КРИСТАЛЛОГРАФИЯ, 2007, том 52, № 2, с. 307-312
РЕАЛЬНАЯ СТРУКТУРА КРИСТАЛЛОВ
УДК 621.315.592+548.73
ИЗУЧЕНИЕ МИКРОДЕФЕКТОВ В МОНОКРИСТАЛЛАХ GaAs(Si), ВЫРАЩЕННЫХ МЕТОДОМ ВЕРТИКАЛЬНОЙ НАПРАВЛЕННОЙ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ
© 2007 г. П. А. Филатов, В. Т. Бублик, А. В. Марков*, К. Д. Щербачев, М. И. Воронова
Московский институт стали и сплавов E-mail: PFilatov@gmail.com *Федералъное государственное унитарное предприятие "ГИРЕДМЕТ", Москва
Поступила в редакцию 06.07.2006 г.
Методом диффузного рассеяния рентгеновских лучей изучены микродефекты в легированных кремнием монокристаллах GaAs, выращенных методом вертикальной направленной кристаллизации. При легировании до концентрации основных носителей заряда n ~ 1 х 1018 см 3 наблюдали крупные микродефекты с положительной дилатацией, сопровождающие начальные стадии выпадения мышьяка при высоких температурах. Показано, что образцы GaAs, сильно легированные кремнием (n ~ 3 х 1018 см-3), содержат крупные (несколько микрометров) межузельные микродефекты, которые, вероятно, могут играть роль областей зародышеобразования новых фаз типа SiAs и SiAs2.
PACS: 81.05.Ea, 61.72.Dd, 61.72.Ji
ВВЕДЕНИЕ
Монокристаллы ОаА8(81) с низкой плотностью дислокаций широко применяются в современном производстве оптоэлектронных приборов (свето-диодов, лазеров) для видимой и инфракрасной областей спектра. Основным промышленным методом выращивания таких кристаллов является метод вертикальной направленной кристаллизации (ВНК). Как и в других случаях выращивания из расплава, рост кристаллов ОаА8(81) в методе ВНК происходит в условиях, далеких от термодинамического равновесия. В процессе охлаждения слитка идут процессы аннигиляции избыточных собственных точечных дефектов (СТД), стока их на дислокации, появления новых СТД в результате распада пересыщенного твердого раствора избыточного компонента или примеси и, наконец, образования микродефектов (МД). Параметры Мд (форма, размер, количество и знак мощности) зависят от конкретных условий роста (градиентов тепловых полей, скорости роста, состава кристаллизующейся твердой фазы). Состав ансамбля СТД, разная диффузионная подвижность вакансий и межузельных атомов в двух подрешетках создают предпосылки образования МД разной природы, определяющей их форму и знак мощности.
Исследование МД в легированных кремнием кристаллах ОаА8, выращенных методами Чо-хральского с жидкостной герметизацией расплава (ЧЖГР) и горизонтальной направленной кристаллизации (ГНК), показало [1-3], что в ГНК-кристаллах, обогащенных А8, при концентрации
носителей больше 2 х 1018 см-3 начинается выпадение из раствора замещения. При этом образуются микродефекты как межузельного, так и вакансионного типа. В кристаллах, выращенных методом Чохральского из-под слоя флюса В203, также наблюдается образование МД двух типов. При большом содержании ([81] > 2 х 1018 см-3) начинает сказываться химическое взаимодействие 81 с В203, приводящее к легированию кристаллов бором и уменьшению параметра решетки [2]. При малой концентрации [81] ~ 1018 см-3, когда нет выпадения 81, при кинетических условиях, отвечающих скорости охлаждения в процессе роста кристаллов, возникали только МД внедренного типа. Таким образом, совокупность МД в кристаллах, легированных 81, в первом и втором случаях определялась концентрацией 81 и избытком А8.
В настоящей работе рассмотрены особенности МД, образующихся в кристаллах ОаА8, выращенных методом ВНК, который имеет ряд принципиальных технологических отличий от методов ЧЖГР и ГНК, способных оказать существенное влияние на формирование микродефектов.
ОБЪЕКТЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ
Образцы для исследования представляли собой пластины толщиной 1 мм, вырезанные из начальной и конечной части слитков ОаА8(81) с ориентацией (001). Кристаллы выращивали методом ВНК с использованием тиглей из пиролитическо-
Характеристики пластин GaAs(Si)
Номер слитка Часть слитка Концентрация ОНЗ (и-типа), 1018 см-3 Средняя плотность дислокаций, 102 см-2 Параметр решетки, нм
8 н 0.78 170 0.565347
1 к 3.05 93 0.565335
5 к 3.4 170 0.565347
Примечание. н - начало слитка, к - конец слитка.
го нитрида бора диаметром 2 дюйма, размещенных в запаянной кварцевой ампуле, внутри которой во время выращивания давление паров мышьяка составляло ~1 атм. В качестве загрузки использовали нелегированный или легированный кремнием поликристаллический арсенид галлия, полученный перекристаллизацией по методу Чохральского. Легирование кремнием осуществляли добавлением в загрузку элементарного кремния или соединения SiAs. Для предотвращения смачивания стенок тигля расплавом GaAs в загрузку добавляли оксид бора. При этом в расплаве, так же, как и при выращивании методом Чохральского, за счет восстановления B2O3 кремнием может образовываться элементарный бор, который попадает в твердую фазу из расплава и уменьшает параметр решетки кристаллов [1]. Для полного выяснения механизмов образования МД в ВНК-монокристаллах GaAs(Si) был также исследован монокристалл нелегированного GaAs, выращенный при температуре 990°С из раствора-расплава с большим избытком галлия, с последующим медленным охлаждением (образец СРД-17).
