WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

   Добро пожаловать!

Pages:     | 1 |   ...   | 4 | 5 ||

«И. А. Случинская Основы материаловедения и технологии полупроводников Москва — 2002   И. А. Случинская, 2002 Введение Прогресс современной науки и техники неразрывно связан с успехами как в ...»

-- [ Страница 6 ] --

8.7. Скорость и параметры диффузии Разность ковалентных радиусов примеси и основного вещества (R) в общем случае для примесей из IIIA группы больше, чем для примесей из VA группы. Поэтому локальные упругие искажения в решетке матрицы должны быть больше вокруг примесных атомов IIIA группы (сюда будут стремиться вакансии) и скорость их диффузии тоже должна быть больше. Такое толкование хорошо согласуется с экспериментальными наблюдениями диффузии в кремнии. Аналогичная ситуация должна наблюдаться и в германии. Однако в действительности, как уже упоминалось выше, коэффициенты диффузии примесей из IIIA группы в Ge меньше, чем для примесей из VA группы. При диффузии в германии, по-видимому, появляется дополнительный фактор, который перекрывает влияние размерного фактора на скорость диффузии. Этим фактором являются заряженные вакансии V. Вероятность образования акцепторных вакансий тем больше, чем меньше энергия их образования. О последней можно судить по расположению акцепторных уровней вакансий в запрещенной зоне. Эти уровни для Ge и Si существенно различны. В Ge акцепторный уровень вакансии расположен в нижней половине запрещенной зоны на 0.26 эВ выше потолка валентной зоны, а в Si в верхней половине — на 0.16 эВ ниже дна зоны проводимости. Отсюда следует, что доля электрически заряженных вакансий в Ge намного больше, чем в Si, где они все практически электрически неактивны. В силу кулоновского взаимодействия между электрически заряженными вакансиями и примесями вокруг положительно заряженных донорных примесей (VA группы) в решетке Ge создаются области, обогащенные вакансиями, а вокруг отрицательно заряженных акцепторных примесей (IIIA группы) — области, обедненные вакансиями. Это значит, что перемещение акцепторных примесей будет затруднено, что и наблюдается в Ge. При наличии нескольких примесей были установлены следующие закономерности. Диффузия донорной примеси замедляется при предварительном легировании образца акцепторной примесью и ускоряется при предварительном легировании донором. Причиной этого также является кулоновское взаимодействие доноров и акцепторов (образование донорно-акцепторных пар), которое уменьшает эффективную скорость диффузии. Особенностью гетеродиффузии в полупроводниковых соединениях является то, что большинство примесей диффундируют по подрешеткам тех компонентов соединения, которые ближе к примесям по химическим свойствам. В некоторых случаях известную роль играет и размерный Глава 8. Диффузия примесей в кристаллах фактор R/R. Параметры диффузии примесных элементов, диффундирующих в одной подрешетке полупроводникового соединения, очень близки между собой и резко отличаются от параметров диффузии примесей, диффундирующих по другой подрешетке.

8.8. Диффузия и растворимость газов Выращивание монокристаллов полупроводников, а также высокотемпературный прогрев при различных технологических операциях часто проводятся в атмосферах водорода, инертных газов (гелий, аргон и т. д.) или в вакууме. Кроме того, при нагреве камера роста кристаллов «дегазируется», выделяя в значительных количествах кислород и другие адсорбированные на стенках камеры газы. Все эти газы способны растворяться в расплаве и проникать в кристалл. Вопрос о влиянии газов на свойства полупроводниковых материалов до сих пор нельзя считать окончательно решенным, во-первых, потому, что это влияние оказывается зачастую не прямым, а косвенным;

а вовторых, потому, что это косвенное влияние в разных полупроводниках оказывается существенно различным. Для характеристики процессов диффузии и растворения газов в полупроводниках, как правило, пользуются следующими величинами: 1) коэффициентом диффузии D;

2) растворимостью, определяющей равновесную концентрацию газа в полупроводнике при данной температуре и внешнем давлении газа в одну атмосферу. Эти две величины тесно взаимосвязаны друг с другом. В Ge и Si, как правило, газы непосредственно не влияют на электрические параметры материала, поэтому сведения о их содержании в кристаллах получают обычно не полупроводниковыми (электрическими) методами. Согласно результатам масс-спектрального анализа количество (отдельно) водорода, кислорода и углерода в кристаллах Ge и Si, выращенных с помощью обычных методов, примерно одинаково и составляет 3 · 1018 см3 в Ge и 2 · 1019 см3 в Si. Коэффициенты диффузии для водорода, гелия, кислорода и ксенона в германии приведены в табл. 8.1. Близкие по порядку величины значения коэффициентов диффузии наблюдаются и для соответствующих газов в кремнии. Представляется вероятным, что диффузия водорода и гелия в германии и кремнии носит междоузельный характер. Также предполагается, что водород в этих полупроводниках может быть частично связан с имеющимся там кислородом (носителей заряда водород не дает).

8.9. Температурные зависимости растворимости примесей Высокие концентрации растворенного кислорода приводят к появлению характерных полос поглощения в Ge при = 11.6 мкм, а в Si при 9 мкм. Относительная величина коэффициента поглощения меняется в зависимости от содержания кислорода (введенного, например, в камеру роста путем дозированного давления). Было установлено, что величина коэффициента диффузии кислорода при 1300 C в Si D = 1010 см2 /с [41]. В отличие от водорода, гелия и углерода, которые не оказывают заметного влияния на электрические свойства Ge и Si, кислород вызывает появление электрически активных центров в Si и Ge, подвергнутых термической обработке (см. гл. 3). В Ge и Si кислород присутствует либо в атомарном виде, либо образует комплексы Si(Ge)Ox. Атомы кислорода, размещающиеся в междоузлиях, нейтральны, а комплексы Si(Ge)O x обладают донорными свойствами. В полупроводниковых соединениях газы тоже, как правило, не влияют на электрические параметры материала, исключение составляет кислород. Например, в GaAs и GaP с кислородом связываются наиболее глубокие донорные уровни, лежащие приблизительно посередине запрещенной зоны;

в результате кристаллы с концентрацией активных центров, превышающей 1017 см3, проявляют проводимость, близкую к собственной. При выращивании полупроводников следует обратить внимание на такой газ, как азот. Он играет существенную роль в неравновесных процессах и поглощении, например, в GaP. Замещение атомов фосфора в узлах атомами азота, которые являются «изоэлектронными», не влияет на электрические параметры кристаллов. Однако, имея большую по сравнению с фосфором электроотрицательность и высокую растворимость (до 1019 см3 ), примесь азота приводит к появлению интенсивных линий в спектрах излучательной рекомбинации, связанных не только с одиночными атомами азота, но и с парами N N -центров, расположенных на достаточно близких расстояниях [43].

8.9. Температурные зависимости растворимости примесей Процесс диффузии может быть использован для легирования кристаллов полупроводников: объемного в случае быстро диффундирующих примесей и приповерхностного в случае медленно диффундирующих примесей (формирование p n-перехода). Важными параметрами диффузионного легирования, как и легирования вообще, является предельная растворимость электрически актив Глава 8. Диффузия примесей в кристаллах ных примесей Cim и ее температурная зависимость. Как уже говорилось, основой для определения Cim может служить уравнение (8.21) для случая диффузии из неограниченного источника. Для быстро диффундирующих примесей (объемное легирование) Cim может быть определена с помощью холловских измерений концентрации носителей заряда, обусловленной введением в образец электрически активных примесей, при различных временах прогрева и при постоянной температуре. В случае медленно диффундирующих примесей нужно провести исследование глубины залегания p n-перехода в различных образцах с одинаковой исходной концентрацией Ci при постоянной температуре и при постоянном времени прогрева в зависимости от количества нанесенной на поверхность образца примеси. В основе этого способа определения C i m лежит установление перехода от случая диффузии из ограниченного источника примеси к случаю диффузии из неограниченного источника. Для первого случая (уравнение (8.19)) характерно изменение глубины залегания p n-перехода с ростом S при прогреве в течение одного и того же времени. Во втором случае глубина залегания p n-перехода определяется предельной растворимостью примеси Cim и, следовательно, не меняется с изменением количества примеси на поверхности. Таким образом, переход от первого случая ко второму должен проявиться в том, что изменение глубины залегания p n-перехода при некотором S прекращается. Это и будет доказательством справедливости уравнения (8.21), из которого при x = 0 находится Cim. На рис. 8.11 представлены температурные зависимости предельной растворимости медленно и быстро диффундирующих примесей в Ge. Из этого рисунка можно сделать следующие выводы. 1. Для всех примесей характерен первоначальный рост растворимости с понижением температуры начиная с температуры плавления основного вещества. 2. Примеси IIIA и VA групп в Ge имеют предельную растворимость 1019 –1021 см3, слабо или совсем не меняющуюся при дальнейшем понижении температуры (после первоначального возрастания). 3. Быстро диффундирующие примеси имеют значительно меньшие растворимости в соответствии с их коэффициентами разделения. У этих примесей наблюдается максимум растворимости в области T < Tпл. при дальнейшем уменьшение растворимости с понижением T. Поясним наблюдаемые зависимости. Для определенности рассмотрим в качестве примера примесный полупроводник n-типа, находящийся в равновесии с донорной примесью в газовой (внешней) фазе. Для простоты будем считать, что эффективные массы электронов и дырок равны 8.9. Температурные зависимости растворимости примесей Рис. 8.11. Температурные зависимости растворимости примесей в германии.

массе свободного электрона. Поскольку в объеме полупроводника донор+ ная примесь Cd частично диссоциирует на ионы Cd и электроны e, то этот процесс может быть записан в виде следующей реакции:

0 [Cd ] + [Cd ] + e, (8.30) 0 где [Cd ] — концентрация нейтральных доноров в полупроводнике, а + [Cd ] — концентрация ионизованных доноров. Одновременно с этим в полупроводнике происходит процесс «диссоциации» и «рекомбинации» электронов и дырок самого полупроводника: переход электронов из валентной зоны в зону проводимости и обратная рекомбинация. Этот процесс также можно выразить в виде реакции (he) h + e.

(8.31) Запишем условие электронейтральности для рассмотренной системы:

+ Cd + pv = nc или Cd = nc + nd pv nc pv, так как nd Cd, (8.32) где pv — концентрация дырок в валентной зоне;

nc — концентрация электронов в зоне проводимости;

nd — концентрация электронов на донорных уровнях;

Cd — полная концентрация введенных доноров.

Глава 8. Диффузия примесей в кристаллах Применение закона действующих масс к этим двум реакциям (8.30) и (8.31) и использование условия нейтральности для рассмотренной системы позволяет связать концентрацию доноров Cd с константами равновесия для реакции (8.30) K+ и для реакции (8.31) Ki [41]:3 Cd = K d / K d + n2, i (8.33) где Kd = K+ nd, а ni = Ki = nc pv. Здесь Kd является функцией только температуры и в первом приближении Kd T 3/2 exp(B/T ). Аналогичная формула может быть получена и для концентрации акцепторов: Ca = Ka / Ka + n2 ;

Ka T 3/2 exp(B/T ), i (8.34) где Ka = K na ;

K = K+ ;

na — концентрация электронов на акцепторных уровнях. Таким образом, в области низких температур Kd,a > n2 и раствориi мость доноров Cd (акцепторов Ca ) с ростом температуры возрастает пропорционально K1/2 (K1/2 ). В области высоких температур, когда n2 > Kd,a, a i d растворимость начинает убывать. Таков общий характер температурной зависимости растворимости электрически активной примеси. Характерная температурная зависимость растворимости примесей с явно выраженным максимумом носит название ретроградной. Ретроградная растворимость ярко выражена для быстро диффундирующих примесей и проявляется (хотя и слабо) у некоторых медленно диффундирующих примесей (Ga, As, Sb, Zn на рис. 8.11). Отсутствие ее у остальных примесей может быть обусловлено «замораживанием» атомов в узлах решетки и малыми коэффициентами диффузии. Выше было показано, что существует резкое различие в значениях коэффициентов диффузии в Ge и Si для примесных элементов IIIA, VA групп и примесных элементов IB, VIII (переходные металлы) групп таблицы Менделеева. С другой стороны, эти две группы примесей резко различаются и по значениям растворимости в Ge и Si (см. рис. 8.11). Те примесные элементы, которые обладают аномально высокой скоростью диффузии, имеют очень малую растворимость и малые коэффициенты разделения в Ge и Si. Такая корреляция не является случайной. Она + 3 Из закона действующих масс следует, что для реакции (8.30) K 0 + = [Cd ][e]/[Cd ]. + 0 Так как Cd = Cd nd ;

[e] = nc ;

[Cd ] = nd, то K+ = (Cd nd )nc /nd. Предполагая, что nd Cd, получим K+ = Cd nc /nd. Применение закона действующих масс к реакции (8.31) дает Ki = [e][h] = nc pv = n2. Тогда nc = K+ nd /Cd, а pv = n2 /nc = n2 Cd /K+ nd. Подставим i i i в (8.32) полученные nc и pv, тогда Cd = nc pv = K+ nd /Cd n2 Cd /K+ nd. i 8.9. Температурные зависимости растворимости примесей обусловлена тем, что как диффузия, так и растворимость в конечном счете определяются одними и теми же факторами: концентрацией вакансий и энергией связи примесных атомов в узлах кристаллической решетки. При данной температуре кристалла (определяющей концентрацию вакансий) состояние примесных атомов в вакантных узлах кристалла будет тем устойчивее, а коэффициент диффузии тем меньше, чем больше их энергия связи, иначе — чем глубже потенциальные ямы, в которых находятся примесные атомы. С другой стороны, этот же фактор определяет и растворимость примесных атомов в кристалле: чем больше энергия связи примесных атомов в вакантных узлах кристаллической решетки, тем больше и вероятность занятия этих узлов, а следовательно, и больше растворимость.

Известно, что помимо соблюдения «благоприятного» размерного фактора, необходимым условием образования твердых растворов замещения является наличие у замещающих атомов валентных электронов в таких же квантовых состояниях, как и у атомов основной решетки. В Ge и Si ковалентная тетраэдрическая связь осуществляется посредством sp3 -орбиталей. При этом основную роль в образовании ковалентной связи здесь играют p-электроны. Поэтому, для того чтобы примесные элементы могли образовывать с Si и Ge стабильные твердые растворы замещения, их атомы должны обладать валентными электронами на s- и p-орбиталях. У элементов IB и VIII групп, в отличие от элементов IIIA и VA групп, на внешней электронной оболочке совершенно отсутствуют p-электроны, обусловливающие основную связь в кристаллической решетке Ge или Si. С другой стороны, разность электроотрицательностей этих элементов в Si или Ge, как правило, невелика. Следовательно, ионная составляющая связи здесь не играет значительной роли. Все это способствует «неустойчивому» состоянию атомов IB и VIII групп в узлах кристаллической решетки Ge и Si, что приводит к их малой растворимости и высокой скорости диффузии.

