Кристаллография, 2020, T. 65, № 3, стр. 495-501

ВВЕДЕНИЕ

Полупроводниковые структуры на основе соединений А³В⁵, выращенные методом молекулярно-лучевой эпитаксии (МЛЭ) в низкотемпературном режиме (low-temperature growth, LTG), широко используются как материал для изготовления фотопроводящих антенн (ФПА) – генераторов и детекторов электромагнитного излучения терагерцевого диапазона частот [1]. Характерными параметрами материалов для ФПА являются: большое удельное сопротивление (10⁶–10⁷ Ом·см), большая напряженность поля пробоя (∼500 кВ/см), ультракороткое время жизни фотовозбужденных носителей (10–70 пс для ФПА-эмиттера и 0.5 пс для ФПА-детектора) [2]. Одним из первых материалов, который начали использовать при изготовлении ФПА, является LTG–GaAs и гетероструктуры на его основе [1, 2]. Другой разновидностью материалов для ФПА являются эпитаксиальные пленки LTG–In_xGa_1 – xAs с х < 0.3, выращенные на подложках GaAs [3–5], и пленки LTG–In_0.53Ga_0.47As на подложках InP [6–9].

Дальнейшие шаги по улучшению характеристик ФПА были связаны с использованием сверхрешеток {InGaAs/InAlAs}, согласованных по параметру решетки с подложками InP. В ряде работ подробно исследованы такие сверхрешетки с различными толщинами слоев, числом периодов и уровнем легирования бериллием, причем наиболее часто используемыми и соответственно лучше исследованными являются сверхрешетки {In_0.53Ga_0.47As (12 нм)/In_0.52Al_0.48As (8, 9 нм)} с числом периодов 60–100 [10–15].

В указанных выше работах использовали подложки А³В⁵ с ориентацией (100), поскольку на них относительно легко удавалось вырастить большое количество всевозможных структур. Но в последние годы появилась возможность выращивания высококачественных эпитаксиальных пленок соединений А³В⁵ на подложках с ориентациями (111) и (110) [16]. Структуры, выращенные на таких подложках, обладают встроенным вертикальным или латеральным пьезоэлектрическим полем [17, 18]. Это обстоятельство влияет не только на механизмы и особенности эпитаксиального роста, но и на фундаментальные свойства полученных материалов [16, 19–21].

В литературе практически отсутствуют сведения по использованию для создания ФПА подложек А³В⁵ с ориентациями, отличными от (100). В предыдущих работах авторов [22–24] показана эффективность структур на подложках GaAs (111)A и InP (411)A для изготовления ФПА по сравнению со структурами на подложках GaAs (100) и InP (100).

Целью настоящей работы является исследование структурных характеристик сверхрешеток {In_0.53Ga_0.47As/In_0.52Al_0.48As}, выращенных методом МЛЭ на подложках InP с ориентациями (100) и (111)А в низкотемпературном режиме.

ОБРАЗЦЫ И МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА

Исследуемые образцы 439 и 440 представляли собой сверхрешетки, выращенные на полуизолирующих подложках InP с кристаллографическими ориентациями поверхности (100) и (111)А. Сверхрешетка состояла из 100 периодов чередующихся нелегированных слоев LTG–In_0.53Ga_0.47As и LTG–In_0.52Al_0.48As с номинальными толщинами 12 и 8 нм соответственно. Суммарная толщина гетероструктуры составляла 2 мкм. Образцы выращены на установке МЛЭ Riber Compact 21T 3-5 (Франция). Температура роста образцов составляла 200°С, а парциальные давления потоков элементов V и III групп составляли P_As4 = 1.23 × 10^–5, P_Al = 1.2 × 10^–7, P_Ga = 3.0 × 10^–7, P_In = 5.2 × 10^–7 торр. Выращенные образцы подвергали постростовому отжигу при температуре 590°С в течение 30 мин.

