Диплом: Методы выращивания тонких полупроводниковых пленок - текст диплома. Скачать бесплатно.
Банк рефератов, курсовых и дипломных работ. Много и бесплатно. # | Правила оформления работ | Добавить в избранное
 
 
   
Меню Меню Меню Меню Меню
   
Napishem.com Napishem.com Napishem.com

Диплом

Методы выращивания тонких полупроводниковых пленок

Банк рефератов / Физика

Рубрики  Рубрики реферат банка

закрыть
Категория: Дипломная работа
Язык диплома: Русский
Дата добавления:   
 
Скачать
Microsoft Word, 959 kb, скачать бесплатно
Обойти Антиплагиат
Повысьте уникальность файла до 80-100% здесь.
Промокод referatbank - cкидка 20%!

Узнайте стоимость написания уникальной работы

План. Введение. 2 1. Методы в ыращивания тонких пленок. 1.1. Вакуумное испарение. 4 1.2. Эпитаксиальное выращивание. 9 1.3. Перекристаллизация. 14 1.4. Термическое (ваку умное ) напыление. 18 1.5. Катодное и ионно-плазменное напыление. 21 1.6. Анодирование. 25 1.7. Электрохимическое осаждение. 25 2. Структура тонких полупроводниковых слоев. 2.1 Методы исследования структуры слоев. 27 2.2 Приборы и устройства для исследовани я структуры слоев. 33 2.3 Дефекты в тонких полупроводниковых п ленках , и их исследование. 38 3. Тонкие пленки антимонита индия. 3.1 Методы выращивания. 46 3.2 Структура тонких пленок. 58 3.3 Аномальные явления в тонких пленках антимонита индия. 59 Выводы. 64 Литература. 66 По поводу рисунков обращаться : stepa -1@ mail . ru Введение. Уже более тридцати лет разв ити е физики и технологии тонких полупроводниковы х (п /п ) пленок и тонкопленочных структур оказывает существенное влияние на успехи с овременной электронной техники . Первоначально применение п /п пленок о тличалось известным эмпиризмом , т . к . началось задолго до того , как появилась теор ия полупроводников , способная их объяснить. Например , это относится к купроксным и селеновым выпрямителям , фотоэлементам на осн ове напыленных пленок селена , сульфида , селени да и теллурида свинца . Изучение электрических , оптич еских и др . физических свойств пленок элементарных п /п и п /п соединений , позволило у становить ряд особенностей , процессов в тонки х пленках . Физические процессы в тонких пл енках протекают иначе , чем в массивных мат ериалах или толстых пленках. Такой несущест венный для массивных материалов фактор , как шероховатость поверхност и , становится для тонких пленок важным , по скольку от него зависят многие параметры . Например , коэффициент зеркального отражения элект ронов поверхностью , что в свою очередь отр ажается на э л ектросопротивлении и других кинетических характеристиках . Незначительны е для массивных материалов структурные дефект ы в тонких пленках могут оказать весьма существенное влияние на ее характеристики ввиду малого значения их толщины . А также , в тонких плен к ах возможны эф фекты , которые вовсе отсутствуют у массивных структур материалов. Повышенная плотность дефектов в пленках – одна из причин , затрудняющих разработк у технологии , которая обеспечивала бы масштаб ное производство и стабильность рабочих хара ктерис тик пленок. Отличительные особенности , возникшие при исследовании тонких пленок , привели к тому , что в настоящее время физику тонких пл енок можно рассматривать , как вполне оформивш ееся научное направление . Результатом научно-иссле довательских и конструктор ских работ , ста ло широкое использование тонких пленок в микроэлектронике в качестве активных и пассив ных элементов микросхем , элементов магнитной памяти ЭВМ и криотронов . Пленки заняли сво е место среди отражающих и поглощающих по крытий , детекторов радиаци и , оптических систем и многих других сфер деятельности человека. Наряду с многочисленными исследованиями тонких слоев элементарных п /п , значительное внимание уделяется работам по физике и технологии пленок более сложных объектов – бинарных , тройных и дру гих п /п материалов . Развитие физики тонких пленок и пленочного материаловедения стимулируется ра сширением круга задач , решаемых микроэлектроникой . Это приводит к тому , что прогресс в области микроминиатюризации электронной аппарат уры все теснее связывают с использ ованием тонких слоев п /п группы A III B V , нитритов , оксидов и т.п . 1. Методы выращивания тонких пленок. Еще задолго до появления п /п элек троники были разработаны всевозможные методы выращивания тонких плен ок. Рассмотрим эти методы. 1.1. Вакуумное осаждение. Последовательные стадии образования пленок были впервые н амечены Андраде еще в 1935 году на основе данных об оптической пропускательной способнос ти пленок серебра . Эти представления вполне согласуются с проведенными впоследствии электродинамическими наблюдениями . Впервые это бы ло выполнено Уеда , а затем детальнее Левин штейном . Электронно-микроскопические исследования зародыше образования и роста пленок можно проследить непосредственно в процессе ко нденсации , что первым сделал Вассет . Это наиболее эффективный эксперимент , поскольку за быстрыми изменениями в пленках можно проследить ф отографируя процесс с экрана на кинопленку . Ряд исследователей проводили съемку со ско ростью 32 кадра /сек ., чтобы заре г истр ировать микрофотографии отдельных стадий роста. Недостаточно глубокий вакуум в микроскопной колонке , неконтролируемые эффекты от загрязнения поверхности продуктами разложен ия вакуумных масел , трудности управления пара метрами осаждения – все эти фактор ы снижают эффективность подобной методики иссл едования . Наилучшими по исполнению к настояще му времени представляются эксперименты Поппа , который достигал в пространстве вокруг образ ца сверхглубокого вакуума (5х 10 -8 мм . рт . ст .) и доб ился управления скорост ью осаждения . К счастью , результаты по стадиям роста пленок , полученные при непосредственном нанесении в электронном микроскопе , не слишком отличалис ь от результатов эксперимента , в котором п ленки наносили в отдельной камере , отделяли от подложки и лишь з атем изуч али в электронном микроскопе . Последняя метод ика получила наиболее широкое распространение благодаря тому , что она позволяет наносить пленки в более контролируемых условиях и обеспечивает в дополнение к электронно-микро скопическим данным проведен и е других физических исследований , например , измерение электросопротивления пленок . Рассмотрим характерные последовательн ые стадии роста пленок. 1. Сначала возникают беспорядочно ра спределенные трехмерные зародыши , плотность котор ых быстро достигает насыще ния уже в тончайших слоях . Затем такие зародыши разра стаются , образуя различные островки , форма кот орых зависит от величины поверхностной энерги и и от условий нанесения пленок . Эта с тадия разрастания лимитируется диффузией : адатомы и докритические кластер ы атомов мигрируют по поверхности подложки до тех пор , пока не захватят стабильный островок. 2. По мере разрастания таких островков и уменьшения просветов меж ду ними , наступает момент , когда они начин ают сливаться в более крупные островки . Пл отность таких о стровков монотонно снижает ся по закону , который зависит от условий нанесения пленки . Акт слияния малых остро вков происходит довольно быстро (за доли с екунды ). Если островок радиусом 10 ангстрем (он содержит около 10 3 атомов ) сливается с более крупным з а 0 ,1 сек . при площади контакта около 10 -14 см 2 , то массоперенос атомов при этом достигает величины 10 18 см -2 сек -1 . 3. После того как ра спределение островков достигло некоторого “крити ческого” состояния , происходит быстрое массовое слияние островков с обр азованием едино й сетки , причем островки становятся более плоскими , увеличивая степень покрытия поверхности . Такая сетка содержит множество пустых ка налов , которые в некоторых случаях представля ют собой поры , ограниченные кристаллографическими поверхностям и . Иногда они принимают вытянутую форму и имеют однородную ширин у , равномерно распределены и сопряжены на малых участках кривизны соседних островков (р ис . 1.1.1 ). 4. На последней стадии образования пленки пустоты медленно заполняютс я , для чего требуется зн ачительное кол ичество материала . Если обнажается достаточно большой участок подложки , то происходит втори чное зародышеобразование , причем новые зародышеоб разования обычно разрастаются и сливаются оче нь медленно , что особенно заметно , когда у часток вторичн о го зародышеобразования со всех сторон окружен сплошной пленкой. Перечисленные стадии роста пленок иллюстрируются микрофотогр афиями , заснятыми при помощи электронного мик роскопа с пленок золота , три различные тол щины которых были нанесены катодным распылени ем на подложки NaCl при 25 0 С (рис . 1.1.1 а ), а также с пленок золота толщиной 100 ангстрем , нанесенных термическ им испарением при трех различных температура х подложки (рис . 1.1.1 б ). Надо подчеркнуть , что такая же пос ледовательность стадий роста х арактерна и для других методов осаждения пленок из паровой фазы . Однако кинетика каждой стадии может заметно меняться в зависимости от параметров процесса осаждения и природы пары , пленка – подложка . Эти отличия можн о описать такими качественными терминам и , как ”срастание” и “подвижность” . Повыше нная тенденция к образованию более крупных островков означает “условное срастание” и обусловлена повышенной поверхностной “подвижностью” адатомов , докритических и критических класте ров атомов . “Подвижность” , к сожа л ению , не удается охарактеризовать количественно , поскольку она зависит от многих физических параметров . Разумной мерой “подвижности” мож ет служить скорость изменения плотности остро вков или величина просветов между ними , которые зависят от некоторых физ ических параметров . Например , от толщины пленк и или температуры подложки . Так , более выс окая “подвижность” (и следовательно , более выс окая степень срастания ), характерна для пленок легкоплавких материалов , для глад ких и инертных подложек , для повышенных температу р подложек , для плотности пучков и т . п . Например , пленки золота и серебра , т.е . металлов с высокой “подвижностью” атомов , п ри конденсации на пластинки из пирексового стекла , при 25 0 С становятся проводниками электричества при н екоторой средней толщине (определяемой по вес у 1 см 2 пленки ), примерно 50-60 ангстрем . С другой стороны вол ьфрам , тантал , германий , кремний , осаждаемые на различные подложки (при 25 0 С ), претерпевают срастание в очень тонких слоях и ста новятся сплошными , при средней толщине в несколько ангстрем . С повышением температуры подложек ”подвижность ” таких пленок существенно возрастает , вызыва я соответствующие изменения в стадиях роста. Параметры осаждения могут влиять на процесс кристаллизац ии через коэффициент конденсации , плотность зародышей и “подвижность ” адатомов . Чем выше эта подвижность и чем меньше плотность зародышей , тем сильнее агломерация пленки . В этих условиях пленк а становится сплошной , при большой средней толщине , и состоит и з более кр упных зерен с меньшим количеством структурны х дефектов. Первоначальная плотность насыщения зароды шей в условиях термодинамического равновесия , зависит от природы подложки и конденсируемог о материала , и не должна была бы завис еть от скорости о саждения . Иначе , одна ко , обстоит дело в неравновесных условиях , например , при высокой скорости осаждения , при наличии электростатических зарядов на молеку лах пара и на подложке , при наличии ст руктурных дефектов на поверхности подложки , п ри проникновении б ы стрых частиц п ара в подложку , вызывающем образование поверх ностных дефектов , и т.д. Все эти факторы повышают первоначальную плотность зародышей и , следовательно , делают степень срастания меньше . Адсорбированные по дложкой примеси тоже влияют на плотность за родышей . Затравливая стеклянную подложку частицами Bi 2 O 3 можно , например , значительно повысить плотность зародышей в пленках золота , благодаря чему они становятся электрически непрерывными уже при средней толщине око ло 20 ангстрем по сравнению с приблизите льно 60 ангстрем для чистого стекла . Это т прием очень полезен , когда нужны сверхто нкие , сплошные пленки. Срастание до зародышей и рост плен ок существенно зависят от скорости поверхност ной миграции (или ”подвижности” ) адатомов . Если эта миграция беспор ядочна по направлению , то адатомы и дозародыши блуж дают хаотично по поверхности до тех пор , пока вновь не испарятся или не будут хемосорбированы подложкой . В условиях равновеси я образуются дискретные островки , которые рас пределяются на подложке таким обра з ом , что среднее расстояние между ними соответствует средней длине диффузионного пр обега при беспорядочном блуждании . “Подвижность” адатомов тем больше , чем меньше энергия активации поверхностной диффузии , выше темпе ратура и больше гладкость подложки. Ро ст пленок при наклонном падении пучка. Если пучок атомов падает не по нормали к подложке , то продольная ко мпонента скорости адатомов , мигрирующих по по дложке , должна быть больше , что приводит к повышению их “подвижности” . Проведенные Чопр ой и Рандлеттом эл ектронно-микроскопические исследования пленок золота и серебра , получ енных термическим испарением , показали , что с увеличением угла падения , степень агломераци и становится больше . При углах падения мен ьше 80 0 распределение остр овков на подложке и сам проц есс р оста , на начальных стадиях , изотропны . С ук рупнением островков , при наклонном падении пу чка , становится заметным их взаимное затенени е . Это сопровождается образованием столбчатых структур (нормальных к подложке и вытянутых вдоль направления пучка ). В м есте с тем быстро увеличивается критическая (по электрической непрерывности ) толщина таких п ленок . При углах падения , превосходящих некото рую определенную величину , площадь поверхности пленок становится больше , что согласуется с картиной столбчатого роста. Об анизотро пии роста свидетельствуют также возникающая а низотропия механических и магнитных свойств , ухудшение отражательной способности и усиление оптического поглощения пленок. Ясно , что анизотропный столбчат ый рост порождается односторонним питанием и повышенной ”подвижностью” адатомов . Чем выше собственная ” подвижность” адатомов , обусловленная температурой подложки , тем слабе е выражена эта анизотропия . По этой причин е пленки золота и серебра , нанесенные при повышенных температурах , обнаруживают сла б ую анизотропию , даже при больших углах падения пучка , в то время как слабо подвижные адатомы алюминия , конденсируемы е на стекле и каменной соли , при комна тной температуре , образуют столбчатые структуры. Уэйд и Силкокс изучали напыленные пле нки палладия , ни келя и пермаллоя посре дствам малоуглового диффузионного рассеяния элек тронов . Результаты этих исследований показывают , что пленки , осаждаемые при нормальном паден ии пучка и малых скоростях испарения (поря дка 1 ангстрем /сек .), состоят из отдельных , в заимн о параллельных стерженьков , продоль ная ось которых перпендикулярна на пленке . При более высоких скоростях (до 6 ангстрем /сек .) образуются более сложные пленки , по видимому , благодаря повышенной “подвижности” . П ри наклонном падении пучка продольная ось под о бных стерженьков отклонена от нормали в сторону пучка , но не обязат ельно совпадает с ним. 1.2. Эпитаксиальное выращивание. Руайе ввел термин ”эпитаксия” для обозначения явления ориентированного на растания одного вещества на кристаллической п оверхнос ти другого . Впервые образцы таког о нарастания исследователи обнаружили , естественн о , на минералах . Франкенгейм был , видимо , пе рвым из тех , кому удалось провести эпитакс иальное наращивание , осаждая галогениды щелочных металлов из раствора на поверхность с к ола слюды . Взаимное наращивание э тих соединений изучал Баркер . Его эксперимент ы были впоследствии повторены и расширены Руайе . С тех пор эпитаксиальный рост пл енок металлов , изоляторов и полупроводников с лужил объектом разнообразных исследований . Ориент ир о ванное нарастание материалов на собственной подложке – автоэпитаксия , на и нородной подложке – гетероэпитаксия или прос то эпитаксия . Ясно , что гетероэпитаксиального материала – этот процесс называется реотакс ией. Монокристаллическая подложка играет реша ющую роль в ориентированном нарастании пленок . Эпитаксиальным образом могут срастатьс я два вещества с разными кристаллическими структурами и с различными типами химическ ой связи . Например , эпитаксиальные пленки золо та образуются на различных гранях гер м ания , а множество длинноцепочечных полим еров – на кристаллах галогенидов щелочных металлов . Однако ориентация пленок зависит и от ориентации , и от характера кристаллич еской структуры подложки. Срастающиеся грани двух материалов рас полагаются друг относит ельно друга с некоторой симметрией , хотя и не всегда оче видной . Симметрийное соотношение обычно усложнено и может быть обеспечено обобщенными тран сляционными и вращательными движениями двух с растающихся решеток . Чаще всего наблюдается с охранение вращател ь ной , а не чисто трансляционной симметрии . Благодаря определенном у симметричному соотношению , грань нарастающей пленки может занимать две – три эквив алентные ориентированные позиции , причем образует ся смесь различных ориентацией . Для эпитаксиа льного наращи в ания используют подложк и , подготовленные различными способами : сколы ( приготовленные на воздухе или в вакууме ), механически полированные и химически протравленн ые поверхности . Покрытые фасетками ( микрогранями ) и шероховатые поверхности должны порождать м ножественные ориентации . На атомар но гладких поверхностях адатомы обладают повы шенной подвижностью , что способствует более с овершенной эпитаксии. По поверхности срастания должны устана вливаться межатомные связи , однако до сих пор нет полной ясности в том , какой природы и прочности силы