Таким образом, аномально высокая скорость диффузии, малая растворимость и малые коэффициенты разделения в Si и Ge элементов IB и VIII групп вызвана существенным различием в электронной конфигурации валентных оболочек атомов этих элементов и атомов Si и Ge. Для элементов IIIA и VA групп это различие менее существенно, поэтому им присуща большая растворимость и малая скорость диффузии в Ge.

Глава 8. Диффузия примесей в кристаллах Эффекты, обусловленные ретроградной растворимостью Представленные на рис. 8.11 температурные зависимости растворимости быстро диффундирующих примесей могут обусловливать эффекты обратимых изменений концентрации электрически активных примесей. Например, если примесь введена диффузией при достаточно высокой температуре, когда ее растворимость близка к максимальной, то последующее понижение температуры делает соответствующий твердый раствор пересыщенным. В таких условиях, как и любая неравновесная система, раствор стремится перейти в термодинамически равновесное состояние, соответствующее меньшей концентрации электрически активной примеси. Избыток ее должен выделиться во вторую фазу, то есть перейти в электрически неактивное состояние. Подобный эффект в полупроводниках носит название «осаждения примесей», а параметром, контролирующим его скорость, является коэффициент диффузии соответствующей примеси. В качестве примера рассмотрим процесс осаждение лития в германии. Для лития, имеющего значительный коэффициент диффузии в широком интервале температур, процессы осаждения в германии достаточно интенсивны даже при комнатной температуре, потому наиболее исследованы [41]. Было выяснено, что зародыши второй фазы возникают вследствие попадания иона лития из междоузлия в вакансию VGe, при этом образуется комплекс: Li+ + e +VGe = LiVGe. Таким образом, концентрация зародышей должна определяться концентрацией Li и концентрацией вакансий в германии. Поскольку концентрация вакансий зависит от совершенства кристалла — наличия дислокаций и примесей (помимо лития), то эти факторы должны также влиять на скорость распада твер Рис. 8.12. Изменение концентрации электрически активного лития при 59 C (после насыщения при 450 C) в образцах Ge с разной плотностью дислокаций ND (см2 ).

8.9. Температурные зависимости растворимости примесей дого раствора. Действительно, эксперименты показали, что на процессы осаждения лития значительное влияние оказывает, кроме коэффициента диффузии, наличие в кристаллах «центров осаждения» — дислокаций и порождаемых ими вакансий. На рис. 8.12 показана зависимость концентрации доноров от времени после насыщения литием при 425 C в образцах Ge с разной плотностью дислокаций ND. Четко видно резкое увеличение скорости осаждения с ростом ND и быстрое приближение к равновесной растворимости. Эффекты осаждения и образования акцепторных центров также весьма интенсивны при температурах T > 500 C в Ge, легированном Cu [41].

Глава Монокристаллические пленки 9.1. Эпитаксия Слово эпитаксия состоит из двух греческих слов: «эпи» — «над» и «таксис» — «упорядочивание». Поэтому термин эпитаксия означает наращивание кристаллографически ориентированных монокристаллических слоев на монокристаллические подложки или друг на друга. Монокристаллическая подложка в процессе выращивания играет роль затравочного кристалла. Можно выделить два вида эпитаксии: гомоэпитаксию (автоэпитаксию) и гетероэпитаксию. Гомоэпитаксия — это наращивание монокристаллической пленки на подложку из того же вещества, что и пленка. Например, наращивание эпитаксиальной пленки кремния на подложу (объемный кристалл) из монокристаллического кремния. Гетероэпитаксия — это наращивание пленки на инородную подложку. Например, наращивание эпитаксиальной пленки PbTe на монокристаллическую подложку BaF2. Однако при гетероэпитаксии кристаллические решетки пленки и подложки должны быть подобны, а параметры решеток близки для обеспечения роста монокристаллического слоя. Методы эпитаксиального выращивания монокристаллических пленок получили широкое распространение в технологии полупроводниковых приборов только тогда, когда научились получать пленки заданного состава, обладающие параметрами, близкими к параметрам объемных кристаллов. Можно сказать, что научно-технический прогресс в области микроминиатюризации интегральных схем в значительной мере обязан внедрению в производство методов эпитаксиальной кристаллизации. За 9.1. Эпитаксия Рис. 9.1. Схемы окрестностей p n-перехода в случаях диффузионного (а) и эпитаксиального (б) легирования. При создании p n-перехода методом диффузии примесей в кристалл по обе стороны от перехода располагаются довольно широкие области сильно скомпенсированного материала.

мена объемных кристаллов эпитаксиальными пленками позволила повысить выход годных приборов, сократить длительность операций, снизить их себестоимость. К основным преимуществам эпитаксиальной технологии можно отнести следующие преимущества. Эпитаксиальное наращивание полупроводниковых пленок осуществляется, как правило, при температурах более низких, чем температуры получения объемных монокристаллов. При этом упрощается контроль за процессом кристаллизации и обеспечивается лучшая воспроизводимость свойств. Понижение температуры роста сопровождается замедлением диффузии примесей (в том числе и загрязняющих) в процессе получения эпитаксиальных пленок. В итоге улучшаются выходные параметры полупроводниковых материалов. Эпитаксиальные методы роста позволяют достаточно просто осуществлять легирование монокристаллических пленок непосредственно в процессе их выращивания, обеспечивают однородное распределение легирующих элементов в пленках, дают возможность выращивать резкие p n-перехода со скачкообразно меняющейся концентрацией (рис. 9.1,б). Применение эпитаксиальных слоев на подложке предоставляет разработчику приборов возможность изменения профиля легирования в изготовляемой структуре в гораздо более широких пределах, чем это возможно при использовании диффузии или ионной имплантации. Существенной особенностью эпитаксиального наращивания из газообразной фазы является возможность осаждения чистого материала на сильно легированных подложках. Такая возможность чрезвычайно важна для производства полупроводниковых квантовых генераторов света Глава 9. Монокристаллические пленки (лазеров). С другой стороны, для ряда приложений (например, для изготовления транзисторов) необходимы тонкие эпитаксиальные слои полупроводниковых соединений на высокоомных подложках. Эпитаксиальные методы позволяют это довольно просто реализовать. Использование эпитаксиальных пленок в электронной промышленности позволило существенно улучшить характеристики туннельных и лазерных диодов,1 разработать технологию получения транзисторов с высоким коэффициентом усиления на высоких частотах,2 мощных и высоковольтных транзисторов. На применении эпитаксиальных слоев основано производство таких приборов, как планарные полевые транзисторы, выполненные на структуре металл–окисел–полупроводник с изоляцией V-образными канавками (V-МОП). Эпитаксиальные структуры также используются для улучшения характеристик памяти с произвольным доступом и комплементарных интегральных МОП-схем. Новые перспективы в технике открыло применение эпитаксиальных гетероструктур, создание которых другими методами затруднено, в полупроводниковых приборах (например, для изготовления инжекционных лазеров). Кроме того, эпитаксия дает возможность получения многослойных структур со свойствами каждого слоя, практически не зависящими от свойств предыдущего слоя. Это открывает широкие возможности для разработки качественно новых типов электронных приборов. Следует отметить, что интенсивная разработка технологических методов тонкопленочной эпитаксии, обеспечивающих прецизионное управление процессом роста и контроль качества получаемых структур, позволила совершить качественный скачок в развитии физики полупроводников. История развития физики полупроводников такова, что если основными объектами исследования лет 30 назад были монокристаллы, а лет 15 назад — эпитаксиальные пленки, то сейчас — это многослойные гетероструктуры, сверхрешетки, структуры с квантовыми нитями и точками. Действительно, в ходе исследования свойств очень тонких пленок был обнаружен ряд новых интересных физических эффектов, которые откры1 Известно, что во многих оптоэлектронных приборах «объем» кристалла часто играет роль балласта, уменьшающего интенсивность выходящего излучения из-за оптического поглощения и рекомбинации. Отсюда естественное стремление уменьшить этот объем. 2 Стремление к увеличению напряжения пробоя база-коллектор при формировании транзистора в объеме кремния требовало применения материала с высоким удельным сопротивлением, что при большой толщине кремния приводило к чрезмерному увеличению сопротивления коллектора, вело к увеличению рассеиваемой мощности и уменьшению коэффициента усиления. Использование высокоомных эпитаксиальных слоев на подложках с низким удельным сопротивлением позволило решить эти проблемы. Таким же образом были решены аналогичные проблемы и при производстве биполярных интегральных схем.

9.2. Рост эпитаксиальных пленок из газообразной фазы ли возможность создания принципиально нового класса полупроводниковых приборов — приборов, разработанных на основе свойств структур с квантовыми ямами. Не удивительно, что в настоящее время структуры с квантовыми ямами, нитями, точками являются одними из наиболее интенсивно исследуемых объектов в физике полупроводников, а характеристика стран как «технологических держав» в значительной мере определяется именно уровнем развития технологии получения таких структур. В настоящей главе будут рассмотрены основы существующих представлений о первых стадиях зарождения и дальнейшем росте эпитаксиальных пленок из газообразных фаз, а также некоторые методы эпитаксиального наращивания тонких слоев полупроводников, включая и жидкостную эпитаксию.

9.2. Основные закономерности роста эпитаксиальных пленок при выращивании из газообразной фазы В литературе принято разделять газообразные фазы на паровые и газовые. Паровой фазой называют газообразную фазу, состав которой совпадает с составом выращиваемого из нее нелегированного вещества или соединения. Газовой называют газообразную фазу, состав которой отличается от состава выращиваемого из нее нелегированного вещества или соединения. Эпитаксиальное наращивание может осуществляться по схеме пар (газ) — кристалл [п(г)–к], а также по схеме пар (газ) — жидкость — кристалл [п(г)–ж–к]. В обоих схемах перенос вещества к месту конденсации происходит через газообразную фазу, поэтому скорость роста эпитаксиальных пленок оказывается невысокой. Движущей силой процесса конденсации из газообразных фаз, как и любого фазового перехода, является разность термодинамических потенциалов газообразной и твердой фаз, причем величина G определяется P, где P — абсолютное пересыщение газообразной фазы, равное разности между фактическим давлением газообразной фазы и равновесным давлением пара при данной температуре. Величина пересыщения определяет скорость роста кристаллической пленки. Процессы конденсации эпитаксиальных пленок из газообразной фазы в основном аналогичны процессам, которые подробно обсуждались в гл. 4 и 6, посвященных процессам зарождения центров новой фазы, механизмам роста и мето Глава 9. Монокристаллические пленки Рис. 9.2. Схема осаждения атомов и образования ориентированных зародышей на монокристаллическую пленку.

дам выращивания объемных монокристаллов из газообразной фазы. Ниже мы рассмотрим особенности ростовых процессов при эпитаксии. При росте по схеме п(г)–к процесс осаждения атомов на подложку с образованием и ростом монокристаллических зародышей можно представить следующим образом. При соударении атома с поверхностью подложки он либо адсорбируется на ней, либо возвращается обратно в газообразную фазу (рис. 9.2). Процесс адсорбции характеризуется коэффициентом термической аккомодации T, который определяется как T = T1 Ta E1 Ea =, T1 Tп E1 Eп (9.1) где T1 и E1 — температура и энергия поступающих на поверхность атомов, Ta и Ea — температура и энергия атомов адсорбированного слоя, Tп и Eп — температура и энергия атомов на поверхности подложки. Очевидно, что Ta зависит от температуры подложки и от температуры падающих частиц, то есть Ta = f(T1, Tп ). Установлено, что, как правило, влияние температуры пучка на температуру адсорбированного слоя мало. В этом случае процессы, происходящие на подложке, в значительной степени определяются величиной Tп. Если Ta = Tп, то T = 1, что соответствует «прилипанию» атомов к подложке — полной аккомодации. При этом обычно происходит неориентированный рост пленки. Если Ta > Tп, то T < 1, а на поверхности подложки происходит миграция атомов, которая может закончиться либо их десорбцией, либо их встраиванием в растущий зародыш (рис. 9.2). Следует отметить, что миграция (поверхностная диффузия) крайне необходима для получения монокристаллических пленок. Поверхностная диффузия приводит к тому, что атом «находит» свое равновесное положение и в результате на подложке образуются макроскопические ориентированные зародыши кристалла.

9.2. Рост эпитаксиальных пленок из газообразной фазы Режим, при котором происходит адсорбция значительной части падающих на подложку атомов совместно с их миграцией, — Tп < Ta < T1. В таком режиме после установления термодинамического равновесия в системе время жизни tn адсорбированного атома на поверхности подложки или растущей пленки будет tn 1 exp 0 Eдес kTk, (9.2) где 0 — частота колебаний адсорбированного атома вблизи положения равновесия на подложке, Eдес — энергия десорбции, Tk Ta — температура конденсации (см. гл. 4). Скорость поверхностной диффузии адсорбированного атома Eдиф, (9.3) Vдиф 0 exp kTk где Eдиф — энергия активации диффузии. Среднее число мест, занимаемых атомом, участвующем в процессе поверхностной диффузии, за время его жизни на поверхности N0 tn = exp tдиф Eдес Eдиф kTk. (9.4) После достижения равновесия в адсорбированном слое (равновесие между адсорбированными частицами и зародышами) начинается образование стабильных зародышей конденсируемой фазы (центров новой фазы). Рост и срастание центров новой фазы приводит к образованию эпитаксиальных слоев. Образование первых стабильных зародышей требует больших пересыщений, чем их последующий рост (см. гл. 4). Таким образом, адсорбированный на поверхности подложки атом может участвовать в одном из трех процессов (см. рис. 9.2): 1) десорбции с поверхности (обычно при больших Tп );

2) образовании вместе с другими атомами стабильного зародыша;

3) присоединении к уже существующему зародышу. Для полного описания процесса зародышеобразования необходимо знать следующие основные характеристики: а) размер критического зародыша;

б) скорость образования центров новой фазы и концентрацию критических зародышей с учетом возможного их изменения со временем;

в) структуру и ориентацию критических зародышей. Все эти величины тесно связаны с условиями роста — степенью пересыщения газообразной фазы, температурой конденсации, скоростью конденсации, скоростью поверхностной диффузии, структурой и чистотой поверхности подложки и т. д.

