga [6].
Структура полученных пленок на различных этапах формирования системы GaAs(100)/ (Ga2Se3)/GaAs исследовалась методом просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) в электронном микроскопе Hitachi H-800. Последовательное качественное исследование морфологии образцов проводилось в растровом электронном микроскопе (РЭМ) JEOL JSM-638 OLV.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Анализировались полученные с помощью ПЭМ электронограммы от разных точек поверхности GaAs, обработанного в парах селена в течение одной и пяти минут. Известно [7], что в результате такой обработки (температура подложки Тп = 600-620 К, время обработки не более 10 мин) на поверхности образуется псевдоморф-ная пленка Ga2Se3 толщиной 3-6 нм.
Картины микродифракции от приповерхностной области GaAs после его обработки в парах селена в течение пяти минут при температуре подложки Тп = 600 К приведены на рис. 1а-в. Исследование структуры в ПЭМ проводилось в различных точках поверхности образцов вдоль края отверстия, полученного ионным распылением аргоном на этапе подготовки образцов к исследованию в ПЭМ по методике, подобной используемой в работе [4].
На электронограмме, представленной на рис. 1а, идентифицированы три системы рефлексов, принадлежащих различным сечениям обратной решетки кубической гранецентрированной структуры. Одна принадлежит плоскости (100), что совпадает с кристаллографической ориентацией подложки
GaAs(100) 004^/ ^2^3(110)
• V 002 ^ Ga2Seз(310)
■ 111 131
* • __/ 111 131
« (а)
Ga2Se3(310) •
\ • "131 •
431 и № ■ • 002 004 * GaAs(100) / 9 /
• 040 *
■
(бШНК •
GaAs, а другие - плоскостям (110) и (310). Сечения (110) и (310) обусловлены образованием соединения Ga2Se3, так как на микродифракционной картине от образца GaAs без обработки в парах селена такие системы рефлексов отсутствуют. Принадлежность рефлексов, соответствующих микродифракционной картине от плоскостей (110) и (310), селениду галлия, следует также из оценки относительных ин-тенсивностей 1/10 рефлексов от плоскостей {Ик1} в последовательности, отвечающей плоскостям (110) и (310).
Дифракционная постоянная прибора ХЬ корректировалась таким образом, чтобы экспериментальные значения межплоскостных расстояний ё в решетке GaAs наиболее полно соответствовали табличным значениям из АЗТМ. При этом экспериментальные значения ё в решетке соединения Ga2Se3 ближе к табличным значениям для GaAs, чем к соответствующим значениям для Ga2Se3. Это является следствием псевдоморфизма
л 111
тонких слоев А2 В3 на подложке из арсенида галлия, так как все исследуемые соединения (GaAs и Ga2Se3) кристаллизуются в решетке сфалерита и имеют близкие значения параметров решетки (соответственно, 0.565 и 0.542 нм).
На микродифракционой картине, полученной от другой точки поверхности этого же образца, проявляются системы рефлексов от подложки GaAs(100) и плоскости (310) (рис. 16). При этом система рефлексов, соответствующая плоскости (110), обусловленная слоем соединения Ga2Se3, не наблюдается. Также характерной для данного режима обработки является электронограмма, на которой проявляются рефлексы только от фазы Ga2Se3 (110) (рис. 1в).
Различие микродифракционных картин, полученных от разных точек поверхности арсенида галлия, связано со способом приготовления образцов к исследованию в ПЭМ, а не с технологией получения гетероструктур GaAs/Ga2Se3. В частности, утонение образцов с получением отверстия производится со стороны подложки GaAs, область с подложкой и связанной с ней фазой Ga2Se3(310) удаляется, и остается только верхняя часть слоя селенида галлия Ga2Se3(110), что и проявляется на электронограмме, приведенной на рис. 1в.
Электронограммы, полученные от образцов, которые подвергались обработке в парах селена в течение одной минуты при температуре подложки Тп = 600 К, идентичны микродифракционной картине, приведенной на рис. 1б. Данная микродифракционная картина характерна практически для всех точек поверхности арсенида галлия вдоль края отверстия.