Подготовку поперечных срезов образцов для исследований методами просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) выполняли согласно стандартной методике, описанной в [25]. После механического утонения до толщины 20–40 мкм образцы утоняли ионами Ar⁺ в установке Gatan 691 (GATAN, США) при ускоряющем напряжении 5 кэВ до образования отверстия. Окончательную полировку выполняли ионами Ar⁺ с понижением энергии до 0.1 кэВ. Приготовленные поперечные срезы образцов исследовали в просвечивающем растровом электронном микроскопе Titan 80-300 TEM/STEM (FEI, США) с корректором сферической аберрации зонда в режимах светлого и темного поля. Ускоряющее напряжение составляло 300 кВ. При анализе образцов использовали следующие режимы: ПЭМ, просвечивающей растровой электронной микроскопии (ПРЭМ), а также режим дифракции электронов. Последний режим позволял более точно оценить степень монокристалличности пленки.

Подвижность μ и двумерную концентрацию n_S носителей заряда измеряли с помощью эффекта Холла методом Ван дер Пау.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

Измерение эффекта Холла показало, что, несмотря на отсутствие преднамеренного легирования, выращенные сверхрешетки обладают n-типом проводимости, а подвижность электронов в них низкая. Измеренные при комнатной температуре электрофизические характеристики образцов после отжига были следующие: для образца 439 μ = 120 см²/(В с), n_S = 5.1 × 10¹² см^–2; для образца 440 μ = 30 см²/(В с), n_S = 1.2 × 10¹² см^–2. Полученные данные свидетельствуют о сильном рассеянии электронов проводимости, причем в образце на подложке InP (111)А это рассеяние значительно сильнее, чем в образце на стандартной подложке InP (100).

Рассмотрим образец 439, выращенный на подложке InP (100). На рис. 1 представлены светлопольное ПРЭМ-изображение всей пленки и светлопольное ПЭМ-изображение участка образца, полученное с высоким разрешением. Изображения и двумерные спектры Фурье этих изображений (в статье не приведены) указывают на то, что образец 439 является монокристаллическим, однако содержит дефекты упаковки и двойники в высокой концентрации. Дефекты упаковки на рис. 1б выглядят как одиночные узкие полосы, а двойники – как широкие полосы или каскад полос. Дефекты упаковки (в основном наблюдаются дефекты упаковки вычитания) располагаются параллельно кристаллическим плоскостям {111}. Размеры двойников варьируются в пределах 5–50 нм. Слои сверхрешетки при использовании режима ПЭМ высокого разрешения не проявляются. Существенной разницы в размерах и концентрации протяженных дефектов до и после отжига образца 439 не обнаружено.

Рис. 1.

Светлопольное ПРЭМ-изображение образца 439 после отжига (а); ПЭМ-изображение участка образца 439 после отжига, стрелками отмечены дефекты упаковки (SF) и двойники (T), [100] – направление роста от подложки к поверхности (б).

Электронограммы, полученные от разных участков образца 439 и представленные на рис. 2а, 2б, также свидетельствуют о том, что образец является высокодефектным монокристаллом. Дополнительные рефлексы, отмеченные горизонтальными стрелками, указывают на присутствие двойников. Расщепление рефлексов в позициях 0$\overline {kl} $, отмеченное вертикальными стрелками, свидетельствует о формировании малоугловых доменов с углом разориентации до 1.5°.

Рис. 2.

Электронограммы: а – от образца 439 на высоте ~ 50 нм над подложкой; б – от образца 439 в средней области на высоте ∼1 мкм над подложкой; в – от образца 440 в средней области на высоте ∼1 мкм над подложкой. Горизонтальными стрелками отмечены рефлексы, вызванные дефектами двойникования; вертикальными стрелками отмечены расщепленные из-за разориентации рефлексы.

В образце 439 до отжига домены имели средний латеральный размер ∼280 нм. Исследования показали, что приблизительно половина доменов начинает формироваться на границе с подложкой и достигает поверхности пленки, имея 2 мкм в высоту. Остальные домены также начинают формироваться на границе с подложкой, но ограничены расстоянием 500–1300 нм от подложки. Соответственно, такое же число доменов образуется на этой толщине пленки и достигает поверхности пленки, имея высоту 800–1600 нм. После отжига в этом же образце домены имеют средний латеральный размер ∼260 нм, часть доменов прорастает от подложки до поверхности пленки, часть – до расстояния 800–1300 нм от подложки, после чего образуются новые домены, которые достигают поверхности пленки, имея такую же высоту 800–1300 нм. До и после отжига над подложкой наблюдаются небольшие домены высотой 100–300 нм и с латеральными размерами 40–80 нм. Таким образом, разница в морфологических особенностях микроструктуры неотожженного и отожженного образца 439 с учетом погрешности измерений незначительна. Из рис. 1а отчетливо видно, что доменные границы расположены вертикально. С учетом симметрии второго порядка можно сделать вывод, что и в направлении [01$\bar {1}$] эти границы вертикальны, что позволяет исключить наклонный рост доменов.