Глава 9. Монокристаллические пленки Найдем основные зависимости. При этом учтем, что возможно два подхода к рассмотрению механизма зародышеобразования: термодинамический и молекулярно-кинетический. Термодинамический подход целесообразен в том случае, когда стабильными являются зародыши с большими критическими размерами (50–100 частиц в зародыше). Эти зародыши обладают свойствами макрофазы. Обычно такое состояние процесса реализуется при небольших пересыщениях. Молекулярно-кинетический подход является плодотворным в том случае, когда стабильны зародыши столь малых размеров (1–10 атомов в зародыше), что к ним неприменимо представление о зародышах критических размеров в термодинамическом смысле. Обычно такое состояние реализуется при больших пересыщениях. Рассмотрим процесс образования зародышей критического размера при эпитаксиальном росте в рамках термодинамического подхода. В процессе роста в условиях постоянного пересыщения (P = const) устанавливается равновесие в адсорбированном слое между концентрацией адсорбированных частиц, числом «дозародышей» и числом зародышей критического размера nk = N exp(Eкр /kTk ), (9.5) где nk — концентрация критических зародышей, N — концентрация адсорбированных частиц, Eкр — энергия образования критического зародыша (зависит от степени пересыщения). Зародыши размеров, больших чем критические, в этом соотношении не участвуют, так как им термодинамически более выгодно расти, чем распадаться. Зародышам критического размера также термодинамически выгоднее расти, чем распадаться на «дозародыши». Поэтому с того момента, когда из «дозародыша» образовался зародыш критических размеров и он начал расти, он перестает участвовать в соотношении (9.5), а равновесие в нем смещается в сторону образования зародышей критического размера. Таким образом, в условиях роста идет непрерывное образование зародышей критического размера. Скорость образования центров новой фазы V nk, (9.6) где — частота, с которой критический зародыш захватывает атомы или молекулы и становится центром новой фазы. Если предположить, что присоединение атомов к критическому зародышу происходит в основном 9.2. Рост эпитаксиальных пленок из газообразной фазы путем их поверхностной диффузии, то скорость образования центров новой фазы будет V nk exp Eдес Eдиф Eкр kTk. (9.7) Таким образом, мы нашли как концентрация критических зародышей nk и скорость образования центров новой фазы V зависят от условий роста в рамках термодинамического подхода.3 Однако термодинамическая теория зародышеобразования неприменима к случаю, когда критический размер зародышей мал. Между тем из многих экспериментальных данных следует, что в реальных случаях эпитаксиального роста зародыши критических размеров состоят всего лишь из нескольких атомов. В этом случае необходимо применять молекулярно-кинетический подход к описанию процесса зародышеобразования. Родин и Уолтон [44] предложили теорию образования критических зародышей, которые состоят всего из нескольких частиц. Следуя в основном общепринятой модели, эти авторы вместо свободной энергии ввели статистические суммы и потенциальные энергии, а затем при определенных допущениях вывели выражение для скорости образования зародышей, состоящих из i частиц. В рамках этой молекулярно-кинетической теории было найдено, что скорость образования центров новой фазы, состоящих из i частиц, описывается формулой V J(J/0 N )i exp (i + 1)Eадс + Eдис Eдиф, kTk (9.8) где J — интенсивность потока падающих атомов, 0 — собственная частота колебаний атома на поверхности, N — концентрация адсорбированных частиц, Eадс — энергия адсорбции, Eдис — энергия диссоциации скопления из i атомов, Eдиф — энергия активации диффузии. Наиболее существенный результат этой теории заключается в возможности определения пороговых температур изменения типа ориентации растущей пленки. При больших пересыщениях стабильным зародышем может оказаться даже одиночный атом. Тогда, когда образуется комплекс из двух атомов, он скорее будет расти, чем распадаться. Снижение пересыщения ведет к тому, что вероятность присоединения к одному 3 Размер критического зародыша в зависимости от условий роста в рамках термодинамического подхода определяется формулами, приведенными в гл. 4. Структура и ориентация критических зародышей определяется температурой подложки Tп, ее структурой и чистотой.

Глава 9. Монокристаллические пленки Рис. 9.3. Схематическое изображение конфигураций атомов в двухмерных зародышах: а, б — зародыши с одной и двумя связями на атом;

в, г — наименьшие стабильные зародыши.

атому второго сравнивается с вероятностью распада пары. В этом случае стабильными будут конфигурации с двумя связями на атом, то есть при понижении пересыщения стабильность приобретают конфигурации из трех и четырех атомов. Такими конфигурациями являются треугольник и квадрат. Ясно, что в первом случае при дальнейшем росте центры новой фазы имеют ориентацию (111), во втором — (100) (рис. 9.3). Таким образом, изменение пересыщения должно сопровождаться изменением числа атомов в стабильных зародышах, что, как видно из рисунка, приводит к изменению ориентации. Температуру перехода от одной ориентации к другой можно узнать, приравнивая между собой выражения для скорости образования критических зародышей из 2 и 3 частиц, из 3 и 4 частиц и т. д. (рис. 9.4). Температура конденсации Tk также оказывает значительное влияние на критические размеры и ориентацию зародышей. Так, при больших пересыщениях и низких Tk преобладает неориентированный рост. С повышением Tk при некоторой определенной температуре T происходит изменение числа атомов в критическом зародыше (по крайней мере от 1 до 2), и тогда уже должен наблюдаться ориентированный рост. Таким образом, при низких Tk велика вероятность образования стабильных критических зародышей, но отсутствует ориентация. При повышении Tk скорость зародышеобразования падает, но начинает преобладать ориентированный рост. При больших пересыщениях и невысоких температурах конденсации, когда вероятность десорбции мала, скорость конденсации v k приблизительно равна интенсивности потока пара J. Поэтому можно установить связь между температурой начала ориентированного роста или температурой смены ориентации и скоростью конденсации, что весьма удобно для экспериментальной проверки теории. Сопоставление экспериментальных данных о величинах V при выбранной Tk с расчетными, полученными из зависимости (9.8), при указанных условиях роста позволи 9.2. Рост эпитаксиальных пленок из газообразной фазы Рис. 9.4. Зависимость скорости образования зародышей от температуры конденсации.

ло подтвердить правильность молекулярно-кинетического подхода. Кроме того, формула 9.8 позволяет оценить число атомов в стабильном зародыше. Реальные температуры источника и подложки при выращивании ориентированных монокристаллических пленок выбираются с учетом оптимизации всех параметров. Большое внимание при эпитаксиальном росте пленок должно уделяться присутствию в системе загрязняющих газов. При наличии инородного газа, адсорбированного на поверхности подложки или растущей пленки, эпитаксия возможна лишь при условии, что скорость адсорбции инородного газа не превышает скорости присоединения атомов к ориентированному зародышу. При росте пленок по механизму п(г)–ж–к на границе раздела фаз подложка — пленка возможны следующие ситуации: 1) На фронте кристаллизации образуется сплошной слой жидкой фазы значительной толщины. Процессы роста эпитаксиальной пленки в этом случае подобны процессам роста кристаллов из расплавов (растворов) (см. гл. 6). 2) На фронте кристаллизации образуется сплошная тонкая пленка жидкой фазы толщиной l, причем l находится в пределах от lmin до lmax. При l < lmin пленка существует в виде отдельных островков;

при l > lmax сплошность пленки нарушается и на поверхности подложки образуются капли жидкой фазы.

Глава 9. Монокристаллические пленки Процессы роста эпитаксиальной пленки из капель аналогичны случаю (1);

различие заключается лишь в том, что фронт кристаллизации не сплошной. При кристаллизации тонкой пленки жидкой фазы (в том числе и тонкопленочных островков) процессы роста могут отличаться от процессов роста кристаллов из капель жидкой фазы в связи с тем, что строение пленки жидкой фазы и жидкой макрофазы (жидкости того же состава) может быть различным.

9.3. Экспериментальное изучение процессов зародышеобразования, роста и совершенства эпитаксиальных пленок в зависимости от условий роста Экспериментальное изучение процессов зародышеобразования, роста эпитаксиальных пленок и их качества в зависимости от условий выращивания сейчас проводится с помощью самой современной аппаратуры непосредственно в процессе конденсации. На основании этих исследований можно сделать выводы о местах преимущественной адсорбции атомов, изучить влияние загрязняющих газов на образование зародышей, оценить плотность, совершенство и ориентацию зародышей, а также количественно оценить Eдиф и Eдес. Наблюдения в вакууме 109 –1010 мм рт. ст. показывают, что, как правило, зародыши образуются преимущественно на неровных участках подложки, на плоскостях с большими индексами Миллера и с низкой ретикулярной плотностью. Поперечный размер зародыша увеличивается пропорционально корню квадратному из времени, что характерно для роста по механизму поверхностной диффузии. При низких Tk зародыши образуются на многослойном адсорбате (промежуточный слой толщиной 1–5 монослоев), который либо аморфен, либо представляет собой однородный слой, повторяющий структуру подложки. С увеличением Tk толщина адсорбата уменьшается. Существуют два возможных подхода (для соответствующих случаев) объяснения механизма образования зародышей ориентированной пленки на многослойном адсорбате: 1) диффузионные параметры адсорбированных атомов на поверхности подложки сильно отличаются от параметров поверхностной самодиффузии;

2) связи атомов в первом осажденном слое с атомами подложки гораздо прочнее, чем межатомные связи в осаждаемом веществе.

9.3. Процессы зародышеобразования и структура пленок Электронная микроскопия высокого разрешения в сочетании с методами электронной дифракции позволяет исследовать процесс образования конденсатов на стадии частичного заполнения первого монослоя. В большинстве случаев ориентированного роста на ранней стадии конденсации образуются изолированные трехмерные зародыши, так как количество питающего вещества недостаточно для образования монослоя. Эти зародыши обычно становятся видимыми в электронном микроскопе после того, как их размер достигает 10 A. Случаи роста конденсатов монослоями весьма редки. При гомоэпитаксии, когда растущий кристалл продолжает структуру подложки, в принципе, возможен рост без образования изолированных зародышей. Однако, как правило, образование полупроводниковых эпитаксиальных пленок происходит посредством возникновения и дальнейшего роста именно изолированных зародышей, что связано с присутствием загрязнений на поверхности подложки, которые служат центрами кристаллизации. Электронографические и электронно-микроскопические исследования показали, что на начальной стадии роста эпитаксиальных пленок могут образовываться зародыши с различными ориентациями. Это явление широко распространено при эпитаксиальном росте и оказывает значительное влияние на структурное совершенство выращиваемых пленок. Вопрос о причинах образования зародышей с разными ориентациями является до сих пор предметом многочисленных теоретических и экспериментальных исследований. Исходят из того, что при образовании зародышей определяющая роль принадлежит поверхностной энергии, поэтому чаще всего образуются зародыши с минимальной поверхностной энергией. Наличие разнотипных зародышей означает, что существует несколько типов зародышей, отличающихся разной ориентацией и удовлетворяющих такому требованию (одинаковая минимальная поверхностная энергия при одинаковых условиях роста). Было исследовано влияние различных факторов (температуры подложки, скорости конденсации, структуры и чистоты подложки, вакуума и т. д.) на ориентацию зародышей. В результате были найдены условия роста, при которых образуются зародыши лишь с одной ориентацией (см. гл. 9.2). Электронная микроскопия дает сведения и о влиянии условий роста на образование и плотность зародышей. Количественное определение зависимости плотности зародышей от условий кристаллизации (Tk, скорости конденсации vk, состояния подложки) обнаружило удовлетворительное согласие между экспериментальными данными и молекулярно-кинетической теорией образования зародышей и позволило оценить такие параметры роста, как Eдес и Eдиф.

Глава 9. Монокристаллические пленки Наличие на поверхности подложки адсорбированных газов и загрязнений сопровождается рядом эффектов, влияющих на плотность, на совершенство и на ориентацию зародышей, а следовательно, и на их последующий рост. В конечном счете было показано, что адсорбированные газы и загрязнения на подложке приводят к изменению структуры и свойств конденсатов. Действительно, наличие инородных адсорбированных атомов способствует увеличению плотности зародышей, так как увеличивается число активных центров кристаллизации на поверхности подложки, и заметно изменяет подвижность адсорбированных атомов растущей эпитаксиальной пленки. Кроме того, адсорбированные газы способны существенно изменять структуру растущего слоя, так как при наличии на поверхности подложки газовых примесей может происходить рост зародышей с ориентацией, отличающейся от ориентации зародышей, образующихся в условиях сверхвысокого вакуума. В итоге на стадии коалесценции происходит срастание различным образом ориентированных зародышей, что ухудшает структурное совершенство пленки. Таким образом, вопрос о получении атомно-чистых поверхностей подложки заслуживает особого внимания. Чтобы создать и сохранить чистую поверхность, необходима длительная термическая обработка или ионная (электронная) бомбардировка с последующим поддержанием сверхвысокого вакуума порядка 1010 мм рт. ст. Без такой обработки и в обычном вакууме (106 –107 мм рт. ст.) практически все кристаллы, используемые в качестве подложек, покрыты слоем адсорбированных газов. При комнатной температуре такой слой создается за несколько секунд. Следует отметить, что различные виды обработки поверхности (термическая или ионная чистка, скалывание в вакууме, электронная бомбардировка и др.) сами по себе так же приводят к заметному изменению плотности зародышей. Это связано с изменением таких характеристик, как Eдиф и Eдес. Например, электронная бомбардировка на начальных стадиях роста пленок приводит 1) к повышению плотности зародышей (наблюдается скопление вакансий в местах образования зародышей);

2) к улучшению совершенства структуры и уменьшению электрическое сопротивление пленок, так как растущие из зародышей островки получаются глаже, а их коалесценция начинается гораздо раньше;

3) к образованию хорошо ориентированных монокристаллических пленок. Таким образом, структура пленок зависит от начальной структуры зародышей, от скоростей их роста и особенностей коалесценции. Загрязнения на поверхности подложки сказываются на совершенство выращиваемых пленок как в момент образования зародышей, так и при их 9.4. Особенности гетероэпитаксии срастании. Повышение чистоты эксперимента обычно способствует повышению совершенства эпитаксиальных пленок и понижению температуры эпитаксии.

9.4. Особенности гетероэпитаксии До сих пор мы не разделяли гомо- и гетероэпитаксию. Однако при гетероэпитаксиальном выращивании пленок существуют специфические проблемы. Одна из них — это вопрос о характере сопряжения кристаллических решеток выращиваемой пленки и подложки на границе раздела. Приведем основные из существующих представлений по этому вопросу. 1. Характер сопряжения решеток определяется степенью соответствия периодов решеток плоских сеток, по которым происходит сращивание: сетки должны быть подобны, а относительное различие периодов решеток не должно превышать определенную величину. Впервые эти представления были сформулированы Руайэ (1928–1935 гг.);

в качестве предельного было названо несоответствие периодов решеток, равное 15%. Однако в ряде случаев, как показывает практика, возможно наращивание пленок и при различии периодов решеток срастающихся фаз более чем на 15%. Для того чтобы объяснить этот результат в рамках структурно-геометрических представлений, было сформулировано положение о поверхностном псевдоморфизме. В кристаллическом поле подложки структура нарастающей фазы упруго деформируется, между подложкой и нарастающей фазой образуется псевдоморфный слой, который и обеспечивает эпитаксиальное наращивание. Межатомные расстояния в псевдоморфном слое переменны: от характерных для поверхности срастания до межатомных расстояний наращиваемой фазы. Толщина псевдоморфного слоя определяется природой срастающихся фаз. Основоположником теории о псевдоморфном слое был Ван дер Мерве. Его теория основана на представлении о существовании сильного физического взаимодействия атомов в сопряженных решетках. В ее рамках вычисляется энергия поверхности раздела двух различных кристаллов и выясняются условия, при которых эта энергия принимает минимальное значение. Знание минимальной энергии поверхности раздела позволяет определить предельные толщины псевдоморфных слоев, что весьма важно с практической точки зрения. Так как величины упругой деформации сопрягаемых кристаллических решеток ограничены, то на поверхности раздела между псевдоморфным слоем и подложкой (геометрия плоских сеток которых подобна, но меж Глава 9. Монокристаллические пленки Рис. 9.5. Схема возникновения дислокаций несоответствия.

