автореферат диссертации по электронике, 05.27.06, диссертация на тему:Моделирование концентрационных профилей компонентов в низкоразмерных гетероструктурах InGaAs/(Al)GaAs, формируемых методом МОС-гидридной эпитаксии

На правах рукописи

АНДРЕЕВ АНДРЕЙ ЮРЬЕВИЧ

МОДЕЛИРОВАНИЕ КОНЦЕНТРАЦИОННЫХ ПРОФИЛЕЙ КОМПОНЕНТОВ В НИЗКОРАЗМЕРНЫХ ГЕТЕРОСТРУКТУРАХ lnGaAs/(AI)GaAs, ФОРМИРУЕМЫХ МЕТОДОМ МОС-ГИДРИДНОЙ

ЭПИТАКСИИ

Специальность: 05.27.06. «Технология и оборудование для производства полупроводников, материалов и приборов электронной техники»

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

МОСКВА, 2004 г.

Работа выполнена на кафедре «Технология полупроводниковых материалов» Московской государственной академии тонкой химической технологии им. М.В. Ломоносова (МИТХТ им. М.В. Ломоносова) и в обществе с ограниченной ответственностью «Сигм Плюс».

Научный руководитель:

Официальные оппоненты:

Ведущая организация.

доктор технических наук, профессор Акчурин Рауф Хамзинович

доктор технических наук, профессор Вигдорович

Евгений Наумович кандидат технических наук Леви Валерий Александрович

ФГУП «Гиредмет»

Защита состоится « 14

12

2004 г. в

14.00 на заседании диссертационного совета Д 212.120.06 в Московской государственной академии тоикой химической технологии им. М.В. Ломоносова (МИТХТ им. М.В. Ломоносова) по адресу: 119571, Москва, пр. Вернадского, 86, ауд. М-119.

Ваши отзывы на автореферат просим присылать на имя ученого секретаря диссертационного совета по адресу: 119571, Москва, пр. Вернадского, 86, МИТХТ им. М.В. Ломоносова.

»

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке МИТХТ им. М В. Ломоносова по адресу: 119831, Москва, М. Пироговская, 1.

Автореферат разослан «11 » 11. 2004 г.

Ученый секретарь диссертационного совета Д 212.120.06

Кузьмичева Г.М.

АКТУАЛЬНОСТЬ РАБОТЫ

Разработка полупроводниковых гетероструктур с квантовыми ямами на основе !п0аЛ8/(Л!)0аЛ8 и их твердых растворов с возможностью управления зонной структурой материала позволила создать высокоэффективные лазерные диоды, фотоприемники, солнечные элементы и быстродействующие транзисторы. Однако изготовление подобных структур субмикронных размеров, имеющих заданное распределение примесей, контролируемое с точностью до постоянной решетки, и минимальное количество дефектов, является весьма сложной задачей. Важным требованием является и эксплуатационная гибкость, позволяющая использовать самый широкий возможный диапазон материалов, включая твердые растворы, состоящие из четырех или более компонентов. При этом процесс эпитаксии должен быть экономически выгодным, что определяется как стоимостью оборудования, так и высокой его производительностью и эффективностью использования исходных компонентов, наряду с высокой точностью управления, гарантирующей однородность и воспроизводимость получаемых структур. Реализация таких жестких требований оказалась возможна лишь с использованием метода МОС-гидридной эпитаксии.

Малые толщины, характеризующие квантоворазмерные структуры, приводят к тому, что явления, имеющие незначительное воздействие на свойства обычных объемных структур, в данном случае проявляются в виде заметного изменения характеристик изготовленных на их базе приборов. При температурах роста, составляющих для МОС-гидридной эпитаксии гетероструктур !п0аЛ8/(Л!)0аЛ8 600-800° С, уже заметна диффузия некоторых легирующих примесей, в частности цинка, в ходе процесса эпитаксии. Изменение профиля легирующей примеси может сказаться на эффективности работы приборов на основе квантоворазмерных гетероструктур. Это необходимо учитывать при выборе условий эпитаксиального роста, принимая во внимание особенности формируемой гетероструктуры. Еще одна важнейшая проблема, проявляющаяся в ходе роста гетероструктур с квантовыми ямами на основе !п0аЛ8/(Л!)0аЛ8, заключается в неоднородности распределения индия как по толщине квантовых ям, так и по соседним квантовым ямам. Это, в свою очередь, может приводить к ухудшению оптических характеристик изготавливаемых из таких структур полупроводниковых лазеров.

Однако эмпирический подход к выбору условий процесса эпитаксии не оправдан с точки зрения временных и денежных затрат. В связи с этим является актуальным вопрос о моделирования различных аспектов технологического процесса с целью его оптимизации.

ЦЕЛЬ РАБОТЫ

Цель работы - исследование особенностей распределения основных и примесных компонентов в квантоворазмерных_ге_те£оструктурах на основе !п-СаАБ/(А1)СаАз, получаемых методом МОСч ния и влияния параметров эпитаксиальногс

идридчойзтетшакилйзкого давле-ационные

профили. В соответствии с этой целью были поставлены следующие задачи:

1. Расчетная оценка влияния концентрационного профиля акцепторной легирующей примеси в квантоворазмерной гетероструктуре lnGaAs/(AI)GaAs на КПД лазерного диода, изготовленного на ее основе.

2. Уточнение коэффициента диффузии легирующей примеси цинка в эпитак-сиальных гетероструктурах lnGaAs/(AI)GaAs, формируемых в условиях МОС-гидридной эпитаксии;

3. Исследование влияния технологических параметров процесса МОС-гидридной эпитаксии на диффузионное размытие концентрационных профилей цинка в указанных эпитаксиальных гетероструктурах с учетом полученного значения коэффициента диффузии;

4. Разработка обладающей возможностью прогноза расчетной методики для моделирования концентрационных профилей индия в квантоворазмерных гетероструктурах lnGaAs/(AI)GaAs с учетом эффекта сегрегации индия;

5. Моделирование влияния различных параметров процесса МОС-гидридной эпитаксии на форму концентрационных профилей индия в указанных гетероструктурах с использованием разработанной методики.

НАУЧНАЯ НОВИЗНА

1. Уточнен коэффициент диффузии легирующей примеси цинка в квантово-размерных гетероструктурах InGaAs/(AI)GaAs, получаемых методом МОС-гидридной эпитаксии, для конкретных условий процесса.

2. Установлена связь скорости эпитаксиального роста и формы исходно задаваемого профиля цинка в квантоворазмерных гетероструктурах !п-GaAs/(AI)GaAs с формой концентрационных профилей цинка, получающихся в указанных гетероструктурах за счет диффузии в ходе эпитаксиального роста.

3. Разработана принципиально новая обладающая возможностью прогноза расчетная методика для моделирования концентрационных профилей индия в квантоворазмерных гетероструктурах InGaAs/ (AI)GaAs с учетом сегрегационных явлений.

ПОЛОЖЕНИЯ, ВЫНОСИМЫЕ НА ЗАЩИТУ

1. Влияние концентрационного профиля акцепторной легирующей примеси в квантоворазмерной гетероструктуре lnGaAs/(AI)GaAs на КПД лазерного диода, изготовленного на ее основе, обусловлено зависимостью сопротивления гете-роструктуры и рассеяния лазерного излучения от концентрации ионов примеси в эпитаксиальных слоях гетероструктуры.

2. Коэффициент диффузии цинка в эпитаксиальных слоях ^=0.2-0.4) для рассматриваемых условий МОС-гидридной эпитаксии (Т=770°С, отношение Ву/А'"=100) составляет —6-Ю14 см2/с.

3. Сдвиг положения p-n-перехода в квантоворазмерной гетероструктуре лазерного диода на основе lnGaAs/(AI)GaAs в результате диффузионного размытия задаваемого профиля легирующей примеси цинка в ходе эпитаксиального

роста возможно минимизировать увеличением скорости эпитаксиального роста и применением вариантов профильного легирования с пониженной концентрацией цинка в эмиттерном слое вблизи границы с волноводом. 4. Разработанная методика моделирования концентрационных профилей индия в квантоворазмерных гетероструктурах lnGaAs/(AI)GaAs, выращенных методом МОС-гидридной эпитаксии, позволяет прогнозировать форму профиля для различных условий проведения процесса.

