CC BY
21
УДК 621.315.592
КОМПЛЕКСНОЕ ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУРНЫХ И ОПТИЧЕСКИХ СВОЙСТВ LT-GaAs ЭПИТАКСИАЛЬНЫХ
СТРУКТУР
Т. М. Бурбасв, А. А. Горбацсвич, В. И. Егоркин, И. П. Казаков,
В. П. Мартовицкий, Н.Н. Мельник, К). А. Митягин, В.Н. Мурзин,
С. А. Савинов, С. С. Шмелев
Представлены результаты комплексного ■исследования эпитаксиальных структур LT-GaAs на подложках GaAs и Si методами дифракции быстрых электронов, спектроскопии анизотропного отражения, атомно-силовой микроскопии, рентгеновской дифрактометрии, комбинационного рассеяния, света и фотолюминесценции. Полученные результаты свидетельствуют о наличии нескольких каналов рекомбинации неравновесных носителей, зависящих, в частности, от типа подложки и от сложной зависимости концентрации структурных несовершенств от используемой технологии и условий выращивания структур.
Ключевые слова: эпитаксиальные структуры. GaAs. структурные и оптические свойства. рентгеновская дифрактометрии. комбинационное рассеяние света. фотолюминесценция.
Интегрирование оптических устройств обработки информации с кремниевой электроникой одно из наиболее перспективных направлений в области развития информационных технологий. Базовым материалом для создания оптических элементов при этом, как правило, служат гетероструктуры соединений А3В5. Наиболее распространенный и изученный материал GaAs этой группы имеет постоянную решетки, значительно отличающуюся от постоянной решетки Si (~4%), что существенно усложняет получение кристаллически совершенных гетерокомпозиций. Несмотря на значительные усилия по разработке технологии GaAs оптических элементов, интегрированных на Si пластины
ФИАН, 119991 Россия, Москва, Ленинский проспект, 53; e-mail: [email protected].
[1]. и определенные успехи в этом направлении, промышленной технологии пока не создано. Между тем известен материал LT-GaAs (LT low temperature низкотемпературный) [2]. функциональные преимущества которого обусловлены именно наличием высокой концентрации структурных несовершенств в виде глубоких центров, возникающих в процессе роста благодаря избытку мышьяка. Эти глубокие центры обеспечивают рекордно низкие времена жизни неравновесных носителей [3]. Данный материал также обнаруживает низкую проводимость. При оптическом возбуждении носителей заряда LT-GaAs структуры способны генерировать пикосекундные (и более короткие) электрические импульсы. На этой базе могут быть созданы как приемники и генераторы терагерцового излучения [4]. так и сверхбыстродействующие ключи, монолитно интегрированные с кремниевой электроникой [5]. Важным достоинством генераторов терагерцового излучения такого типа служит возможность получения гораздо более высокой выходной мощности, чем. например, у оптических генераторов на квантовых межподзонньтх переходах.
Вопрос о конкретных требованиях к параметрам структурных несовершенств LT-GaAs слоев для приборных применений все еще нельзя считать полностью изученным
[6], поскольку избыточный мышьяк может локализоваться в структуре как в виде анти-структурных Asca глубоких акцепторных центров в объеме GaAs и на границах примесных кластеров (преципитатов), так и в виде межузельного As при наличии в слое вакансий Ga (VGa, действует как глубокий донор) и ряда других образований. Важную роль для разработки устойчивых технологий, ориентированных на промышленные применения. играют комплексные методики, позволяющие установить взаимосвязь оптических и структурных характеристик материала и. в дальнейшем, связать их с электрическими параметрами приборов. В настоящей работе, посвященной разработке технологии молекулярно-пучковой эпитаксии (МПЭ) выращивания слоев LT-GaAs на кремниевой подложке, приводятся результаты диагностики качества выращенных на кремниевой и арсенид-галлиевой подложках слоев LT-GaAs с использованием комплексного набора методов: дифракции быстрых электронов, сканирующей атомной микроскопии, рентгеновской дифрактометрии. спектроскопии анизотропного отражения, комбинационного рассеяния света и фотолюминесценции.