атомные расстояния разные) могут возникать дислокации несоответствия (рис. 9.5), которые компенсируют напряжения, возникающие в двух кристаллических решетках из-за различия их периодов. Иными словами, решетки сопрягающихся кристаллов упруго деформируются таким образом, чтобы частично (при большом несоответствии их периодов) или полностью (при малом несоответствии) ликвидировать геометрическое различие между ними на определенных участках поверхности, а оставшаяся доля несоответствия, выходящая за пределы упругой деформации, компенсируется возникновением дислокаций несоответствия. Плотность дислокаций несоответствия зависит от степени несоответствия периодов решеток срастающихся фаз: чем выше различие периодов решеток, тем больше плотность дислокаций несоответствия. Дислокации несоответствия могут возникать при образовании стабильных зародышей, причем при боковом (тангенциальном) росте последних дислокации несоответствия могут перемещаться и взаимодействовать одна с другой, так как степень упругой деформации зародыша зависит от его размеров. Окончательная плотность дислокаций несоответствия фиксируется при слиянии стабильных зародышей (при образовании сплошной пленки). Отметим еще, что явление псевдоморфизма на самой ранней стадии эпитаксии сводится не только к геометрическому искажению решетки, но и к изменению нормальной для решетки конденсата химической связи. Под влиянием поля подложки возникают такие явления как поляризация, ионизация, диссоциация атомов или молекул и т. п. По мере роста пленок в псевдоморфном слое происходит постепенное ослабление искажения связи. 2. Другой подход к проблеме сопряжения кристаллических решеток в плоскости раздела основывается на том, что определяющее влияние на эпитаксию оказывают активные центры роста на подложке. Предполагается, что явления поверхностного псевдоморфизма не существует:

9.5. Причины образования структурных дефектов кристаллическая структура наращиваемых слоев отвечает структуре, характерной для объемного материала. Эпитаксия и степень совершенства наращиваемых слоев определяются действием активных центров роста. Природа этих центров до сих пор окончательно не выяснена. Возможно, что они связаны с дефектами, находящимися в приповерхностном слое подложки и создающими локальные искажения потенциального рельефа подложки. В местах искажений и образуются стабильные зародыши. Эти представления не исключают возможность появления дислокаций на границе срастания зародышей, однако в этом случае их нельзя считать дислокациями несоответствия. 3. Третий подход основан на том, что между срастающимися фазами образуется переходный слой, состав (а следовательно, и структура) которого определяется равновесной фазовой диаграммой срастающихся фаз. Приведенные краткие представления по вопросу о характере сопряжения кристаллических решеток выращиваемой пленки и подложки опираются на экспериментальные факты и каждое описывает процесс сопряжения кристаллических решеток для определенного круга веществ. В общем случае возможность сопряжения кристаллических решеток определяется возможностью соответствующей перестройки химических связей.

9.5. Причины образования структурных дефектов Одной из важнейших практических задач при выращивании эпитаксиальных монокристаллических пленок является выяснение причин образования дефектов. Большая часть исследований посвящена изучению различных стадий роста эпитаксиальных пленок с целью нахождения способов, позволяющих снизить число дефектов в них. Исследование структуры пленок в процессе их роста позволило определить основные источники дефектов в пленках. К ним относятся следующие. 1. Дефекты подложки. Пленка может наследовать дислокации подложки. 2. Дислокации несоответствия. 3. Малоугловые границы, образующиеся при срастании стабильных крупных зародышей, имеющих различную ориентацию. 4. Дефекты упаковки, возникающие при коалесценции зародышей. Причина их возникновения — несоответствие решеток зародышей, связанное с нарушением порядка чередования атомных плоскостей при слия Глава 9. Монокристаллические пленки нии стабильных зародышей по сравнению с ненарушенным монокристаллом. Дефекты упаковки могут возникать и в месте контакта зародыша и подложки. 5. Дислокации, возникающие из-за эффектов пластической деформации растущей пленки. После коалесценции зародышей и образования сплошной пленки механизм возникновения дислокаций несоответствия перестает действовать. Вместе с тем с ростом толщины пленки в связи с уменьшением доли несоответствия, компенсируемой за счет упругой деформации, напряжение, при котором начинается пластическая деформация, уменьшается, что ведет к возрастанию плотности дислокаций. 6. В случае сильно легированных подложек дефекты в эпитаксиальных слоях могут вызываться выделениями и предвыделениями второй фазы в подложке. 7. Загрязнения поверхности подложки также могут приводить к образованию дефектов в эпитаксиальном слое.

9.6. Методы эпитаксии Существует целый ряд методов получения эпитаксиальных монокристаллических пленок, из которого принято выделять следующие группы: 1) осаждение из жидких растворов (жидкостная эпитаксия);

2) конденсация из газовой фазы (газовая эпитаксия);

3) конденсация из паровой фазы.

9.6.1. Жидкостная эпитаксия Метод жидкостной эпитаксии по своей сути ничем не отличается от метода выращивания объемных монокристаллов из растворов, который уже подробно рассматривался (см. гл. 6). Основным преимуществом метода жидкостной эпитаксии является то, что рост эпитаксиальной пленки происходит при температурах более низких, чем температура плавления исходного вещества. Разберем подробнее этот метод выращивания эпитаксиальных пленок на примере системы Ge–In. Для этого рассмотрим диаграмму состояния системы Ge–In со стороны In. Температура плавления индия значительно ниже, чем у Ge (рис. 9.6), поэтому он и используется в качестве растворителя. Из диаграммы следует, что, меняя процентное содержание индия в сплаве Ge–In в соответствии с линией ликвидуса, можно менять температуру кристаллизации сплава. При охлаждении жидкой фазы вдоль линии 1 при температуре 400 C (точка пересечения с линией ликвидуса) раствор переходит в пересыщенное 9.6. Методы эпитаксии Рис. 9.6. Диаграмма состояния системы Ge–In.

состояние и из него начинает выделяться твердая фаза, состав которой, согласно фазовой диаграмме, будет соответствовать чистому Ge, а состав жидкой фазы будет определяться по точке пересечения коноды с линией ликвидуса, то есть будет содержать 92% In и 8% Ge. По мере дальнейшего охлаждения составы твердой и жидкой фаз будут изменяться по линиям солидуса и ликвидуса (при равновесном охлаждении) соответственно, а их количество будет определяться правилом рычага. Практически метод жидкостной эпитаксии реализуется следующим образом (рис. 9.7). Подложка Ge n-типа с ориентацией <111> закрепляется в верхней части наклонного графитового тигля, в нижней части которого находится раствор Ge в In. После достижения температуры 520 C нагрев тигля прекращается (раствор находится в перегретом состоянии) и его наклоняют так, чтобы раствор покрыл подложку. Далее начинается медленное охлаждение тигля, в процессе которого подложка Ge успевает частично раствориться (8 мкм) до установления равновесной концентрации Ge в растворе;

при этом ликвидируются поверхностные нарушения подложки. Затем при фиксированной температуре происходит эпитаксиальное наращивание Ge на подложке с образованием пленки толщиной 25 мкм. После осаждения при температуре 350 C тигель возвращают в исходное положение, извлекают из печи и остаток In удаляют с поверхности кристалла. При необходимости легирования примесь добавляют в раствор с учетом ее коэффициента разделения в условиях Глава 9. Монокристаллические пленки Рис. 9.7. Схема установки для выращивания эпитаксиальных пленок Ge методом жидкостной эпитаксии: 1 — герметичная камера;

2 — нагреватель;

3 — тигель;

4 — расплав;

5 — растворяемое вещество;

6 — держатель;

7 — подложка.

роста пленки. В качестве подложки для Ge оптимальными материалами служат сам Ge и GaAs, находящийся с ним в одном изоэлектронном ряду и имеющий очень близкий параметр кристаллической решетки. Широкое распространение для выращивания пленок посредством жидкостной эпитаксии получил метод движущегося растворителя (см. гл. 6). Для выращивания эпитаксиальных пленок, например, GaAs (система Ga–As, Ga — растворитель) используются следующие ростовые условия: температура тигля 900 C, а градиент температуры вдоль оси растущей пленки T 1.5–2 град/мм. Метод жидкостной эпитаксии (выращивание из раствора) может использоваться и для получения сверхрешеточных структур [45]. Рост слоя достигается охлаждением жидкой фазы, контактирующей с подложкой, ниже температуры насыщения. Сам эпитаксиальный процесс состоит из ряда ростовых операций, в каждой из которых используются различные растворы, состав которых подбирается с целью обеспечить рост требуемых слоев в сверхрешетке. Операции роста чередуются с операциями переноса подложки между различными жидкими фазами, используемыми для выращивания сверхрешетки.

9.6.2. Эпитаксия из газообразной фазы Процессы, происходящие при выращивании эпитаксиальных пленок методом газовой эпитаксии с помощью химических реакций, по существу, уже обсуждались при описании выращивания монокристаллов из газовой фазы (см. гл. 6). Рассматривались два основных способа выращивания эпитаксиальных пленок из газовой фазы с помощью химических реакций: 1) метод диссоциации и восстановления газообразных химических соединений и 2) метод газотранспортных реакций. Первый способ отличается от второго тем, что в нем источником 9.6. Методы эпитаксии материала для роста эпитаксиальной пленки служат легколетучие химические соединения, которые подвергаются термической диссоциации или восстановлению соответствующим газообразным восстановителем на поверхности подложки, то есть для роста эпитаксиальной пленки используются химические реакции, происходящие только на поверхности подложки. При этом поверхность подложки играет роль катализатора. Каталитическая активность подложки зависит от строения поверхности (кристаллографии) и наличия активных центров на ней. Выбираются такие химические реакции, продукты которых, за исключением кристаллизующегося вещества, являются газами и легко удаляются из зоны реакции. Для достижения стационарного процесса роста образующиеся в результате химических реакций газы необходимо непрерывно удалять, для чего всегда целесообразно использовать проточные системы. Во втором методе в основе выращивания пленок из газовой фазы лежат обратимые химические реакции, то есть используется возможность изменения направления реакции в зависимости от температуры. В зоне источника химические реакции идут с образованием летучих химических соединений, содержащих кристаллизуемое вещество. Затем летучие соединения за счет конвекции переносятся в зону конденсации, где происходит обратная химическая реакция с выделением кристаллизуемого вещества. В этом методе принципиальна обратимость химических реакций в отличие от первого. Скорость роста эпитаксиального слоя определяется выходом химических реакций и поэтому зависит от концентрации взаимодействующих компонентов в газовой смеси, давления в системе, скорости прохождения газовой смеси над подложкой, каталитической активности и температуры подложки. Эти параметры можно регулировать в процессе эпитаксиального наращивания. Для каждого материала или группы схожих материалов подбираются такой тип реакций и такие условия конденсации, которые обеспечили бы наилучшие структурные и электрические параметры выращиваемых эпитаксиальных пленок. Рассмотрим примеры выращивания эпитаксиальных пленок этими способами. Метод химических реакций Метод химических реакций широко используется при выращивании эпитаксиальных пленок Si. Как правило, используются реакции восстановления галоидных соединений кремния (SiCl4, SiBr4, SiI4 и SiHCl3 ) водородом. Наибольшее распространение получил метод восстановления SiCl Глава 9. Монокристаллические пленки водородом. При этом водород обычно выполняет роль и газа-носителя, и восстановителя. Преимуществом этого метода является возможность достаточно простой очистки исходных реагентов. Процесс восстановления водородом осуществляется по схеме, изображенной на рис. 9.8. Реакционную камеру изготовляют, как правило, из кварцевого стекла и охлаждают водой или воздухом, чтобы исключить реакцию восстановления газовой смеси на стенках камеры, ограничив ее протекание поверхностью нагретых подложек. Реакционная камера соединяется с основной газовой магистралью. Поступающие в камеру газы проходят над поверхностью подложек и удаляются через стеклянную трубку в водоохлаждаемую ловушку. Вся система в целом должна тщательно продуваться. Поток водорода регулируется краном К1, который пропускает водород непосредственно в реакционную камеру, чтобы обеспечить требуемое молярное соотношение SiCl4 /H2 = 1:20 – 1:50, и краном К2, направляющим водород в термостатированный испаритель, содержащий SiCl4 (для насыщения H2 парами SiCl4 ). Было установлено, что количество выделяющегося кремния при фиксированной температуре конденсации может быть заметно увеличено, если в газовую фазу дополнительно ввести молекулы HCl. Поэтому в систему включен кран K3, через который вводится обезвоженный HCl. Кремниевые подложки вырезают из монокристаллов с высоким структурным совершенством в определенном кристаллографическом направлении (как правило, перпендикулярно направлению роста <111>) и перед помещением их в реакционную камеру предварительно обрабатывают (механическая и химическая полировка). Осаждение ведут обычно при температуре подложек 1200–1290 C. Были опробованы различные методы нагрева подложек, однако в подавляющем большинстве вариантов промышленных установок используют высокочастотный нагрев. Благодаря локализованному нагреву в этом случае осаждение кремния на стенках камеры сводится к минимуму. Таким образом, подложки нагреваются излучением и посредством теплопроводности от нагревателя, питаемого индукционными токами. При этом идут основная реакция осаждения SiCl4 + 2H2 реакции SiCl4 + H2 SiHCl3 + HCl, SiHCl3 + H2 Si + 3HCl (9.10) Si + 4HCl, (9.9) и конкурирующая реакция травления SiCl4 + Si 2SiCl2. (9.11) 9.6. Методы эпитаксии Рис. 9.8. Схема установки для получения эпитаксиальных пленок Si методом химических реакций: 1 — нагреватель;

2 — подложки;

3 — расходомеры;

4 — испаритель;

5 — источник легирующей примеси;

6 — реакционная камера.