ПРАКТИЧЕСКАЯ ЗНАЧИМОСТЬ РАБОТЫ

1. На основе анализа влияния технологических параметров процесса эпитаксии на распределение легирующей примеси цинка в ходе эпитаксиального роста квантоворазмерных гетероструктур lnGaAs/(A!)GaAs проведена оптимизация задаваемых концентрационных профилей цинка в выращиваемых гетерострук-турах, что позволило поднять КПД изготавливаемых из них лазерных диодов с 40-45 ДО 50-55 %.

2. С использованием разработанной расчетной методики для моделирования концентрационных профилей индия в квантоворазмерных гетероструктурах lnGaAs/{AI)GaAs выращенных методом МОС-гидридной эпитаксии исследовано влияние технологических параметров процесса МОС-гидридной эпитаксии на распределение индия в указанных квантоворазмерных гетероструктурах. Результаты работы могут быть использованы для улучшения оптических характеристик лазерных диодов, изготавливаемых на основе указанных гетероструктур.

АПРОБАЦИЯ РЕЗУЛЬТАТОВ РАБОТЫ

Основные результаты диссертационной работы докладывались и обсуждались на VIII и IX Международных научно-технических конференциях «Актуальные проблемы твердотельной электроники и микроэлектроники» (Дивноморское, 2002 и 2004 г.); на I Всероссийской конференции "Физико-химические процессы в конденсированном состоянии и на межфазных границах" {Воронеж, 2002 г.), на X Национальной конференции по росту кристаллов (Москва, 2002 г.), на симпозиуме европейского общества исследования материалов (Strasbourg, France, 2001 и Warsaw, Poland, 2003), на IV Международной научной конференции «Химия твердого тела и современные микро- и нанотехнологии» (Кисловодск, 2004 г.).

ПУБЛИКАЦИИ

По материалам диссертации опубликовано 12 работ.

СТРУКТУРА И ОБЪЕМ ДИССЕРТАЦИИ

Диссертация состоит из введения, 4 глав, выводов и списка литературы. Работа содержит 123 страницы, включая 59 рисунков, 10 таблиц и список литературы из 67 наименований.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении, кратко рассмотрено современное состояние МОС-гидридной эпитаксии квантоворазмерных гетероструктур на основе соединений А3В5 и их твердых растворов и обоснована актуальность работы.

В первой главе представлен обзор литературы, рассматривающий современное состояние технологии МОС-гидридной эпитаксии и особенности применения этого метода при росте квантоворазмерных структур на основе соединений Л1!'В" и их твердых растворов. Выявлено, что МОС-гидридная эпи-таксия является одним из наиболее перспективных методов получения указанных квантоворазмерных гетероструктур. Как подчеркнуто в обзоре, при выращивании таких гетероструктур особое внимание следует уделять особенностям распределения основных и примесных компонентов в эпитаксиальных слоях. Показано, что закономерности, описывающие эти процессы, недостаточно исследованы. На основании обзора литературных данных сформулированы цель и задачи работы.

Вторая глава посвящена описанию объектов исследования, методик и оборудования для их получения и исследования В качестве объектов исследования выступали квантоворазмерные гетероструктуры !п0аЛ8/(Л!)0аЛ8 с одной или несколькими квантовыми ямами, используемые для изготовления полупроводниковых лазеров, излучающих в диапазоне длин волн 800-1200 нм. Схематически зонная диаграмма (только зона проводимости) такой гетероструктуры показана на рис. 1.

Рост этих гетероструктур проводился методом МОС-гидридной эпитак-сии низкого давления в ООО «Сигм Плюс» на установке с горизонтальным кварцевым реактором и ламповым нагревом вращающегося графитового под-ложкодержателя. Температуры роста составляли 720-770 "С, давление в реакторе 60 Торр. Для контроля параметров указанных гетероструктур использовали методы электрохимического профилирования, сканирующей электронной микроскопии и Оже-электронной спектроскопии.

Третья глава посвящена оптимизации концентрационного профиля легирующей примеси цинка в ходе роста квантоворазмерных гетероструктур на основе !п0аЛ8/(Л!)0аЛ8, параметры которых представлены в табл 1. Выбор

цинка в качестве акцепторной примеси обусловлен подходящими для МОСГФЭ физико-химическими характеристиками его источников. Как видно из табл. 1, толщина эпитаксиальных слоев в активной области исследуемых гетерострук-тур не превышает нескольких нанометров. В этих условиях диффузионные процессы, происходящие уже в ходе формирования гетероструктур, способны вызвать смещение требуемого положения p-n-переходов, изменение энергетического спектра, подвижности и концентрации носителей заряда, и, как следствие, ухудшение параметров создаваемых приборов. Анализ этого влияния был проведен на примере количественной оценки КПД лазерного диода на основе рассматриваемой гетероструктуры для различных вариантов концентрационных профилей легирующей акцепторной примеси (рис. 2).

Таблица 1.

Состав гетероструктуры лазерного диода с раздельным оптическим и электронным ограничением с двумя квантовыми ямами.

Номер и название эпи- Состав Толщина Тип и уровень ле-

таксиального слоя (на- эпитакси- эпитаксиаль- гирования эпитак-

правление от подложки) ального слоя ного слоя сиального слоя, см" 3

1-п-контакт (подложка) СаАэ 100 мкм п, 2-Ю"

2-п-буфер СаАв 0.5 мкм п, 1.5Ю1В

3-п-эмиттер А^ва^Аз, х1=0.4 3.0 мкм п, 8-10-10"

4-внешний волновод АЬгва^хгАз, х2=0.3 0.35 мкм Нелегирован

5-внутренний волновод СаАэ 70 А Нелегирован

6-квантовая яма 1пСаАэ 60 А Нелегирован

7-барьер СаАэ 100 А Нелегирован

8-квантовая яма 1п6аАз 60 А Нелегирован

9-внутренний волновод СаАэ 70 А Нелегирован

10-внешний волновод А^Са^Аэ, х2=0.3 0.35 мкм Нелегирован

11-р-эмиттер А^ба^Аэ, х1=0.4 1.5 мкм р, 8-10-1017

12-р-контакт СэАБ 0,5 мкм р, 1-1019

Оценка проводилась по следующей методике. Как известно, полный КПД лазерного диода - это соотношение полной излучаемой оптической мощности к полной электрической мощности, подводимой к диоду [1]:

opl id

I-[Ulh+Rs .(/-/А)]'

(1)

Внешняя дифференциальная квантовая эффективность лазера 77^ для одностороннего вывода излучения записывается в виде [1]:

V1 ( г^г . „ V1

Id

dPgp, dlE„

■Vi-

1 + -

2а, L ln(W

-i

1 +

Я 'i-A

(2)

—— (3)

где /-ток накачки, /^-пороговый ток, —— -наклон ватт-амперной характеристи-

<И

ки, Ед-ширина запрещенной зоны, /^-последовательное сопротивление лазерного диода, и,/,-напряжение на лазерном диоде на пороге генерации, 77, -

внутренний квантовый выход, а,-внутренние оптические потери, Нт коэффициенты отражения зеркал резонатора, ¿.-длина резонатора.

Последовательное сопротивление гетероструктуры определяется как сумма последовательных сопротивлений каждого из слоев структуры, которые вычисляются следующим образом:

1_

Здесь: е-заряд электрона, п и ¡л -концентрация и подвижность носителей заряда в эпитаксиальном слое, соответственно, /.-длина резонатора, б-ширина полоска, /-толщина эпитаксиального слоя. В свою очередь подвижность носителей заряда зависит от их концентрации {2]:

/ \ т 1+(—

где п0 = 1-Ю17 см"3и 6-1017 см"3, а /77=0.4 и 0.45 [2] для электронов и дырок, соответственно. Значения р0 для соответствующих составов взяты из [2]

Внутренние оптические потери а, складываются из потерь в активной области, эмиттерах и волноводах. Их величина в каждом слое зависят от сечения рассеяния для дырок сгл и электронов пр, фактора оптического ограничения Г и концентрации свободных носителей заряда п, р для этого слоя [1]:

Я/ ~г-(апп + арр). (5)

Модовый фактор оптического ограничения определяется как отношение потока оптической мощности (или потока фотонов) в активной области к общему потоку мощности в данной моде. Расчет фактора оптического ограничения для нулевой моды проводился согласно [3].