Особенности технологии изготовления, LT-GaAs структур. Слои LT-GaAs выращивались методом МПЭ на установке Цна-25. Использовались подложки Si(OOl) марки КЭФ-4.5 диаметром 76 мм и. для проведения сравнительных исследований, подложки г-GaAs (001) диаметром 40 мм. Перед загрузкой подложки Si травились в смеси
Н2804:Н20:Н202 (3:1:1) и пассивировались в растворе НР:Н20 (1:6). В ростовой камере проводился отжиг подложек в парах Ай4 при температуре подложки Т8 = 700 °С в течение 10 мин. Затем температура Т8 опускалась до 270 °С, и выращивался слой ЬТ-СаАй толщиной 0.5 мкм со скоростью 0.18 им/с при эквивалентных давлениях паров С а - 3 * 10-7 Торр и Ай - 5 * 10_6 Торр. После окончания роста температура Т8 повышалась со скоростью 0.2 °С/с, и производился отжиг структуры при температуре Т8 = 600 °С в течение 10 мин. Процедура выращивания слоя ЬТ-СаАй на подложке СаАй отличалась тем, что после десорбции окисла выращивался буферный слой СаАй толщиной 0.2 мкм при температуре Т8 = 600 °С.
Рис. 1: (а) Температурно-временной режим послеростового отжига пленок LT-GaAs. (б) Измеренная при \ = 500 нм зависимость сигнала отражения от слоя LT-GaAs от времени отжига. Стрелкой отмечено начало изменения дефектной структуры при температуре 440 0 С.
Технология выращивания корректировалась в процессе роста и при проведении отжига с использованием данных “in fiitu” измерений дифракции быстрых электронов и экспериментов по регистрации анизотропного оптического отражения от поверхности слоёв LT-GaAs. Для измерений использовался ПК спектрометр EpiRAS IR ТТ (фирма Lay Тес), смонтированный на установке молекулярно-пучковой эпитаксии Цна-25. Как
0
ние сигнала отражения от слоёв LT-GaAs на длине волны Л = 500 нм, свидетельствующее о начале изменения дефектной структуры слоя, сопровождающегося распадом антиструктурных дефектов Asca и диффузией высвобождающихся As к центрам зарождения преципитатов As. Резкое увеличение отражения объясняется металлической
природой образующихся в слое ЬТ-СаАв преципитатов Аэ. В измерениях при длине волны Л = 930 нм зарегистрировано периодическое во времени изменение сигнала отражения сразу же после образования слоя с преципитатами (выше 440 °С), обусловленное интерференцией света в слое.
Таблица 1
Технологические особенности некоторых выращенных образцов
№ образца Тип подложки Температура подложки, “С Соотношение эквивалентных давлении в молекулярных потоках As/Ga Температура отжига, “С Длительность отжига, мин.
479 GaAs (001) 270 10 600 10
480 GaAs (001) 270 10 без отжига
481 Si (001) 270 10 600 10
488 Si (001) 250 40 600 10
В таблице 1 приведены технологические параметры роста исследуемых образцов эпитаксиальных пленок LT-GaAs на различных подложках с различным содержанием сверхстехиометрического As в слоях LT-GaAs. Температура и длительность отжига: 600 °С и 10 мин (часть структур не подвергалась отжигу для сравнительных исследований). Выбор параметров и контроль за процессом отжига являются принципиально важными, поскольку последний влияет не только на релаксацию несовершенств структуры. но и на формирование преципитатов As в слое кристалла, определяющих в значительной степени электрофизические свойства LT-GaAs.
Проведенные исследования поверхности образцов на атомно-силовом микроскопе выявили существенное огрубление поверхности слоя LT-GaAs. выращенного на подложке Si, по сравнению со слоем, выращенном на подложке GaAs. Характерные размеры зерен (rms) для LT-GaAs/Si составляют 7 нм. для LT-GaAs/GaAs 0.2 нм.