Кроме того, в системе протекает ряд других реакций, определяемых возможными равновесиями в системе Si–H–Cl. Разность скоростей осаждения и газового травления подложки определяет скорость роста эпитаксиального слоя, характерное значение которой составляет 60–300 мкм/ч. Кроме того, скорость роста и качество получаемых эпитаксиальных пленок зависят от температуры подложки, относительной концентрации SiCl4 /H2, скоростей газовых потоков, концентрации примесей, длительности процесса и геометрических характеристик системы. Этим методом получают Si с удельным сопротивлением 1000Ом · см и плотностью дислокаций 102 –103 см2. Легирование эпитаксиальных пленок Si, получаемых восстановлением SiCl4, обычно осуществляется либо 1) непосредственным добавлением легирующей примеси в испаритель к жидкости SiCl4, либо 2) введением газообразных соединений примеси непосредственно в газовую фазу (PH3, SbCl3, AsCl3, BBr3 или BCl3 ). Технология получения эпитаксиальных пленок Ge вполне аналогична описанной технологии выращивания пленок Si как с точки зрения используемого оборудования, так и самой сущности процесса. Метод газотранспортных реакций В процессе эпитаксиального роста с использованием обратимых химических реакций перенос вещества от источника к подложке осуществляется благодаря сдвигу равновесия используемой химической реакции в зонах источника и подложки, которые имеют разные температуры. Реагентами-переносчиками могут служить I2, Se, Te, H2, пары воды и Глава 9. Монокристаллические пленки Рис. 9.9. а — Схема установки для получения эпитаксиальных пленок Ge методом газотранспортных реакций в закрытой системе;

б — температурный профиль в реакционной камере в течение процесса роста (1 — источник вещества;

2 — реакционная камера;

3 — затравка;

4 — зона сброса;

5 — кварцевая ампула;

6 — эпитаксиальная пленка).

др. Например, получение пленок Ge с помощью этого метода основано на обратимых реакциях GeI4 Ge + 2I2, 2GeI2 Ge + GeI4. (9.12) При фиксированном полном количестве йода равновесие в этих реакциях смещается вправо при понижении температуры. В рассматриваемом случае реакционная камера загружается затравкой и источником Ge, а затем откачивается. Далее в нее вводят пары I2 в количестве, необходимом для создания оптимального давления. Затем реакционная камера запаивается и помещается в печь (рис. 9.9). Вначале температурный профиль в реакционной камере устанавливается таким образом, чтобы при 500–550 C происходило травление материала источника и затравки, а Ge в составе летучего соединения GeI 4 удалялся и осаждался в зоне сброса, находящейся при температуре 300 C. В замкнутой системе перенос Ge в составе летучего соединения из области, находящейся при высокой температуре, в более холодную область осуществляется диффузионным образом (молекулярная и (или) конвективная диффузия). Затем газообразный продукт разложения I2 вновь диффузионным образом переносится в зону источника. Далее температурный профиль изменяется так, чтобы температура в области подложки резко падала до 300–400 C. После этого начинается осаждение на подложку при температуре 300–400 C. Скорость переноса, определяемая скоростью диффузии и давлением йода, зависит также от температуры источника и затравки. Аналогичные процессы происходят при выращивании эпитаксиальных 9.6. Методы эпитаксии пленок Si по реакциям SiI4 Si + 2I2, 2SiI2 Si + SiI4.

(9.13) Характерные температуры для получения Si составляют Tист = 1150 C и Tподл = 900–950 C. Направление реакции сильно зависит от давления паров йода. Так, при низких давлениях преобладает реакция травления (Si + 2I2 SiI4 ) и кремний переносится из холодной зоны в горячую. При более высоких давлениях I2 (выше 60–100 мм рт. ст.) перенос Si идет из горячей зоны в холодную. Метод газотранспортных реакций может быть использован для получения эпитаксиальных пленок и в проточных системах. Например, пленки GaAs, обладающие хорошими электрофизическими свойствами, получаются в проточных системах. В качестве исходных материалов используются следующие реагенты: AsCl3, Ga. Процесс проводится в установке, изображенной на рис. 9.10. Исходный Ga и подложки помещают в кварцевую трубу (реактор), которая расположена в двухзонной печи. В реактор подается смесь водорода и паров AsCl3. Для дозировки соотношения AsCl3 /H2 поток водорода разделяют на две «нити»: по одной дозированное количество H2 подается непосредственно в реактор, а по другой — водород сначала проходит через испаритель, содержащий AsCl3, насыщается его парами, а затем смешивается с основным потоком H2. Паро-газовая смесь, попадая в реактор, нагретый до температуры T1 = 800–850 C, подвергается реакции 2AsCl3 + 3H2 6HCl + 2As. (9.14) Образующийся хлористый водород реагирует с Ga, находящимся в лодочке, 2Ga + 2HCl 2GaCl + H2. (9.15) Пары мышьяка полностью поглощаются расплавленным галлием, находящимся в лодочке в зоне с температурой T1 = 800–850 C, до тех пор, пока не образуется насыщенный раствор As в Ga. Газообразный GaCl переносится в более холодную часть камеры (T2 = 750–800 C) и частично диссоциирует по реакции 3GaCl 2Ga + GaCl3. (9.16) После того, как образовался насыщенный раствор As в Ga (2.3% мышьяка), свободный мышьяк переносится вместе с GaCl и во второй зоне происходят реакции 6GaCl + As4 4GaAs + 2GaCl3, 4GaCl + As4 + 2H2 4GaAs + 4HCl. (9.17) Глава 9. Монокристаллические пленки Рис. 9.10. Схема установки для получения эпитаксиальных пленок GaAs методом газотранспортных реакций в проточной системе: 1 — водород;

2 — блок тонкой очистки водорода;

3 — игольчатые натекатели;

4 — расходомеры;

5 — испаритель с AsCl3 ;

6 — расплав галлия;

7 — подложки.

В качестве подложек используют пластины с ориентацией <110>, вырезанные из монокристаллических слитков полуизолирующего GaAs (который получается введением глубоких примесей Cr и O). Все рассмотренные методы эпитаксиального наращивания используются и для получения гетероэпитаксиальных слоев. Рост из газовой фазы с использованием металлорганических соединений В последнее время усиленно развивается технология выращивания сверхрешеточных структур из газовой фазы с использованием металлорганических соединений (MOCVD4 ). В основе этого метода лежит метод химических реакций. MOCVD представляет собой метод выращивания, в котором необходимые компоненты доставляются в камеру роста в виде газообразных металлорганических алкильных соединений, и рост слоя осуществляется при термическом разложении (пиролизе) этих газов и последующей химической реакции между возникающими компонентами на нагретой пластине-подложке [46]. В настоящее время посредством этого метода можно выращивать большинство полупроводниковых соединений A III BV, AII BVI, AIV BIV.

4 MOCVD — metalloorganic chemical vapor deposition.

9.6. Методы эпитаксии Рис. 9.11. Схема вертикального реактора для MOCVD при атмосферном давлении, используемого для роста легированных эпитаксиальных слоев Al x Ga1x As: 1 — кварцевый реактор;

2 — высокочастотный нагрев;

3 — подложка;

4 — термостабилизированные ячейки;

5 — термостабилизированные источники металлорганических соединений;

6 — датчики потока;

7 — пневматические клапаны.

Глава 9. Монокристаллические пленки Рассмотрим более подробно этот метод получения сверхрешеточных структур на примере выращивания сверхрешеток на основе GaAs. В работе [47] впервые было показано, что разложение газовой смеси металлорганического соединения триметилгаллия (CH3 )3 Ga и гидрида мышьяка (арсина) AsH3, проводимое при температуре 600–700 C в атмосфере H2, можно использовать для выращивания тонких эпитаксиальных пленок GaAs в открытом (проточном) реакторе (рис. 9.11). Следует отметить, что MOCVD хорошо подходит для массового производства приборов с субмикронными слоями и имеет ряд преимуществ перед другими технологиями (см. ниже и [48, 49]). Эпитаксия в процессе MOCVD осуществляется при пропускании однородной газовой смеси реагентов с газами-носителями над нагретой подложкой в реакторе с холодными стенками. Энергия для нагревания газовой смеси обычно создается мощным радиочастотным генератором с частотой порядка 450 кГц. Этот же генератор нагревает и графитовый держатель, на котором размещена монокристаллическая подложка. При этом газовая смесь вблизи поверхности подложки нагревается до высоких температур, а стенки реакционной камеры остаются относительно холодными, что приводит к осаждению полупроводниковой пленки на поверхности подложки (реакция идет при повышенных температурах) при малых потерях реагирующих веществ на поверхности реактора. Тщательно контролировать необходимо только температуру подложки, причем небольшие ее изменения не играют роли, поскольку большинство свойств пленок, полученных MOCVD, малочувствительны к таким изменениям температуры. Парциальными давлениями различных газовых компонентов можно управлять с помощью электроники, контролирующей скорость потока от каждого из источников. Это позволяет с высокой точностью управлять всеми параметрами роста, обеспечивая надежную воспроизводимость результатов. Металлорганические соединения, используемые для получения полупроводниковых пленок при комнатной температуре, как правило, являются жидкостями, обладают высоким давлением паров и могут быть легко доставлены в зону реакции путем пропускания газа-носителя, например H2, через жидкости, которые играют роль источников (рис. 9.11). Кроме того, используемые для роста полупроводниковых пленок гидриды при комнатной температуре являются газами и обычно берутся в качестве добавок к H2. Эти металлорганические и гидридные компоненты смешиваются в газовой фазе и пиролизуются (при 600–800 C, как правило) в потоке водорода в открытом реакторе при атмосферном или несколько 9.6. Методы эпитаксии пониженном давлении. В большинстве случаев при выращивании полупроводниковых эпитаксиальных пленок используется метиловая и этиловая металлорганика. Такие соединения относительно просты в изготовлении и легко пиролизуются в атмосфере водорода, выделяя атомы соответствующего металла и в качестве побочных продуктов газообразные метан или этан, которые могут быть легко удалены из ростовой камеры. Многослойные, многокомпонентные эпитаксиальные структуры могут быть последовательно получены в едином ростовом цикле. Кроме того, поскольку в процессе роста не участвуют травящие вещества, то возможно получение резких границ между различными слоями, причем возрастает однородность слоев по толщине и составу, так как процесс роста не является результатом конкуренции между осаждением и травлением, как в некоторых других методах газофазной эпитаксии. И, наконец, рассматриваемый технологический процесс может быть воспроизведен в большом объеме. При необходимости могут быть достигнуты высокие скорости роста, удовлетворяющие требованиям промышленности. I. Механизм роста и эпитаксия в процессе MOCVD Процесс MOCVD полупроводниковых соединений осуществляется, как правило, в несколько последовательных этапов, происходящих в различных зонах реактора. Рассмотрим этот процесс на примере выращивания GaAs и Alx Ga1x As. Основные химические реакции в этом случае могут быть записаны в виде (CH3 )3 Ga + AsH3 2 GaAs + 3CH 700 C H и (1 x)[(CH3 )3 Ga] + x[(CH3 )3 Al] + AsH3 2 Alx Ga1x As + 3CH4.

700 C H При MOCVD намеренно создается неравновесная ситуация, когда поступающая газовая смесь содержит бльшую концентрацию реагентов, чем о концентрация реагентов в газовой смеси в случае равновесия с подложкой при температуре роста. При этом исходят из следующих соображений. При равновесии химические потенциалы каждого из компонентов µi в газовой и твердой фазах должны быть одинаковыми. При отклонении от равновесия система будет стремиться восстановить его со скоростью, пропорциональной Глава 9. Монокристаллические пленки µ (разности химических потенциалов). Таким образом, максимальная скорость роста оказывается ограниченной требованиями термодинамики и скоростью пропускания пересыщенного газа через реактор. Было выяснено, что скорость роста, за исключением случая очень высоких температур, оказывается существенно меньше своего термодинамически вычисленного значения. По-видимому, кинетика процесса роста является недостаточно быстрой для установления равновесия в системе. Обычно равновесие существует вблизи растущей поверхности, но отсутствует в газовой фазе вдали от этой поверхности. При этом скорость роста пропорциональна разности химических потенциалов между газовой фазой на входе и той частью газа, которая находится в равновесии с растущей пленкой. Термодинамические соображения определяют не только скорость роста, но часто и состав растущего тройного или четверного твердого раствора AIII BV. Если на границе роста устанавливается термодинамическое равновесие, то состав вещества, растущего из газовой фазы данного состава при данной температуре, диктуется термодинамикой. Заметим, что даже если газовую фазу считать идеальным газом, то термодинамическое описание твердой фазы через ее химический потенциал требует учета взаимодействия компонентов твердого раствора между собой. Этим взаимодействием определяются области существования твердых растворов. Понятно, что для получения информации о зависимости состава растущего твердого раствора от состава газовой фазы требуется, по-существу, знание фазовой диаграммы взаимодействующих бинарных соединений (см. гл. 4). Итак, было выяснено, что процесс эпитаксии определяется термодинамическим состоянием системы, но реальная скорость роста часто меньше максимального значения, допускаемого термодинамикой. Это означает, что процесс лимитируется либо кинетическими эффектами на поверхности подложки, либо скоростью доставки питающего материала к ростовой поверхности. К поверхностным кинетическим эффектам можно отнести адсорбцию на поверхности, поверхностные реакции, встраивание атомов в растущую эпитаксиальную пленку. Однако было установлено, что процесс MOCVD лимитируется поверхностной кинетикой лишь при очень низких температурах. Обычно самым медленным процессом является диффузия реагентов через пограничный слой, и именно она чаще всего определяет скорость роста в этом методе. Динамика газового потока в реакторе при близком к атмосферному давлении приводит к образованию пограничного слоя у неподвижной поверхности подложки. Из-за пониженной скорости газа в данной области 9.6. Методы эпитаксии этот пограничный слой представляет собой квазинеподвижную газовую прослойку, параметры которой определяют скорость переноса реагентов к поверхности подложки. При достижении поверхности подложки реагенты связываются на ней. Пограничный слой также характеризуется большим градиентом температуры, диффундируя через который реагенты могут разлагаться, высвобождая атомы веществ, необходимые для роста слоя. Если скорость диффузии через пограничный слой превышает скорость разложения реагентов, то заметное влияние на рост пленки могут оказывать каталитические эффекты на поверхности подложки. Легирование растущего эпитаксиального слоя при MOCVD осуществляется путем введения в газовый поток соответствующего реагента. По-видимому, этот реагент будет диффундировать через пограничный слой так же, как основные реагенты. Встраивание же примесей в кристаллическую решетку может определяться либо поверхностной кинетикой, либо скоростью протекания химических реакций реагентов. Итак, подведем итог в вопросе о влиянии условий выращивания на скорость роста эпитаксиального слоя, получаемого MOCVD. Эта скорость определяется тремя факторами [50]: термодинамическим состоянием системы, диффузией реагентов через пограничный слой и поверхностной кинетикой. На все три фактора влияют такие условия роста, как скорость газового потока, парциальное давление реагентов в газовом потоке и температура подложки. Скорость газового потока в реакторе при фиксированных парциальных давлениях реагентов влияет на определяемую термодинамикой скорость роста, изменяя количество «строительного материала», проходящего через реактор. Эта скорость также влияет на толщину пограничного слоя, то есть на время диффузии через него. В обоих случаях увеличение скорости газового потока ускоряет рост эпитаксиального слоя. Увеличение парциального давления реагентов в газовом потоке также увеличивает скорость роста. Повышение температуры подложки увеличивает скорость роста эпитаксиальной пленки в случае, когда она лимитируется поверхностной кинетикой. Но для экзотермических процессов, как правило, имеющих место при MOCVD, повышение температуры подложки уменьшает равновесный выход материала, то есть если скорость роста определяется термодинамикой, то увеличение температуры подложки уменьшает ее. Если процесс роста лимитируется диффузией, то температура мало влияет на скорость роста. Влияние ориентации подложки существенно лишь в случае роста, лимитируемого поверхностными кинетическими явлениями.