Значения внутреннего квантового выхода 77, использованные в расчетах, были вычислены на основе анализа характеристик изготовленных экспериментальных лазерных гетероструктур. Рассчитанные с учетом этих данных значения КПД лазерного диода приведены в табл. 2.

g

X, мкм

Рис. 2. Варианты концентрационного профиля цинка в эмиттере и волноводе гетероструктуры lnGaAs/(AI)GaAs, для которых проводилась оценка КПД изготовленного из нее лазера: заданный (а) и различные варианты (б-г) положения профиля цинка с учетом его диффузии; 1 и 2 - положение границ волновода и активной области и эмиттера и волновода, соответственно.

Таблица 2.

Результаты расчета КПД лазерного диода для различных вариантов концентрационного профиля акцепторной легирующей примеси.

Вариант концентрационного профиля акцепторной легирующей примеси Расчетные значения КПД лазерного диода, %

а 54.2

б 40.2

в 53.1

г 55.2

Таким образом, произведенная расчетная оценка КПД лазерного диода на основе гетероструктуры lnGaAs/(AI)GaAs с двумя квантовыми ямами для различных вариантов концентрационных профилей легирующей примеси цинка показала важность их оптимизации для повышения эффективности полупроводниковых лазеров.

В свою очередь, это обуславливает целесообразность моделирования формируемого профиля цинка в зависимости от технологических параметров процесса легирования. Для решения этой задачи необходимы надежные данные по коэффициенту диффузии 2п, однако литературные данные, к сожалению, страдают значительным разбросом (DZn = 10"1Э-10"14 см2/с [4-7]). В связи с этим на основе анализа экспериментальных данных по концентрации свободных носителей заряда, полученных методом измерения вольт-фарадных характеристик гетероструктур lnGaAs/(AI)GaAs на установке Polaron 4200, вычислено эффективное значение Dm = 6-Ю14 см"3, соответствующее температуре формирования указанных гетероструктур 770°С.

Оценка Dzn и расчет концентрационных профилей Zn в гетерострукту-рах проводились с использованием модели, предусматривающей учет перемещения ростовой поверхности и контролируемое изменение задаваемого профиля легирования в процессе эпитаксиального роста («профильное легирова-

ние»).

Для упрощения расчетов рассматривалась первая краевая задача для полубесконечного тела. В начальный момент времени т= 0 концентрация цинка (Сгп) во всех точках принималась равной нулю, и задавался произвольный закон изменения его концентрации от времени д(т) на границе тела х = 0, движущейся с постоянной скоростью у. При расчете были приняты: начальное условие Сг„ = 0 при < = 0; граничные условия Сгп = 0 при х « и Сгп = д(т) при х = 0. Расчетная модель описывается следующей формулой [8]:

Здесь х - координата в гетероструктуре, ? - время роста эпитаксиаль-ного слоя.

Рассчитывался концентрационный профиль цинка в областях I и II рассматриваемой гетероструктуры (рис. 1) при различных задаваемых вариантах профильного легирования (рис. За). Результаты расчетов приведены на рис. 36.

С использованием расчетной модели проанализировано изменение положения р-п-перехода в рассматриваемых гетероструктурах в зависимости от задаваемого концентрационного профиля цинка и скорости эпитаксиального осаждения (рис. 4).Установлено, что для уменьшения смещения р-п-перехода в процессе эпитаксии необходимо по возможности использовать более высокие скорости эпитаксиального роста и концентрационные профили с пониженным содержанием цинка в р-эмиттере вблизи его границы с волноводным слоем.

Следует подчеркнуть, что результаты расчетов по представленной модели показали хорошее соответствие с экспериментом. Оптимизация процесса легирования, произведенная на основе проделанных модельных расчетов позволила повысить КПД лазерных диодов, изготовленных на основе кван-товоразмерных гетероструктур !п0аЛ8/(Л!)0аЛ8, с 40-45 до 50-55%.

В четвертой главе рассматривается проблема неоднородности распределения индия в квантоворазмерных гетероструктурах !п0аЛ8/(Л!)0аЛ8 по толщине структуры.

Са(*,0 = ®фОЯг+/а)—Д== (ехр

х2 яОМг 4£>гй(/-г)Ь-г)3/2

,3/2 '

(6)

X, мкм

а) б)

Рис. 3. Варианты профильного легирования цинком {области I и I! соответствуют указанным на рис. 1, стрелка с индексом V определяет направление роста) (а) и соответствующие им расчетные концентрационные профили {Охп=6 0-10"14 см2/с) (б). Скорость роста слоя I - 67 нм/мин; слоя II - 75 нм/мин.

40 45 50 55 60 65 70

V!, нм/мин

Рис 4. Расчетная зависимость смещения р-п-перехода в гетероструктуре 1п-СаАз/(А1)0аАз от скорости эпитаксиального роста слоя I (1 и 2 - варианты профильного легирования, показанные на рис. За).

Как показал анализ литературы, существующие теоретические модели, разработанные для описания сегрегации индия, не объясняют всю совокупность наблюдаемых сегрегационных явлений. Кроме того, они требуют использования подгоночных параметров, получаемых эмпирическим путем, и вследствие этого не позволяют предсказывать изменения концентрационных профилей индия при изменении условий процесса эпитаксии.

Исследования гетероструктур, сформированных в ходе выполнения данной работы, показали ассиметричность концентрационного профиля индия в одиночных квантовых ямах и, дополнительно, различие концентрации индия в соседних квантовых ямах (рис. 5). Заметно, что пики распределения индия в квантовых ямах смещены в направлении роста эпитаксиальных слоев, а концентрация индия во второй по направлению роста квантовой яме выше, чем в первой.

Анализ опубликованных данных позволил выделить две основные причины перераспределения индия в квантоворазмерных гетероструктурах InGaAs/ (AI)GaAs:

- особенности физико-химического взаимодействия в системе In-Ga-As;

- влияние упругих напряжений на смещение гетерогенных равновесий в рассматриваемой системе.

При разработке расчетной модели, основанной на анализе первого фактора с учетом специфики реагирующих соединений элементов III и V групп, а также особенностей процесса МОС-гидридной эпитаксии полупроводников A!IIBV, было выдвинуто предположение, что на поверхности роста существует квазижидкий приграничный слой [9], находящийся в состоянии, близком к локальному термодинамическому равновесию с растущей твердой фазой [10].

*Снятие Оже-спекгров проводилось в аналитическом центре ФГУП НИИ «Полюс» с н с. О.И Говорковым.

Принятые допущения позволяют предположить, что поступающие к подложке роста атомы А1", образуя пересыщенный пар, связываются с ее поверхностью слабыми силами физической адсорбции, а возникающий приграничный слой газа по своим свойствам близок к жидкости. Поскольку в такой «квазижидкости» есть и атомы элементов пятой группы, то она имеет черты сходства с раствором-расплавом, который используется при жидкофазной эпи-таксии.

Послойный механизм роста и сравнительно низкие значения скорости роста, наблюдаемые в МОСГФЭ, характерны для небольшого пересыщения состава среды кристаллизации у поверхности подложки по элементу V группы. С учетом этого концентрация к квазижидком слое должна быть достаточно близка к равновесной при условиях проведения процесса МОС-гидридной эпитаксии.

С учетом принятых допущений расчетная модель базируется на совместном решении уравнений фазовых равновесий жидкость-твердая фаза, характеризующих систему и уравнения материального баланса по

индию на межфазной границе:

' А?лсС1Рлс/Т- 1)Ж + ЯГ 1п4хлхс-(1/2)алс + аАС(хА2 + хс2) + (аАВ + авс)хв2+

(аАС + авс- аАР)хАхв + (алв+ аАС-а^хцхс = КГ1пх + о?(1-х)2

■I

всЛс/ Т- 1)Ж + КТ Мхцхс-(1/2)авс + «вскп + хс2) + (аАВ + аАС)хА2+ „ (аавс-аАа)хАХе + («ав+ авс - аА€)хАхс = № 1п (I - х) + «V (7)

К Рь-^'^Гп) т

_ ь {8)

Здесь АО^у, Тгэнтропия и температура плавления соответствующих соединний; аАС, аАВ, аВс - параметры взаимодействия компонентов в жидкой фазе в приближении квазирегулярных растворов; с? - параметр взаимодействия соединений АС и ВС в твердой фазе; ха, хь хс - атомные доли компонент в жидкой фазе, х - мольная доля соединения АС в твердом растворе (индексы А, В, С - соответственно индий, галлий, мышьяк), Т - температура процесса,

сЬж

Я=8,314 Дж/моль-К- универсальная газовая постоянная;—^— - изменение

концентрации индия в приграничном квазижидком слое во времени, х™ - концентрация индия в твердой фазе, - поступающий из газовой фазы поток индия, Уд - скорость роста эпитаксиального слоя, Л - толщина слоя квазижидкости.