наиболее благоп риятны для эпитаксии . В этом отношении об наруживаются некоторые качественные тенденции , ка сающиеся совершенства эпитаксии и температуры подложки . Например , на подложке NaCl и на слюд е эпитаксия серебра дост игается при б олее низких температурах , а пленки получаются лучшего качества , нежели при наращивании золота . Кроме того , и золото и серебро ориентируются подложкой NaCl лучше , чем слюдой. Брюк , изучавший влияние температуры под ложки на эпитаксию ГЦК– метал лов на NaCl , пришел к выводу о существовании некоторой критическо й температуры (впоследствии получившей название эпитаксиальной ), выше которой – эпитаксия совершенна , а ниже – нет . Для каждой п ары срастающихся веществ существует своя эпит аксиальная темпер атура , однако она не просто служит характеристикой этой пары , но и зависит еще от условий осаждения . По этой причине разные исследователи , экспериме нтируя в разных условиях , сообщали разные эпитаксиальные температуры , для одной и той же пары . Например , эп и таксия в системах Au / MgO , Ag/NaCl, Cu/W обычно достигается при температуре выше к омнатной , однако в определенных условиях ее удавалось обеспечить даже при 77 К . Улучшение эпитаксии , с повышением температуры , может объясняться целым рядом причин : 1) более и нтенсивной десорбцией поверхностного загрязнения ; 2) снижением пересыщения , благодаря чему более разряженный двумерный газ адатомов , успевает прийти в равновесное состояние ; 3) сообщением энергии ак тивации адатомов для закрепления их в пот енциальных ямах ; 4) ускорением рекристаллизац ии , благодаря коалесценции островков при повы шенной поверхностной и объемной диффузии ; 5) обеспечением возможной ионизации поверхностных атомов. Как показали Чопра и Рандиетт , для пленок золота и серебра , наносимых на каменную соль , условия 3 и 4 могут быть обеспечены также воздействием ультразвука на подложку в про цессе осаждения. При подходящих условиях осаждения и наличии монокристаллической подложки любой мет од обеспечивает наращивание эпитаксиальных плено к элементов , соед инений и сплавов . Одн ако , всякому методу осаждения присуща специфи чность , что выражается в особенностях зародыш еобразования , роста и эпитаксии пленок . Так , снижение эпитаксиальной температуры , наблюдающееся для ряда материалов при их осаждении катодным ра с пылением , объясняется , п овышенной кинетической энергией атомов в паро вой фазе и наличием электростатических зарядо в на пленке и на подложке . Этот эффект может быть обусловлен и высокой “подвиж ностью” адатомов и очисткой подложки путем десорбции . Однако, относительные вклады эт их двух факторов пока не разграничены . Изв естно также , что кинетическая энергия атомов и электростатические заряды влияют на ро ст пленок при термическом испарении . В это м случае заряд парообразных адатомов зависит от присутствия в источнике ионизи руемых примесей и от температуры испарения. Возможность эпитаксиального срастания при электролитическом нанесении пленок металлов , проводимом при комнатной температуре , обеспечива ется , скорее всего , сравнительно высокой кинет ической энер гией и поверхностной “подвижн остью” адсорбированных ионов металлов . При ан одном окислении , напротив , “подвижность” должна быть низкой из-за сильного сродства ионов металлов к кислороду . По этой причине а нодированные окисные пленки обладают аморфной или ме л козернистой структурой . При последующем обжиге такие пленки могут пр евратиться в ориентированные. Известно , что нестехиометричность , типичная для химических и термических методов оса ждения пленок , влияет на эпитаксиальный рост п /п соединений . Высокий наг рев и сложный состав среды , характерные для мет одов химического осаждения , сильно влияют на структуру и рост эпитаксиальных пленок . Э питаксиальные температуры для одного и того же материала при химическом наращивании обычно заметно выше , чем при физическ о м (т.е . при испарении или катодном распылении ), однако химическими методами проще наращивать эпитаксиальные пленки большинства м атериалов с контролируемой стехиометрией. Химическими методами можно наращивать эпитаксиальные пленки ряда соединений и сплав о в . Так , нанеся эпитаксиальную пленку серебра , можно затем , нагревая , покрывать ее селеном или теллуром путем напыления . Благо даря химической реакции между этими двумя пленками образуется качественная эпитаксиальная пленка соединения . К тому же состав так о г о соединения можно легко регули ровать , управляя напылением компонентов с пом ощью электронных устройств . Этот простой мето д наращивания пленок соединений применим и к другим системам. Итак , существует несколько способов вы ращивания эпитаксиальных слое в . Любая тео рия эпитаксии должна объяснять ряд эксперимен тальных фактов : 1) конкретное несоответствие периодов или наилучшее геометрическое сопряжение решето к не является ни необходимым , ни достаточн ым условием эпитаксиального срастания веществ ; 2) псевд оморфизм (или вынужденная деформация пленки подложкой ) если и наблю дается , то во всяком случае не обязателен для эпитаксиального срастания ; 3) эпитаксия проявляется на самых ранних стадиях роста пленки по механизму трехмерного зародышеобразования , однако вслед ствие переориентации или рекристаллизации неодин аково ориентированных зародышей путем коалесценц ии , ориентация пленки может изменяться и н а последующих стадиях роста ; 4) для конкретного материала и п ри подходящих условиях осаждения (например , пр и н изкой скорости подачи материала ил и при высокой температуре подложки ) полная или хотя бы частичная эпитаксия , возможна на монокристальных подложках различных материа лов и с различными типами атомных связей . Однако , требования к ориентации подложки , степен и ее совершенства и условиям осаждения , обеспечивающим эпитаксию конкретного вещества , не одинаковы для разных подложе чных материалов. Было предлож ено несколько геометрических и феноменологически х теорий эпитаксии . Некоторые можно отвергнут ь сразу , а други е способны объяснить лишь ограниченный набор экспериментальных фа ктов . Руайе сформировал три правила эпитаксии , которые сейчас , естественно , имеют лишь и сторический интерес : 1) сращивающиеся кристаллы должны бы ть изоструктурными и имеют приблизительно од инаковые периоды , причем соответствие стр уктуры и периодов понимается в расширенном смысле : сравнивать можно не только элемента рные , но и кратные элементы ; 2) при срастании ионных кристаллов должно соблюдаться чередование ионов разного знака ; 3) срастаю щиеся кристаллы должны иметь одинаковую природу химической связи. Менцер высказал предположение , что на начальных стадиях кристаллизации возникает ориен тация , соответствующая хорошему сопряжению решето к , а на последующих заменяется иной . Поэто му первичные пленки , например серебра на NaCl , должн ы были бы иметь ориентацию , чего , однако , не наблюдается . Таким образом , гипотеза Мен цера не получила подтверждения. Теор ия Ван Дер Мерве. Эта теория , предложенная впервые Фр анком и Ван Дер Мерве и развитая детальнее Ван Дер Мерве , предполагает , что начальная стадия роста ориентированной пленк и состоит в образовании упорядоченного моносл оя атомов , расстояние между которыми определя ется энергией поверхности раздела пленок – подложка. Состоянию системы с минимумо м энергии соответствует тонкая пленка , деформ ированная до сопряжения с подложкой . Этому случаю отвечает несоответствие периодов решето к , не превышающее в среднем 4 %. Для совсем малых значений несоответствия (до ли про цента ) пленку путем однородной касательной де формации можно привести в точное сопряжение с подложкой . Если же несоответствие превы шает в среднем , приблизительно 12 %, то по пов ерхности срастания (разумеется , при наличии эн ергии активации , необходимо й для их возникновения ). Таким образом , при малом р асхождении периодов решеток , сначала должна о бразоваться псевдоморфная пленка , которая затем , по превышении критической толщины станет п ревращаться в ориентированную ненапряженную плен ку с нормальной стру к турой. Теория Брюка – Энгела. Для случая эпитаксиального нара щивания пленок металлов на подложках из г алогенидов щелочных металлов. Брюк сформировал правило , со гласно которому сумма расстояний между атомам и (ионами ) металла и ионами галогена должн а быть минимальной . Энгел дал правилу Брюка такое физическое истолкование : минимальна я сумма расстояний между положительными ионам и пленки и отрицательными ионами подложки - есть прямое следствие действия кулоновских сил . Поэтому пленка должна принимать ту орие н тацию , при которой сумма к улоновских сил притяжения – максимальна. По предложению Энгела , энергия ионизации атома металла , адсорбированного по верхностью ионного кристалла , значительно понижае тся , вследствие чего ионизация происходит при относительно низк их температурах . Тогда эпитаксиальный рост должен наблюдаться при таких температурах , при которых или с превышением которых электростатическое взаимодейст вие атомов и ионов металла с ионами п одложки достаточно сильно , чтобы перемещать а томы в равновесные п озиции , для ориентированного нарастания . Такое определение эп итаксиальной температуры , разумеется , носит качест венный характер , если учесть неопределенность энергии поверхностной ионизации . Тем не менее интересно отметить , что , согласно этой мо дели , эпита к сиальные температуры плен ок металлов тем выше , чем выше объемный ионизационный потенциал , т.е . стоят в ряду серебро , медь , алюминий , золото. Гетче развил представление об эпитаксиаль ном росте , основанное на поляризации атомов металла поверхностью ионных к ристаллов в сочетании с электростатическими взаимодейств иями различных заряженных атомов на границе срастания . По его предположению , ориентация зародышей может быть тесно связана с л ежащими в плоскости подложки , направлением ма ксимальной плоскости упако в ки ионов одинакового знака , поскольку расстояние межд у ионами вдоль таких направлений имеет ми нимальную величину. Зависимость эпитаксиальной температуры от природы подложки можно связать с разной поляризуемостью атомов . Поляризуемость возрастае т в послед овательности литий , натрий , калий для ионов металла и фтор , хлор , б ром , иод для ионов галогена . С увеличением поляризуемости силы притяжения между пленкой металла и поверхностью галогенида щелочного металла возрастают , снижая тем самым эпит аксиальную темп е ратуру. Папиров и Паланкин предложили эмпириче ский критерий для определения эпитаксиальных связей между металлами и солями . По этому критерию ориентация металлов на солях та кова , что параллельно двум направлениям с максимальной плотностью упаковки частиц оди накового знака в решетке соли , располагается соответственно два направления с плотной упаковкой атомов в решетке металлов . Взаимо увязка между направлениями плотнейшей упаковки в срастающихся решетках подтверждается многими экспериментами . Этот результ а т мо жно рассматривать как свидетельство важности электростатических взаимодействий для эпитаксии. Эмпирические правила эпитаксии и концепции зародышеобразо вания позволяют составить качественную картину ориентированного нарастания , однако нет теории , кот орая удовлетворительно объясняла и предсказывала бы эпитаксиальные взаимосвязи ме жду пленкой и подложкой . Теория эпитаксии , которая объяснила бы предпочтительную ориентацию , должна была бы учитывать взаимодействия между атомами подложки и пленки . Теория Б р юка Энгела представляет собой од ин из разумных шагов в этом направлении. 1.3. Перекристаллизация. Хорошо известно , что тонкие пленки , в особенности , осаждаемые при сра внительно низких температурах на инородные не ориентирующие подложки , содержат структ урные несовершенства в высоких концентрациях , напр имер , дислокации , двойники , дефекты упаковки , гр аницы зерен . В п /п такие несовершенства могут изменять электрические свойства , либо действуя сами по себе , как центры рассе яния носителей , либо вызывая втор и чные эффекты разного рода от химических н еоднородностей до сегрегации примесей . Поэтому исследования несовершенств существенны не толь ко с точки зрения фундаментальных научных интересов для понимания свойств тонких пле нок для п /п приборов . Во многих случа я х активные элементы электрических схем можно изготовить на очень малом у частке , поэтому не обязательно , чтобы отдельны е ее монокристаллические участки обладали оди наковой ориентацией . Однако чаще , особенно для изготовления интегральных схем , желательно и м е ть полупроводниковые пленки , состоя щие из крупных монокристаллических участков , со свойствами , приближающимися к свойствам ма ссивных кристаллов , и размещенные на вполне доступных неориентирующих подложках , например н а стекле или глазурованной керамике . По п ытки удовлетворить этим требованиям были предприняты путем перекристаллизации на несенных в вакууме пленок различных п /п материалов – Ge , Si , А 2 В 6 , А 3 В 5 . Из соединений А 3 В 5 наиболее успешно процесс перекристаллизаци и можно осуществить на пленках ан тимо нида индия . Этому способствуют – низкая т емпература плавления (525 0 С ) и относительно малая величина давле ния (1,1 Па ) насыщенных паров сурьмы при темп ературе плавления. Для других соединений А 3 В 5 данные параметры значительно в ыше : давление летучей компоненты ( Sb , P , As ) при их те мпературе плавления на несколько порядков выш е , чем для InSb . Первые работы , в которых описываются свойства пленок антимонида индия , перекристалли зованных из расплава , были опубликованы в 1965 году . Авторы осуществили те рмическую пер екристаллизацию нестехиометрических пленок антимонид а индия , осажденных в вакууме и покрытых слоем индия . Процесс заключается в плавле нии пленки и последующей ее кристаллизации путем понижения температуры подложки . Полученны е слои были двухфа з ными и сос тояли из удлиненных дендритов антимонида инди я , разделенных индиевыми прослойками. Для выращивания стехиометрических пленок процесс перекристаллизации был видоизменен . Испарение индия и сурьмы производилось из различных источников , причем в ис ходной пленке оптимальное отношение Sb / In составляло 1,273 в ес . %. Затем пленка окислялась путем разогрева в атмосфере кислорода , что способствовало образованию на ее поверхности слоя In 2 O 3 толщиной 10 нм . Перекристаллизация проводилась в вакууме пр и давл ении 1,33х 10 -3 Па , путем постепенного повышения температуры до плавления пленки . После выде ржки в расплавленном состоянии в течении 1 … 2 мин . температура медленно понижалась , что приводило к кристаллизации расплава . Перекриста ллизованные , таким образом , пл енки были однофазными и имели дендритную структуру . П о-видимому , избыточная сурьма реиспаряется при высокой температуре из-за большого давления насыщенных паров . Слой окиси препятствует с ворачиванию в капли расплава , силами поверхно стного натяжения . Пленк и были n -типа с ко нцентрацией носителей n > = 2,5 10 6 см -3 и холловской подвижностью в интервале м =(2,9… ..3,7) 10 4 см 2 /В х с . В качестве защитного покрытия кроме In 2 O 3 можно использовать и другие материалы – SiO , MgF 2 , BaCl 2 . Рассмотрим влияние различных парамет ров процесса перекристаллизации на структуру пленок антимонида индия . На первой стадии этого процесса осуществляется плавление пленки , которое при наличие небольшого градиента т емпературы вдоль подогревателя происходит постеп енно с некоторой скор о стью V l . Величина V l зависит от потока тепла , поступающего от подогревателя к пленке , и должна быть не очень высокой во избежание перегрева сплава и р азрыва защитной пленки In 2 O 3 парами сурьмы . Кром е того , структура и свойства рекристаллизован ных пленок зависят от скорости кристалл изованных из расплава . Скорость роста кристал лической пленки V s сильно зависит от температуры фронта кристаллизации . Темпер атура фронта кристаллизации является следствием теплового баланса многих факторов . Жидкая фаза поддержива ется при температуре вы ше точки плавления кристалла и получает т епло от источника главным образом через т еплопроводность подложки. Теплота плавления выделяется во фронт кристаллизации , и скорость ее выделения п рямо пропорциональна скорости затвердевания жидкой фазы . Потеря тепла фронтом крис таллизации происходит в результате теплопередачи через растущую пленку к поглотителям , гла вным из которых является подложка . Скорость поступления тепла в зону кристаллизации об условлена термическим градиентом в жидко с ти , а скорость выделения из нее – термическим градиентом в твердом теле . Уп равление этими термическими градиентами позволяе т регулировать скорость роста пленки . Особое значение имеет температурный градиент в твердой фазе , так как через нее проходит главна я часть рассеиваемого тепла. Метод перекристаллизации можно применить и для пленок системы InSb – GaSb . Он дает хорошие результаты при выполнение следующих условий : а ) состав поликристаллической пленки , подл ежащей перекристаллизации , должен быть как мо жно ближе к стехиометрическому ; б ) имеется удобный способ , позволяющий защитить пленку от сворачивания в капли в процессе ее плавления. Поликристаллические слои в системе InSb – GaSb , полученные дискретным методом на слюдяные , кварцевые и сапфировые подложки , подвергались перекрист аллизации на вакуумной установке BOY – 1 A , которая исполь зовалась и для напыления поликристаллических пленок . Для перекристаллизации применялась графит овая печь , температура которой контролировалась платино-платинорадиевой термопаро й с точно стью +-5 0 С . Процесс перекристаллизации осуществляется следующим образо м . На печи помещается пленка исследуемого состава , полученная дискретным методом , которая сверху перекрывалась прозрачными кварцевыми пл астинками , что дало возможность визуального наблюдения за процессом плавления и крис таллизации . Регулировка температуры печи производ илась плавно , что позволяло обнаружить начало плавления пленки . Благодаря специальному уст ройству печи можно было установить область начала расплава плен к и на любо м ее участке . В случае необходимости проце сс перекристаллизации можно было прекратить н а любой стадии и получить пленку , часть которой имела бы обычную поликристаллическую структуру , а другая – монокристаллическую , полученную в результате перекри с талли зации. Первоначально была сделана попытка перекр исталлизации поликристаллических пленок заданных составов , полученных при оптимальных температурах подложки . Было обнаружено , что при достиж ении температуры плавления силами поверхностного натяжения пле нка сворачивается в кап ли , вследствие несмачивания поверхности подложки . Это явление наблюдалось для пленок всех исследуемых составов , полученных на подложка х из слюды , кварца и сапфира. Для защиты пленок от сворачивания в капли проводилось слабое окисле ние их поверхности путем их выдерживания при 550 0 С при нормальном атмосферном давлении в течение 2 минут . Окис ление пленки приводит к образованию на ее поверхности тонкого = 100 ангстрем слоя окиси индия In 2 O 3 . Точка плавления In 2 O 3 больше , чем у InSb , п о этому слой InSb плавится под нерасплавляющейся пов ерхностью защитного слоя . Тем не менее , и после окисления пленки , полученные при оп тимальной температуре подложки , в процессе пе рекристаллизации , также сворачивались в капли . Это , по-видимому , связано с кру пнокристалл ической структурой пленок . Такая структура пр иводит к тому , что поверхность пленок хара ктеризуется довольно сильным рельефом (размеры зерен 5 – 6 мкм .). Следовательно , пленка окисла , также будет иметь сложный рельеф , что и проводит к ее разрыву в м омент плавления п /п слоя. Вследствие этого было решено использов ать для перекристаллизации пленки , полученные при более низких температурах подложки , у которых поверхностный рельеф выражен менее р езко . Так , например , при температуре подложки на 150 0 С ниже оптимальной , размеры кристаллических зерен прим ерно в 10 раз меньше . После окисления и создания в камере давления 5 10 -3 мм.