Темнопольное высокоугловое ПРЭМ-изображение прилегающей к подложке области образца 439 после отжига, характеризующееся существенным Z-контрастом, представлено на рис. 3а, а соответствующий интегральный профиль интенсивности сигнала ПРЭМ вдоль направления роста – на рис. 3б. На рис. 3а проявляются несколько слоев сверхрешетки вблизи поверхности подложки. Гетерограницы между слоями непланарны, что особенно заметно при сравнении с плоской границей раздела подложка/гетероструктура, толщина слоев неоднородна. Размер переходных областей между слоями согласно анализу ПРЭМ-изображения составляет ∼2.8 нм. Тем не менее пространственное распределение интенсивности на ПРЭМ-изображениях показывает хорошее совпадение значений толщин слоев LTG–InGaAs и LTG–InAlAs с технологически заданными.

Рис. 3.

Темнопольное высокоугловое ПРЭМ-изображение прилегающей к подложке области образца 439 после отжига; стрелками показана граница раздела подложка/пленка (а); соответствующий интегральный профиль интенсивности сигнала ПРЭМ вдоль направления роста (б).

Начиная с расстояния ∼200 нм от подложки слои сверхрешетки (соответственно и гетерограницы между слоями) становятся волнообразно изогнутыми. На рис. 4 представлены светлопольное и темнопольное ПРЭМ-изображения приповерхностной области образца 439, полученные от наиболее тонкого участка приповерхностной области со стравленными нижними слоями и подложкой. Как видно из рис. 4а и 4б, внутри доменов, расположенных вблизи поверхности пленки, наблюдаются резкие гетерограницы между слоями. В области дефектов гетерограницы размываются, и изображение слоев теряет четкость. Также можно наблюдать наложение слоев, принадлежащих разным периодам. Максимальный угол отклонения гетерограниц слоев от горизонтальной плоскости роста, оцененный по ПРЭМ-изображениям, достигает ±18°.

Рис. 4.

Область образца 439 вблизи поверхности (отмечена стрелками): а – светлопольное ПРЭМ-изображение; б – темнопольное высокоугловое ПРЭМ-изображение.

ПРЭМ-изображения позволили оценить шероховатость поверхности образца 439, которая оказалась близкой к 60–70 нм.

Рассмотрим образец 440, выращенный на подложке InP (111)A. Исследования показали, что сформированная пленка представляет собой поликристалл (рис. 5), о чем однозначно свидетельствует электронограмма, представленная на рис. 2в. С самого начала эпитаксиального роста в пленке образуются разноориентированные зерна и двойники. Светлопольное ПРЭМ-изображение (рис. 6а) показывает начальную стадию эпитаксиального роста пленки на подложке InP (111)A. Из рис. 6а видно, что часть пленки ориентирована одинаково с подложкой, но на части границы с подложкой начинается формирование двойников, что связано с компенсацией несоответствия параметров кристаллических решеток подложки и растущей пленки. Зерна с ориентацией, отличной от ориентации подложки и прилегающих к подложке участков пленки, появляются на расстоянии 5 нм от подложки. На рис. 6а в области, отмеченной пунктиром, наблюдается муар, вызванный наложением матрицы зерна и двойников. На начальной стадии роста в области пленки толщиной до 250 нм формируются небольшие зерна с латеральными размерами 30–80 нм. Выше формируются более крупные зерна со средним латеральным размером ∼160 нм. Бóльшая часть зерен растет до середины толщины пленки и достигает 800–1100 нм в направлении роста, после чего начинается рост новых зерен. Только небольшая часть зерен продолжается от подложки до самой поверхности пленки, имея размер 2 мкм в высоту. Также в объеме пленки могут встречаться зерна с вертикальным размером до 300 нм и латеральным размером ∼160 нм. Угол разориентации зерен достигает 20°.