На основе уравнения материального баланса по индию проводится расчет непрерывного изменения состава эпитаксиального слоя с течением времени.

В случае учета зависимости скорости роста от состава эпитаксиально-

го слоя уравнение материального баланса имеет вид:

(

е&

Нп'

Уя0 +ОГ.

г

Л

те, ж\ *1п Ух1п )

О)

где \/до - начальная скорость роста, clVg - приращение скорости роста, связан-

1 ж

ное с изменением состава квазижидкого слоя со временем

Л

Результаты расчетов по описанной модели приведены на рис, 6-8.

о.з

о 2

3

0.1

о о

Направление роста

50 100 Ч.А

150

а)

б)

Рис. 6. Изменение концентрации индия в квазижидком слое (а) и соответствующий ему расчетный концентрационный профиль индия в гетероструктуре 1п-СаАз/(А1)СаАз (б) с одной квантовой ямой шириной 70 А и барьером шириной 100 А при температурах эпитаксии 650 (1) и 800° С (2) и потоке индия из газовой фазы 4.507-1014 ат/см2 с, который соответствует скорости роста 7 А/с. Отношение индия к галлию в газовой фазе 0.533, толщина квазижидкого слоя 4 А.

При сравнении расчетных и экспериментальных концентрационных профилей индия видно, что общий вид расчетных профилей приближается к экспериментальным при толщине квазижидкого слоя порядка 4 А. При больших толщинах слоя квазижидкости на расчетных профилях наблюдается заметная разница в толщине соседних квантовых ям, чего нет на экспериментальных профилях.

Согласно полученным зависимостям распределения индия от температуры при понижении температур процесса эпитаксии наблюдается увеличения крутизны переднего и заднего фронтов концентрационного профиля индия в твердой фазе (рис. 6), что согласуется с экспериментальными данными.

Результаты расчетов показывают, что для разных отношений индия и галлия в газовой фазе концентрации индия в квазижидком слое при выходе в стационарный режим слабо различаются, однако различия концентрационных профилей индия в твердой фазе заметно более существенны (рис. 7). Это связано с особенностью гетерогенных равновесий в системе в области

составов жидкой фазы, соответствующих мольной доле индия 0.8-0 99 небольшое изменение состава жидкой фазы приводит к резкому изменению состава твердой фазы. Большая крутизна переднего фронта концентрационного профиля индия при большем отношении потоков индия к галлию в газовой фазе объясняется более быстрым насыщением квазижидкого слоя атомами индия.

а) б)

Рис. 8. Изменение концентрации индия в квазижидком слое (а) и соответствующий ему расчетный концентрационный профиль индия в гетероструктуре !п-0аЛ8/(Л!)0аЛ8 с двумя квантовыми ямами (б) для отношения индия к галлию в газовой фазе 0 533 и толщины квазижидкого слоя 2 (1) и 5 А (2) (остальные параметры процесса аналогичны указанным на рис. 6)

С увеличением толщины квазижидкого слоя наблюдается уменьшение крутизны переднего и заднего фронтов концентрационного профиля индия в твердой фазе (рис. 8) Это можно объяснить тем, что для насыщения и обеднения слоя квазижидкости большего объема атомами индия до одной и той же

концентрации требуется большее время. В связи с этим, в случае роста гетеро-структуры с двумя квантовыми ямами, квазижидкий приграничный слой не успевает истощиться за время роста барьерного слоя (поток индия из газовой фазы отсутствует) и к моменту начала роста второй квантовой ямы он будет содержать больше атомов индия, чем при росте первой ямы. Это приводит к более быстрому установлению равновесия в материальном балансе по атомам индия между газовой и твердой фазами при росте второй квантовой ямы и, соответственно, большей протяженности участка плато в концентрационном профиле индия в этой яме.

Относительно второго фактора, влияющего на концентрационные профили индия, следует подчеркнуть, что при формировании рассматриваемых гетероструктур больший в сравнении с (AI)GaAs параметр решетки эпитакси-ального слоя InGaAs приводит к возникновению в последнем напряжений сжатия. Они препятствуют вхождению более крупных атомов индия в эпитаксиаль-ные слои, приводя к накоплению этого компонента на поверхности кристаллизации.

При разработке модели, учитывающей влияние упругих напряжений, руководствовались следующими соображениями. В случае роста квантовораз-мерных гетероструктур толщина квантовых ям и барьеров не превышает критического значения, при котором начинается генерация дислокаций. Ближняя к подложке квантовая яма InGaAs имеет параметр решетки значительно больший, чем подложка (AI)GaAs, и вследствие малой толщины, вынуждена подстраивать его под подложку. При этом условие когерентного сопряжения эпи-таксиального слоя и подложки на гетерогранице диктует необходимость сохранения равенства их параметров решетки в плоскости контакта. Дискуссионным остается вопрос о характере изменения параметра решетки эпитаксиального слоя по мере удаления от гетерограницы. Действительно, кажется очевидным, что вследствие несопоставимости толщин эпитаксиального слоя и подложки упругое воздействие эпитаксиального слоя не должно приводить к искажению кристаллической решетки подложки, а параметр решетки тонкого эпитаксиаль-ного слоя в плоскости, параллельно гетерогранице, должен оставаться постоянным. Однако специальные исследования последнего времени опровергают такие представления. Так, авторами [11] на основе прецизионных in situ экспериментов по измерению углов отклонения лазерного луча, отраженного от различных точек поверхности роста в ходе молекулярно-лучевой эпитаксии, был установлен изгиб подложки при эпитаксиальном осаждении даже нескольких моноатомных слоев. Очевидно, что в таком случае параметр кристаллической решетки подложечного материала на поверхности кристаллизации не сохраняется неизменным.

В расчетной модели для оценки влияния упругих напряжений на распределение индия в исследованных гетероструктурах использовалась схема, основанная на представлении эпитаксиального роста как последовательности наращивания «воображаемых» слоев толщиной, равной параметру решетки.

Алгоритм расчетной модели включал следующие этапы:

1. Вычисление состава слоя, растущего на неизопериодной подложке с учетом деформационного вклада в энергию смешения твердого раствора.

Для этой цели использовались уравнения когерентной диаграммы состояния [12], описываемые соотношениями (7) с дополнительным членом А,м(ба/(1х)2[( 1 - х5/ - (1 - х)2] в правой части, учитывающим смещение гетерогенных равновесий под действием напряжений несоответствия. Здесь А,ы = АмЫда/4 (где Я,и - приведенный модуль упругости, л,и = СЛ (рост на подложке (100)), Л/о - число Авогадро, а - период решетки твердого раствора в ненапряженном состоянии), сУа/Ух - определяет зависимость периода решетки от состава твердого раствора, х4и х - мольная доля арсенида индия в материале соответственно подложки и эпитаксиального слоя.

2. Вычисление силы, действующей на кристаллическую решетку слоя.

Сила, действующая на /-ый «воображаемый» слой, согласно [13] может быть выражена:

Е,с1

м

ча/

'Л.

Vя и

Xе* +

к<]

а1-а]

к<1

и

а.

} м \ з /

(10)

где параметры с индексом /', /, к относятся соответственно к материалу ¡-го, ]-го и к-го «воображаемого» слоя (£ - модуль Юнга, а - параметр решетки, I = а(1+аТ), Т - температура, а - коэффициент температурного расширения), с! -толщина «воображаемого» слоя (в нашем случае с! = а,), д - количество «воображаемых» слоев, на которые разбивается вся гетерострукгура, Я - радиус кривизны гетероструктуры, определяемый как [13]:

]_ Я

ак+а1-а]

(11)

3. Вычисление усредненного параметра деформированного слоя в плоскости, параллельной поверхности подложки.

Искомый параметр решетки [13]:

\

я, 1 + а,Г +

Е,с1

(12)

4.

