Динамика поверхностных процессов в условиях молекулярно-пучковой эпитаксии соединений A3 B5 тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.04, кандидат физико-математических наук Алексеев, Алексей Николаевич

• Алексеев, Алексей Николаевич
• кандидат физико-математических наук
• 1999

Оглавление диссертации кандидат физико-математических наук Алексеев, Алексей Николаевич

СОДЕРЖАНИЕ ВВЕДЕНИЕ

Глава I

Исследование поверхности полупроводников

А3В5 при выращивании их методом МПЭ /2

1.1 Свойства (001) - ориентированной поверхности ваАэ и других полупроводников А3В5.

I.1.1. Поверхностные фазовые диаграммы. /Ц

1.1.2 Результаты исследования структуры

реконструированной поверхности. !9

1.2 Использование дифракции быстрых электронов на отражение для исследования поверхности полупроводников А3В5.

1.2.1 Осцилляции интенсивности ДБЭ. 26"

1.2.2 Анализ структуры растущей поверхности

в условиях МПЭ

1.2.3 Исследования шероховатости поверхности

ваАз(001)

1.3 Термодинамические факторы в МПЭ

1.3.1 Применимость термодинамического подхода

в условиях МПЭ

1.3.2 Термическое травление полупроводников А3В5

в вакууме. 35"

1.3.3 Образование жидкой фазы на поверхности полупроводников А3В5. "58

1.4 Выводы 4О

Постановка экспериментов и экспериментальные методики.

11.1 Конструктивные и функциональные

особенности установки МПЭ ЭП1203. ¿/1

II. 1.1 Структура установки ЭП1203. ¿/2

II. 1.2 Особенности контроля температуры поверхности подложки полупроводника в установке ЭП1203.

11.2 Методики подготовки, контроля состояния поверхности и калибровки потоков основных компонент, базирующиеся на ДБЭ.

II. 2.1 Система регистрации интенсивности рефлексов ДБЭ.

11.2.2 Предварительная подготовка поверхности полупроводника перед загрузкой в установку МПЭ,

контроль качества подготовки с помощью ДБЭ

11.2.3 Удаление окисного слоя с поверхности подложки ваАз(001)

11.2.4 Калибровка потоков ва и А1 по осцилляциям

зеркального рефлекса ДБЭ

11.2.5 Калибровка потока Ав4. 65"

11.2.6 Калибровка температуры подложки, коррекция температурного сдвига при выращивании буферного слоя. 6

11.3 Выводы

Экспериментальные исследования поверхности полупроводников А3В5 с помощью

ДБЭ в условиях МПЭ

111.1 Исследование многоуровневой кристаллизации в процессе эпитаксиального роста AIAs(001)

методом МПЭ. 7

III. 1.1 Модель многоуровневой кристаллизации в условиях

роста методом МПЭ. 73 III. 1.2 Многоуровневая кристаллизация слоев AlAs на

поверхности GaAs(001)

111.2 Исследование шероховатости поверхности

GaAs(001)

III. 2.1 Экспериментальная процедура. Si

II 1.2.2 Сравнение зависимости интенсивности дифракции от температуры в статических условиях и в процессе эпитаксиального роста.

II 1.2.3 Зависимость уровня шероховатости поверхности от начальной реконструкции в процессе эпитаксиального роста.

Ш.З Исследование фазового перехода с(4х4)<~>(2х4) на поверхности GaAs(001).

II 1.3.1 Промежуточные стадии структурного перехода с(4х4)+Х2х4) на поверхности GaAs(001)

III.3.2 Модель поверхностной структуры

с реконструкцией (2x1)

111.4 Выводы №2

¿5

S6

Рост, травление и образование избыточной

жидкой фазы на поверхности полупроводников

А3В5 в процессе эпитаксии из молекулярных пучков

IV. 1 Термодинамическая модель роста и испарения кристалла в условиях МПЭ.

IV. 1.1 Гэтерогенное равновесие «пар-кристалл» на поверхности тройных твёрдых растворов А3ХВ31.ХС5. IV. 1.2 Гэтерогенное равновесие «пар-жидкость» на поверхности тройных твёрдых растворов А3ХВ31.ХС5. IV. 1.3 Баланс масс на поверхности растущего кристалла. IV.1.4 Верификация термодинамической модели: расчёт скорости роста СаАз(001).