рт.ст . включалась печь , температура которой вначале повышалась со скоростью 50-60 град ./мин .. При достижении темпер атуры 500-5 20 0 С ск орость ее роста уменьшалась до 5 град ./мин . И была постоянной до начала плавления пленки исследуемого состава . Для разных сос тавов температура плавления пленок была разли чной и возрастала с увеличением процентного содержания GaSb (таб . 1). Таблица № 1. Температура плавления пленок системы InSb - GaSb при перекристаллизации. При достижении температуры плавле ния для данного состава скорость движения границы твердая фаза – расплав составляла 0,6-1,0 мм ./сек . и умень шалась с увеличе нием содержания антимонида галлия . Время нахо ждения пленки в расплавленном состоянии было 1-2 минуты , после чего началось снижение тем пературы печи . Скорость охлаждения печи внача ле составляла 5 град ./мин . После достижения твердой фазы на в сей поверхности подложки скорость охлаждения печи увеличивалас ь до 50 град ./мин. Описанный процесс термической п ерекристаллизации позволил получить из поликрист аллических пленок системы InSb - GaSb пленки с более совершенной структ урой . Толщина полученных пленок была = 1,5 м км . Более толстые пленки при перекристаллизац ии превращаются в отдельные изолированные бло ки размером 2х 2 мм. Важным параметром при перекристаллизации пленки является температура окисления (Т ок ).Была найдена оптимальная температура оки сления , которая оказалась примерно на 150 0 С ниже температуры плавления пленки . Увеличение Т ок приводит к ухудшению параметров и свойств пленок . Это может быть связано с образованием большого количества окиси индия In 2 O 3 и выделением свободной сурьмы , что п риводит к значительному росту концентрац ии носителей заряда и уменьшению их “подв ижности” . Если проводить окисление при Т <Т ок , то защитны й слой не образуется ; пленка при плавлении сворачивается в капли и при кристаллизац ии превращается в отдельные изолиров анные блоки. Температура подложки (Т п ), при получении исходной поли кристаллической пленки , должна быть на 150 0 С ниже температуры е е плавления . Если же Т п будет выше , то защитный слой не сможет удержать расплавленную пленку из-за сильно выраженного повер хностного р ельефа . Для пленок , полученных при более н изких температурах подложки , после перекристаллиз ации наблюдается увеличение концентрации и ум еньшение “подвижности” носителей заряда. 1.4. Термическое (вакуумное ) напылени е. Схема этого метода показа на на рис . 1.4.1. Металлическ ий или стеклянный колпак 1 расположен на о порной плите 2. Между ними находится прокладка 3, обеспечивающая поддержание вакуума после от качки подколпачного пространства . Подложка 4, на которую проводится напыление , закреплена н а держателе 5. К держателю примыкает нагреватель 6 (напыление проводится на нагрету ю подложку ). Испаритель 7 включает в себя на греватель и источник напыляемого вещества . По воротная заслонка 8 перекрывает поток паров от испарителя к подложке : напыление длит с я в течение времени , когда заслонка открыта. Нагреватель обычно представляет собой н ить или спираль из тугоплавкого металла (в ольфрам , молибден и др .), через которую проп ускается достаточно большой ток . Источник нап ыляемого вещества связывается с нагреват е лем по-разному : в виде скобок («гусариков» ), навешиваемых на нить накала ; в виде неболь ших стержней , охватываемых спиралью , в виде порошка , засыпанного в тигель , нагреваемый с пиралью , и т . п . Вместо нитей нака ла в последнее время используют нагрев с помощь ю электронного луча или луча лазера. На подложке создаются наиболее благопри ятные условия для конденсации паров , хотя частично конденсация паров и на стенках к олпака . Слишком низкая температура подложки п репя тствует равномерному распределению адсор бируемых атомов : они группируются в «островки » разной толщины , часто не связанные друг с другом . Наоборот , слишком высокая темпе ратура подложки приводит к отрыву только что осевших атомов , к их «реиспарению» . По этом у для получения качественной пл енки температура подложки должна лежать в некоторых оптимальных пределах (обычно 200-400 0 С ). Скорость роста пл енок в зависимости от ряда факторов (темпе ратура нагревателя , температура подложки , расстоян ие от испарителя до под ложки , тип напыляемого материала и др .) лежит в преде лах от десяти долей до десятков нанометро в в секунду. Прочность связи – сцепление пленки с подложкой или другой пленкой – называе тся адгезией . Некоторые распространенные материал ы (например , золото ) име ют плохую адгез ию с типичными подложками , в том числе с кремнием . В таких случаях на подложку сначала наносят так называемый подслой , х арактеризуемый хорошей адгезией , а затем на него напыляют основной материал , у которого адгезия с подслоем тоже хорошая. Например , для золота подслоем могут бы ть никель или титан. Для того , чтобы атомы газа , летящие от испарителя к подложке , испытали минималь ное количество столкновений с атомами остальн ого газа и тем самым минимальное рассеяни е , в подколпачном пространстве нужно обе спечивать достаточно высокий вакуум . Критерием необходимого вакуума может служить условие , чтобы средняя длина свободного пробега в несколько раз превышала расстояние между и спарителем и подложкой . Однако этого условия часто недостаточно , так как любое количество остаточного газа чревато загрязне нием напыляемой пленки и изменением ее св ойств . Поэтому в принципе вакуум в установ ках термического напыления должен быть как можно более высоким . В настоящее время вакуум ниже 10 -6 мм . рт . ст . считается не приемлемы м , а в ряде первоклассных напылительных у становок он доведен до 10 -11 мм . рт . ст. Главными достоинствами рассмотренного метод а являются его простота и возможность пол учения исключительно чистых пленок (при высок ом вакууме ). Однако у него есть и серьезные недостатки : трудность напыления тугоплавких материалов и трудность (а иногда невозможность ) воспроизведения на подложке х имического состава испаряемого вещества . Последне е объясняется тем , что при высокой темпера туре химические соединения диссоц и иру ют , а их составляющие конденсируются на по дложке раздельно . Естественно , имеется вероятность того , что новая комбинация атомов на подложке не будет соответствовать структуре и сходной молекулы. 1.5. Катодное и ионно-плазменное напыление. Схема этого метода показана на рис . 1.5.1. Здесь бол ьшинство компонентов те же , что и на р ис . 1.4.1. Однако отсутствует испаритель ; его место по расположению (и по функциям ) занимает катод 6, который либо состоит из напыляемо го вещества , либо электрически контактиру е т с ним . Роль анода выполняет под ложка вместе с держателем. Подколпачное пространство сначала откачиваю т до 10 -5 – 10 -6 мм . рт . ст ., а затем в него через штуцер 8 вв одят некоторое количество очищенного нейтральног о газа (чаще всего аргона ), так что соз дае тся давление 10 -1 – 10 -2 мм . рт . ст . При подаче высокого (2 – 3 кВ ) напряжения на катод (анод заземлен из соображений электробезопасности ) в простр анстве анод-катод возникает аномальный тлеющий разряд , сопровождающийся образованием квазинейтрал ьной электро нно – ионной плазмы. Специфика аномального тлеющего разряда состоит в том , что в прикатодном пространс тве образуется настолько сильное электрическое поле , что положительные ионы газа , ускоряемы е этим полем и бомбардирующие катод , выбив ают из него не тольк о электроны (н еобходимые для поддержания разряда ), но и нейтральные атомы . Тем самым катод постепенно разрушается . В обычных газоразрядных прибора х разрушение катода не допустимо (поэтому в них используется нормальный тлеющий разряд ), но в данном случае в ы бивание атомов из катода является полезным проце ссом , аналогичным испарению. Важным преимуществом катодного напыления по сравнению с термическим является то , что распыление катода не связано с высок ой температурой . Соответственно отпадают трудност и при на пылении тугоплавких материалов и химических соединений. Однако в данном методе катод (т . е . напыляемый материал ), будучи элементом газор азрядной цепи , должен обладать высокой электр опроводностью . Такое требование ограничивает ассо ртимент напыляемых матери алов . В частност и , оказывается невозможным напыление диэлектриков , в том числе многих окислов и других химических соединений , распространенных в те хнологии полупроводниковых приборов. Это ограничение в значительной мере устраняется при использовании так н азывае мого реактивного (или химического ) катодного н апыления , особенность которого состоит в доба влении к основной массе инертного газа не большого количества активных газов , способных образовывать необходимые химические соединения с распыляемым материалом катода . Наприм ер , примешивая к аргону кислород , можно вы растить на подложке пленку окисла . Примешивая азот или моноокись углерода , можно нитрид ы или карбиды соответствующих металлов . В зависимости от парциального давления активного газа химическая реакция может проис ходить либо на катоде (и тогда на подл ожке осаждается уже готовое соединение ), либо на подложке – аноде. Недостатками катодного напыления в це лом являются некоторая загрязненность пленок (из-за использования сравнительно низкого ва куума ), меньшая по сравнению с термическим методом скорость напыления (по той же при чине ), а также сложность контроля процессов. Схема этого метода показана на ри с . 1.5.2. Главная его особенность по сравнению с методом катодного напыления состоит в том , что в промежутке между электродом 9 – мишенью (с нанесенным на нее напыляе мым материалом ) и подложкой 4 действует независ имый , «дежурный» газовый разряд . Разряд имеет место между электродами 6 и 7, причем тип раз р яда – несамостоятельный дугов ой . Для этого типа разряда характерны : нал ичие специального источника электронов в виде накаливаемого катода (6), низкие рабочие напряж ения (десятки вольт ) и большая плотность э лектронно-ионной плазмы . Подколпачное пространств о , как и при катодном напылении , заполнено нейтральным газом , но при боле е низком давлении (10 -3 – 10 -4 мм . рт . ст .). Процесс напыления состоит в следующем . На мишень относительно плазмы (практически – относительно заземленного анода 7) подается отрицатеьн ый потенциал (2-3 кВ ), достаточный д ля возникновения аномального тлеющего разряда и интенсивной бомбардировки положительными ион ами плазмы . Выбиваемые атомы мишени попадают на подложку и осаждаются на ней . Таки м образом , принципиальных различий между про ц ессами катодного и ионно-плазменного напыления нет . Различают лишь конструкции установок : их называют соответственно 2 х и 3 х электродными. Начало и конец процесса напыления оп ределяются подачей и отключением напряжения н а мишени . Если предусмотреть механи ческую заслонку (см . рис . 1.4.1), то ее наличие поз воляет реализовать важную дополнительную возможн ость : если до начала напыления закрыть зас лонку и подать потенциал на мишень , то будет иметь место ионная очистка мишени . Она полезна для повышения качества напыляемой пленки . Аналогичную очистку мо жно проводить на подложке , подавая на нее (до напыления пленки ) отрицательный потенциал. При напылении диэлектрических пленок во зникает затруднение , связанное с накоплением на мишени положительного заряда , препятст вующего дальнейшей ионной бомбардировке . Это затруднение преодолевается путем использования т ак называемого высокочастотного ионно-плазменного напыления . В этом случае на мишень на ряду с постоянным отрицательным напряжением подается переменное напряжени е высок ой частоты (около 15 МГц ) с амплитудой , неско лько превышающей постоянное напряжение . Тогда во время большей части периода результирующе е напряжение отрицательно ; при этом происходи т обычный процесс распыления мишени и на ней накапливается положитель н ый заряд . Однако во время небольшой части пер иода результирующее напряжение положительно ; при этом мишень бомбардируется электронами из плазы , т . е . распыления не проис ходит , но зато компенсируется накопленный по ложительный заряд. Вариант реактивного (химического ) ионно-плазм енного напыления открывает те же возможности получения окислов , нитридов и других соед инений , что и реактивное катодное напыление. Преимущества собственно ионно-плазменного ме тода по сравне нию с катодным состоят в большей скорости напыления и большей гибкости процесса (возможность ионной очистки , возможность отключения рабочей цепи без прерывания разряда и др .). Кроме того , на качестве пленок сказывается более высокий вакуум. 1.6. Анодиров ание. Один из вариантов химического ионно-плазменного напыления называют анодированием . Этот процесс состоит в окислении поверхн ости металлической пленки (находящейся под по ложительным потенциалом ) отрицательными ионами ки слорода , поступающими из плазмы газового разряда . Для этого к инертному газу (как и при чисто химическом напылении ) следует добавить кислород . Таким образом , анодировани е осуществляется не нейтральными атомами , а ионами. Химическое напыление и анодирова ние проводят совместно , т.к . в г азоразр ядной плазме (если она содержит кислород ) сосуществуют нейтральные атомы и ионы кислоро да . Для того чтобы анодирование превалировало над чисто химическим напылением , подложку располагают «лицом» (т.е . металлической пленкой ) в сторону , противоположн у ю катод у , с тем , чтобы на нее не попадали нейтральные атомы. По мере нарастания окисного слоя ток в анодной цепи падает , т . к . окисел является диэлектриком . Для поддержания тока нужно повышать питающее напряжение . Поскольку часть этого напряжения падает н а пленке , процесс анодирования протекает в ус ловиях большой напряженности поля в окисной пленке . В результате и в дальнейшем о на обладает повышенной электрической прочностью. К числу других преимуществ анодирования относятся большая скорость окисления и в озможность управления процессом путем изм енения тока в цепи разряда . Качество оксид ных пленок , получаемых данным методом выше , чем при использовании других методов. 1.7. Электрохимическое осаждение. Это метод получения пленок отличается от предыдущих т ем , что рабочей средой является жидко сть . Однако характер процессов сходен с ио нно-плазменным напылением , поскольку и плазма , и электролит представляют собой квазинейтральную смесь ионов и неионизированных молекул и ли атомов . А главное , осаждение происход и т также постепенно (послойно ) как и напыление , т.е . обеспечивает возможность получения тонких пленок. Электрохимическое осаждение исторически раз вилось значительно раньше других рассмотренных методов – еще в XIX веке . Уже десятки лет наз ад оно широко исп ользовалось в машино строении для разного рода гальванических покр ытий (никелирование , хромирование и т . п .). В микроэлектронике электрохимическое осаждение не является альтернативой термическому и ионно- плазменному напылению ; оно дополняет их и сочетается с ними. В основе электрохимического осаждения л ежит электролиз раствора , содержащего ионы не обходимых примесей . Например , если требуется о садить медь , используется раствор медного куп ороса , а если золото или никель – рас творы соответствующих солей. Ионы металлов дают в растворе положительный заряд . Поэтому , чтобы осадить ме таллическую пленку , подложку следует использовать как катод . Если подложка является диэлект риком или имеет низкую проводимость , на не е предварительно наносят тонкий металлический подсл о й , который и служит катод ом . Подслой можно нанести методом термическог о или ионно-плазменного напыления. Чтобы осуществить электрохимическое анодиро вание , окисляемую пленку металла следует испо льзовать как анод , а электролит должен сод ержать ионы кислород а. Большое преимущество электрохимического оса ждения перед напылением состоит в гораздо большей скорости процесса , которая легко ре гулируется изменением тока . Поэтому основная область применения электролиза в микроэлектроник е – это получение сравнительно толстых пленок (10 – 20 мкм и более ). Качество (стр уктура ) таких пленок хуже , чем при напылен ии , но для ряда применений они оказываются вполне приемлемыми. 