Определение параметра решетки на верхней границе воображаемого слоя. Согласно принятым допущениям параметр решетки на верхней границе «воображаемого» слоя (з%) вычислялся в приближениях когерентной гра-

ницы нижнем поверхности слоя с подложкой и линеинои зависимости параметра решетки от толщины слоя:

Из рис. 9, на котором показаны результаты расчетной оценки, видно, что с увеличением толщины барьера параметр решетки стремится к значению, соответствующему ненапряженному состоянию. Это означает, что при достаточно толстом барьерном слое последующая квантовая яма будет иметь состав такой же, как и предыдущая, что подтверждается сравнением концентрационных профилей индия в выращенных гетероструктурах !п0аЛ8/(Л!)0аЛ8 с барьерами толщиной 100 А (рис. 5 б) и 350 А (рис 10 а), сформированных в одинаковых условиях МОСГЭ. Если в первом случае разница между содержанием индия в соседних ямах явно заметна, то во втором она практически отсутствует.

Нужно отметить, что приведенные на рис. 9 результаты расчетов коррелируют с экспериментальными данными, представленными на рис. 10 б На рис 9 можно видеть, как постепенно график зависимости параметра решетки материала выходит на определенное «плато». Аналогичный характер наблюдается для концентрации индия в квантовых ямах при увеличении их количества в гетероструктуре (рис 10 6).

500 700 900 1100 1300

Глубина травления, Á ^ Глубина травления, А

Направление роста а) б)

Рис. 10. Экспериментальные концентрационные профили !п и Al в квантовораз-мерных гетероструюурах Ino2GaoeAs/Alo3Gao7As: а)-две квантовые ямы шириной 70А, разделенные барьером шириной 350А; б)-пять квантовых ям шириной 70А, разделенных барьерами шириной 100А. Гетероструктуры сформированы при Т=720 «С.

В соответствии с полученными данными по изменению параметра кристаллической решетки эпитаксиального слоя в ходе эпитаксиального роста произведен расчет концентрационного профиля индия в двух смежных квантовых ямах с учетом влияния напряжений (рис. 11).

о 20 40 60 во

d, А

Рис. 11. Расчетное изменение состава по толщине в двух соседних квантовых ямах (номера 1 и 2. соответствуют последовательности формирования квантовых ям). Состав ненапряженного материала квантовых ям соответствует х=0.32. Расчет для температуры роста - 720° С, ширина ям - 70 А, барьеров -100 А.

Следует учитывать, что на форму экспериментально измеряемых концентрационных профилей индия в гетероструктурах InGaAs/(AI)GaAs влияет ряд дополнительных факторов.

В частности, при температурах эпитаксии может происходить диффу-

зионное размытие концентрационного профиля индия. Для его оценки можно воспользоваться формулой [14]:

где С0- исходная концентрация индия в квантовой яме, Л - полуширина квантовой ямы, О и ^коэффициенти время диффузии, х- координата.

Результаты такой расчетной оценки показаны на рис. 12.

Использованные при расчете значения D приняты на основе [14], а время диффузии соответствует суммарному времени формирования элементов лазерной гетероструктуры, включающему последующий рост эмиттерного и контактного слоев. Видно, что согласно расчету, при увеличении температуры роста с 650° до 750° С диффузионное размытие становится весьма ощутимым и должно приниматься во внимание.

Рис. 12. Расчетная оценка диффузионного размытия концентрационного профиля индия в квантовой яме в ходе эпитаксиального роста гетероструктуры (1-исходный профиль; 2,3-конечные профили: 2-Т=650 "С, 0=6.1-Ю"19 см2/с; 3-Т=720 °С, 0=1.1-10"17см2/с; 1=1800 е.). Ширина ямы 70 А, исходная концентрация индия в яме принята за единицу.

Необходимо также иметь ввиду, что при повышенных температурах эпитаксии гетероструктур lnGaAs/(AI)GaAs требуется и учет испарения индия из квазижидкого слоя. Однако отсутствие надежных данных по кинетике испарения компонентов из трехкомпонентных жидких растворов в проточной системе не позволило на данном этапе включить учет указанного фактора в разрабатываемую модель.

Наконец, при анализе экспериментальных данных следует учитывать и точность самого метода Оже-электронной спектроскопии. Минимальный предел разрешения двух соседних слоев обычно составляет 7-10 А. Поскольку характерные толщины переднего и заднего фронтов измеряемых концентрационных профилей индия в квантовых ямах находятся на пределе разрешающей способности метода Оже-спектроскопии, то при анализе получаемых концентраци-

(14)

4т2

онных профилей индия из-за шероховатости образца и атомного перемешивания возможны погрешности определения координаты и концентрации индия.

ВЫВОДЫ

1. Проведен анализ влияния концентрационного профиля акцепторной легирующей примеси в квантоворазмерной гетероструктуре lnGaAs/(AI)GaAs на величину КПД лазерного диода, изготовленного на основе такой гетерострукту-ры. Показано, что для повышения КПД лазерного диода с учетом диффузии акцепторной легирующей примеси в ходе формирования гетероструктуры, необходима оптимизация параметров процесса легирования.

2. Обработкой экспериментальных профилей распределения цинка в эпитак-сиальных гетероструктурах lnGaAs/(AI)GaAs, полученных на предприятии 0 0 0 «Сигм Плюс» методом МОС-гидридной эпитаксии, уточнен коэффициент диффузии этой примеси для температуры эпитаксиального осаждения Т=770°С. Установленное значение этого параметра.

3. С использованием уточненного значения проанализировано изменение положения р-п-перехода в указанных квантоворазмерных гетероструктурах в зависимости от таких параметров процесса МОС-гидридной эпитаксии, как задаваемый концентрационный профиль цинка и скорость эпитаксиального роста. Показано, что для уменьшения неконтролируемого смещения положения р-п-перехода в квантовой яме необходимо использовать более высокие скорости эпитаксиального роста и применять варианты профильного легирования с пониженной концентрацией цинка в эмиттерном слое вблизи границы с волноводом.

4. Использование результатов моделирования концентрационных профилей цинка для оптимизации режимов легирования при формировании гетерострук-тур lnGaAs/(AI)GaAs позволило повысить КПД изготовленных на их основе лазерных диодов с 40-45 до 55-55 %.

5. Предложена принципиально новая модель для расчета концентрационных профилей индия в квантоворазмерных гетероструктурах lnGaAs/(AI)GaAs, выращиваемых методом МОС-гидридной эпитаксии, основанная на допущении о существовании на границе парогазовая смесь-эпитаксиальный слой квазижидкого слоя, находящегося в состоянии, близком к локальному термодинамическому равновесию с твердой фазой. Модель обладает возможностью прогноза концентрационного профиля в зависимости от изменения параметров эпитак-сиального процесса.

6. На основе разработанной модели проанализировано влияние таких параметров процесса МОС-гидридной эпитаксии, как температура, содержание компонентов в газовой фазе, а также толщина квазижидкого приграничного слоя, на форму концентрационных профилей индия в указанных гетероструктурах.

7. Разработана модель для расчета сегрегации индия с учетом влияния упругих напряжений, основанная на представлении эпитаксиального роста как последовательности наращивания «воображаемых» слоев толщиной, равной параметру решетки.

8. Совместное использование разработанных моделей позволило качественно и количественно описать наблюдаемые в квантоворазмерных гетерострукту-рах lnGaAs/(AI)GaAs сегрегационные явления. Показана целесообразность дополнения расчетной модели учетом диффузии индия в гетероструктуре и его испарения в ходе эпитаксиального роста для более точного прогнозирования концентрационных профилей формируемых гетероструктур.

СПИСОК ЦИТИРОВАННОЙ ЛИТЕРАТУРЫ:

1. СО. Слипченко, Д.А. Винокуров, Н.А. Пихтин, З.Н. Соколова, А.Л. Станкевич, И.С. Тарасов, Ж.И. Алферов. ФТП, 2004, том 38, вып. 12, стр. 1477 - 1486.

2. L. Pavesi, M. Guzzi. J. Appl. Phys. 75 (10), 1994, p. 4779 - 4841.

3. Т. Тамир. Волноводная оптоэлектроника // пер. с англ., под ред. Аникина В.И.М.: Мир, 1991,532 с.

4. Стрельченко С.С., Лебедев В.В. Соединения АЗВ5: Справ, изд. М.: Металлургия, 1984, с. 65-66.

5. Bisberg J.E., Chin A.K., Dabkowski F.P. Zinc diffusion in Ill-V semiconductors using a cubic-zirconia protection layer // J. Appl. Phys. 1990, v. 67, № 3, p. 1347 -1351.