IV.2 Термическое травление полупроводников А3В5 в вакууме.

IV. 2.1 Термическое травление бинарных соединений. IV. 2.2 Термическое травление баАв. IV.2.3 Термическое травление 1пАв. IV.2.4 Термическое травление тройных соединений.

IV.3 Образование жидкой фазы на поверхности тройных соединений полупроводников А^В^С5

в процессе роста методом МПЭ. 12,3 IV.3.1 Определение границы образования жидкой фазы

на поверхности тройных соединений А^В^.хС5- ^3

IV. 3.2 Учёт вклада упругих напряжений. 12 £ IV.3.3 Расчёт границы образования жидкой фазы для АЮаАв

1С76

Ю7

Ю8

Ю9

11/

ИЗ

//4

115

П8

121

IV.3.4 Расчёт границы образования жидкой фазы для ненапряжённых (релаксированных) слоёв /пСаАв. /55

IV. 3.5 Влияние упругих напряжений на образование избыточной жидкой фазы в случае напряжённых слоёв /пСаАэ. /3 ?

N.4 Выводы /4/

ЗАКЛЮЧЕНИЕ: основные результаты работы. /45

Список цитированной литературы. /4&

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Динамика поверхностных процессов в условиях молекулярно-пучковой эпитаксии соединений A3 B5»

ВВЕДЕНИЕ

В настоящее время молекулярно-пучковая эпитаксия (МПЭ) является одним из наиболее перспективных методов получения полупроводниковых структур с толщинами слоев, находящимися на атомном уровне. К достоинствам этого метода относятся возможность получения монокристаллов высокой чистоты (за счет проведения ростового процесса в сверхвысоком вакууме); возможность выращивания сверхтонких слоев с резкими изменениями состава на границах (за счет относительно низких температур роста, препятствующих взаимной диффузии компонент, и практически мгновенного прерывания молекулярных потоков, поступающих на подложку); прецизионный контроль толщин слоев на атомарном уровне (за счет высокой скорости управления потоками и относительно малых скоростей роста); высокая однородность состава и уровня легирования вдоль поверхности структуры; возможность получения бездислокационных напряженных полупроводниковых слоев, сверхрешёток и др.

Помимо широких технологических возможностей, метод МПЭ во многом является приспособленным для изучения процессов, происходящих на чистой поверхности полупроводника в вакууме. В ходе развития МПЭ было установлено, что наиболее полезным и информативным оказалось применение методик, основанных на дифракции быстрых электронов (ДБЭ) на отражение. Использование ДБЭ позволяет получить широкий спектр данных как о параметрах, контролирующих процесс роста, так и о физике поверхностных явлений.

Ключевой проблемой МПЭ является выбор оптимального режима выращивания материала. Для решения этой задачи необходимо построить адекватную физическую картину процессов, происходящих на поверхности полупроводника в вакууме, базируясь как на результатах

экспериментов, так и на теоретических исследованиях. Такая картина должна включать не только процессы роста и испарения кристаллов в условиях МПЭ, но также и сопутствующие процессы, такие как сегрегация компонент (примесей) на поверхности, образование нежелательных избыточных фаз (например, капель жидкости, приводящих к эрозии поверхности) и др.

Другим важным аспектом МПЭ является структура растущей поверхности. Поскольку резкость интерфейсов в гетероструктурах непосредственно связана с уровнем шероховатости поверхности (степени покрытия островками роста на атомном уровне), исследование зависимости шероховатости от условий роста с помощью ДБЭ является важным с научной и прикладной точки зрения, особенно в свете постоянного интереса к выращиванию качественных низкотемпературных слоёв ОаАэ и АЮаАэ.

Кроме вопросов, представляющих фундаментальный интерес, практика развития и использования МПЭ как ростовой технологии производства полупроводниковых приборов постоянно ставит новые задачи. К таковым относится, например, предложенная в ряде работ методика термического травления поверхности кристалла. Будучи важной технологической операцией, термическое травление в вакууме оказалось практически не изученным процессом. В частности, не определены предельные скорости травления и факторы, их лимитирующие.