2. Структура тонких пленок. 2.1. Методы исследования структуры слоёв. Изучени ю структуры тонких пленок стало придаваться особое зна чение , поскольку они оказались важным средств ом исследования твердого тела , в особенности п /п , магнитных и сверхпроводящих материал ов . Сегодня уже реже исследуют структуру к ристаллов ради самой структу р ы ил и производят грубое определение упорядочения по изменению постоянной решетки . Исследуются локальные дефекты решетки , их различные формы и индивидуальное расположение . Изучается вли яние подложек и напряжений на механизм ро ста и конечную концентрацию д е фек тов в пленках и делаются попытки связать их реальную структуру с физическими свой ствами , используя последние достижения теории твердого тела. Достичь успехов оказалось возможным бл агодаря значительному улучшению экспериментальной техники . В результате непрерывного развит ия электронной микроскопии осуществлено разрешен ие периодичности решетки , а замечательная тех ника муар-эффекта позволяет выявлять отдельные дислокации . Электронография развивается , по выр ажению профессора Трийа , превращаясь в своеоб раз н ую” химическую лабораторию” , позв оляющую непрерывно регистрировать топохимические реакции , реакции на поверхности твердых тел и фазовые превращения . Нейтронография открывает новые связи между структурой и магнитным и свойствами. Однако , несмотря на достиг нутые успехи в экспериментальных методах , еще не существует единой количественной теории рост а пленок и взаимосвязи между условиями ос аждения , структурой и физическими свойствами пленки . Существует большое количество всевозможны х методов исследования стру к туры п /п пленок . Из различных электронно-микроскопи ческих методов , просвечивающая электронная микрос копия , несомненно , имеет наибольшее значение . Д ля развития этого метода имеются две осно вные причины . Так , он позволяет исследовать очень широкий круг проб л ем , и просвечивающие микроскопы дают наивысшее решен ие . Можно добавить , что просвечивающая микроск опия особенно пригодна для исследования тонки х пленок . Просвечивающая и отражательная микр оскопия , а также электронография ( дифракция бы стрых электронов с э н ергиями 50- 100 кЭ в ), являются обычными методами , использующими в олновые свойства частиц для изучения структур ы тонких пленок. Для просвечивающей микроскопии требуются пленки толщиной порядка 100-1000А . Пленки , спос обные существовать без подложки , приго тов ляются путем напыления в вакууме на свежи й скол кристалла каменной соли ; при раство рение соли в воде такие пленки всплывают на поверхность . Чтобы избежать эпитаксиально го роста пленки , на каменную соль можно напылить промежуточный слой угля или SiO . В т ом случае , когда пленка используемого вещества не может существовать без подложки , в качестве пленочных подложек используется коллодий , целлулоид , стекло и Al 2 O 3 толщиной от 50 до 200 ангстрем . Пленки и з угля и SiO напыляются в вакууме (рис .2.1.1) на соот ветствующую подложку или органическую пле нку , которые можно растворить после нанесении угля или SiO . Для увеличения механической прочности часто рекомендуется наносить исследуемую пленку на пленку из угля или SiO до их снят ия с подложки. Коллодиевые пл енки изготавливаются растеканием капли 3%-ного раствора коллодия в амилацетапе на поверхности воды . После т ого как растворитель испарится , каллодиевая п ленка подхватывается предварительно опущенными в воду сетками или платиновыми апертурными дисками . Плен к и формвара получают погружением предметного стекла в 3%-ный раст вор формвара в хлороформе . После испарения хлороформу пленки обрезают по краю предмет ного стекла , и после погружения в воду она всплывает . Если необходимо , исследуемую пленку можно сразу нане с ти на пленочную подложку . Благодаря механической проч ности и аморфности в качестве пленочных п одложек обычно предпочитают использовать угольны е пленки . Пленки SiO успешно применялись при температур е , близкой к их точке рекристаллизации (900 0 С ). Описанны е пленочные подложки обычн о укрепляются на платиновых апертурных дисках или на тонких сетках . Для получения о чень чистых сеток в последнее время стали использовать электронно-оптические методы. Светлопольная и темнопольная микроскопия. Из различных э лектронно- микроскопических методов просвечивающая электронная микроскопия , несомненно , имеет наибольшее зна чение . Для развития этого метода имеются д ве основные причины . Так , он позволяет исп ользовать очень широкий круг проблем , и пр освечивающие микроскоп ы дают наибольшее разрешение . Просвечивающая микроскопия особенно пригодна для исследования тонких пленок. Причины , обусловливающие получение контрас тного изображения в электронном микроскопе , с ложны и являются предметом интенсивных исслед ований на протяж ении последних нескольких лет . В пределах используемых толщин образ цов и энергий электронов вклад поглощения электронов в образование контраста мал. Амплитудный контраст создается главным образом упругим и неупругим рассеянием эле ктронов в области углов за пределами апертурного угла микроскопа . Фазовый контраст порождается интерференцией рассеянного и нер ассеянного фронтов волн . В кристаллических об ъектах основное количество рассеянной энергии направлено в соответствии с условием Брега Q n , v = arcsin n l/2 dv ( n =1,2,3) под углами 2 Q n , v к оси пучка . Светлополь ное изображение получается , если для создания изображения в основном используются нерассея нные электроны . Темнопольное изображение получает ся при наклоне конден сора или перемещ ении апертуры до тех пор , пока дифрагирова нные пучки не попадут в апертуру микроско па (рис . 2.1.2). Стереомикроскопия. Вследствие малого апертурного угла , используемого в электронном микроскопе , обеспечивается относительно большая глубин а резкости . Для оценки в качестве стереопа ры берут две микрофотографии : до того как осветительная система или образец повернуты на точно определенный угол наклона и после этой операции ; такой способ можно использовать для определения поверхностной топ ог р афии пленок . Хайденрайх и Матис он вывели формулы , применимые для определения неровностей поверхности , а Гэрод и Нэнкви ли недавно вновь оценили точность этого м етода (=5% для относительных возвышений на 1000 ангс трем ). Дифракционные эффекты и диф ракция мик роскопа. В оптическом микроскопе фаз овый контраст можно получить и в электрон ном микроскопе , помещая в нижней фокальной плоскости объектива фазовую пластину , для с оздания разности фаз между прошедшим и ди фрагированными волнами . В следствие эксперимента льных трудностей и малых возможностей этого метода он привлек лишь ограниченное внимание . Двухлучевой электронный интерференцион ный микроскоп , использующий бипризму , был скон струирован Булем на основе работы Моленштедта (рис . 2.1.3). Однако использование обычных электро нных микроскопов не исключает применения дифр акции для изучения тонких кристаллических пл енок или других объектов с периодической структурой . Для получения изображения решетки или дефектов решетки , близких к разрешению прибора , в соответс т вии с теори ей образования изображения Аббе , необходимо о дновременное прохождение недифрагированного и , по крайней мере , одного дифрагированного пучков , через апертуру объектива . Более простой метод получения дифракционного контраста состоит в использован и и для образования изображения только недифрагированного или од ного дифрагированного пучка . Хотя этот метод не позволяет разрешить периодичность решетки , контраст и разрешение , получающиеся при изображении дислокаций и дефектов упаковки , ч асто достаточны д л я обнаружения п одобных нарушений по появлению линий или дифракционных колец . Каули применил теорию ди фракции к образованию изображения решетки , Ро бинсон , Бетге и Шмидт провели специальные электронно-микроскопические исследования дислокаций . Электронография. Самые последние монографии по дифракции электронов написаны Пинскером и Бауэром . Методы приготовления объектов такие же , как в электронной микроскопии . Современн ый серийный электронный микроскоп хорошо приспособлен для электронографии и используе тся поэтому в качестве стандартного прибора в этом методе . В специальных электроногра фах выпускаемых , например , фирмами “ Метрополи тен-Виккерс” , “Трюб-тойбер” и “Метропол и тен-электрик” , особое внимание обычно обра щается на такие его стороны , как более универсальные кристаллодержатели , большая камера объектов , большая возможность перемещения образ ца , более простая электронно-оптическая схема , дающая свободную от искажений д и ф ракционную карту , а иногда специальные приспо собления для регистрации. Вследствие большого поперечного с ечения рассеяния электронов веществом , электроног рафия хорошо подходит для изучения тонких пленок . Электронография является основным метод ом исследован ия структурных изменений в нанесенных в вакууме пленках . К изучаемым типам изменений структуры относятся ; рекрист аллизация и рост кристалла , аллотропные превр ащения , диффузионные процессы , топохимические реак ции между газообразной и твердой фазами . С амый п оследний обзор методов и результатов был дан Туном и Хассом. Корпускулярноволновые методы. Порсвечивающая и отражательная микроскопия , и электронография (дифракция быс трых электронов с энергией 50-100 кэв ), являются обычными методами , использующими во лновые свойства частиц для изучения структуры т онких пленок . Однако в таких исследованиях применяется и ряд других экспериментальных методов , которые заслуживают , по крайней мер е , краткого обсуждения. 2.2 Приборы и устройства для исследования структуры сл оев. Дифракция медленных электронов. Самые первые опыты по дифра кции электронов были выполнены Девиссоном и Джермером , использовавшими электроны , ускоренные до нескольких сот вольт . На рис .2.2.1 изо бражена их экспериментальная установка . С тех пор дифра кция медленных электронов п рименялась лишь в отдельных случаях , так к ак дифракционную картину нельзя сфотографировать , и проникновение электронов ограничено неско лькими атомными слоями . Однако , этот метод полезен для изучения влияния температуры на интенс и вность и форму дифракцион ного максимума , внутреннего потенциала твердых тел и адсорбции газов на поверхности т вердых тел. Дифракция нейтронов. Согласно волновой теории Де Бройля , длина волны частицы обратно пр опорцион альна ее импульсу . Следовательно , ионы и н ейтроны имеют длины волн на несколько пор ядков меньше , чем электроны при тех же скоростях . Для более тяжелых частиц с э нергиями порядка тепловых , могут быть получен ы волны длиной около 1 ангстрем . Только нейтроны нашли широкое применение в дифракционных исследованиях , так как их поперечные сечения рассеяния достаточно малы , что позволяет ими проходить сквозь веществ о и , с другой стороны , достаточно велики , чтобы обеспечить приемлемую интенсивность инте рфе р енционных максимумов. Нейтронография стала возможной благодаря сооружению мощных ядерных реакторов , дающих весьма интенсивные пучки тепловых нейтронов . Моноэнергетические нейтроны получают с помо щью монокристаллических монохроматоров , а вся экспериментал ьная аппаратура имеет большое сходство со схемой рентгеновского дифрактора (рис . 2.2.2). Т.к . нейтроны рассеиваются на ядрах , диаметр которых мал по сравнению с длино й волны тепловых нейтронов , амплитуда когерен тного ядерного рассеяния не зависит от уг ла рассеяния и не меняется с номеро м рассеивающего элемента . Амплитуда рассеяния естественных элементов может быть поэтому по ложительной , отрицательной или нулевой в зави симости от изотопного состава элемента . Вслед ствие их относительно большого магнитного момента нейтроны будут взаимодействовать с любым результирующим магнитным моментом ра ссеивающих центров . Поэтому рассеяние нейтронов на веществе , содержащем магнитные атомы , дае т информацию о магнитной структуре этих м атериалов . Благодаря этим уникальны м возможно стям нейтронография применяется для определения амплитуд и поперечных сечений когерентного рассеяния , изучения распределения легких ато мов в кристаллических решетках , состоящих в основном из тяжелых атомов , и исследования магнитной структуры раз л ичных сп лавов. Рентгеновские методы. Хорошо известными аналитическими методами так же являются : дифракция рентгеновских лучей и рентгеновская спектроскопия. Дифракция рентгеновских лучей . Дифракция рентгеновских лучей дополняет дифракцию электронов при определе нии кристаллографической структуры пленки . Постоя нные решетки и интенсивности рефлексов можно определить с достаточно высокой степенью точности , используя гониометр и счетчик , но для этого требуются в несколько раз большие толщины пленок и продол ж и тельность экспозиции , чем при электронографии . При гониометрическом исследовании сильно текстур ированных пленок их толщина должна быть о коло 50 ангстрем , а для пленок со случайной ориентацией , около 1000 ангстр ем . Если используется фотопленка , то с помощью острофокусной трубки , время экспозиц ии можно уменьшить , приблизительно в 4 раза , по сравнению с обычными рентгеновскими тру бками . По уширению линии можно определить размер зерен от 50 до 1200 ангстрем , т.е . з д есь охватывается область почти н а порядок больше , чем в электронографии. Рентгеновская спектроскопия. Рентгеновская эмиссионная спектрос копия дает элементарный состав пленок посредс твом сравнения интенсивностей возбужденных К L - или LL -линий . Этот метод обы чно используется для определе ния содержания основных комплектов ; его преим ущество состоит в том , что для анализа здесь не требуется разрушение вещества . Мин имальные толщины пленок около 100 ангстрем . Для повышения точности рекомендуется использовать аморф н ые органические подложки . В пленках толщиной около 1000 ангстрем содержание таких легких элементов , как кремний или алюминий , можно определить с точностью до 5 %, элементов со средними атомными весами – с точностью до 0,1 %. Рентгеновские микроанализат оры все шире используются для иссл едования микросостава и химической неоднородност и пленок. Оптические методы. Методы световой оптики имеют недостато чное разрешение для прямого определения крист аллографической структуры пленок . Однако они крайне важны для по лучения дополнительной информации о взаимосвязи параметров напылени я , состава , структуры и макроскопических физич еских свойств пленки. Эмиссионная спектроскопия позволяет опреде лить атомный состав пленки , в частности , с одержание примесей . Интерференционн ая микроск опия , особенно многолучевая интерференция , использ уется для измерения толщины пленок и иссл едования изменения толщины . Поляризованные оптиче ские системы служат для наблюдения ферромагни тных и сегнетоэлектрических доменов , движения доменных стено к и поворота вектора намагниченности . Просвечивающая и отражательная спектроскопии в видимой и частично в инфракрасной областях дают ключ к понимани ю структурных превращений , при наблюдении пол ос поглощения и по смещению края поглощен ия . Часто именно эти м е тоды по зволяют сделать заключение о молекулярной стр уктуре и о присутствии донорных или акцеп торных уровней. 2.3 Дефекты в тонких п /п пленках. Электронномикроскопическое исследование тонки х монокристальных эпитаксиальных пленок ГЦК-метал лов выявляет в них множество структурны х несовершенств , например , линий дислокаций , де фектов упаковки , микродвойников и двойниковых гр аниц , многопозиционных границ , границ зерен , а так же более мелких несовершенств , образу ющих ся путем агрегации точечных дефектов ( например , дислакационных петель , небольших де фектов лепестковой формы ). Некоторые такие нес овершенства можно видеть на типичной микрофот ографии , снятой с помощью просвечивающего мик роскопа с эпитаксиальной пленки сер е бра на NaCl (рис . 