6. Hettwer H.G., Stolwijk N.A., Mehrer H. Effects of Source Composition on Diffusion and Solubility of Zinc in Gallium Arsenide // Defect and Diffusion Forum // Proceedings of the International Conference on Diffusion in Materials (DIMAT-96), Nordkirchen, Germany, August 1996//TransTech Publications Inc. Brandrain 6. CH-8707 Uetikon-Zurich. Switzerland //1997, v. 143-147, p. 1117 - 1125.

7. Chase M.P., Deal M.D., Plummer J.D. Diffusion modeling of zinc implanted into GaAs//J. Appl. Phys. 1997, v. 81, № 4, p. 1670-1676.

8. Полянин А. Д., Вязьмин А. В., Журов А. И., Казенин Д. А. Справочник по точным решениям уравнений тепло- и массопереноса. - М.: Факториал, 1998. -368 с.

9. Р.Х. Акчурин. Изв. вузов. Материалы электронной техники. 2004, №3, стр. 48-51.

10. Stringfellow G.B. Organometallic Vapour Phase Epitaxy. Theory and Practice. Second Edition. -Academic Press, 1999. -454 p.

11. J.P. Silveira, F. Briones. Journal of Crystal Growth, v.201/202, 1999, p. 113 -117.

12. Неравновесные явления при жидкостной гетероэпитаксии полупроводниковых твердых растворов. Кузнецов В. В., Москвин П. П., Сорокин В. С. - М.: Металлургия. -1991. -175 с.

13. К. Nakajima. J. Appl. Phys. 1992, v. 72, №11, p.5213-5219.

14. W.P. Gillin et al. J. Appl. Phys. 73 (8) 1993, p. 3782 - 3786.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ ДИССЕРТАЦИИ ОПУБЛИКОВАНЫ В РАБОТАХ:

1. Акчурин Р.Х., Андреев А.Ю., Говорков О.И., Мармалюк А.А., Петровский А.В. Влияние напряжений на перераспределение индия в квантовых ямах In-GaAs/GaAs // Труды VIII Международной научно-технической конференции Актуальные проблемы твердотельной электроники и микроэлектроники. Див-номорское, Россия. 14-19 сентября 2002г. С. 32-35.

2. Акчурин Р.Х., Андреев А.Ю.,Булаев П.В, Залевский И.Д., Мармалюк А.А., НикитинД.Б., Падалица А.А. Оптимизация профиля легирования в гетеро-структурах для лазерных диодов, полученных методом МОС-гидридной эпи-

таксии // Труды VIII Международной научно-технической конференции Актуальные проблемы твердотельной электроники и микроэлектроники. Дивномор-ское, Россия. 14-19 сентября 2002г. С. 176-178.

3. Акчурин Р.Х., Андреев А.Ю., Говорков О.И., Мармалюк А.А., Петровский А.В., Сабитов Д, Р. Моделирование распределения индия в гетероструктурах lnGaAs/(AI)GaAs с квантовыми ямами // Материалы I Всероссийской конференции "Физико-химические'процессы в конденсированном состоянии и на межфазных границах". Воронеж, Россия. Ноябрь 11-15, 2002. С. 171.

4. Акчурин Р.Х., Андреев А.Ю., Берлинер Л.Б., Говорков О.И., Мармалюк А.А., ПетровскийА.В., СабитовД.Р. Моделирование распределения индия в процессе получения гетероструктур InGaAs/GaAs/AIGaAs с множественными напряженными квантовыми ямами // Тезисы X Национальной конференции по росту кристаллов. Москва, Россия. Ноябрь 24-29, 2002. С. 506.

5. Акчурин Р.Х., Андреев А.Ю., Булаев П.В., Залевский И.Д., Мармалюк А.А., Никитин Д.Б., Падалица А.А., Рябоштан Ю.А. Управление профилем легирования цинком эпитаксиальных слоев полупроводников А3В5, получаемых методом МоС-гидридной эпитаксии // Тезисы X Национальной конференции по росту кристаллов. Москва, Россия. Ноябрь 24-29, 2002. С. 540.

6. Акчурин РХ, Андреев А.Ю., Булаев П.В., Залевский И.Д., Мармалюк А.А., Никитин Д.Б., Падалица А.А. Управление профилем легирования цинком гетероструктур AIGaAs/GaAs, получаемых методом МОС-гидридной эпитаксии // Неорганические материалы. 2004. Т. 40. № 8. С. 787-790.

7. Akchurin R.Kh., AndreevA.Y., Govorkov O.I., MarmalyukA.A.,. PetrovskyA.V. The Influence of Elastic Stresses During Growth of (Ai)GaAs/lnGaAs/(AI)GaAs Quantum Well Heterostructures on Indium Distribution // Abstracts of E-MRS Symposium. Strasbourg, France. June 5-8, 2001. P. 54.

8. Akchurin R. Kh., Andreev A. Y., GovorkovO. I., Marmalyuk A. A., Petrovsky A.V. The Influence of Elastic Stresses During Growth of (AI)GaAs/lnGaAs/(AI)GaAs Quantum Well Heterostructures on Indium Distribution //Applied Surface Science. 2002. V. 188. №1-2. P. 209-213.

9. Akchurin R.Kh., Andreev A.Y., Bulaev P.V., Marmalyuk A.A., NiKitin D.B., Padalitsa A.A.', Zalevsky I.D. Optimization of Zn Profiles in MOCVD Grown AI-GaAs/GaAs QW Heterostructures // Abstracts of European Material Research Society Fall Meeting E-MRS 2003. Warsaw, Poland, 15-19 September, 2003. P. 111-112.

10. Akchurin R.Kh., Andreev A.Y., Govorkov O.I., Marmalyuk A. A., Petrovsky A.V., Zalevsky I.D. Indium Segregation Effects in InGaAs/GaAs Multiple QW Heterostruc-tures Grown by MOCVD // Abstracts of European Material Research Society Fall Meeting E-MRS 2003. Warsaw, Poland, 15-19 September, 2003. P. 126.

11. Акчурин Р.Х., Андреев А.Ю., Берлинер Л.Б., Мармалюк A.A. Моделирование концентрационных профилей индия в кзантоворазмерных гетероструктурах InGaAs/GaAs, формируемых методом МОС-гидридной эпитаксии. Труды IX международной научно-технической конференции «Актуальные проблемы твердотельной электроники и микроэлектроники». Дивноморское, Россия. 12-17 сентября 2004 г. С. 249-252.

12. Акчурин Р.Х., Андреев А.Ю., Берлинер Л. Б., Мармалюк А.А. Моделирование сегрегационных явлений при получении кваитоворазмерных гетерострукту-рах InGaAs/GaAs методом МОС-гидридной эпитаксии. Труды IV Международной научной конференции «Химия твердого тела и современные микро- и нанотех-нолопли». Кисловодск, Россия. 19-24 сентября 2004 г. С. 206-207.

022 62 7

Подписано в печать Формат 60x84/16. Бумага писчая.

Отпечатано на ризографе. Уч. изд. листов 1.0. Тираж 100 экз. Заказ №

Лицензия на издательскую деятельность ИД № 03507 от 15.12.2000

Московская государственная академия тонкой химической технологии им. М.В. Ломоносова.

Издательско-полиграфический центр.

119571 Москва, пр. Вернадского 86.

ВВЕДЕНИЕ

ГЛАВА 1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР.

1.1. Гетероструктуры на основе соединений АП1Вv

1.1.1. Понятие о гетероструктурах. Модель гетероперехода.

1.1.2. Оптические свойства гетеропереходов.

1.1.3. Низкоразмерные гетероструктуры.

1.1.4. Эффект размерного квантования.

1.1.5. Приборы, основанные на использовании квантоворазмерных эффектов.

1.2. Получение гетероструюур методом МОС-гидридной эпитаксии.

1.2.1. Метод МОС-гидридной эпитаксии.

1.2.2. Оборудование МОС-гидридной эпитаксии.

1.2.3. Исходные компоненты для МОС-гидридной эпитаксии.

1.2.4. Технологические параметры МОС-гидридной эпитаксии.

1.2.5. Основные проблемы технологии МОС-гидридной эпитаксии.

1.3. Факторы, влияющие на распределение основных и легирующих компонентов в гетероструктурах на основе соединений AniBv, полученных методом МОС-гидридной эпитаксии.

1.3.1. Диффузия основных и примесных компонентов в процессе выращивания гетероструктур.

1.3.2. Сегрегационные явления при формировании низкоразмерных гетероструктур.