Таким образом, имеется ряд направлений исследования динамики поверхностных процессов в условиях МПЭ полупроводников А3В5, требующих дополнительного изучения. В связи с этим, тема работы, направленная с одной стороны, на изучение поверхности полупроводников А3В5 в вакууме с помощью методик, основанных на ДБЭ, и с другой, на построение адекватной картины отдельных физических

процессов на поверхности бинарных полупроводников А3В5 и тройных соединений на их основе, является актуальной.

Цель и задачи работы состоят в экспериментальном исследовании шероховатости поверхности полупроводников А3В5 с помощью методик, основанных на ДБЭ, и в анализе наиболее важных экспериментальных ситуаций, включающих процессы термического травления, роста и образования жидкой фазы на поверхности бинарных полупроводников А3В5 и тройных соединения на их основе (включая напряжённые слои).

Научная новизна работы определяется тем, что в ней впервые: на основе предложенной качественной модели выявлен характер влияния многоуровневой кристаллизации на форму кривых осцилляций ДБЭ; определены зависимости уровня шероховатости поверхности ваАз(001) от условий эпитаксиального роста; предсказано и обнаружено существование промежуточного состояния поверхности СаАБ(001) с реконструкцией (2x1) при структурном переходе с(4х4)-»(2х4); предложена наиболее вероятная модель поверхности с реконструкцией (2x1); в рамках термодинамического подхода проведён анализ режимов термического травления бинарных полупроводников А3В5 и тройных соединений А^В^С5; проведён анализ влияния упругих напряжений на процесс образования жидкой фазы для тройных соединений А^В^С5; рассчитаны границы образования жидкой фазы для тройных соединений АЮаАэ и 1пСаАв как функции параметров ростового процесса.

Практическая значимость работы состоит в том, что в ней:

1. Получен качественный критерий, позволяющий определить доминирующий механизм кристаллизации на поверхности полупроводников А3В5 по форме кривых осцилляций ДБЭ.

2. Получены новые данные о динамике структурного перехода с(4х4)->(2х4) на поверхности ОаАв(001), вызванного началом

эпитаксиального роста. Эти данные позволяют проводить рост кристалла в условиях, обеспечивающих идеально гладкую поверхность 6аАз(001).

3. Рассчитаны важные с точки зрения практического применения режимы термического травления СаАБ(001) и 1пАб(001) в вакууме.

4. Проведён анализ термического травления тройных соединений А3ХВ31.ХС5 и обосновано заключение о неэффективности его применения на практике.

5. Рассчитана граница образования жидкой фазы для АЮаАэ и релаксированного 1пСаАз, что важно для оптимизации режимов выращивания этих соединений методом МПЭ.

6. Для напряжённых слоёв 1пОаАз с содержанием индия 0.22 и 0.53 (наиболее часто применяемыми на практике), проанализирован характер влияния упругих напряжений на границу образования жидкой фазы при росте на подложках СаАв, 1пАб, и 1пР.

Основные результаты работы, выдвигаемые на защиту:

1. Модель и качественный критерий, позволяющие определить доминирующий механизм кристаллизации растущей поверхности полупроводников А3В5 на основе анализа влияния многоуровневой кристаллизации на форму осцилляций интенсивности зеркального рефлекса ДБЭ.

2. Методика и результаты исследований зависимости уровня шероховатости поверхности 6аАБ(001) от температуры и начальной реконструкции в режиме эпитаксиального роста.

3. Результаты экспериментального исследования фазового перехода с(4х4)-»(2х4) на поверхности СаАз(001), обнаружение и модель промежуточной поверхностной структуры с реконструкцией (2x1).

4. Результаты анализа процессов испарения и образования избыточной жидкой фазы на поверхности полупроводников А3В5 и

тройных соединений на их основе, с учётом влияния упругих напряжений в эпитаксиальных слоях.