Структурные ■исследования, методами рентгеновской дифрактометрии производились с использованием рентгеновского дифрактометра Panalytical XTert Pro MRD Extended на различных стадиях изготовления образцов. Для определения положений максимумов пиков подложки и эпитаксиального слоя для всех структур были измерены кривые качания около симметричного рефлекса (004) в двух режимах, в режиме и/2в -
сканирования при одновременном вращении образца и детектора вокруг вертикальной оси и в режиме ^-сканирования в двух взаимно перпендикулярных направлениях.
При исследовании ЬТ-ваАй слоёв, изготовленных на подложках СаАй(001) (образец № 480), зарегистрировано, что параметр кристаллической решётки слоёв ЬТ-ваАй до отжига (аь = 5.6590 А) на 0.1% больше, чем у подложки ваАй {as = 5.6533 А), что обусловлено присутствием сверхстехиометрического Ай (антиструктурные дефекты типа Айоа). Показано, что последующий отжиг (образец № 479) приводит к релаксации кристаллической решётки и трансформации дефектов в слое ЬТ-ваАй с образованием преципитатов Ай. В этих условиях после отжига параметр решётки ЬТ-ваАй приближается к своему равновесному значению, благодаря релаксации структуры и выпадению преципитатов Ай. Процесс формирования преципитатов Ай не сопровождается генерацией дислокаций.
32.8 33.2 33.6 34.0 34.4 34.8 35.2 35.6
со, град.
Рис. 2: Данные рентгеновской дифрактометрии. Приведена кривая качания на рефлексе (004) образца № 481 после отжига, измеренная в режиме и/29 - сканирования. На вставке приведены данные, полученные в режиме и-сканирования с гибридным монохроматором.
В случае отожженного слоя ЬТ-ваАй, выращенного на подложке Э1(001) (образец № 481), на кривой качания в режиме и/29 - сканирования зарегистрирована уширен-
ная линия GaAs (33.40°), причём полуширина этой линии примерно на порядок больше расчетного значения полуширины для слоя толщиной около 500 нм (рис. 2). С использованием гибридного монохроматора были сняты кривые качания образца Л"2 481 в режиме ^-сканирования в двух взаимно перпендикулярных направлениях. Наличие пика на кривой качания при 9 ~ 33.40°, характерного для GaAs, свидетельствует о моно-кристаллической структуре пленки LT-GaAs. Рассчитанный параметр решетки слоя LT-GaAs также приближается к своему равновесному значению. Полуширина кривой
°
пов образцов, выращенных на подложках GaAs и Si, отсутствие заметной анизотропии позволяет сделать вывод о том, что при снятии напряжений несоответствия в процессе послеростового отжига, слой LT-GaAs разбивается на мелкие блоки, разделённые мало-угловьтми границами. Эти данные получены при соотношении эквивалентных давлений в молекулярных потоках As/Ga, равном 10. При увеличении соотношения As/Ga до 40 (образец Л"2 488), наблюдается поликристаллический рост слоёв LT-GaAs. Определенный в этом случае по угловому положению рефлекса параметр решетки поликристал-лического слоя LT-GaAs aL = 5.675 А заметно превышает соответствующий параметр образца, выращенного на подложке GaAs без отжига (aL = 5.6590 А).
Методом комбина/ционного рассеяния, (КРС) света измерены спектры КРС изготовленных образцов LT-GaAs структур в геометрии “обратного рассеяния”. Спектры КРС регистрировались на спектрометре U-1000 фирмы Jobin-Yvon с максимальным разрешением 2 см-1. Для возбуждения использовалось излучение аргонового лазера с длиной волны А = 514 нм.
В слоях LT-GaAs, выращенных на GaAs подложке, в спектре КРС в геометрии “обратного рассеяния” проявляется только LO полоса, а ТО полоса практически отсутствует (рис. 3). После отжига частота LO полосы сдвигается примерно на 1.6 см-1 в сторону LO полосы монокристалла GaAs (292 см-1), что свидетельствует об уменьшении внутренних напряжений в отожженном LT-GaAs слое и формировании преципитатов As. Это подтверждается тем, что после отжига в спектре КРС образца появляется
-1
работы [3] позволяют по положению этой новой появляющейся после отжига полосы оценить размеры преципитатов As в слое LT-GaAs, которые оказываются порядка 10 нм. При этой оценке использовался тот факт, что согласно [3] частота линии КРС, ответственной за колебания As кластеров, возрастает линейно с уменьшением размера кластера.