2.3.1). Опубликованные до сих пор результаты по структурным несовершенствам относятся главн ым образом к напыленным пленкам ГЦК-металлов толщиной до 1000 ангстрем , выращенным эпитаксиал ьным путем на подложке NaCl , слюде и молибдените . Ср еди различных исследований наиболее систематические проведены Вассетом , а также П эшли , которые пользовались методом муара . Дост оинство этого метода состоит в том , что благодаря высокой проникающей способности рент геновских лучей удается исследовать структ у ру более толстых слоёв , чем м етодом электронного муара , которым пользовались Бассет и Пэшли . Более того , чувствительность рентгеновского муара значительно выше электр онного потому , что поле зрения на рентгенк артине много больше (около 1 см ., против приб ли з ительно 1 мкм ., для электронного муара ). Здесь , однако , заключена и слабость метода рентгеновского муара : из-за наложения к артин от разных несовершенств трудно исследо вать их , если они расположены слишком густ о. Исследования картин муара показывают , ч то в изолированных малых островках эпит аксиальных плёнок ГЦН-металлов дефекты решетки отсутствуют , но они появляются по мере роста пленок , вследствие слияния отдельных ос тровков . Из различных дефектов решетки , чаще всего в таких пленках встречаются дислока ц ии ( от лат . Dislocatoo -смещение ). Это дефекты кристалла , представляющие собой линии , вдоль и вблизи которых нарушено характерное для кристалла правильное расположение атомных пл оскостей . Эти линии соединяют по кратчайшему пути противоположные поверхности пленок , причем их плотность достигает 10 10 - 10 10 см -2 . В тонких (<500 ангстрем ) пленках сравнитель но длинные , параллельные подложке дислокационные линии крайне редки ; они появляются обычно лишь в более толстых пленках. Существует несколько механизмов обр азования дислокаций : 1. Изолированные зародыши или остров ки , образующиеся на различных участках подлож ки , взаимно разориентированы . К тому же их решетки бывают смещены друг относительно друга . При слиянии двух островков на их границе образуются дислокации. Если эти островки малы , то они способны к вращ ению и трансляциям , благодаря которым малые расхождения устраняются . Следовательно , дислокации начинают регулярно образовываться только тог да , когда островки становятся настолько больш ими , что теряют ”подвижн о сть” . Обр азование дислокаций при слиянии островков илл юстрируется на рис .2.3.2 а картинами муара. 2. При одновременном слиянии несколь ких островков , снижающем упругие напряжения н а каждой из границ раздела фаз , межд у островками может образоваться полость . Напр яжения в пленке способны к образованию в полости так называемых зарождающихся дислока ций . При заполнении этих полостей превращение зарождающихся дислокаций в реальные необходи мо геометрически , поскольку зар о ждающ иеся дислокации представляют собой дислокации с полым ядром. Плоскости дислокаций в более толстых пленках не определялись . Ясно , что если дислокации возн икают в основном из-за несоответствия периодо в решеток , то в случае автоэпитаксии плотн ость дислокаций должна быть сравнительно малой . И действительно , при тщательном пр оведении процесса наращивания кремния на крем нии , дислокации в пленках практически отсутст вуют. 3. Вдоль г раницы срастания двух материалов может возник нуть сетка дислокаций н есоответствия , кот орая ослабляет развивающиеся на этой границе напряжения . Действие такого механизма было доказано для ряда систем. 4. Если островки с дефектами упаковки , ограниченными поверхностями островка сливаются , образуя сплошну ю пленку , то те же деф екты должны быть теперь ограниченными частичными дислока циями. 5. Дислокации (и другие несовершенства ) могут образовываться путем слия ния точечных дефектов в процессе роста , пр и условии , что вакансии относительно подвижны . При осаждении пленок с очень высо кими скоростями и при достаточно низк их температурах , может образоваться множество вакансий , которые медленно образуют скопления. 6. Один из возможных механизмов - распространение в пленку несовершенст в из подложки . Однако для большей части систем этот мех анизм не может быть основным , поскольку плотность дислокаций в пленках обычно на несколько порядков велич ины больше , чем в подложке . Кроме того , процесс образования зародышей на подложке , ка к известно , протекает беспорядочно , в том смысле , что присутствие поверхностных дислокаций на нем не сказывается . Распростран ение дислокаций из подложки может заметно проявить себя в том единственном случае , когда зародыши деформируются подложкой . Надо отметить , что заметную роль в возникновении дислокаций , а также и др у гих несовершенств могут играть поверхностные при меси . Этот механизм не может быть существе нным , поскольку дислокации образуются в пленк ах даже при относительно чистых поверхностных условиях. Как уже отмечалось , при быстрой конденсации пересыщенно го пара могут возникнуть вакансии . Одино чные вакансии до сих пор не удавалось наблюдать даже с помощью электронного микр оскопа , возможно , из - за недостаточно высокого дифракционного контакта и разрешающей способ ности . Однако , мелкие несовершенства иной прир оды , н апример , дислокационные петли , тетраэдры дефектов упаковки и небольшие дефек ты треугольной формы , наблюдать удалось . Филип с в эпитаксиальной пленке серебра (650 ангстрем ) на каменной соли обнаружил петли размеро м 100 до 300 ангстрем , с концентрацией около 10 14 см -3 . Если каждая такая пленка действительно представляет собой захлопнувшийся вакансионный диск , то приходи тся постулировать , что концентрация вакансий в пленке перед захлопыванием достигает 1,5х 10 -5 . Такой урове нь свидетельствует о том , что вакансии образуются благодаря высокотемпературной закалке атомов паровой фазы . Для процесса конденс ации тонких пленок этот уровень вовсе нел ьзя считать чрезмерно высоким . Кинетика измер ения электросопротивления металлических пленок в процессе их отжига , говорит о еще более высоких уровнях (1%). Едва различимые в электронном микроскопе точечные тени , мог ут оказаться либо неразрешаемыми дислокационными петлями , скоплениями вакансий и примесных атомов , захваченных пленкой при росте , либо продуктами разложения углевод о рода , образующимися под действием электронного пу чка. Двойники и дефекты упаковки , лежащие в наклонных плоскостях пленок ГЦК - металлов , образуются в процессе коалесценции островко в и возникают на границе между островками , как показано на рис .2.3.2 б и в. Сложные дефекты упаковки образуются при сл иянии нескольких островков . В малых островках дефекты упаковки стабильнее дислокаций , поск ольку они , пересекая островок насквозь , не вносят никаких напряжений . Джейкобс и другие установили , что в процессе коалесц е нции , дефекты упаковки либо стягиваются , либо , наоборот , растягиваются таким образом , что к моменту образования сплошной пленки в ней не остается дефектов упаковки . Пр и этом плотность дефектов проходит через максимальное значение около 2х 10 10 см -2 , при сте пени покрытия по дложки около 0,5. Отметим , что дефекты могут образовываться также путем расщепления полных дислокаций на две частичные . Двойников обра зуется меньше , чем дефектов упаковки , причем отличать очень тонкие двойниковые ламели о т дефектов упаковк и довольно трудно . Двойники тоже исчезают , когда пленка ста новится сплошной. Брокуэй и другие , изучавшие микрострукт уру пленок меди , выращенных эпитаксиально на NaCl и KCl , обнаружи ли высокую (10 9 см -2 ) плотность дислокаций и некоторое количество дефект ов упаковки в виде полосок . Отжиг при температуре около 630 0 С в водороде снижал плотность дислока ций до 10 7 см -2 , причем обща я площадь дефектов упаковки , в виде полосо к шириной около 2 мкм ., достигала приблизительно 5х 10 4 см -2 , в каждом к убическом сантимет ре . Если же подобному отжигу подвергли пленки , отделенные от подл ожки , то напротив , новые дефекты упаковки не возникали , зато плотность дислокаций повыш алась в сотни раз . Авторы пришли к выв оду , что дефекты упаковки возникают под де йствием сжимающих напря ж ений в пр оцессе осаждения пленки на подложке. Существенно некогерентные двойники образуются при так называемом многопозиционном срастании ; такие несовершенства характерны д ля эпитаксиальных пленок многих веществ , заро дыши которых могут занимать на монокр исталлической подложке несколько эквивалентных п озиций. Дислокации , дефекты упаковки и двойники обнаруживаются также в эпитаксиальн ых пленках п /п Систематические исследования несовершенств в п /п пленках проводились только на толстых (несколько микронов ) автоэпитаксиальных пленках , где обычно об наруживается много дислокаций . Хорошо сформирован ные дефекты треугольной формы (рис .2.3.3 а ), обр азующиеся в пленках кремния при выращивании на подложках Si разными методами (термическим испарен ием , катодным напылен ием ), состоят из т рех наклонных дефектов упаковки , образующих т етраэдр с вершиной на границе раздела под ложка – пленка . Подобные дефекты упаковки (например , тетраэдр с квадратным основанием на гранях ) образуются и на других поверхно стях Si . С амые крупные треугольники дефектов упаковки на рис .2.3.3а относятся к тетраэдрам , кот орые зародились в самый начальный момент роста пленки . Более мелкие тетраэдры зародили сь на второй стадии процесса после того , как подложку охлаждали и вновь нагревали . На этой стади и возникло больше тетраэдров . По мере утолщения пленки больши нство перекрывающихся тетраэдров сливается в кратные полиэдры. Более сложным двойником надо считать дефект , образующий на поверхности пле нки тройную пирамиду : в этом случае три наклонные пирами ды срастаются в центре кратера , как это показано на рис . 2.3.3 б . Такие тройные пирамиды часто сопровождаются тетраэдрами дефектов упаковки , благодаря чем у образуются шестиугольные фигуры . Исследования таких несовершенств показали , что они состо ят из учас т ков дважды сдвойникова нного материала . Букер установил , что всякий сегмент тройной пирамиды сдвойникован относите льно подложки . Центральный участок такого нес овершенства подобен дважды сдвойникованной струк туре пленок ГЦК-металлов . Коалисценция этого у час т ка с соседними зародышами и приводит , по-видимому , к возникновению тройной пирамиды. Многими исследованиями установлено , что уже большие загрязнения поверхности подложки порождают образование тройных пирамид . Букер и Унвала , изучавшие отдельные стадии ро ста пленок при термическом испарен ии , установили , что плотность несовершенств ве лика там , где возникают первые островки , и относительно мала между островками. Детально механизмы и кристаллографические модели возникновения дефектов упаковки в Si были пред ложены многими исследователями . Все сходится к тому , что физическое смеще ние атомов пленки под действием примесных атомов и общая тенденция к двойникованию в пленках – вот главные причины возни кновения дефе ктов упаковки , обнаруживаемых в эпитаксиальном Si . Слупе и Тиллер изучали микроструктуру эпитаксиальных пленок германия , нанесенных и спарением на грань CaF 2 при 600 0 С . Как показали электрон номикроскопические исследования , плотность несовершен ств тем выше , а природа их тем с ложнее , чем больше скорость осаждения и че м ниже температура подложки . Плотность несове ршенств составляла приблизительно 4000 ангстрем . По мере утолщения пленок от 0,5 до 17 мкм . плот ность дефектов многократно (до 1000 раз ) снижалась. 3. Тонкие пленки антимонида индия. 3.1. Методы выращивания тонких п ленок. Рассмотрим методы выращивания тонких пленок на пример е антимонида индия. 1) Вакуумное осаждение. Осаждение раз личных материалов в вакууме – о дин из основных методов препарирования тонких пленок , применяемых в физических исследованиях , электронной технике , приборостроение , микроэлектрон ике и других областях науки и техники. Первые попытки вырастить пленки антимо нида индия испарением его криста лла в вакууме показала , что в процессе испарени я происходит непрерывное изменение состава ве щества на подложке . Причиной этого является сильное , на несколько порядков , различие меж ду давлением пара компонентов . Теория и пр актика получения тонких слоев бин а рных сплавов переменного состава детально разработаны Векшинским . Метод Векшинского за ключается в одновременном испарении компонентов сплава из двух различных источников . При этом на поверхности подложки , расположенной над испарителями , конденсируются фаз ы переменного состава. Впервые метод Векшинского для получени я пленок системы In - Sb был использован В.А . Пресновым и В.Ф . Сыноро вым , Г.А . Гуровым и З.Г . Пинскером . В.А . Ка сьян и М.В . Кот установили влияние темпера туры подложки на фазовый состав , структур у и свойства пленок антимонида индия , выращенных методом Векшинского . При Т к >400С рост стехиометрических пленок антим онида индия возможен , если в паровой фазе создается избыток атомов сурьмы , путем и спарения различных количеств индия и сурьмы в единицу времени . Во многом схож с методом Векшинско го метод трех температур , поскольку испарение компонентов также производится из отдельных испарителей , а подложка разогревается до достаточно высокой температуры конденсации атомо в сурьмы. Для успешного полу чения п /п пленок этим методом следует выдержать точн ое стехиометрическое соотношение компонентов . Для этого требуется соблюдение следующих правил : 1. Температуры испарителей Т а и Т в необходимо подбирать т аким образом , чтобы плотности паров обоих компоненто в находились в стехиометрическом соотношении. 2. Для выращивания однор одных по составу пленок исключительно важно , чтобы оба компонента были равномерно рас пределены в пленке. 3. Необходимо , чтобы комп оненты взаимодействовали друг с другом , давая желаемое с оединение . К счастью , для большинства важнейших соединений равновесие А +В 1 АВ п ри низких температурах сдвинуто в сторону образования соединения . Таким обр азом , если оба компонента достаточно хорошо перемешены , то при контакте реагирующих ато мов немедлен но образуется соединение . При получении пленок А 3 В 5 методом трех температур оба компонента (А и В ) испаряются одновременно . Менее летуч ий компонент поддерживается при такой темпера туре Т а , котор ая обеспечивает нужную скорость попадания на подложку n +А и скорость роста пленки . Те мпература второго компонента Т в подбирается таким образом , чтобы концентрация более летучего компонента в парах была в некотором избытке , по с равнению с концентрацией компонента А (в 2 … 10 раз больше ). Третья компонента – темпер ат ура поверхности конденсации Тк , поддерж ивается на таком уровне , при котором на подложке осаждается количество компоненты В , необходимое для образования соединения А III В V , а избыток его возвращается в паровую фазу . Эта температур а может быть тем больше , че м выше плотность потока падающих частиц. Этот метод применим тогда , когда ко эффициенты конденсации а 1 одного или более компонентов , над смесью компонентов должны быть гораздо б ольше , чем над соединением (рис . 3.1.1). Несколько подложек в кварцевой тру бке нагреваются излучением до желае мой температуры Т к . Индий и сурьма (мышьяк , фосфор ) высо кой чистоты помещают в два концентрических кварцевых испарителя , которые расположены один внутри другого . Они нагреваются излучением до требуемых температур испарени я Т а и Т в . Используя магнитный прово д , можно продвигать в зону испарения одну за другой все подложки. Наиболее распространенным методом вакуумного осаждения пленок InSb и сплавов In , Ga , Sb является метод дискретного испарения , т.к . позволяет получить пл енки с очень высокими электрически ми параметрами . Впервые этот метод был исп ользован С.А . Семилетовым и П.С . Агаларзаде . В дальнейшем он успешно стал применяться для выращивания пленок и других диссоциирующи х п /п соединений . Метод заключается в испарении мелких частичек соединения на поверхности раскаленного до Т =1000 0 С испарителя . Испаритель имеет форму мелкой лодочки . Основная особен ность метода состоит в непрерывной подаче на раскаленный испаритель вещества в виде малых частиц , каждая из которых плавитс я и быстро испаряется (рис .3.1.1). Хотя время необходимое для их испарения мало , п роцесс диссоциации соединения имеет место . Ос обенность метода , которая позволяет избежать значительного изменения состава конденсата , заклю чается в одновременном испарении н е скольких частиц , находящихся на различных стадиях испарения (рис . 3.1.2). Испарение в вакууме разлагающего соединения проходит чер ез стадию испарения легколетучего компонент а и обогащения навески труднолетучим компонен том . На завершающей стадии испарения в пар попадает лишь второй компонент . Если испа ряется большое число мелких частиц , каждая из которых находится на различной стадии испарения , то при равномерном р а спределении моментов их падения во вр емени обеспечивается в среднем состав пара , соответствующий составу соединения . Это означа ет , что механизм достижения стехиометрического состава является статистическим , за счет ст атистического соединения моментов сопр и косновения крупинок вещества с испарителе м . При таком механизме приближение к стех иометрии в паре достигается уменьшением разме ров частиц при сохранении постоянной массы вещества , подаваемого в испаритель . Предельно малый размер частиц соединения соответ с твует кристалликам с поперечником 50...100 мкм. Учитывая , что дискретный метод дает хорошие результаты при получении пленок InSb и GaSb , он был применен для напыления пленок InSb - GaSb . Задачу получения пленок твердых раство ров системы InSb - GaSb , м ожно успешно решить путем правильного выбора условий напыления , а именно : нахожден ие оптимальных температур подложки и испарите ля , подбора необходимой скорости подачи матер иала в испаритель и др. Напыление производилось следующим образом . Предварительно загружали порошок в бун кер и устанавливали подложку в держатель . Затем система откачивалась до давления 5х 10 -5 мм.рт.