Апробация работы. Результаты работы докладывались и обсуждались на Xl-й Международной Конференции по росту кристаллов (The Hague, The Netherlands, 18-23 June, 1995), семинарах С.-Петербургского Центра Перспективных Технологий и Разработок и кафедры физической электроники СПбГТУ.

Публикации. Основные материалы диссертации опубликованы в 8 научных работах, список которых приведён в конце диссертации.

Структура работы. Диссертационная работа состоит из четырёх

глав.

В ПЕРВОЙ главе даётся обзор экспериментальных работ по исследованию базовых свойств поверхности полупроводников А3В5 с ориентацией (001), рассматриваются возможности применения ДБЭ в условиях МПЭ. Обсуждаются имеющиеся экспериментальные данные по исследованию шероховатости поверхности GaAs(001); по травлению полупроводников А3В5 в вакууме и образованию избыточной жидкой фазы, а также применимость термодинамического подхода к описанию физических процессов на поверхности в условиях МПЭ. Выделяются направления, требующие дополнительного изучения и формулируются цели и задачи диссертации.

Во ВТОРОЙ главе даётся детальное описание экспериментальной установки молекулярно-пучковой эпитаксии и её модификаций, направленных на совершенствование оборудования с целью повышения достоверности экспериментальных результатов. Описаны основные экспериментальные методики, основанные на ДБЭ, которые были использованы для изучения состояния поверхности.

В ТРЕТЬЕЙ главе рассматривается качественная модель, позволяющая определять доминирующий механизм кристаллизации растущей поверхности на основе анализа влияния многоуровневой кристаллизации на характер осцилляций зеркального рефлекса ДБЭ. Приведены результаты исследования шероховатости поверхности СаАв(001) в статических условиях и в режиме роста из молекулярных пучков. На основе изучения фазового перехода с(4х4)-*(2х4) на поверхности 6аАз(001) с помощью ДБЭ предсказано и обнаружено существование промежуточной атомарно-гладкой поверхностной структуры с реконструкцией (2x1); рассмотрен ряд моделей поверхности, из которых выбрана наиболее вероятная, описывающая данную реконструкцию.

В ЧЕТВЁРТОЙ главе термодинамическая модель использована для анализа испарения и образования избыточной жидкой фазы на поверхности полупроводников А3В5 и тройных соединений на их основе. Учтено влияние упругих напряжений на границу образования жидкой фазы. При этом принята во внимание существенная для получаемых результатов зависимость упругих констант кристалла от его состава. Проведено сравнение предсказаний теории с имеющимися экспериментальными данными.

Исследование поверхности полупроводников А3В5 при выращивании их методом МПЭ.

Молекулярно-пучковая эпитаксия (МПЭ) является универсальной технологией элитаксиального выращивания тонких пленок полупроводников. Её отличие от ранее существовавших методик вакуумного напыления заключается в существенно более высоком уровне контроля потоков веществ и условий их конденсации на подложке. МПЭ представляет собой процесс эпитаксиального роста, в основе которого лежит взаимодействие одного или нескольких пучков атомов или молекул с кристаллической подложкой в условиях сверхвысокого вакуума. Знание физики поверхности и наблюдения за перестройкой поверхностных атомов, определяемой соотношением между скоростью поступления атомов (интенсивностью пучка) и температурой подложки, способствуют лучшему пониманию путей получения высококачественных пленок путем наращивания одного атомного слоя за другим [1,2,3,4,5].

Успехи технологии твердотельных электронных приборов в последние десятилетия утвердили соединения А3В5 в качестве основного класса полупроводников для быстродействующих СВЧ-приборов и высокоэффективных приборов оптоэлектроники. Отличные результаты при создании двойных гетеролазеров [6,7,8,9,10] и полевых СВЧ-транзисторов [11,12] наряду с высоким выходом и хорошей однородностью роста при вращении подложкодержателя сделали МПЭ одним из базовых методов современной тонкоплёночной технологии.