Рис. 3: Спектры КРС пленок ЬТ-СаАв на СаАв подложке до отжига (образец Ж2 480) и после отжига (образец № 4-79). Стрелкой во вставке помечена полоса при 21Ь см-1, обусловленная формированием в слое ЬТ-СаАв преципитатов Ав.
ч:
(I)
Я
ё
о'
500'
400'
300'
200'
100'
0
200 240 280 320
Рамановский сдвиг, см-1
360
ьо №481
№ 488
то ч
м -* - -
♦А Л» »1
1 и р ♦1
11
♦- г II А
400
Рис. 4: Спектры КРС пленок ЬТ-СаАв на Si подложке после отжига (образцы Ж2 481 и К2 488).
Методом КРС исследован процесс трансформации дефектной структуры с формированием преципитатов мышьяка в условиях избыточного количества мышьяка в структуре ЬТ-СаАэ, выращенной на Б1 подложке. В спектре КРС образцов № 481 и № 488,
как видно из рис. 4. присутствуют две интенсивные полосы с частотами, близкими к частотам ТО и ЬО монокристалла СаАэ (269 см-1 и 292 см-1), что указывает на хорошее качество изготовленной на кремниевой подложке ЬТ-СаАв структуры. Совпадение частот КРС ЬТ-СаАв слоя после отжига с соответствующими частотами мо-нокристаллического СаАэ свидетельствует об отсутствии сильных внутренних напряжений в отожженном ЬТ-СаАв слое благодаря выпадению избыточного мышьяка в преципитаты Аэ. Процесс формирования преципитатов Аэ не сопровождается генерацией дислокаций.
Методам/и фотолюминесценции (ФЛ) исследованы спектры фотолюминесценции (ФЛ) выращенных образцов. Для квазистационарного фотовозбуждения структур использовалось излучение Не-Сс1 лазера с длиной волны (А = 440 нм). Спектр рекомбинационного излучения регистрировался с помощью светосильного дифракционного монохроматора и охлаждаемого жидким азотом германиевого рш-фотодиода с использованием синхронного детектирования.
Проведено сравнение спектров ФЛ слоев ЬТ-СаАз. выращенных на СаАз(ООГ) и 81(001) подложках. Цель исследований состояла в определении влияния состава слоя и отжига структур на фотолюминесцентньте свойства ЬТ СаАэ. а также особенностей, возникающих при замене подложки из монокристаллического СаАэ на кремниевую подложку. Метод ФЛ позволяет проследить за тем. возникают ли при выбранном технологическом режиме роста в структурах ЬТ-СаАз/Б! структурные несовершенства, обусловленные различием постоянных решеток и СаАэ. В случае, если дислокации несоответствия возникают, необходимо было оценить их влияние на основные параметры приборов, чувствительность и быстродействие.
В спектре ФЛ отожжённых ЬТ-СаАв образцов Л"2 479 и Л"2 481, выращенных на подложках СаАэ и 31, в измерениях, выполненных при 300 К, зарегистрирована широкая полоса (ГШИЫ & 300 мэВ) с максимумом при энергии фотонов 1020 мэВ (рис. 5(а)). Эта полоса обусловлена излучательными переходами с участием комплекса Уоа [7]. Энергетическое положение линий ФЛ структур ЬТ-СаАз/СаАв и ЬТ-СаАз/Бь как видно из рис. 5(а), полностью совпадает. Совпадает также и нормированная форма линий ФЛ. Вместе с тем интенсивность ФЛ в структурах на подложке почти в 3 раза ниже, чем в структурах на подложке СаАэ. Это означает, что при комнатной температуре в структурах ЬТ-СаАз/Э! в отличие от структур ЬТ-СаАз/СаАв присутствует значительная концентрация центров безьтзлучательной рекомбинации.