1.3.3. Влияние напряжений несоответствия на вхождение компонентов в растущие эпитаксиальные слои.

ГЛАВА 2. ПОЛУЧЕНИЕ И ИССЛЕДОВАНИЕ НИЗКОРАЗМЕРНЫХ ГЕТЕРО-СТРУКТУР InGaAs/(Al)GaAs.

2.1. Объекты исследований.

2.2. Установка для получения эпитаксиальных гетероструктур.

2.3. Измерительное оборудование.

ГЛАВА 3. ОПТИМИЗАЦИЯ ПРОФИЛЯ ЛЕГИРОВАНИЯ НИЗКОРАЗМЕРНЫХ ГЕТЕРОСТРУКТУР InGaAs/(Ai)GaAs ДЛЯ ЛАЗЕРНЫХ ДИОДОВ.

3.1. Зависимость характеристик лазерного диода от параметров эпитаксиальной гете-роструктуры.

3.2. Моделирование профилей распределения цинка в лазерной гетероструктуре InGaAs/(Al)GaAs.

3.2.1. Расчетная модель диффузии цинка в гетероструктуре InGaAs/(Al)GaAs.

3.2.2. Обсуждение результатов расчета и краткие выводы.

ГЛАВА 4. РАЗРАБОТКА РАСЧЕТНОЙ МОДЕЛИ ДЛЯ МОДЕЛИРОВАНИЯ КОНЦЕНТРАЦИОННЫХ ПРОФИЛЕЙ ИНДИЯ В КВАНТОВОРАЗМЕРНЫХ ГЕТЕРОСТРУКТУР АХ InGaAs/(AI)GaAs.

4.1. Экспериментальное исследование профилей распределения индия в низкоразмерных гетероструктурах InGaAs/(Al)GaAs, выращенных методом МОС-гидридной эпитаксии.

4.2. Разработка расчетной модели для описания сегрегации индия при формировании низкоразмерных гетероструктур InGaAs/(Al)GaAs.

4.2.1. Основные положения и допущения расчетной модели.

4.2.2. Описание расчетной модели. 84 4.2.2.1. Расчетная модель для учета влияния специфики физико-химического взаимодействия в системе In-Ga-As на сегрегацию индия. 85 4.2.2.1.1. Вариант без учета изменения скорости роста от состава эпитаксиального слоя.

4.2.2.1.2. Вариант с учетом изменения скорости роста от состава эпитаксиального слоя.

4.2.2.2. Расчетная модель для оценки влияния упругих напряжений на концентрационные профили индия. 92 4.3. Результаты моделирования концентрационных профилей индия в гетерострукту-рах InGaAs/(Al)GaAs и их обсуждение.

ВЫВОДЫ

Актуальность темы.

Разработка полупроводниковых гетероструктур с квантовыми ямами на основе InGaAs/(Al)GaAs и их твердых растворов с возможностью управления зонной структурой материала позволила создать высокоэффективные лазерные диоды, фотоприемники, солнечные элементы и быстродействующие транзисторы. Однако изготовление подобных структур субмикронных размеров, имеющих заданное распределение примесей, контролируемое с точностью до постоянной решетки, и минимальное количество дефектов, является весьма сложной задачей. Важным требованием является и эксплуатационная гибкость, позволяющая использовать самый широкий возможный диапазон материалов, включая твердые растворы, состоящие из четырех или более компонентов. При этом процесс эпитаксии должен быть экономически выгодным, что определяется как стоимостью оборудования, так и высокой его производительностью и эффективностью использования исходных компонентов, наряду с высокой точностью управления, гарантирующей однородность и воспроизводимость получаемых структур. Реализация таких жестких требований оказалась возможна лишь с использованием метода МОС-гидридной эпитаксии.

Малые толщины, характеризующие квантоворазмерные структуры, приводят к тому, что явления, имеющие незначительное воздействие на свойства обычных объемных структур, в данном случае проявляются в виде заметного изменения характеристик изготовленных на их базе приборов. При температурах роста, составляющих для МОС-гидридной эпитаксии гетероструктур InGaAs/(Al)GaAs 600-800° С, уже заметна диффузия некоторых легирующих примесей, в частности цинка, в ходе процесса эпитаксии. Изменение профиля легирующей примеси может сказаться на эффективности работы приборов на основе квантоворазмерных гетероструктур. Это необходимо учитывать при выборе условий эпитаксиального роста, принимая во внимание особенности формируемой гетероструктуры. Еще одна важнейшая проблема, проявляющаяся в ходе роста гетероструктур с квантовыми ямами на основе In-GaAs/(Al)GaAs, заключается в неоднородности распределения индия как по толщине квантовых ям, так и по соседним квантовым ямам. Это, в свою очередь, может приводить к ухудшению оптических характеристик изготавливаемых из таких структур полупроводниковых лазеров.

Однако эмпирический подход к выбору условий процесса эпитаксии не оправдан с точки зрения временных и денежных затрат. В связи с этим является актуальным вопрос о моделирования различных аспектов технологического процесса с целью его оптимизации.

выводы

1. Проведен анализ влияния концентрационного профиля акцепторной легирующей примеси в квантоворазмерной гетероструктуре InGaAs/(Al)GaAs на величину КПД лазерного диода, изготовленного на основе такой гетероструктуры. Показано, что для повышения КПД лазерного диода с учетом диффузии акцепторной легирующей примеси в ходе формирования гетероструктуры, необходима оптимизация параметров процесса легирования.

2. Обработкой экспериментальных профилей распределения цинка в эпитаксиальных гетероструктурах InGaAs/(Al)GaAs, полученных на предприятии ООО «Сигм Плюс» методом МОС-гидридной эпитаксии, уточнен коэффициент диффузии этой примеси для температуры эпитаксиального осаждения Т=770°С. Установленное значение это

• л •} го параметра DZn=6-10 см /с.

3. С использованием уточненного значения Dz„ проанализировано изменение положения р-п-перехода в указанных квантоворазмерных гетероструктурах в зависимости от таких параметров процесса МОС-гидридной эпитаксии, как задаваемый концентрационный профиль цинка и скорость эпитаксиального роста. Показано, что для уменьшения неконтролируемого смещения положения р-п-перехода в квантовой яме необходимо использовать более высокие скорости эпитаксиального роста и применять варианты профильного легирования с пониженной концентрацией цинка в эмит-терном слое вблизи границы с волноводом.

4. Использование результатов моделирования концентрационных профилей цинка для оптимизации режимов легирования при формировании гетероструктур 1п-GaAs/(Al)GaAs позволило повысить КПД изготовленных на их основе лазерных диодов с 40-45 до 50-55 %.

5. Предложена принципиально новая модель для расчета концентрационных профилей индия в квантоворазмерных гетероструктурах InGaAs/(Al)GaAs, выращиваемых методом МОС-гидридной эпитаксии, основанная на допущении о существовании на границе парогазовая смесь-эпитаксиальный слой квазижидкого слоя, находящегося в состоянии, близком к локальному термодинамическому равновесию с твердой фазой. Модель обладает возможностью прогноза концентрационного профиля в зависимости от изменения параметров эпитаксиального процесса.

6. На основе разработанной модели проанализировано влияние таких параметров процесса МОС-гидридной эпитаксии, как температура, содержание компонентов в газовой фазе, а также толщина квазижидкого приграничного слоя, на форму концентрационных профилей индия в указанных гетероструктурах.

7. Разработана модель для расчета сегрегации индия с учетом влияния упругих напряжений, основанная на представлении эпитаксиального роста как последовательности наращивания «воображаемых» слоев толщиной, равной параметру решетки.

8. Совместное использование разработанных моделей позволило качественно и количественно описать наблюдаемые в квантоворазмерных гетероструктурах 1п-GaAs/(Al)GaAs сегрегационные явления. Показана целесообразность дополнения расчетной модели учетом диффузии индия в гетероструктуре и его испарения в ходе эпитаксиального роста для более точного прогнозирования концентрационных профилей формируемых гетероструктур.

1. Молекулярно-лучевая эпитаксия и гетероструктуры.: Пер. с англ./Под ред. JI. Чен-га, К. Плога. М.: Мир, 1989 - 584 с.

2. Anderson R.L. IBM Res. Develop., 4, 283, 1960.

3. Полупроводниковая оптоэлектроника: Учебное пособие для вузов. Мартынов. В.Н., Кольцов Г. И. М.: МИСИС, 1999 - 400 с.