Для характеризации кристаллов использовали методы измерения параметра решетки, диффузного рассеяния рентгеновских лучей (ДРРЛ), плотности дислокаций и концентрации основных носителей заряда (ОНЗ) (таблица). Прецизионные измерения параметра решетки выполняли методом Бонда с точностью ±1 х 10-6 нм [4, 5], используя Си-Ä^-излучение и асимметричное отражение от плоскости (117). Измерения распределения ДРРЛ в окрестности узла 004 обратной решетки проводили на многофункциональном рентгеновском ди-фрактометре Bede D1 System в трехкристальной схеме. Использовали излучение CUATa1, ширина инструментальной функции прибора составляла 4.4'' (два кристалла монохроматора с четырехкратным симметричным отражением Si(022) на каждом). Дисперсия длины волны CuÄTa1 при данной конфигурации составляла AV А = 4.9 х 10-5 [6]. Для анализа полученных распределений интенсивности ДРРЛ в обратном пространстве использовали подход, подробно описанный в [7]. Плотность дислокаций в исследуемых образцах определяли по-
средством травления их в расплаве КОН и последующего подсчета ямок травления с помощью оптического микроскопа. Величину концентрации ОНЗ определяли с помощью измерения эффекта Холла на образцах, вырезанных из изучаемых пластин.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Параметр решетки нелегированного ОаА., выращенного из раствора-расплава с большим избытком галлия, равен 0.565374 ± 0.000004 нм, что больше значения параметра решетки стехио-метрического ОаА. (0.565365 нм), определенного ранее [8]. Известно, что при избытке Оа в кристалле ОаА. образуется раствор вычитания и преобладающим дефектом являются вакансии мышьяка ¥м. При этом параметр решетки кристалла должен уменьшаться. Увеличение же параметра может быть следствием выпадения избытка галлия с образованием Оаг- и УОа при охлаждении кристалла. Поскольку увеличение параметра кристаллической решетки внедренным атомом более существенно, чем уменьшение его вакансией, то образующиеся при распаде дефекты Френкеля суммарно увеличивает параметр решетки
[8]. При большом избытке галлия также возможно образование антиструктурных дефектов ОаА
[9], которые должны несколько увеличивать параметр решетки из-за разницы атомных радиусов (Гоа > Гд.).
Перечисленные выше точечные дефекты, в принципе, могут образовывать МД как с положительной, так и с отрицательной дилатацией. Полученные при измерении интенсивности ДРРЛ
изодиффузные контуры для образца СРД-17 представлены на рис. 1а. Их форма позволяет предположить наличие в рассеивающем объеме МД двух типов. Смещение изодиффузного контура в сторону положительных значений я (в сторону больших углов дифракции) указывает на присутствие МД с положительной мощностью. Эти МД обладают несферическим полем смещений, так как дают вклад в интенсивность ДРРЛ в направлении ях, перпендикулярном к вектору дифракции Н [10, 11]. Кроме того, картина распределения интенсивности ДРРЛ указывает на существование МД второго типа со сферической симметрией, имеющих отрицательную мощность. Для них изодиффузные контуры смещены от узла обратной решетки в сторону меньших углов дифракции (я < 0).
Из экспериментальных контуров (рис. 1а) были выделены симметричная и антисимметричная части распределения интенсивности ДРРЛ (рис. 16 и 1в соответственно). Форма сечения симметричной
составляющей Я.) + Ч) изодиффузного конту-
[001] 3
[001]
32 1
а 0
-1
-2
[001] 3
(б)
5.000 8.891 15.81 28.12 50.00 88.91
158.1
281.2 500.0
1.000 2.000 3.000 4.000 5.000 6.000 7.000 8.000 9.000
I, имп/с 100000ш
10000
1000
100
10
1
0.1
0.01
0.001 100000
V
■ ■
Mil_I_I_I_I iiiiI
5.000
8.891 10000
15.81
28.12 1000
50.00
88.91 100
158.1
281.2 10
500.0
1
0.1
0.01
0.001
0.1
qx, мкм
10
-1
qx, мкм
Рис. 1. Распределение ДРРЛ в окрестности узла [[004]] обратной решетки для образца нелегированного GaAs, выращенного из раствора-расплава: а -экспериментальные контуры, б - симметричная часть, в - антисимметричная часть.
ра определяется симметрией поля смещений вокруг МД. Вытянутость контуров в направлении qx говорит о том, что симметрия поля смещения близка к орторомбической, т.е. эти микродефек-
Рис. 2. Распределение интенсивности ДРРЛ вдоль направления qx [100] в окрестности узла [[004]] (а) для образцов СРД-17 (- -) и 8-н (-■-), (б) для образцов 1-к (- -) и 5-к (- -).
ты, скорее всего, имеют плоскую форму [10]. Антисимметричная часть диффузного рассеяния
/ л ч 1( q) -1(-q)
(рис. 1в), определяемая как ^ 7 и зависящая от знака дилатации, положительна как при qz > 0, так и при qz < 0. Это указывает на одновременное присутствие МД с положительной (меж-узельные 1-МД) и отрицательной дилатацией (ва-кансионные К-МД). К-МД дают основной вклад в рассеяние в направлении qz, которое параллельно вектору дифракции, что характерно для МД с кубической симметрией поля смещения (т.е. эти МД имеют форму, близкую к сферической). На рис. 2а показано распределение диффузного рассеяния вдоль
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.