Глава 9. Монокристаллические пленки Рис. 9.12. Схема оптимизированного реактора для MOCVD (в этом вертикальном реакторе с восходящим потоком впуск газа осуществляется снизу;

подложки закреплены на внутренней стороне полого графитового держателя): 1 — катушка высокочастотного генератора;

2 — подложки;

3 — графитовый держатель;

4 — смесительная камера;

5 — пневматические клапаны;

6 — линия продувки;

7 — компоненты растущей пленки;

8 — обходная линия.

II. Выращивание сверхрешеточных структур Рост многослойных структур в методе MOCVD осуществляется путем изменения газовой атмосферы в реакторе. Скорость, с которой осуществляется такое изменение, зависит от величины потока и геометрии реактора. Метод MOCVD позволяет при больших потоках производить замену газа достаточно быстро и получать при этом резкие гетеропереходы [49]. Так как время, необходимое для замены, определяется величиной потока, то резкость границ оказывается связанной со скоростью роста и зависит от концентрации реагентов в газовом потоке через реактор. Для получения минимальной толщины переходных слоев в эпитаксиальных структурах при MOCVD состав газовой фазы вблизи подложки должен меняться максимально быстро. Однако даже идеально резкое изменение газового состава перед реакционной камерой не позволяет получить резкого скачка состава вблизи подложки из-за размытия состава газовой смеси в процессе подхода к поверхности подложки. Это ведет к плавному изменению состава слоистой эпитаксиальной структуры. Для преодоления этой проблемы была создана наиболее оптимальная конструкция реактора (рис. 9.12) и предпринят ряд технологических мер, позволяющих свести к минимуму влияние факторов, размывающих скачок концентрации [51].

9.6. Методы эпитаксии Рис. 9.13. Схема установки для получения эпитаксиальных пленок из паровой фазы: 1 — нагреватель;

2 — подложка;

3 — заслонка;

4 — источник;

5 — нагреватель;

6 — рабочая камера, обеспечивающая хороший вакуум.

9.6.3. Конденсация из паровой фазы Выше нами были рассмотрены некоторые методы газовой эпитаксии, использующие обратимые химические реакции. Следующая группа методов эпитаксии основана на кристаллизации пленок из паровой фазы. Выращивание пленок из паровой фазы, образованной из атомов и молекул выращиваемого материала, производится преимущественно в откачанных вакуумных камерах (рис. 9.13). Процесс сводится к созданию потока паров, испускаемых источником, нагретым до выбранной температуры возгонки или испарения. Пары, пройдя некоторый путь, конденсируются на подложке. Давление насыщенного пара элементарного вещества, образующего одноатомные молекулы, как функция температуры описывается уравнением Клаузиуса-Клапейрона. Однако поскольку процесс проводится в динамическом режиме, реальное давление паров над поверхностью источника несколько ниже и описывается выражением P = 0 Ps, (9.18) где Ps — давление насыщенных паров при температуре источника Tист, 0 — коэффициент обратной аккомодации, равный отношению числа атомов, которые реконденсировали с поверхности источника, к числу атомов, столкнувшихся с поверхностью источника. В случае двухкомпонентного пара (A и B) его давление Pобщ. над источником, содержащим оба компонента, (в соответствии с законом Рауля, который выполняется для идеальных газов5 ) равно P = P(A) + P(B) = 0 (A)Ps (A)N (A) + 0 (B)Ps (B)N (B), (9.19) где P(A) и P(B) — давления паров компонентов A и B;

0 (A) и 0 (B) — коэффициенты обратной аккомодации компонентов A и B, Ps (A) и 5 Идеальный газ — газ, в котором пренебрегается взаимодействием между атомами или молекулами, входящими в его состав.

Глава 9. Монокристаллические пленки Ps (B) — давление насыщенных паров компонентов A и B при Tист, а N (A) и N (B) — мольные доли компонентов A и B (N (A) + N (B) = 1). Приведенные формулы могут быть обобщены и на случай многокомпонентного пара. В процессе кристаллизации из двух- или многокомпонентного пара принимаются специальные меры к сохранению его постоянного состава. Следует отметить, что создание многокомпонентной паровой фазы заданного состава сопряжено со значительными трудностями. Чем больше различие в давлении насыщенных паров компонентов соединения, тем труднее оказывается управлять составом паровой фазы и возникает необходимость использовать раздельное испарение компонентов кристаллизуемого вещества. При этом давление паров компонентов регулируется температурами источников. Другой, не менее трудной, задачей при конденсации из паровой фазы является управление составом пленки, которая образуется при конденсации паров нескольких элементов. Коэффициент конденсации зависит от природы конденсирующихся атомов, материала и состояния подложки, а значит и состав образующейся пленки может быть не идентичен составу паровой фазы. При проведении процессов роста эпитаксиальных пленок в вакууме, а особенно в непрерывно откачиваемых вакуумных системах, наименее контролируемым и наименее изученным является влияние присутствующих в рабочей камере остаточных газов и паров. При давлении остаточных газов 106 –104 мм рт. ст. поток газовых молекул, бомбардирующих поверхность роста, часто сравним с потоком атомов конденсируемого пара (1014 –1015 атомов/см2 · с). Остаточные газы, способные вступать в химические реакции с веществом подложки и входить в решетку кристалла, оказывают, как правило, вредное влияние на скорость роста, структуру и электрофизические параметры пленок (см. выше разд. 9.3). Влияние же инертных газов, по-видимому, незначительно, а иногда даже может способствовать улучшению характеристик эпитаксиальной пленки. Поэтому выращивание эпитаксиальных пленок из паровой фазы проводится в тщательно дегазированных герметичных системах с остаточным давлением химически активных газов (кислород, углеводороды и др.) не более 108 –1010 мм рт. ст.;

остаточное давление инертных газов может быть порядка 106 мм рт. ст. Если эпитаксиальные пленки выращиваются в вакууме в режиме молекулярных (атомных) пучков, то вакуум в камере, где происходит конденсация, поддерживается таким, чтобы длина свободного пробега молекул (атомов) превышала расстояние от источника до подложки (см.

9.6. Методы эпитаксии гл. 6). Пересыщение над подложкой определяется потоком пара кристаллизуемого компонента и температурой подложки. Регулируя температуру источника и подложки, можно управлять давлением паров над источником, пересыщением, а следовательно, и скоростью роста пленки. Основными технологическими факторами, определяющими возможность получения эпитаксиальных пленок с контролируемыми свойствами методом конденсации из паровой фазы, являются: 1) природа, кристаллографическая ориентация и состояние поверхности подложки;

2) выбор температуры источника Tист (величины пересыщения) и температуры подложки Tпод, при которых обеспечивается, с одной стороны, закономерное встраивание атомов в решетку растущей пленки, а с другой стороны, заданный химический состав растущего кристалла. Существует довольно большое число различных методов выращивания эпитаксиальных пленок из паровой фазы: метод испарения, возгонка, катодное распыление, лазерная эпитаксия и т. д. Мы здесь остановимся только на двух методах, обладающих определенными преимуществами перед другими методами и детально разработанных в связи с возможностью получения с их помощью сверхрешеточных структур. Это метод горячей стенки и молекулярно-лучевая эпитаксия (МЛЭ). Метод горячей стенки Метод горячей стенки представляет собой разновидность технологии вакуумного осаждения пленок, характеризуемую тем, что рост происходит в условиях, очень близких к термодинамическому равновесию. Основной особенностью метода является наличие нагретого экрана (горячей стенки), служащего для сосредоточения и направления на подложку испаряемого вещества. При этом исключаются потери испаряемого материала, создается возможность поддержания высокого давления паров вещества или его различных компонент и сводится до минимума разность температур источника и подложки. К концу 70-х годов метод горячей стенки был детально разработан в применении к целому ряду соединений AIV BVI и твердых растворов на их основе. Это позволило плавно, без каких-либо серьезных модификаций технологических установок и режимов роста, перейти от эпитаксии отдельных слоев к изготовлению сверхрешеток. Сверхрешетки на основе полупроводников AIV BVI были впервые получены в начале 80-х годов в университетах Японии [52, 53] и Австрии [54] методом горячей стенки. Типичные установки для изготовления сверхрешеток этим методом показаны на рис. 9.14. В качестве примера используются соединения Глава 9. Монокристаллические пленки Рис. 9.14. Схема установки для эпитаксиального выращивания сверхрешеток PbTe–PbSnTe методом горячей стенки (во всей системе вакуум 106 мм рт. ст.;

резервуары, содержащие Te, используются при росте p-PbTe и p-PbSnTe;

избыток Te создает отклонение от стехиометрии): 1 — нагреватель подложки;

2 — головка с подложкой, периодически передвигаемая мотором;

3 — отражатель паров Te;

4 — подложка;

5 — нагреватели стенок;

6 — нагреватели источников;

7 — нагреватели резервуаров Te;

8 — стенка из кварцевого стекла.

9.6. Методы эпитаксии PbTe и Pb1x Snx Te. В состав установки входят несколько (обычно два) реакторов, которые используются для получения слоев разных материалов или слоев разного типа проводимости, а также подвижный подложкодержатель, перемещение которого между реакторами позволяет сформировать сверхрешетку. Выращивание слоев производится в вакууме порядка 106 мм рт. ст. Условия роста определяются температурами двух источников-испарителей, стенок и подложки. Для управления типом проводимости отдельных слоев используют два способа: регулируемое отклонение состава от стехиометрии, то есть легирование электрически активными собственными дефектами, и легирование примесями [53]. В первом случае в дополнительные резервуары реакторов загружают чистый теллур, давлением паров которого и определяется тип проводимости материала, так как избыток халькогена в PbTe дает дырочную проводимость, а избыток свинца — электронную. Уровень легирования при этом определяется температурой резервуара с теллуром и существенно зависит от температуры подложки. Перед выращиванием сверхрешетки на подложку BaF2 обычно наносится буферный слой PbTe толщиной порядка 500 нм. Толщины слоев сверхрешетки для этого метода определяются двумя ограничивающими факторами: 1) нижняя граница определяется градиентом состава за счет взаимодиффузии компонентов;

2) верхняя граница, при превышении которой свойства сверхрешетки перестают отличаться от свойств объемного материала, определяется длиной свободного пробега носителей. Этот метод выращивания применяется и для получения сверхрешеточных структур на основе AII BVI, например ZnS–ZnSe. Молекулярно-лучевая эпитаксия (МЛЭ) МЛЭ или MBE6 представляет собой процесс эпитаксиального роста слоев различных соединений, происходящий за счет реакций между термически создаваемыми молекулярными или атомными пучками соответствующих компонентов на поверхности подложки, находящейся в сверхвысоком вакууме при повышенной температуре. В основе этой технологии лежит возможность роста эпитаксиальных пленок, по существу, в динамическом режиме в отличие от более традиционных методов, где рост идет в условиях, близких к термодинамическому равновесию. МЛЭ характеризуется: 1) относительно низкой температурой роста (на 100–200 C меньше, чем при жидкофазовой и газотранспортной эпитаксии);

6 MBE — molecular beam epitaxy.

Глава 9. Монокристаллические пленки Рассмотрим более подробно этот метод получения сверхрешеточных структур на примере выращивания сверхрешеток на основе GaAs. В работе [47] впервые было показано, что разложение газовой смеси металлорганического соединения триметилгаллия (CH3 )3 Ga и гидрида мышьяка (арсина) AsH3, проводимое при температуре 600–700 C в атмосфере H2, можно использовать для выращивания тонких эпитаксиальных пленок GaAs в открытом (проточном) реакторе (рис. 9.11). Следует отметить, что MOCVD хорошо подходит для массового производства приборов с субмикронными слоями и имеет ряд преимуществ перед другими технологиями (см. ниже и [48, 49]). Эпитаксия в процессе MOCVD осуществляется при пропускании однородной газовой смеси реагентов с газами-носителями над нагретой подложкой в реакторе с холодными стенками. Энергия для нагревания газовой смеси обычно создается мощным радиочастотным генератором с частотой порядка 450 кГц. Этот же генератор нагревает и графитовый держатель, на котором размещена монокристаллическая подложка. При этом газовая смесь вблизи поверхности подложки нагревается до высоких температур, а стенки реакционной камеры остаются относительно холодными, что приводит к осаждению полупроводниковой пленки на поверхности подложки (реакция идет при повышенных температурах) при малых потерях реагирующих веществ на поверхности реактора. Тщательно контролировать необходимо только температуру подложки, причем небольшие ее изменения не играют роли, поскольку большинство свойств пленок, полученных MOCVD, малочувствительны к таким изменениям температуры. Парциальными давлениями различных газовых компонентов можно управлять с помощью электроники, контролирующей скорость потока от каждого из источников. Это позволяет с высокой точностью управлять всеми параметрами роста, обеспечивая надежную воспроизводимость результатов. Металлорганические соединения, используемые для получения полупроводниковых пленок при комнатной температуре, как правило, являются жидкостями, обладают высоким давлением паров и могут быть легко доставлены в зону реакции путем пропускания газа-носителя, например H2, через жидкости, которые играют роль источников (рис. 9.11). Кроме того, используемые для роста полупроводниковых пленок гидриды при комнатной температуре являются газами и обычно берутся в качестве добавок к H2. Эти металлорганические и гидридные компоненты смешиваются в газовой фазе и пиролизуются (при 600–800 C, как правило) в потоке водорода в открытом реакторе при атмосферном или несколько 9.6. Методы эпитаксии Рис. 9.16. Схематическое изображение эффузионной ячейки, используемой в современной системе МЛЭ: 1 — конический тигель из пиролитического BN, графита или стеклоуглерода;

2 — нагревательное устройство;

3 — радиационные экраны;

4 — термопара;

5 — оболочка нагревателя;

6 — водяное охлаждение;

7 — трубка из фольги;

8 — выводы термопары;

9 — силовой ввод.