Рис. 5.

Светлопольное ПРЭМ-изображение образца 440; на поверхности наблюдаются остатки эпоксидного клея (Epoxy). На вставке представлено темнопольное высокоугловое ПРЭМ-изображение области образца 440 вблизи поверхности.

Рис. 6.

Образец 440: а – светлопольное ПРЭМ-изображение, пунктиром выделена область с зерном, M1 – матрица с ориентацией подложки, М2 – матрица зерна, T – двойники; б – темнопольное высокоугловое ПРЭМ-изображение.

Слои сверхрешетки проявляются на темнопольных высокоугловых ПРЭМ-изображениях, начиная с расстояния 75 нм от подложки (рис. 6б). Толщина слоев LTG–InAlAs и LTG–InGaAs, оцененная по таким изображениям, составляет 7.5–9 и 10–15 нм соответственно, а толщина переходной области – 1.5–2 нм. В некоторых областях образца 440 изгибающиеся слои смещаются на расстояние ~10 нм, что сравнимо с периодом сверхрешетки.

Шероховатость поверхности образца 440, оцененная по различным ПЭМ- и ПРЭМ-изображениям, оказалась близкой к 80–90 нм. Темнопольное высокоугловое ПРЭМ-изображение образца 440 вблизи поверхности, представленное на вставке к рис. 5, показывает, что в приповерхностной области зерна достигают размера ∼100 нм. Несмотря на большие неровности и разориентацию, в приповерхностных зернах проявляются слои сверхрешетки, как и у образца 439, однако они волнообразно изгибаются существенно сильнее, чем в образце 439. Контраст слоев сверхрешетки в отдельных зернах заметно различается. Максимальный угол отклонения гетерограниц слоев от горизонтальной плоскости роста достигает ±30°.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Методом молекулярно-лучевой эпитаксии в низкотемпературном режиме выращены сверхрешетки {In_0.53Ga_0.47As/In_0.52Al_0.48As} × 100 на подложках InP (100) и (111)A. Микроструктура сверхрешеток исследована методами просвечивающей электронной микроскопии, просвечивающей растровой электронной микроскопии и электронной дифракции. Установлено, что при выбранных технологических условиях низкотемпературного МЛЭ-роста сверхрешетки, выращенные на подложках InP (100), являются монокристаллическими, хотя и обладают высокой концентрацией дефектов упаковки и двойников, а также доменов, разориентированных на малые углы до 1.5°. Использование подложки InP (111)А приводит к формированию поликристаллической пленки практически с самого начала роста. Зерна в пленке разориентированы друг относительно друга на угол до 20°. Несмотря на это, в поликристаллической пленке, начиная с расстояния 75 нм от подложки, формируются отчетливые слои сверхрешетки {LTG–InAlAs/LTG–InGaAs}. В разных областях поликристаллической пленки эти слои различаются наклоном и толщиной. Обнаружено, что ориентация подложки оказывает сильное влияние на волнистость гетерограниц между слоями: при росте сверхрешетки на подложке InP (111)A слои оказываются волнообразно изогнутыми существенно больше, чем при росте на InP (100). В верхней, наиболее деформированной части сверхрешетки гетерограницы между слоями могут отклоняться от горизонтальной плоскости роста на углы до 30° и 18° соответственно.

Несмотря на ярко выраженную шероховатость поверхности сверхрешеток {LTG–InAlAs/LTG–InGaAs} на подложках InP (100) и (111)А, полученные гетероструктуры пригодны для изготовления фотопроводящих антенн, так как характерные размеры шероховатости поверхности существенно меньше стандартной толщины металлизации антенны (около 1 мкм), ширины металлических полосков (более 10 мкм) и фотопроводящих зазоров (5–10 мкм). Использование сверхрешеток {LTG–InAlAs/LTG–InGaAs}, выращенных на подложках InP (111)A, для ФПА может быть более предпочтительным из-за их большего сопротивления и, следовательно, меньшего темнового тока, протекающего через ФПА.

Работа выполнена при финансовой поддержке Российского фонда фундаментальных исследований (грант № 18-32-20207 мол-а-вед).