4. Razeghi М. The MOCVD Challenge. Bristol: Adam Hilger, 1989. - 288 p.

5. Manasevit H. M. and Simpson W. I. 1971. J. Electochem. Soc., 118, C291.

6. Bass S. J. 1975. J. Cryst. Growth, 31, 172.

7. Epler J. E., Treat D. W., Chung H. F., Tjoe Т., Paoli L. 1989. Appl. Phys. Lett. 54, 881.

8. York P. K., Eden J. E., Coleman J. J., Fernandez G. E., Beernink K. J. 1989. J. Appl. Phys. 66, 5001.

9. Ban Y. et al. 1989. Japan. J. Appl. Phys. 28, L1995.

10. Donnely. V. M., McCaully J. A. 1989. Appl. Phys. Lett. 54, 2458.

11. Fairweather S. Ill V Review. 1998, v. 11, №3, p. 18 - 22. 12.0 Connell S. et al. Ill - V Review. 1997. v. 10, № 4, p. 14 - 17. 13.Kuech T. F. Proc. IEEE. 1992. v. 80, №10, p. 1609 - 1624.

12. O'Brien P. et al. J. Cryst. Growth. 1997. v. 170, p. 23 29.

13. Металлоорганические соединения в электронике. Разуваев Г. А., Грибов Б. Г., Домрачев Г. А., Саламатин Б. А. М.: Наука, 1972 - 479 с.

14. Behet М., Hovel R., Kohl A. Microelectronics. 1996, №27, p. 297 334.

15. Химическая энциклопедия. М.: Сов. Энциклопедия, 1988 - 1992. Т. 1. 1988. 623 е.; Т. 3. 1992. 639 с.

16. P. X. Акчурин. Материалы электронной техники. 1999, №2, с. 4 12.

17. Stringfellow G.B. Organometallic Vapour Phase Epitaxy. Theory and Practice. Boston: Academic Press, 1989. - 314 p.

18. Zettler J.-T. et al. Ibid. p. 151 162.

19. Klipstein P. C. et al. Ibid. p. 168 173.

20. Kobayashi N. Ibid. p. 228 233.

21. Kizuki H. Prog. Crystal Growth and Charact. Mater. 1997. v. 35, № 2 4, p. 151 - 175.

22. Mills A. Ill V Review. 1997. v. 10, № 4, p. 46 - 48.

23. Karlicek Jr. R. F. et al. Ibid № 2. p. 20 23.

24. Resch-Esser U. Ill V Review. 1997, v. 10, №4, p.34 -37.

25. W.P. Gillin, D.J. Dunstan, K.P. Homawood et al. J. Appl. Phys. 73(8), 1993, p. 3782 -3786.

26. K. Mukai, M. Sugawara, S. Yamazaki. Phys. Review B. 1994, v. 50, № 4, p. 2273 -2282.

27. Ahlgren Т., Likonen J., Slotte J., Raisanen J., Rajatora M., Keinonen J. Concentration dependent and independent Si diffusion in ion-implanted GaAs // Phys. Rev. B. 1997. v. 56, № 8, P. 4597 -4603.

28. Kim Y., Kim M.S., Min S.K., Lee C. Dislocation-accelerated diffusion of Si in delta-doped GaAs grown on silicon substrates by metalorganic chemical vapor deposition // J. Appl. Phys. 1991, v. 69, № 3, p. 1355 1358.

29. Стрельченко C.C., Лебедев B.B. Соединения А3В5: Справ, изд. М.: Металлургия, 1984, с. 65-66.

30. Bisberg J.E., Chin А.К., Dabkowski F.P. Zinc diffusion in III-V semiconductors using a cubic-zirconia protection layer // J. Appl. Phys. 1990, v. 67, № 3, p. 1347 1351.

31. Chase M.P., Deal M.D., Plummer J.D. Diffusion modeling of zinc implanted into GaAsi

32. J. Appl. Phys. 1997, v. 81, № 4, p. 1670 1676.

33. M.T.Furtado, E.A.Sato, M.A.Sacilotti: Superlattices and Microstructures, 1991, 102., p. 225-230.

34. H.H. Григорьев, Т.А. Кудыкина. ФТП, 1997, том 31, №6, стр. 697 -701.

35. F. Bugge, U. Zeimer, М. Sato, М. Weyers, G. Trankle. Journal of Crystal Growth. 1998, v. 183, p. 511-518.

36. K. Muraki, S. Fukatsu, Y. Shiraki. Appl. Phys. Lett. 1992, v. 61, №5, p. 557 559.

37. J.M. Gerard, J. Crystal Growth, v. 127 (1993), p. 983.

38. W. Seifert; N. Carlsson, J. Johansson, M.E. Pistol, L. Samuelson, J. Crystal Growth, v. ч 170 (1997), p. 39.

39. M. Sato, U. Zcimer, F. Bugge; S. Gramlich, M. Weyers, Appl.Phys. Lett. v. 70 (1997), p. 1134.

40. R. Venkataraghavan, M. R. Gokhale, A. P. Shah, A. Bhattacharya, K. S. Chandrasekaran, В. M. Arora. Journal of Crystal Growth. 2000, v. 221, p. 535 539.

41. M. R. Leys, H. Titze, L. Samuelson, J. Pertuzzello. J. Cryst. Growth, v. 93 (1988), p. 504.

42. M. Ghouma, F. Hassen, H. Sghaier et al. Microelectronic Engineering, v.43 44 (1998), p. 197-204.

43. Ю.Н. Дроздов, H.B. Байдусь, Б.Н. Звонков и др. Физика и техника полупроводников. 2003, том 37, вып. 2, стр. 203 -207.

44. J. Tyrrell. OLE. July/August 2004,optics.org.

45. Х.Кейси, М.Паниш, Лазеры на гетероструктурах, в 2-х тт. М.: Мир, 1981.

46. В.В. Безотосный, Х.Х. Кумыкова, Н.В. Маркова. Квантовая электроника, 24, №6, 1997, стр. 495-498.

47. L. Pavesi, М. Guzzi. J. Appl. Phys. 75 (10), 1994, p. 4779 4841.

48. C.O. Слипченко, Д.А. Винокуров, H.A. Пихтин, З.Н. Соколова, АЛ. Станкевич, И.С. Тарасов, Ж.И. Алферов. ФТП, 2004, том 38, вып. 12, стр. 1477 1486.

49. Т. Тамир. Волноводная оптоэлектроника // пер. с англ., под ред. Аникина В.И. М.: Мир, 1991, 532 с.

50. Полянин А. Д., Вязьмин А. В., Журов А. И., Казенин Д. А. Справочник по точным решениям уравнений тепло- и массопереноса. М.: Факториал, 1998. - 368 с.

51. Р.Х. Акчурин. Изв. вузов. Материалы электронной техники. 2004, №3, стр. 48-51.

52. Stringfellow G.B. Organometallic Vapour Phase Epitaxy. Theory and Practice. Second Edition. Academic Press, 1999. - 454 p.

53. Физические величины (справочник). Под ред. Григорьева И.С., Мейлихова Е.З., М., Энергоатомиздат, 1991, 1232 с.

54. Неравновесные явления при жидкостной гетероэпитаксии полупроводниковых твердых растворов. Кузнецов В. В., Москвин П. П., Сорокин В. С. М.: Металлургия. - 1991.- 175 с.

55. Эмсли Дж. Элементы: Пер. с англ. М.: Мир, 1993. - 256 с.

56. A.J. Schell-Sorokin, R.M. Tromp. Phys. Rev. Lett, v.64, 1990, p. 1039.

57. J.P. Silveira, F. Briones. Journal of Ciystal Growth, v.201/202, 1999, p. 113 117.

58. К. Nakajima. J. Appl. Phys. 1992, v. 72, №11, p.5213 5219.

59. Lichter B.D.,Sommelet P. Trans.AIME, 1969, v.245, p.1021.

60. J.Appl.Phys., 1980, v.51, N1, p.591-603.

61. De Cremonx B. IEEE J.Quant.Electron. QE-17, 1981, p. 123.

62. Panish M.B., Ilegems M. Progr. Solid State Chem. 1972, v.7, p.39.

63. S. Hofmann. Surface and interface analysis. №228, 2000, p30.

64. W.P. Gillin et al. J. Appl. Phys. 73 (8) 1993, p. 3782 3786.