зоны, в которых происходят различные физические явления. Первая — зона создания молекулярных пучков. Вторая — зона пересечения пучков от различных источников, где смешиваются испаряемые вещества, образуя паровую фазу, вступающую в контакт с подложкой, на которой происходит кристаллизация. Поверхность подложки, где происходят основные реакции между компонентами, является третьей зоной в системе МЛЭ. Эффузионные ячейки, используемые в системах МЛЭ, обычно представляют собой либо цилиндрические, либо конические тигли с характерным диаметром 1–2 см, длиной 5–10 см, диаметром эффузионного отверстия 5–8 мм и его толщиной 0.5 мм. Для изготовления тиглей Глава 9. Монокристаллические пленки используется пиролитический графит высокой чистоты или пиролитический нитрид бора BN. Тигель помещается внутрь нагревателя из окиси алюминия. В стандартных конструкциях эффузионных ячеек (рис. 9.16) проволочная спираль танталового нагревателя фиксируется двумя концентрическими цилиндрами из Al2 O3. Внутренний цилиндр особой формы содержит тигель, а внешний цилиндр окружается несколькими слоями тонкой гофрированной танталовой фольги для эффективной теплоизоляции отдельных ячеек. К тиглю подведена термопара, обеспечивающая контроль за температурой в эффузионной ячейке. Каждая эффузионная ячейка монтируется на молибденовом держателе, обеспечивающем возможность точной юстировки и быстрого демонтажа. Вся ячейка имеет общую водяную рубашку, эффективно теплоизолирующую ее от окружающей среды. Первый теоретический анализ распределения потоков в молекулярном пучке принадлежит Кнудсену, который изучал эффузию из малого отверстия в эффузионной ячейке, содержащей идеальный газ. Идеальная кнудсеновская ячейка содержит пар, находящийся в равновесии с испаряемым веществом, и имеет эффективную апертуру в виде малого отверстия площадью S (отверстие не имеет стенок). По одну сторону отверстия находится газ под давлением p1, по другую сторону давление газа равно p2, причем p1 p2. Линейные размеры отверстия не превосходят длин свободного пробега при обоих указанных давлениях. Газовые резервуары вне (p2 ) и внутри (p1 ) ячейки столь велики, что молекулы сталкиваются друг с другом значительно чаще, чем со стенками. Если справедливы следующие предположения: 1) молекулы имеют одинаковые точечные массы, 2) силы взаимодействия между молекулами отсутствуют, 3) распределение молекул по скоростям является максвелловским, 4) газ является изотропным, то полное число молекул N, прошедших в единицу времени через отверстие наружу, равно N = ((p1 p2 )S/m) M/(2RT ), (9.20) где m — масса молекул, M — молекулярный вес, R — газовая постоянная, T — температура по обе стороны эффузионного отверстия. Результаты, полученные Кнудсеном, полезны и при использовании эффузионных ячеек с отверстиями большого диаметра. При этом необходимо рассматривать большое отверстие как комбинацию малых точечных отверстий, а создаваемые ими потоки складывать. Однако при значительной толщине отверстия оно начинает оказывать коллимирующее воздействие на молекулярный пучок, что вызывает дополнительные осложнения.

9.6. Методы эпитаксии В реальных системах МЛЭ редко используются идеальные кнудсеновские ячейки, так как необходимо проводить эпитаксиальный рост на большой площади. Реальные эффузионные ячейки имеют значительно большую апертуру, чем необходимо для равновесной ячейки. Поэтому в формулу (9.20) должен быть введен поправочный коэффициент, который, к сожалению, не может быть вычислен непосредственно. Он находится эмпирически. Однородность толщины пленок, выращенных методом МЛЭ, зависит от однородности молекулярного пучка по площади подложки. Однородность молекулярного пучка определяется взаимным расположением ячеек и подложек и соосностью их расположения (см. гл. 6). Задача подбора оптимальной геометрии системы является достаточно сложной задачей, подходы к решению которой освещены в специальной литературе [5, 58]. О физических процессах, происходящих в третьей зоне (рост на подложке), рассказывалось в начале этой главы в разд. 9.2, посвященном механизмам роста эпитаксиальных пленок. Напомним основные этапы эпитаксиального роста полупроводниковых соединений, в том числе и для метода МЛЭ: 1) подвод питающего вещества к поверхности роста;

2) адсорбция составляющих вещество атомов и молекул на поверхности подложки;

3) миграция атомов и молекул по поверхности подложки, реиспарение;

4) встраивание составляющих вещество атомов и молекул в кристаллическую решетку, образование стабильных зародышей;

5) коалесценция зародышей. Образование пленки на твердой подложке неразрывно связано с фазовым превращением, характерным для выбранного метода роста. В методе МЛЭ это фазовое превращение представляет собой переход из сильно неравновесной паровой фазы в тонкопленочную твердую фазу. Анализ процессов, происходящих на поверхности роста, показал, что способность атомов двигаться по поверхности, их среднее время пребывания там, поток атомов и молекул на растущую поверхность пленки являются кинетическими параметрами, оказывающими решающее влияние на процессы роста при МЛЭ. Для исследования особенностей роста в технологии МЛЭ используют соответствующие методы анализа. К этим методам относятся дифракция быстрых электронов, Оже-электронная спектроскопия (AES), масс-спектрометрия вторичных ионов (SIMS) и другие современные методы исследования. В настоящее время большинство исследовательских Глава 9. Монокристаллические пленки и значительная часть технологических установок МЛЭ содержат встроенное перечисленное выше аналитическое оборудование, позволяющее проводить анализ процессов роста непосредственно в ходе выращивания эпитаксиальных пленок. Дифракция быстрых электронов применяется для исследования поверхностной структуры, микроструктуры и степени гладкости выращиваемых пленок. Она используется также для контроля за изменением структуры верхних атомных слоев в ходе эпитаксиального роста пленок при различных параметрах роста и для наблюдения топографии поверхности. Метод электронной Оже-спектроскопии используется для изучения химического состава поверхности подложки и определения химического состава растущего слоя. Масс-спектрометрия вторичных ионов служит мощным методом определения химического состава поверхностных слоев твердого тела. Ее преимуществами перед Оже-спектроскопией является высокая абсолютная чувствительность по многим элементам, хорошая элементная избирательность и высокое разрешение по массам. Этот метод можно использовать для анализа объемного материала и исследования профиля поверхности, для определения остаточных газов в ростовой камере, анализа состава материалов источников и для изучения десорбционных явлений на поверхности эпитаксиального слоя. Данные по поверхностной кинетике роста и легирования могут быть получены с помощью методики модулированного молекулярного пучка [59, 60]. В этой методике изменение падающего молекулярного пучка приводит к изменению во времени концентрации адсорбированных молекул на поверхности подложки и благодаря этому — к изменению скорости десорбции, что может быть измерено с помощью масс-спектрометрии. С другой стороны, модулируя поток десорбции, можно непосредственно определить, какие атомы и молекулы уходят с поверхности, выделив их на фоне остаточных газов. Дополнительное использование методов электронной Оже-спектроскопии и дифракции электронов позволяет получать дополнительные сведения о поверхности подложки на любой стадии процесса, а в совокупности с программированной термодесорбцией дает также дополнительную информацию о стехиометрии поверхности. Разновидностью метода МЛЭ является лазерная МЛЭ, в которой испарение исходных компонентов осуществляется с помощью импульсного излучения мощного лазера [61, 62]. Этот метод был применен для выращивания сверхрешеток HgTe–CdTe. Пучок атомов ртути создается испарителем эффузионного типа. Поликристаллические образцы CdTe 9.6. Методы эпитаксии и Te помещаются в танталовые лодочки, установленные на поворотной площадке, и поочередно подвергают воздействию сфокусированного лазерного луча. Особенности процесса лазерной МЛЭ, в первую очередь, связаны с более высокой температурой источников. В случае лазерной МЛЭ CdTe испарялся в виде атомов кадмия и теллура в отличие от обычной МЛЭ, при которой испарение происходило в виде атомов кадмия и молекул теллура. Таким образом, состав паровой фазы оказывался различным, что сказывалось на характере процесса эпитаксии, а именно ориентация подложки в случае лазерной МЛЭ оказывала существенно меньшее влияние на рост эпитаксиальной пленки, чем в случае обычной МЛЭ.

Литература [1] К. фон Клитцинг. УФН, 1986, т. 150, в. 1, с. 107. [2] Квантовый эффект Холла. Сб. статей под ред. Ю. В. Шмарцева, М., 1986. [3] А. П. Силин. УФН, 1985, т. 147, в. 3, с. 485. [4] В. Т. Маслюк, П. А. Феннич. Зарубежная электронная техника, 1981, N 8(241), с. 3. [5] M. Herman. Полупроводниковые сверхрешетки, М., Мир, 1989. [6] В. Л. Бонч-Бруевич, С. Г. Калашников. Физика полупроводников. Изд. 2-е. М., Наука, 1990. [7] М. И. Клигер. Аморфные диэлектрики и полупроводники, М., Изд. МИФИ, 1985. [8] А. И. Попов, Н. И. Михалев. Атомная структура некристаллических полупроводников, М., Изд. МЭИ, 1992. [9] З. Метфессель, Д. Маттис. Магнитные полупроводники, М., Мир, 1972. [10] Э. Л. Нагаев. Физика магнитных полупроводников, М., 1979. [11] В. М. Фридкин. Сегнетоэлектрики-полупроводники, М., 1976. [12] М. Лайнс, А. Гласс. Сегнетоэлектрики и родственные им материалы, М., 1981. [13] Органические полупроводники. Сб. статей под ред. М. В. Курика. Киев, 1976.

Литература [14] Ф. Гутман, Л. Лайонс. Органические полупроводники, М., 1970. [15] К. Сайто. Химия и периодическая таблица, М., Мир, 1982. [16] Ч. Киттель. Введение в физику твердого тела. Изд. 4-е. М., Наука, 1978. [17] С. С. Горелик, М. Я. Дашевский. Материаловедение полупроводников и металловедение. М., Металлургия, 1973. [18] Д. М. Васильев. Физическая кристаллография. М., Металлургия, 1981. [19] Физические величины: Справочник, под ред. И. С. Григорьева, Е. З. Мейлихова, M., Энергоатомиздат, 1991. [20] R. C. Evans. Crystal Chemistry. 2nd edition. Cambridge University Press, 1966. [21] Ж. П. Сюше. Физическая химия полупроводников. М., Металлургия, 1969. [22] С. А. Медведев. Введение в технологию полупроводниковых материалов. М., Высшая школа, 1970. [23] Б. Ридли. Квантовые процессы в полупроводниках. М., Мир, 1986. [24] Landolt-Bornstein. Numerical Data and Functional Relationships in Science and Technology. New Series, v. 17, subv. a and b;

Editor in Chief: K. H. Hellwege. Springer-Verlag, Berlin, Heidelberg, New York, 1982. [25] Полупроводниковые вещества. Вопросы химической связи. Сб. статей под ред. В. П. Жузе. М., Иностранная литература, 1960. [26] Н. А. Горюнова. Сложные алмазоподобные полупроводники. М., Советское радио, 1968. [27] М. П. Шаскольская. Кристаллография. М., Высшая школа, 1976. [28] В. С. Вавилов, Н. П. Кекелидзе, Л. С. Смирнов. Действие излучений на полупроводники, М., Наука, 1988. [29] Ч. Уэрт, Р. Томсон. Физика твердого тела. Изд. 2-е. М., Мир, 1969.

Литература [30] Э. М. Омельяновский, В. И. Фистуль. Примеси переходных металлов в полупроводниках. М., Металлургия, 1983. [31] В. И. Фистуль. Амфотерные примеси в полупроводниках. М., Металлургия, 1992. [32] А. Милнс. Примеси с глубокими уровнями в полупроводниках. М., Мир, 1977. [33] G. W. Ludwig, H. H. Woodbury. Phys. Rev. Lett., 1960, v. 5, p. 98. [34] А. Б. Ройцин, Л. А. Фирштейн. Теор. и эксп. химия, 1966, т. 2, с. 747. [35] Полупроводники. Под ред. Н. Б. Хэннея. М., ИЛ, 1962. [36] В. И. Иверонова, А. А. Кацнельсон. Ближний порядок в твердых растворах. М., Наука, 1977. [37] Ю. М. Таиров, В. Ф. Цветков. Технология полупроводниковых и диэлектрических материалов. М., Высшая школа, 1983. [38] Ю. М. Шашков. Металлургия полупроводников. М., Металлургия, 1960. [39] Технология СБИС. Под ред. С. Зи. М., Мир, 1986. [40] И. В. Савельев. Курс физики (в 5 кн.). М., Наука, 1998. [41] Б. И. Болтакс. Диффузия в полупроводниках. М., Наука, 1961. [42] F. van der Maesen, J. Brenkmann. J. Electrochem. Soc., 1955, т. 102, p. 229. [43] В. В. Остробородова. Основы технологии и материаловедения полупроводников. M., Изд. Моск. ун-та, 1988. [44] Т. Р. Родин, Д. Уолтон. Монокристаллические пленки. М., Мир, 1966. [45] В. Б. Уфимцев, Р. Х. Акчурин. Физико-химические основы жидкофазной эпитаксии. М., Металлургия, 1983. [46] H. M. Manasevit. J. Cryst. Growth, 1981, v. 55, p. 1. [47] H. M. Manasevit. Appl. Phys. Lett., 1968, v. 12, p. 156.

Литература [48] P. Balk, E. Veuhoff. J. Cryst. Growth, 1981, v. 55, p. 35. [49] P. D. Dapkus. J. Cryst. Growth, 1984, v. 68, p. 345. [50] G. B. Stringfellow. J. Cryst. Growth, 1984, v. 68, p. 111.

[51] M. R. Leys, C. van der Opdorp, M. P. A. Viegers, H. Y. Talen, van der Mheen. J. Cryst. Growth, 1984, v. 68, p. 431. [52] H. Kinoshita, H. Fujiyasu. J. Appl. Phys., 1980, v. 51, p. 5845 [53] H. Kinoshita, T. Sakashita, H. Fujiyasu. J. Appl. Phys., 1981, v. 52, p. 2869. [54] H. Clemens, E. J. Fantner, G. Bauer. Rev. Sci. Instrum., 1983, v. 54, p. 685. [55] I. A. Curless. J. Vacuum Sci. Technol., 1985, v. 3, p. 531. [56] Sc. M. Stanchak, H. Morkoc, L. C. Witkowski, T. J. Drummond. Rev. Sci. Instrum., 1981, v. 52, p. 438. [57] S. P. Svensson, T. G. Andersson. J. Phys. E: Sci. Instrum., 1981, v. 14, p. 1076. [58] M. A. Herman. Vacuum, 1982, v. 32, p. 555. [59] C. T. Foxon, B. A. Joyce. Surf. Sci., 1977, v. 64, p. 293. [60] E. A. Kurz, J. B. Hudson. Appl. Surfase Sci., 1984, v. 17, p. 485. D. J. Leopold, M. L. Wroge, D. J. Peterman, [61] J. M. Ballingall, B. J. Morris, J. G. Broerman. Appl. Phys. Lett., 1986, v. 49, p. 871. [62] F. J. Boero, N. P. Ong, J. T. Cheung. Solid State Commun., 1985, v. 54, p. 35.