ст ., пос ле чего проводилось обезгаживание испарителя и подложки при рабочей температуре . Для чи стого порошка InSb температура испарителя б ыла п орядка 1100 0 С . При на пылении пленок твердых растворов было необход имо , чтобы происходило достаточно быстрое исп арение труднолетучих компонентов In и Ga . Если температ ура испарителя низка , то эти компоненты ск апливаются на испарителе , приводя тем самым к сильному нарушению состава пленки . Повышение температуры испарителя приводит к увеличению скорости испарения . Оказалось , что при температуре испарения 1100С гранулы InSb и GaSb , смешанные в различных пропорциях , испарялись почти мгновенн о . Поэтому все н апыления проводились п ри указанной температуре испарителя . Температура подложки подбиралась из следующих соображени й . Для получения равновесных кристаллов тверд ых растворов InSb - GaSb необход имо либо проводить длительный отжиг после синтеза , либо в процессе синтеза созд ать такие условия , при которых будет образ овываться равновесная фаза в момент кристалли зации . Такие условия можно создать путем з онной перекристаллизации . Можно предположить , что в случае пленок из-за их малой толщин ы равновесное состояние р а створа может быть достигнуто легче , чем в массивн ых кристаллах . Для этого необходимо разогреть подложку до максимально возможной температур ы , при которой еще будет конденсироваться испаряемый материал . Кроме того , непрерывное и спарение кристаллического по р ошка обо их компонентов (антимонида индия и антимонида галлия ) облегчает взаимное перемешивание и взаимную диффузию их в процессе конденсаци и слоя на горячей подложке . Температуру по дложки сравнительно несложно подобрать опытным путем . Максимальная темпера т ура под ложки , при которой еще наблюдается конденсаци я испаряемого вещества , растет по мере уве личения содержания порошка GaSb в смеси . Это и с ледовало ожидать , так как согласно литературн ым данным оптимальная температура подложки дл я пленок соединений InSb и GaSb 500 0 С и 620 0 С соответственно . Время напыления пленок подбирается в завис имости от требуемой толщины слоя . Средняя скорость конденсации , при оптимальных режимах , для всех составов была 1 мкм /мин . Во вр емя напыления давление в камере было 10 -4 мм.рт .ст. 2) Эпитаксиальное выращивание. В последнее время в тех нологии тонких пленок распространяется метод молекулярно-лучевой эпитаксии (МЛЭ ) . Этот метод использовался и при получении пленок антимонида индия . Д анный метод предназначен для выращивания крис таллических структур в сверхвысоком вакуу ме с помощью пучков атомов и молекул , являющихся компонентами растущего соединения . Так им образом , молекулярно-лучевая эпитаксия представ ляет собой усовершенствование обычного способа напыления металлических пленок испарени ем в вакууме . Принципы технологии МЛЭ форм ировалась постепенно . В 1964 году с помощью м олекулярных пучков были получены совершенные эпитаксиальные пленки GaAs на монокристаллических подложках арсенида галлия . Эти исследования стали осн овой дальнейш его прогресса по выращиванию п /п соединений А 3 В 5 и А 2 В 6 методом МЛЭ . Новый этап в развитии и совершенствовании МЛЭ начался в 70-е годы связанный с создан ием и промышленным производством соответствующег о вакуумного оборудования. Атомные или молекулярные п учки создаются в эффузионных ( эффузия – медленн ое истечение газов через малые отверстия , исследованное в 1911 году датским физиком Кнудсе ном М .) ячейках при достаточно высокой тем пературе и на направляют к нагретой до необходимой температуры монокристалл и ч еской подложке . Атомы в пучках движутся по инерции в сверхвысоком вакууме , не испыты вая столкновений друг с другом или какими- либо иными атомами . Такой баллистический хара ктер транспорта компонентов п /п соединения обеспечивает создание однородных метаста б ильных твердых растворов даже в таких системах , которые в условиях , близких к термодинамическому равновесию имеют область не смешиваемости . МЛЭ обеспечивает эпитаксиальный ро ст тонких пленок п /п соединений за сч ет реакций между компонентами атомных или мо л екулярных пучков с поверхностью подложки . Скорость осаждения вещества на подложку по порядку величины обычно составляе т один моноатомный слой в секунду . Получен ие качественных структур возможно при использ овании высокочистых источников напыляемых компон ен т ов и при условии точного к онтроля температур подложки и источников , что может быть реализовано лишь при компьюте рном управлении параметрами процесса роста. Зону роста условно можно разделить на три части , первая из которых предста вляет собой кристалличес кую подложку или очередной выросший моноатомный слой , вторая – газовую смесь компонентов ГС в пр иповерхностной области , а третья является пер еходным слоем , геометрия которого и протекающ ие в нем процессы сильно зависят от в ыбора условий роста . Следователь н о , если необходимо вырастить ГС МЛЭ , нужно иметь возможность надлежащим образом регулиров ать структуру и состав переходного слоя . Для выращивания совершенных , кристаллографических структур следует так подбирать режим роста , чтобы переходный слой был мак с имально тонким , т.е . моноатомным . Это ус ловие может быть выполнено , если поток ато мов , падающих на подложку , близок к потоку атомов , испаряющихся с подложки. В этом режиме рост структур ы осуществляется путем образования и дальнейш его роста двумерных заро дышей на атом арно – плоской поверхности. Эпитаксиальный рост по методу МЛЭ включает в себя элементарные процессы : 1. Адсорбция (прилипание ) падающих на подложку атомов или молекул , составляющих выращиваемое соединение. 2. Миграция (поверхностная диффузия ) адсорбированных атомов на повер хности подложки. 3. Встраивание атомов , со ставляющих ГС , в кристаллическую решетку подл ожки или растущий моноатомный слой. 4. Термическая десорбция атомов , не встраивающихся в кристаллическую решетку. 5. Образование и дальней ший рост двумерных зародышей кристалла на подложке или на поверхности растущего слоя. 6. Взаимная диффузия ато мов , встроившихся в кристаллическую решетку. Ионно-ковалентный характер и значительная величина энергии химических связей в п /п соединениях А 3 В 5 и А 2 В 6 приводят к тому , что в результате адсорбции и миграции по поверхности атомы катионов А и анионов В занимают вполне определенные положения в кристаллической решетке , то есть за время роста одного моноатомного слоя ( обычно за это время =1с ., атом со вершает неск олько тысяч диффузионных прыжков , пока он не займет свое окончательное место в реше тке ) происходит своеобразная самоорганизация раст ущей структуры. Каждый п /п (например GaAs ) может быть выращен послойно при фиксированной скорости роста , когд а температура подложки обесп ечивает оптимальную для данного состояния ско рость поверхностной диффузии . Поскольку химически е связи в разных п /п соединениях разл ичны , то различны и энергии активации пове рхностной диффузии катионов , входящих в соста в этих с о единений . Поэтому качеств о гетерограниц может быть существенно разным в зависимости от того , какое из соеди нений при выбранном температурном режиме раст ет первым . Границы принято называть нормальны ми , если компонент с более низкой температ урой плавления р а стет первым (напр имер , A / xGa /- xAs на GaAs ); для обратной последовательности используется термин “инверти рованная граница” . Чтобы получить более гладк ие и совершенные гетерограницы , используется методика прерывания роста или методика осажде ния пульсирующим пучком . Сглаживание поверхности в течение врем ени прерывания роста обусловлено поверхностной миграцией или сублимацией атомов , адсорбированн ых на поверхность выращенного монослоя. Жидкофазная эпитаксия антимонид а индия. Несмотря на то , что получен ия э питаксиальных слоев из паровой фа зы является основным направлением в технологи и изготовления п /п приборов процесс эпита ксиального роста из жидкой фазы в ряде случаев обладает некоторыми преимуществами , нап ример , при получении сильнолегированных слоев , р-п переход высокого качества. Выращивание эпитаксиальных слоев антимонида индия производится с применением легкоплавких металлов или их смесей , которы е могут быть как донорными , так и акце пторными примесями в получаемых слоях . На качество и электрические св ойства эпитакс иальных слоев , выращиваемых из жидкой фазы , влияют следующие факторы : 1. Скорость охлаждения раствора-расплава. 2. Начальная равновесная температура раствора-расплава. 3. Увеличение веса раств оряющего вещества сверх равновесного значения. 4. Соотношение объема ра сплава и контактирующей площади поверхности п одложки с расплавом. 5. Металлоорганическое состо яние поверхности подложки. 6. Чистота используемых в процессе веществ и конструкционных материал ов. Среди способов выращивания эпитаксиальны х слоев многокомпонентных п /п материа лов широкое распространение получила эпитаксия из паровой фазы . Чаще всего этот метод применяется при осаждении соединений , содерж ащих летучую компоненту , таких , как фосфиды и арсениды . В случае антимонидов осаждение и з паровой фазы усложняется из- за низкого давления паров сурьмы и их низкой температуры плавления . Тем не менее в работе японских физиков сообщается о выращивании эпитаксиальных слоев Ga 1-х In х Sb составов 0<= X <=0,2 методом открытой системы . В качестве газа- переносчика использовался хлористый водород , разбавленный водородом до 2 мол .%. Источниками были сплавы In - Sb и Ga - Sb . Температура и сточников In - Sb и Ga - Sb была 500 0 С и 680..690 0 С соответственно. Для получения монокристаллических слоев применялись подлож ки из монокристаллически х пластин GaSb толщиной 350 мкм . с поверхностью конденсац ии ориентированной в плоскости . Лучшие резуль таты при температуре конденсации в пределах Тк =456… 470 0 С . Сос тав полученных эпитаксиальных слоев почти не зависит от температуры р оста и я вляется функцией состава паровой фазы. 3) Перекристаллизация. Другой метод выращивания пл енок антимонида индия – перекристаллизация . Перекристаллизация проводилась на слюдяных , кварц евых и сапфировых подложках . Следует отметить , что слои , получ енные на очень тон ких слюдяных подложках 0,01 мм . и ниже , малопр игодны для перекристаллизации . Исследования показ али , что на слюдяных подложках (толщиной 0,1м м .), кварцевых ( толщиной 0,2 – 0,3 мм .) и сапфиров ых (толщиной 1 мм .) перекристаллизация происхо д ит без особых затруднений для составов вплоть до 50 мол .% GaSb . Исследования микроструктуры поверхности пе рекристаллизованных пленок проводились при помощ и оптических микроскопов МИК -4, МБС -1, МБИ -6. Ст руктура пленок контролировалась также рентгеногр афич ескими методами . Структурные исследования показали , что если до перекристаллизации пленка состоит из мелких (0,5 – 2 мкм .) беспорядочно ориентированны х кристаллов , то после перекристаллизации , как правило , происходит образование мозаичной ст руктуры с ра зличного рода дефектами. Метод термической перекристалли зации. Это метод состоит из четыре х этапов : - получени е поликристаллической пленки ; - создание защитного с лоя на ее поверхности , для предотвращения сворачивания расплава в капли силами поверхно стног о натяжения ; - плавление пленки ; - направленная кристаллиза ция из расплава. Поликристаллич еские стехиометрические пленки антимонида индия были получены методом дискретного испарения на подложках из стекла , кварца , сапфира и слюды . Температура подложки по дбирала сь с таким расчетом , чтобы размеры зерен в пленке были =0,1..0,4 мкм . Это условие важ но , поскольку крупнозернистые слои имеют разв итый рельеф поверхности , что приводит к ра зрыву окисного защитного слоя в момент пл авления слоя антимонида индия . Опти м альной оказалась Т к =400 0 С. Защитный слой выращивался путем окисле ния поликристаллической пленки на воздухе при Т к =390 0 С в течении 30сек . Пр и таком режиме обеспечивалась минимальная кон центрация носителей заряда в перекристаллизованн ых пленках. Управлен ие температурой пленки в процессе перекристаллизации и температурным гр адиентом вдоль подложки производились с помощ ью графитового подогревателя специальной констру кции . Температурный градиент вдоль слоя позво лял сначала производить плавление слоя антимо н и да индия с небольшой скоростью перемещения границы жидкой и твердой фаз V L , что необходимо для предотвр ащения разрыва защитного слоя , а затем , пр и снижении температуры подогревателя , осуществлят ь направленную кристаллизацию пленки из распл ава с необходимо й скоростью V s . На рис .3.1.3 приведена микрофотография пле нки , полученной на слюдяной подложке при в ысокой скорости кристаллизации : V s =7 х 10(-2) см ./с . Видно , что при кристаллизации произошло образование большого количества бесп орядочно ориентированных д ендритов . Такая структура характерна для слоев , кристаллизованных при V s =(0,6… 0,9)х 10 -2 см ./с . При меньших скоростях кристаллизации V s =(1,0… 5,0)х 10 -2 см ./с . п роисходит рост дендритов с хорошо ориентирова нными ветвями . Дальнейшее уменьшение V s до значения (0 ,5..1,0)х 10 -2 см ./с . позволяет получить бездендритные пленки , имеющие макродефек ты в форме усеченных пирамидальных выступов . Еще меньшие скорости роста Vs =(1,0… 4,0)х 10 -3 см ./с . позволяю т получить структурно изотропные монокристалличе ские пленки . Процесс перекристаллизации пленок антимонида индия можно осуществить и с помощью луча . Т ак , поликристаллические пленки этого соединения были получены на подложках из стекла (Т к =350..400 0 С ) быстрым ис парением соединения , после чего их поверхност ь окислялась для с оздания защитного с лоя . Перекристаллизация производилась в вакууме при давлении 6,7х 10 -4 Па . Путем сканирования электронного луча в пленке создавалась расплавленная зона шириной 40 мкм ., которая перемещалась в напр авлении ее роста со скоростью 3мкм ./с . Были получены перекристаллизованных слои пл ощадью 5х 5 мм 2 . и толщиной от 1 до 6 мкм . Образцы для исследования размером 4х 1мм 2 . выделялись из перекрист аллизации участка пленки . Рентгеноструктурные исс ледования п оказали , что они имеют монокриста ллическую структуру с ориентацией , параллельной плоскости подложки. Более высокая скорость перемещения рас плавленной электронным лучом зоны = 0,1 мм ./с . приводит к росту дендритов , ориентированных в направлении движения р асплавленной зоны , и отложению избыточной сурьмы у их г ранице. Узкую расплавленную зону в пленке антимонида индия можно создать с помощью горячей проволоки . Это способ используется в работах Вильямсона и других авторов . Пере кристаллизации подвергались по ликристаллические пленки , содержащие 10% избыточной сурьмы . Распла вленная зона перемещалась вдоль пленки со скоростью 0,5… .220 мкм ./с . В пленке , перекрист аллизованной со скорость 220 мкм ./с ., наблюдается заметный избыток сурьмы . У всех пленок преобладает д ендритная структура , одн ако с уменьшением скорости роста структура улучшается и при малой скорости 5… 7 мкм ./с . образуются монокристаллические фрагменты антимонида индия. 3.2 Структура тонких пленок. Для изучения структуры тонки х пленок используются сле дующие методы : рентгеноструктурный анализ , электронографию , нейтро нографию. Рентгеноструктурный анализ – метод исследования структуры в ещества по распределению в пространстве и интенсивностям рассеянного на анализируемом об ъекте рентгеновского излучения . Р ентгенострук турный анализ наряду с нейтронографией и электронографией , является дифракционным структурным методом ; в его основе лежит взаимодействи е рентгеновского излучения с электронами веще ства в результате которого возникает дифракци я рентгеновских лу ч ей. Понятие “тонкая пленка” является весьма условным . Обычно называют тонкими пленки , толщина которых не превышает нескольких микр ометров . На практике при обсуждении экспериме нтально полученных результатов изучения электрич еских свойств пленок , необходимо учитывать соотношение между толщиной пленки и одно й из характерных длин – длинной свободно го пробега носителей , диффузионной длинной и т.п . В случае , когда толщина пленки со измерима с длиной волны электрона , возникают квантовые размерные эффекты . Струк турное состояние пл енок также оказывает значительное влияние на их электрические свойства , когда элементы субструктуры соизмеримы со значениями характер ных величин . В поликристаллических пленках гр аницы зерен обуславливают возникновение дополнит ельных эф ф ектов , ограничивающих перем ещение носителей заряда . Дополнительное их ра ссеяние происходит и на различного рода д ефектах структуры . Сложность учета всех этих процессов приводит к тому , что теоретичес кое рассмотрение электронных процессов в плен ках обычно п роводится упрощенно , на идеализированных моделях , и поэтому результа ты могут применяться только в частных слу чаях . Заметна тенденция к расширению теоретич еского и экспериментального изучения тонких п оликристаллических пленок в связи с их во зрастающим прак т ическим значением , на пример , для изготовления дешевых преобразователей солнечной энергии из поликремния , тонкоплено чных транзисторов , фотоприемников , датчиков магнит ного поля , и др. Монокристаллические пленки. Рассмотрим сначала влияние пов ерхности пленки на движение носителей з аряда . При толщине пленки , сравнимой со ср едней длиной свободного пробега носителей или меньше ее , можно ожидать изменения электр ических свойств пленки . Сталкиваясь с поверхн остью , носители заряда будут испытывать зерка льное и диффу з ное отражение , что вызывает их дополнительное рассеяние в с равнение с объемным . Это рассеяние учитывают путем ввода соответствующего времени релакса ции tb . Рассмотрение идеализированной модели непрерывной монокристаллической пленки для н вырожденного п /п в предположении плоских зон в близи поверхности и независимости различных м еханизмов рассеяния , приводит к выражению для эффективной холловской “подвижности” m x , n при поверхностном рассеянии : -1 m x , n = m b [ 1+(1- p )(2 l/ d )], где m b - объемная “подвижность” в монокристалле ; d – толщина пл енки ; l - средняя длина свободного пробега носителей ; p – коэффициент зеркального отражения. Роль поверхностного рассеяния более су щественна для невырожденного полупроводника , чем для соответствующего вырожденного . С увеличе нием степени вырождения носителей заряда , рол ь рассеяния на поверхности становится менее существенной. Поликристаллические пленки. Характерное структурное отличие поликристаллических пленок – это наличие границ зерен . На таких границах возникают дополнительные эффекты , которые оказывают сильн ое влияние на электрические свойства пленок . Как правило , границы зерен влияют на пе ренос основных носителей путем их р ассеяния или за счет образования энергетическ их барьеров . Они представляют собой фактор первостепенной важности для характеристики сво йств пленок , но трудно контролируемый и не достаточно понимаемый исследователями . Именн о поэтому оказались безуспешными попытки построить обобщенные модели , объясняющие влияни е границы зерен на кинематические свойства тонких поликристаллических пленок . Отличительной особенностью ряда поликристаллических п /п пленок является образование на гра н ицах кристаллитов областей другого типа проводимости . Существование таких p - n – переходов обнаружено в поликристаллических пленках CdS , PbS . Они обуславли вают особые электрические и фотоэлектрические свойства этих пленок. Поликристаллические пленки , вооб ще говоря , являются неоднородной системой . В идеа лизированных геометрических моделях предполагается , что неоднородности строго упорядочены , а ра змеры зерен и областей между ними часто принимают одинаковыми . В реальных материалах имеется различие в этих ра з мер ах . Ток через неоднородный п /п зависит как от природы неоднородностей , так и о т их пространственного распределения . Если не однородности распределены не беспорядочно в п ространстве , то для тока будут существовать предпочтительные пути. В поликристалли ческих пленках обла сти разной проводимости расположены не беспор ядочно , т.