Из анализа приведенных картин микродифракции видно, что если на электронограммах от
Рис. 1. Картины микродифракции от поверхности 0аА$(100), обработанной в парах селена в течение 5 мин: а - присутствуют рефлексы от 0аА$(100), Ga2Se3(310), Ga2Se3(110); б - присутствуют рефлексы от GaAs(100), Ga2Se3(310); в - присутствуют рефлексы от Ga2Se3(110).
арсенида галлия, обработанного в парах селена, присутствует система рефлексов от подложки GaAs, всегда наблюдаются рефлексы плоскости (310). При этом наличие рефлексов фазы Ga2Se3(110) на электронограммах зависит от времени обработки в парах селена и от изучаемой точки на краю от-
64
АГАПОВ и др.
Рис. 2. Картина микродифракции от структуры GaAs(100)-GaAs.
GaAs(100)
002^ ■ \
•. А 111 022 \ * • ч
4 ш % Ga2Se3(110)
Рис. 3. Картина микродифракции от структуры GaAs(100)-Ga2Se3(110)-GaAs.
Рис. 4. РЭМ-изображение поверхности структуры GaAs(100)-Ga2Se3-GaAs.
верстия в образце. Наблюдение микродифракционных картин, на которых присутствуют только рефлексы плоскости (110) и нет рефлексов плоскостей (100) и (310), говорит о том, что плоскость (310) связана с подложкой из GaAs. Она относится к селе-ниду галлия и, на наш взгляд, соответствует некой переходной области от подложки GaAs(100) к Ga2Se3(110).
На следующем этапе проводились исследования возможности формирования в КЗО сверхрешеточных структур на основе системы Ga2Se3-GaAs. Пленки GaAs на подложках GaAs(100), полученные при температуре подложки (650-670) К имели, как правило, поликристаллическую структуру либо структуру мозаичного монокристалла (рис. 2). Анализ электронограммы, полученной от структуры GaAs(100)-Ga2Se3-GaAs (рис. 3) показал, что на поверхности GaAs(100) при ее обработке в парах селена формируется слой Ga2Se3, ориентированный в направлении (110). На такой подготовленной поверхности в результате напыления из независимых источников Ga и Ав формируется монокристаллический слой GaAs(100). При этом происходит расщепление рефлексов в направлениях (002) и образование тяжей (обратных стержней в узлах обратной решетки). Данный эффект может быть следствием упругих деформаций, возникающих на границах раздела ввиду отмеченного выше несоответствия параметров решеток контактирующих материалов. Это несоответствие сказывается только при напылении пленки GaAs из независимых источников Ga и Ав и не влияет на образование слоя селе-нида галлия по реакции ГВЗ ввиду формирования промежуточного слоя Ga2Se3(310). Известно, что узлы обратной решетки могут расширяться или вытягиваться в результате наличия в кристалле эффекта формы. Однако на полученных элек-тронограммах отсутствует растяжение нулевого узла обратной решетки, тогда как для эффектов формы характерно одинаковое уширение всех узлов обратной решетки, включая нулевой [8].
Было замечено, что при одних и тех же режимах напыления пленка арсенида галлия в большинстве случаев получается крупноблочной, поликристаллической, ориентированной в направлении (100) на подложках из GaAs(100), предварительно обработанных в парах селена. При этом в РЭМ наблюдаются крупные блоки со строгой азимутальной ориентацией относительно подложки (рис. 4). На исходных подложках арсенида галлия после ХДП, напыленная пленка GaAs имеет поликристаллическую структуру либо структуру мозаичного монокристалла, размеры блоков меньше, и они ази-мутально разориентированы (рис. 5). На наш взгляд, это связано с тем, что на GaAs(100) после ХДП на воздухе образуется аморфный слой собственных оксидов. Поверхностные слои оксидов при данных режимах напыления а
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.