Предметный указатель Акцепторы, 117 Амфотерные примеси, 118 Антиструктурные дефекты, 91 Арсенид галлия методы получения MOCVD, 344 с помощью газотранспортных реакций, 343 образование химической связи, 62 энергетические уровни примесей, 132 Атмосферы Коттрелла, 105 Атом водорода классификация состояний, 16 уравнение Шредингера, 16 энергия состояний, 16, 18 Атомные радиусы, 52 ван-дер-ваальсов радиус, 57 ковалентный радиус, 53 металлический радиус, 55 Вакансии, 89 Вектор Бюргерса, 98 Вицинальные грани, 183 Включения второй фазы, 116 Выращивание кристаллов из газообразной фазы, 250 лимитирующая стадия, 254 массоперенос в вакууме, 251 метод сублимации-конденсации, 257 метод химических реакций, 259 метод химического транспорта, 261 Выращивание кристаллов из расплава, 221 вертикальная зонная плавка, 232 вытягивание кристаллов из расплава (метод Чохральского), 225 горизонтальная зонная плавка, 232 лимитирующая стадия, 221 метод Бриджмена, 222 нормальная направленная кристаллизация, 222 Выращивание кристаллов из раствора, 235 лимитирующая стадия, 236 метод движущегося растворителя, 237 методы роста, 237 Газовая фаза, 323 Германий диффузия Cu, 305 диффузия Li, Предметный указатель коэффициенты диффузии различных примесей, 301 методы получения жидкостная эпитаксия, 337 метод химических реакций, 339 метод химического транспорта, 341 предельная растворимость и коэффициент разделения, 282 температурные зависимости растворимости примесей, 313 энергетические уровни примесей, 121 Двойники, 113 влияние условий выращивания, 244 Деградация, 88 Дефекты, 87 влияние условий выращивания, 239 неоднородности состава кристалла, обусловленные технологическими причинами, 245 двумерные, 87, 111 двойники, см. Двойники дефекты упаковки, см. Дефекты упаковки малоугловые границы, см. Малоугловые границы линейные, см. Дислокации объемные, 88, 114 включения второй фазы, 116 зональные упругие напряжения, 367 поры, 115 примеси, см. Примеси связь с условиями выращивания канальная неоднородность, 247 концентрационное переохлаждение, 248 собственные, 87 точечные, см. Точечные дефекты Дефекты упаковки, 113 влияние условий выращивания, 244 Дефекты Френкеля, 89 Дефекты Шоттки, 89 Диаграмма состояния P T X, 143, 167 конода, 145 линия ликвидуса, 145 линия солидуса, 145 правило рычага, 146 с неограниченной растворимостью компонентов, 145 типы диаграмм, 147 с ограниченной растворимостью компонентов, 155 с перитектическим превращением, 157 с химическими соединениями, 159 с эвтектическим превращением, 155 фигуративная точка, 145 Дивакансии, 91 Дислокации, 87, 95 вектор Бюргерса, 98 взаимодействие с точечными дефектами, 368 влияние на свойства кристалла, 109 влияние условий выращивания, 240 линия винтовой дислокации, 97 линия краевой дислокации, 96 методы наблюдения, 110 простые, 96 винтовые, 96 краевые, 96 свойства, 100 механизмы движения, 101 смешанные, 96, 97 Диффузия, 283 восходящая диффузия, 286 газов, 312 гетеродиффузия, 284 влияние состава сплава и природы диффундирующего вещества на диффузию, 310 из бесконечно тонкого слоя, 294 из постоянного источника, 296 коэффициент диффузии, 284 методы определения, 297 механизмы, 286 вакансионный, 289 диссоциативный, 305 междоузельный, 287 обменный, 290 основные параметры, 292 самодиффузия, 284 влияние состава сплава и природы диффундирующего вещества на диффузию, Предметный указатель термодиффузия, 286 электродиффузия, 286 Доноры, 117 Зародыш, 173 Зонная плавка, 232 Изоэлектронные примеси, 120 Инконгруэнтно плавящиеся соединения, 160 Ионная связь, 30 поляризуемость ионов, 31 постоянная Маделунга, 30 пределы устойчивости структур, 32 Ионные радиусы, 52, 54 Ковалентная связь, 24 гибридные орбитали, 38 длина связи и углы между связями, 37 направленность, 37 насыщаемость, 37 правило Юм-Розери, 37 Конгруэнтно плавящиеся соединения, 159 Конденсация, 171 Коэффициент разделения примесей, 195 равновесный, 196 в Ge и Si, 198 в полупроводниковых соединениях, 200 метод определения, 196 эффективный, 201 Коэффициент термической аккомодации, 324 Кремний диффузия различных примесей, 301 методы получения Предметный указатель метод химических реакций, 339 метод химического транспорта, 342 предельная растворимость и коэффициент разделения, 282 энергетические уровни примесей, 121 Кристаллизация, 171 Кристаллизация в неравновесных условиях, 162 Критический зародыш, 173 Критическое пересыщение, 178 Легирование, 264 в процессе роста из жидкой фазы, 266 методы выравнивания состава вдоль кристалла, 268 требования к чистоте легирующих примесей, 282 ионная имплантация, 265 радиационное, 264 Ликвация внутрикристаллическая, 164 Лимитирующая стадия роста, 221 Линия ликвидуса, 145 Линия солидуса, 145 Малоугловые границы, 111 влияние условий выращивания, 243 Междоузельные атомы, 89 Метастабильная фаза, 166 Методы определения коэффициентов диффузии, 297 метод электронно-дырочного перехода, 298 Методы очистки, 369 вертикальная бестигельная зонная плавка, 215 зонная плавка, 205 контроль чистоты материала, 215 нормальная направленная кристаллизация, 205 химические, 191 Методы эпитаксии, 336 Механизм роста нормальный, 186 послойный, 184 слоисто-спиральный, 186 Молекулярная связь силы Ван-дер-Ваальса, 34 Неограниченная растворимость компонентов друг в друге, 145 Несингулярные грани, 183 Образование зародышей новой фазы гетерогенное, 180 Образование центров новой фазы гомогенное, 173 Орбиталь атомная, 17 d-типа, 17, 19 f-типа, 17, 19 p-типа, 17, 19 s-типа, 17, 19 молекулярная, 24 -типа, 26 -типа, 26 разрыхляющая, 25 связывающая, 25 Параметр ближнего порядка, 153 Параметр дальнего порядка, 370 Паровая фаза, 323 Переохлаждение, 171 Пересыщение, 171 Поверхностный псевдоморфизм, 333 Полупроводниковые соединения, 57 закономерности образования бинарных соединений, 72 правило Музера-Пирсона, 73 правило нормальных валентностей, 73 изоэлектронные ряды, 66 равновесная ионность полупроводникового соединения, 63 степень ионности полупроводникового соединения, 63 химическая связь в AN B8N, 62 химические связи в полупроводниках AIV BVI, 81 химические связи в полупроводниках AV BVI, 82 23 химические связи в полупроводниках, производных от AN B8N, 71 соединения с дефектной структурой, 80 соединения с резонансными связями, 78 эффективные заряды, 64 Получение кристаллов из жидкой фазы, 219 Поры, 115 Правило Клечковского, 22 Правило Хунда, 22 Примеси, Предметный указатель в полупроводниковых соединениях, 132 в элементарных полупроводниках, 120 внедрения, 116 замещения, 116 комплексообразование, 137 электрически активные, 116, 121 акцепторы, 117 амфотерные, 117 доноры, 117 многозарядные, 117 простые, 117 электрически неактивные, 116, 130 изоэлектронные, 120 Принцип Паули, 22 Расплав, 219 Распределение примесей при зонной плавке, 209 Распределение примесей при нормальной направленной кристаллизации, 207 Раствор, 219 растворитель, 235 растворяемое вещество, 235 Растворимость, 278 предельная, 278 электрически активной примеси, 279 ретроградная, 316 выделение второй фазы, 318 температурные зависимости, 313 Растворимость газов, 312 Рост эпитаксиальных пленок из газообразной фазы, Предметный указатель механизмы, 323 пар (газ) — жидкость — кристалл, 329 пар (газ) — кристалл, 323 молекулярно-кинетический подход, 327 термодинамический подход, 326 Сингулярные грани, 183 Скорость образования центров новой фазы, 176 Скрытая теплота кристаллизации, 142 Соединения, 74 Степень ионности связи, 60 Твердые растворы, 74 внедрения, 75 вычитания, 75 замещения, 74 правило Вегарда, 76 упорядочение, 151 Термодинамическая система гетерогенная, 140 гомогенная, 140 изменение термодинамического потенциала при смешении, 148 компонент системы, 140 число степеней свободы, 142 Точечные дефекты, 87, 89 антиструктурные, 91 вакансии, 89 влияние условий выращивания, 239 дивакансии, 91 комплексы, 91 междоузельные атомы, 89 механизмы образования, 92 по Френкелю, 371 по Шоттки, 89 Тройные полупроводниковые соединения, 84 закономерности образования, 85 закономерности образования соединений с алмазоподобной структурой, 86 Упорядочение в твердых растворах, 151 Фазовое равновесие диаграммы, 139 понятие термодинамической системы, 139 понятие фазы, 140 правило Гиббса, 141 Химическая связь, 22 водородная связь, 36 ионная связь, 30 классификация, 24 ковалентная связь, 24 металлическая связь, 33 молекулярная связь, 34 энергия, 23 Центр кристаллизации, 173 Центр новой фазы, 173 Электроотрицательность элементов, 57 потенциал ионизации, 58 сродство атома к электрону, 58 шкала по Малликену, 57 шкала по Полингу, 58 Элементарные полупроводники, 42 бор, 372 висмут, 48 германий, 46 йод, 51 кремний, 46 мышьяк, 48 олово, 46 селен, 49 сера, 49 сурьма, 48 теллур, 50 углерод (алмаз), 43 фосфор, 47 Эпитаксия, 320 гетероэпитаксия, 320, 333 гомоэпитаксия, 320 жидкостная, 336 из газообразной фазы, 338 метод газотранспортных реакций, 341 метод химических реакций, 339 рост из газовой фазы с использованием металлорганических соединений (MOCVD), 344 методы, 336 рост из паровой фазы, 351 метод горячей стенки, 353 молекулярно-лучевая эпитаксия (MBE), 355 структурные дефекты в пленках, Предметный указатель Оглавление 1. Основные свойства и группы полупроводников 1.1. Отличительные свойства полупроводников.......... 1.2. Основные группы полупроводниковых материалов...... 2. Основы теории химической связи 2.1. Электронная конфигурация свободных атомов........ 2.2. Типы химической связи..................... 2.2.1. Ковалентная связь.................... 2.2.2. Ионная связь....................... 2.2.3. Металлическая связь.................. 2.2.4. Молекулярная связь (силы Ван-дер-Ваальса).... 2.2.5. Водородная связь.................... 2.3. Основные свойства ковалентной связи............. 2.4. Элементарные полупроводники................. 2.4.1. Подгруппа IVA: углерод, кремний, германий, -олово 2.4.2. Подгруппа VA: фосфор, мышьяк, сурьма и висмут. 2.4.3. Подгруппа VIA: сера, селен, теллур.......... 2.4.4. Подгруппа VIIA: йод.................. 2.4.5. Подгруппа IIIA: бор................... 2.5. Атомные и ионные радиусы................... 2.6. Полупроводниковые соединения................ 2.6.1. Электроотрицательность элементов.......... 2.6.2. Степень ионности связи................. 2.6.3. Химическая связь в полупроводниковых соединениях AN B8N........................ 2.6.4. Металлическая составляющая связи, ионная составляющая связи и ширина запрещенной зоны в полупроводниках................

7 7 11 16 16 22 24 30 33 34 36 37 42 42 47 49 51 51 52 57 57 60 Оглавление 2.6.5. Ионная составляющая связи и подвижность носителей заряда.................... 2.6.6. Химические связи в полупроводниках, производных от AN B8N....................... 2.6.7. Полупроводниковые соединения других групп... 2.6.8. Тройные полупроводниковые соединения......

. 68. 71. 81. 84 87 89 89 95 111 114 116 120 132 138 139 139 145 162 167 171 173 3. Дефекты в полупроводниковых материалах 3.1. Собственные дефекты................. 3.1.1. Точечные дефекты............... 3.1.2. Дислокации................... 3.1.3. Двумерные дефекты.............. 3.1.4. Объемные нарушения............. 3.2. Примеси......................... 3.2.1. Примеси в элементарных полупроводниках. 3.2.2. Примеси в полупроводниковых соединениях........

........

........

........

........

4. Фазовые равновесия и элементы теории образования фаз 4.1. Фазовые равновесия в полупроводниковых системах.. 4.1.1. Диаграммы фазового равновесия.......... 4.1.2. T X диаграммы состояния бинарных систем.. 4.1.3. Кристаллизация в неравновесных условиях.... 4.1.4. P T X диаграммы состояния.......... 4.2. Элементы общей теории образования фаз......... 4.2.1. Образование центров новой фазы......... 4.2.2. Рост центров новой фазы..............

........

........

5. Получение чистых полупроводниковых материалов 5.1. Кристаллизационные методы очистки............ 5.2. Коэффициент разделения примесей............. 5.2.1. Равновесный коэффициент разделения....... 5.2.2. Эффективный коэффициент разделения примесей. 5.3. Методы кристаллизационной очистки............ 5.3.1. Распределение примесей при нормальной направленной кристаллизации............ 5.3.2. Распределение примесей при зонной плавке.... 5.3.3. Модификация метода очистки зонной плавкой. Контроль чистоты материала и оценка содержания в нем примесей.....................

190. 190. 195. 196. 201. 204. 207.. Оглавление 6. Выращивание объемных кристаллов полупроводников Получение кристаллов из жидкой фазы......... 6.1. Выращивание кристаллов из расплава............ 6.1.1. Методы нормальной направленной кристаллизации 6.1.2. Методы вытягивания кристаллов из расплава... 6.1.3. Выращивание кристаллов методами зонной плавки 6.2. Выращивание монокристаллов из раствора......... 6.3. Условия выращивания и дефектность монокристаллов.. Выращивание кристаллов из газообразной фазы.... 6.4. Метод сублимации–конденсации............... 6.5. Метод химических реакций.................. 6.6. Метод химического транспорта (реакций переноса)....

Pages:     | 1 |   ...   | 4 | 5 ||



© 2011 www.dissers.ru - «Бесплатная электронная библиотека»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.