е . барьерные области всегда находятся между зернами и ток будет протекать сквозь них . Но ток будет протекать и в доль предпочтительных путей с минимальным соп ротивлением , которые мог у т возникнуть из-за разных размеров и форм зерен , их контактирующих областей , возможным разбросом концентрации в зернах и межкристаллитных про слойках и т.д. 3.3 Электрические свойства. При характеристике электрических параметро в тонких пленок общепринято сравнивать поведение пленок и массивных кристаллов. Антимонид индия обладает наименьшей ши риной запрещенной зоны из всех соединений типа А 3 В -5 , которая сос тавляет Е д =0,165 э В при 300 К и 0,23 эВ при 0 К . Без особого труда удается выращивать очень чисты е монокристаллы с концентрацией доноров и акцепторов порядка 10 13 см -2 . и больше . Малая эффективная масса э лектронов m e *=0,014 m 0 при водит к рекордно высокому значению их “по движности” , равному 78000 см 2 /(В.с .) и более 10 6 см 2 ./(В.с .). Эффективная масса л егких дырок m p *=0,4 m 0 , а их “подвижность” равна 750 см 2 ./(В.с .) и 10 4 см 2 ./(В.с .). В антимониде индия оптиче ский переход , соответствующий минимальной ширине запрещенной зоны является “прямым” . Цинк , кадмий замещая в антимониде индия атомы 3- й группы , созда ют акцепторы с энергией ионизации порядка 7,5 мэВ . Элементы 6-й групп ы сера , селен замещают атомы сурьмы и образуют доноры с очень малой энергией ио низации , порядка 0,7 мэВ. Влияние размеров зерен и толщины пленки на электрические свойст ва. Было замеч ено , что величина хол ловской “подвижности” электронов m n = s R x в пленках антимонида индия n – типа значит ельно ниже , чем в массивном материале , и возрастает с увеличением среднего размера зерен l 3 и толщины пленки d . Оказалось , что в пленках , полученных при вы соких температурах подложки Т к >400 0 С , ра змер зерен близок к толщине слоя антимони да индия . Такая же взаимозависимость между толщиной и размером зерен обнаруживается п ри термическом отжиге пленок , полученных при сравнительно низких температурах конденсации Т к <350 0 С . Электронно-микроскопически е исследования таких пленок до отжига и после при Т =400 0 С указывают на увеличение среднего размера зерен в 10 раз , причем установившееся его значение близко к толщине пленки . Как сле дует из рис .3.3.1, зависимость l з = f ( d ) может быть аппроксимирована прямой , но наблюдается довольно сильный разброс экспериментальных точек. РИС .3.3.1 РИС .3.3.2 l з , нм . m n , см /(Вхс ) 2 2 1 1 l д , нм . d , нм . 1 2 1 2 Зависимость размера зерен от Зав исимость холловской “подвижно сти”толщины пле нки от размера зерен Зависимость “подвижности” от размера зерен (рис .3.3.2) также линейна , но р азброс результатов здесь значительно меньше . Линейная зависимость “подвижности” от l з и d сохраняется и для более толстых пленок вплоть до нескольких микрометров. Электропроводимость и эффект Холла. Исследования зависимости “проводимости” s и коэффи циента Холла Rx от температуры проводилось на пле нках разной толщины , структуры , концентрации н осителей . Результа ты экспериментов различных авторов в основном хорошо согласуются , чт о говорит о малом влиянии способа выращив ания пленки на ее свойства . Омические конт акты к пленкам n - InSb об ычно получают насыщением серебра или индия. Были получены результаты зависимост и холловской “подвижности ” от темпер атуры . Экспериментально найденные значения “подви жности” в пленках всегда значительно ниже , чем в массивных кристаллах , причем это различие проявляется тем сильнее , чем меньше размеры кристаллических зерен. Увеличение “подвижности” с повышение м температуры , которое всегда наблюдается в поликристаллических решетках n - InSb , обычно связывают с влиянием на “проводимость” потенциальных барьеров , образующихс я на границах зерен за счет захвата н осителей активными ловушками – центрами захвата. При Т <200К зависимость “подвижности” от температуры отклоняется от экспериментальной , и значит , барьерное рассеяние в этой области температур не является определяющим . Рост ”подвижности” с увеличением Т нельзя объяснить и механизмами ра ссеяния в массивном материале. Для объяснения слабой зависимости эффе ктивной халловской “подвижности” от температуры в области низких температур , наблюдаемой в поликристаллических пленках и кристаллах А 3 В 5 с высоким уровне м легирования , привлекается так же модель переноса носителей путем их тунелирования сквозь барьер , а кроме того , модель прыж кового переноса носителей через уровни , локал изованные вблизи уровня Ферми . При Т >350К “подвижность” убывает с увеличением температуры . Большинство исследователе й полагают , что в этой области тем ператур свойства пленок приближаются к свойст вам массивного материала , и по-видимому , преобл адающим механизмом рассеяния является рассеяние на оптических фононах. 3.4 Аномальные явления в плен ках антимонида индия. Сое динения А 3 В 5 представляют особый интерес . Они технол огичны , характеризуются большими значениями “подв ижности” электронов и дырок , значительным диа пазоном ширины запрещенной зоны , могут быть легированы до высокой концентрации акцепторов и доноров . На основ е этих слоев созданы приборы , не уступающие по своим характеристикам приборам , изготовленных из моно кристаллов. Однако , в последнее время было заме чено , что пленки соединений А 3 В 5 и , в частности , антимонид ин дия , обладают , в зависимости от ряда факто р ов , аномальными свойствами , к которым относятся : эффект Холла , магнетосопротивление , тер мо-ЭДС , фотопроводимость , которые можно использоват ь для создания принципиально новых приборов. Аномальное поведение эффекта Холла выз ывает значительный интерес у исс ледовател ей . Была изучена методика получения и резу льтаты количественного микроанализа фазового сос тава этих пленок . Установлено , что они име ют крупноблочную структуру с неоднородностями , представляющими собой области переменного фазо вого состава InSb , кот орые составляют 7-20% площади всей пленки . Неоднородности представляют собой уч астки правильной геометрической формы площадью (5-100)х 10 8 нм 2 , которые прости раются на глубину 20-50 нм. Проведены исследования эффекта Холла в тонких (порядка 10 3 нм .) пленка х антимонида индия n -типа , выращенных на подложках из окисленного кремн ия . Изучение эффекта Холла проводилось в о бласти температур 77-300К и магнитных полей 0-13 кЭ . Образцы имели при конкретной температуре концентрацию носителей заряда (0,2-3,0)х 10 18 см -3 . и холловскую “подвижность” электронов (1,5-15,0)х 10 3 см 2 ./( В . с. ). Наблюдалось уменьшение коэффициента Холла в области низких температур и ег о уменьшение с ростом напряженности электриче ского поля для перекристаллизованных образцов. Аномальная термо-ЭДС в п ленках n - InSb . Поликристаллические и перекристаллизованные пленки n - InSb выращивались методом дискретного испарения кристаллического порошка n - InSb с последую щей термической перекристаллизацией на слюдяных подложках и подложках из окисленного кре мния . По рошок антимонида индия изготавлив ался из кристалла n - InSb с концентрацией носителей заряда порядка 10 15 см -3 . Перекристаллизованные пленки по данным количественного микроанализа фазового состава имели монокристаллическую с труктуру с неоднородностями , предст авляющими собой низкоомные включения InSb + In p -типа “проводимости” , составляющие 7..20% площ ади всей пленки . Неоднородности представляют собой участки правильной геометрической формы площадью (5..100)х 10 8 нм 2 ., ко торые простираются на глубину 20..50 нм . Ко нцентрация носителей заряда в поликристаллически х и перекристаллизованных пленках (0,2..3,0)х 10 18 см -3 ., холловская “подвижность” электронов (1,5… 35)х 10 4 см -2 ./( В . с. ) в диапазоне температур , 77..300К , толщина образцов 1..2 мкм. Измерение термо-ЭДС осуществлялось на пленках n - InSb в облас ти температур 77… 400К . Установлено , что для всех образцов a имеет отрицательный знак в исследов анной области температур , а при температурах 250-300К выявлен быстрый рост термо-ЭДС . Рассмо трение температурной зависим ости a поликристаллически х слоев на подложках из диоксида кремния показывает аномально высокие значения a порядка 800м кВ /К и более в области контактных тем ператур. Так как : d c s c h c + a b s b h b a c + a b ( s b h b / s c h c ) d = = , где s c h c + s c h d 1+ s b h b / s c h c d – оп ределяемая термо-ЭДС ; a c , s с , h c – термо-ЭДС , “проводимость” и линейные размер ы кристаллита соответственно ; a c , s с , h c – термо-ЭДС , “проводимость” и линейные размер ы межкристаллитного барьера соответственно , то : a=a с +10 -3 a b Можно предположить , что в пределах одного кристалла скорость электронов мало изм еняется с изменением температуры по сравнению со скорост ью электронов , переходящих из одного кристаллита в другой , т.е . через потенциальный барьер . Также в пределах од ного кристаллита концентрация электронов изменяе тся меньше с изменением температуры , чем п ри переходе электронов через межкристаллитный барьер , т .к . теплопроводность кристалли та много больше теплопроводности барьера (то есть , перепад температуры на барьере мног о больше , чем на кристаллите ). Поскольку те рмо-ЭДС определяется скоростью изменения носителе й заряда и изменением энергии Ферми , то в наше м случае можно допустить , что a c << a b и счи тать , что в данном случае преобладает барь ерная термо-ЭДС . Поскольку максимальное a= 800 мкВ ./К , то получим a b =8х 10 5 мкВ ./К. В перекристаллизованных пленках термо-ЭДС определяется в основном термо-ЭДС матрицы . Пол ученные значения a для перекристаллизованных пленок приблизительно равны значениям a для монок ристалла . Таким образом , поведение термо-ЭДС в перекристаллизованных пленках объясняется также как в монокристаллах n - InSb . При увеличении температуры Т >300К всле дствие уменьшения “подвижности” электр онов термо-ЭДС резко уменьшается. Впервые исследована температурная зависимо сть фотопроводимости поликристаллических и перек ристаллизованных пленок n - InSb , выращенных на подложках из монокристал лического кремни я . Величина фотопроводимости может быть записана в виде : s= s n + s m , где s n = e m (d n / dI 0 ) I 0 - обычная фотоконцентрационная фотопроводимость ; s m = e n (d m /d I 0 ) I 0 – фотопроводимость , обусловленная возможны м изменением проводимости носителей заряда ; е - заряд электрона ; n - концентрация носителей заряда ; m - “подвиж ность” носителей заряда ; I 0- освещенность образца . В моно кристаллах n - InSb и пленках , выращенных на слюдяных подложках , фотопровод имость отрицательна в широкой области темпера тур , что объясняется преобладанием уменьшени я “подвижности” над ростом концентрации носит елей заряда . Т.к . длина диффузионного смещения сопоставима с толщиной образца и составл яет 1мкм ., то главную роль в процессе ф отопроводимости будут играть эффекты , возникающи е на гетероструктуре n - InSb - SiO 2 - p - Si . Гетероструктура осуществляет эффективное р азделение носителей заряда , в результате чего фотопроводимость будет складываться из фотоп роводимости самой пленки и фотогенерируемых н осителей гетероструктуры . При этом , s n > sm , поэтому фотопроводимость остается положительной . Характерно , что для большинства исследованных поликристаллических образцов максиму м фотопроводимости наблюдается при температуре 180К , что соответствует наличию примесного эн ергетического ур овня с энергией 0,017эВ. Выводы. 1. Методом дискретного испарения пол учены поликристаллические подложки n - InSb толщиной 1-5 мкм . на д иэлектрической подложке из стекла , слюды , квар ца , сапфира , окисленного кремния с параметрами и свойствами , приближающи мися к масси вным материалам . Термическая перекристаллизация п оликристаллических пленок выращенных на слюдяных и кварцевых подложках приближает электрическ ие параметры и свойства пленок к монокрис таллам . В пленках , выращенных на подложках из окисленного кр е мния , процесс п ерекристаллизации приводит к образованию макроде фектов . Пропускание постоянного электрического то ка (9-11 мА .) в процессе перекристаллизации пленки n - InSb на подложке из окисленного кремния дает возможность по лучить слои без макродефектов . М еталлогра фические , электронографические и рентгеноструктурные исследования позволили установить наличие вы сокоориентированной структуры в перекристаллизованны х пленках и обсудить природу образования в них макродефектов. 2. При эпитаксиальном вы ращивании ме тодом дискретного испарения н айдены оптимальные условия получения текстуриров анных слоев на неориентированных подложках из слюды , кварца и сапфира , а также монок ристаллических пленок на свежесколотые поверхнос ти ряда монокристаллов А 3 В 5 и А 2 В 6 . Установл ено , что ни плоскости скола , ни ато мные поверхности не оказывают существенного в лияния на структуру слоев . Она зависит от соответствия параметров решетки подложки и осаждаемого материала. 3. Заниженные значения х олловской “подвижности” в поликристаллически х тонкопленочных структурах объясняются влиянием толщины пленки и межкристаллитных барьеров , что находится в согласии с теорией П етрице. 4. К аномальным явлениям можно отнести фотопроводимость перекристаллизов анных пленок n - InSb , выращенн ых на слюдяных по дложках , которая оста ется отрицательной в области температур 77-380К , при освещенности 2000 лк . Она меняет знак н а положительный при напряженностях электрическог о поля Е =1-2 В ./см. Отрицательная фотопроводимость объясняется преобладанием умен ьшения “подв ижности” электронов над росто м их концентрации при освещении пленки . Ее температурный ход идентичен аналогичной зави симости для монокристаллов n = InSb . Из температурной зависимости фотопроводимости перекристаллизованных пленок уста новлено , что механизм реко мбинации в InSb не з ависит от способа приготовления материала и степени легирования. 5. Данная работа позволяет показать , на основе приведенных результатов исследова ния структуры и свойств пленок антимонида индия , как особенности методов получения пл енок и их структура , могут значительно влиять на физические свойства получаемых п ленок . И также дает возможность , проанализиров ав результаты , создавать новые п /п приборы . 6. Данная дипломная рабо та может быть использована как учебное по собие , позволяющее студент ам глубже изучи ть основные физические явления в п /п , практическое их применение , познакомиться с у становками экспериментальных исследований в обла сти физики п /п , приобрести навыки эксперим ентирования. Литература. 1. Бауэр У.В.Монокристаллические пленки InSb . – М .: Мир , 1966 2. Бонч-Бруевич В.Л ., Калашников С.Г.Физика полупроводников .: Ученое пособие для физ . сп ец . вузов.– М .: Наука , 1990 3. Вавил ов В.С . Дефекты в кремнии и на его поверхности . – М .: Наука , 1990 4. Вавилов В.С . Полупроводники и излучение . – М .: Знание , 1965 5. Касьян В.А ., Кот М.В . Некоторы е оптические и электрические свойства тонких пленок антимонида индия . -М .: Физика 1963 6. Ка сьянов В.А ., Никольский Ю.А . Монокристаллические пленки InSb .-М .:Физика . 1969 7. Куров Г.А ., Пинскер З.Г . Иссле дование тонких пленок , полученных испарением InSb в ва кууме . – М .: Наука , 1958 8. Лысов В.Ф . Практикум по физи ке полупроводников . – М .: Просвещен ие . 1976 9. Павлов П.В ., Хохлов А.Ф . Физик а твердого тела . – М .: Высш . школа , 1985 10. Полупроводниковые пленки для м икроэлектроники ./Под . ред . Александрова Л.Н . и Петросяна В.И . Новосибирск : Наука , 1977 11. Палатник Л.С ., Папиров И.И . Эп итаксиальные пле нки . – М .: Наука , 1971 12. Семилетов С.А ., Агаларзаде П.С . Структура и электрические свойства тонких пленок InSb . Кристаллография , 1964 13. Солинский М.С . Полупроводники . – М .: Физматиз ., 1961 Тонкие п ленки антимонида индия . Касьянов В.А ., Кетруш П.И ., Никольский Ю.А ., Пасечник Ф.И . Под ре д . Сырбы Н.Н . Кишинев : Щтлинца , 1989 14. Технология тонких пленок ./Под ред . Л . Майссела , Р.Глэнга . – М .: Сов . радио , 1977 15. Физика тонких пленок ./Под р ед.Т . Хааса и Р.Э . Туна . – М .: Мир , 1966-1978 16. Физика тонких пленок ./Под р ед . Г . Хасса . Изд . – М .: Мир 1967. 17. Фистуль В.И . Введение в физи ку полупроводников . – М .: Высш . школа , 1975 18. Чопра Н.Л.Электрические явления в тонких пленках . – М .: Мир , 1972
1Архитектура и строительство
2Астрономия, авиация, космонавтика
 