600 900 1200 1500 600 900 1200 1500
Энергия фотонов, мэВ
Рис. 5: Спектры ФЛ отожженных пленок ЬТ-СаАв на подложках СаАв (образец № 479) и Si (образец № 481): (а) Т = 300 К, (б) Т = 77 К. Кружками показан спектр ФЛ подложки СаАв. Приведенные данные нормированы относительно максимума сигнала ФЛ.
С понижением температуры измерений до 77 К картина ФЛ изменяется (рис. 5(6)). В структурах ЬТ-ваАй/ваАй (образец № 479) полоса, обусловленная излучательными переходами с участием комплекса У0а, исчезает и появляется относительно слабая новая полоса излучения при энергии 1200 мэВ, обусловленная центрами УАвСи0а, ТеАвУ0а, ТеАвСи0а [7]. Концентрация этих центров мала, поэтому сигнал ФЛ от них низкий. В структурах ЬТ-ваАй/Э! полоса, обусловленная излучательными переходами с участием комплекса У0а, также исчезает, и возникает новая интенсивная полоса с максимумом при 1015 мэВ. Мы полагаем, что эта полоса обусловлена дислокациями несоответствия, ФЛ которых проявляется при низких температурах. При комнатной температуре эти дислокации являются центрами безызлучательной рекомбинации. Таким образом, следует ожидать высокого быстродействия приборов, изготовленных из таких структур и работающих при комнатной температуре. Однако подвижность носителей и, соответственно, чувствительность прибора, могут оказаться заметно ниже, чем в случае подложки из полу изолирующего ваАй. В тех же исследованиях изучено влияние состава на люминесцентные свойства ЬТ-ваАй/Э! структур (сравнивались структуры № 481
и Л"2 488). Показано, что увеличение содержания Аэ в слое ЬТ-СаАв приводит к значительному падению (в 4 раза) интенсивности и изменению формы линий ФЛ при обеих температурах измерений 77 и 300 К. Эти данные согласуются с результатами рентгеновской дифрактометрии (образец Л"2 488) и свидетельствуют о поликристалличности слоя ЬТ-СаАв.
Представленный в настоящей работе комплекс методов исследования структурных и оптических свойств эпитаксиальных пленок ЬТ-СаАв позволил проследить зависимость характеристик структурных несовершенств не только от параметров технологического процесса (температура подложки при росте и температура и длительность отжига), но и от типа подложки. В целом сформированный комплекс методик создает необходимую основу для разработки управляемой технологии роста эпитаксиальных структур ЬТ-СаАв для приборных приложений, обладающих как малым временем жизни неравновесных носителей заряда, так и высоким темновьтм сопротивлением.
Работа выполнена при финансовой поддержке Министерства образования и науки РФ (ГК № 16.513.11.3079), РФФИ (№ 11-02-12133-офи_м, № 11-02-01182, № 11-02-00432-а). Программы Президиума РАН Л"2 24 и ОФН РАН IV.12 и III.7.
ЛИТЕРАТУРА
[1] К). Б. Болховитянов, О. П. Пчеляков, УФН, 178, 459 (2008).
[2] F. W. Smith, Н. Q. Le, V. Diadeuk, et al., Appl. Phys. Lett. 54, 890 (1989).
[3] M. Toufella, P. Puech, R. Carles, et al., J. Appl. Phys. 85, 2929 (1999); doi: 10.1063/1.369058.
[4] Y. G. Shen, P. C. Upadhya, H. E. Beere, et al., Appl. Phys. Lett. 85, 164 (2004).
[5] Iv. Ma, R. Urata, D. A. B. Miller, J.S. Harris Jr. IEEE J. Quantum Electron. 40, 800 (2004).
[6] D.-H. Youn, S.-H. Lee, H.-C. Ryu, S.-Y. Jung, et al., J. Appl. Phys. 103, 123528 (2008).
[7] В. И. Гавриленко, А. М. Грехов, Д. В. Корбутяк, В. Г. Литовченко, Оптические свойства полупроводников. Справочник (Наукова Думка, Киев, 1987).
Поступила в редакцию 6 ноября 2012 г.