3Безопасность жизнедеятельности
4Биология
 
5Военная кафедра, гражданская оборона
 
6География, экономическая география
7Геология и геодезия
8Государственное регулирование и налоги
 
9Естествознание
 
10Журналистика
 
11Законодательство и право
12Адвокатура
13Административное право
14Арбитражное процессуальное право
15Банковское право
16Государство и право
17Гражданское право и процесс
18Жилищное право
19Законодательство зарубежных стран
20Земельное право
21Конституционное право
22Конституционное право зарубежных стран
23Международное право
24Муниципальное право
25Налоговое право
26Римское право
27Семейное право
28Таможенное право
29Трудовое право
30Уголовное право и процесс
31Финансовое право
32Хозяйственное право
33Экологическое право
34Юриспруденция
 
35Иностранные языки
36Информатика, информационные технологии
37Базы данных
38Компьютерные сети
39Программирование
40Искусство и культура
41Краеведение
42Культурология
43Музыка
44История
45Биографии
46Историческая личность
47Литература
 
48Маркетинг и реклама
49Математика
50Медицина и здоровье
51Менеджмент
52Антикризисное управление
53Делопроизводство и документооборот
54Логистика
 
55Педагогика
56Политология
57Правоохранительные органы
58Криминалистика и криминология
59Прочее
60Психология
61Юридическая психология
 
62Радиоэлектроника
63Религия
 
64Сельское хозяйство и землепользование
65Социология
66Страхование
 
67Технологии
68Материаловедение
69Машиностроение
70Металлургия
71Транспорт
72Туризм
 
73Физика
74Физкультура и спорт
75Философия
 
76Химия
 
77Экология, охрана природы
78Экономика и финансы
79Анализ хозяйственной деятельности
80Банковское дело и кредитование
81Биржевое дело
82Бухгалтерский учет и аудит
83История экономических учений
84Международные отношения
85Предпринимательство, бизнес, микроэкономика
86Финансы
87Ценные бумаги и фондовый рынок
88Экономика предприятия
89Экономико-математическое моделирование
90Экономическая теория

 Анекдоты - это почти как рефераты, только короткие и смешные Следующий
Федеральная служба исполнения наказаний представляет смартфон «АйФСИН». Экран защищен решеткой. Камера на 20 человек.
Anekdot.ru

Узнайте стоимость курсовой, диплома, реферата на заказ.

Обратите внимание, диплом по физике "Методы выращивания тонких полупроводниковых пленок", также как и все другие рефераты, курсовые, дипломные и другие работы вы можете скачать бесплатно.

Смотрите также:


Банк рефератов - РефератБанк.ру
© РефератБанк, 2002 - 2017
Рейтинг@Mail.ru