Наряду с широкими технологическими возможностями МПЭ является единственным методом выращивания полупроводников, в рамках которого имеется возможность контролировать и исследовать чистые поверхности кристаллов в вакууме. Эти исследования, с одной стороны, приводят к дальнейшему совершенствованию МПЭ-технологии, и, с другой, позволяют детально изучить физические процессы, происходящие при взаимодействии молекулярных пучков и поверхности кристалла: состав и структуру поверхности, адсорбцию и десорбцию атомов и молекул, диффузию атомов по поверхности, образование избыточных фаз. Тем самым закладывается физическая база для определения оптимальных режимов роста тех или иных материалов.

В настоящей главе представлен обзор экспериментальных работ по исследованию поверхности полупроводников А3В5. Ввиду весьма широкого спектра проводимых исследований в данной области, данный обзор представляет обсуждение лишь выделенных направлений, имеющих непосредственное отношение к диссертационной работе. Рассматриваются данные по исследованию поверхностной шероховатости, термическому травлению полупроводников в вакууме и образованию избыточных фаз. Обсуждается весьма эффективный термодинамический подход к описанию процессов на поверхности растущего кристалла. Отдельное место в обзоре отведено описанию методик исследования поверхности, основанных на дифракции отражённых быстрых электронов. На основе анализа литературных данных сформулированы цели и задачи диссертационной работы.

1.1 Свойства (001) - ориентированной поверхности ОаА$ и других полупроводников А3В5.

1.1.1. Поверхностные фазовые диаграммы.

Важную роль в понимании элементарных процессов, происходящих на поверхности полупроводников в процессе роста, играют поверхностные фазовые диаграммы [13,14]. Исследования полупроводников с помощью дифракции электронов показали, что поверхность в вакууме реконструирована, т.е. обладает пониженной симметрией по отношению к атомам в объёме кристалла [15]. На фазовой диаграмме для полупроводников А3В5 в координатах поток молекул V группы - обратная температура поверхности изображены области существования различных поверхностных структур. В последнее время в соотнесении с поверхностными фазовыми диаграммами изучаются процессы адсорбции и десорбции [16,17], диффузии компонент на поверхности [18,19], поверхностной сегрегации [20] и т.д. Дополнительные возможности поверхностные фазовые диаграммы открывают для

классификации режимов эпитаксиального роста. Поскольку режим роста характеризуется падающими потоками атомов II 1-й группы ^ и молекул элемента У-й группы (тетрамеров: п = 4 или димеров: п = 2 в

зависимости от типа источника), а также температурой подложки Т, на поверхностной фазовой диаграмме, полученной для заданного РА режим роста в координатах -ИТ изображается точкой. В соответствии с

положением этой точки на фазовой диаграмме выращенный материал может обладать различными оптическими и электрическими характеристиками, уровнем дефектности и легирования, разной морфологией поверхности. Поэтому на фазовой диаграмме можно

указать области, оптимальные для выращивания эпитаксиальных слоев или же, по тем или иным причинам, запрещенные для роста.

Из всех поверхностей полупроводников группы А3В5 в настоящее время наиболее подробно изучена поверхность ОаАэ(001). Прежде всего, имеются достаточно надежные экспериментальные данные о фазовой диаграмме этой поверхности [14] (см. Рис.1.1). Согласно [13,14,21], поверхность СаАв(001) претерпевает реконструкцию, образуя ряд поверхностных структур, существование которых определяется величиной внешних потоков тетрамеров (димеров) мышьяка и атомов галлия, а также температурой поверхности Г. Основными из этих структур являются так называемая «Аэ-стабилизированная» поверхность, имеющая реконструкцию (2x4) (что соответствует наблюдению в картине ДБЭ дополнительных 1/2- и 1/4- рефлексов в азимутальных направлениях [110] и [110]) или с(2х8), и «За-стабилизированная» поверхность, которая

характеризуется реконструкцией (4x2) или с(8х2). Как правило,

эпитаксиальный рост ваАв проводится на Ав-стабилизированной поверхности, формирующейся при Г<630°С для потока мышьяка ^ =2

МС/с (один монослой в секунду (МС/с) соответствует потоку атомов или

молекул 6.210-10"14 см"2с~1). Обедненная мышьяком ва-стабилизированная

поверхность образуется при повышенных температурах (Г>720°С при =2 МС/с и стандартной скорости роста ~1мкм/час) или в

низкотемпературном интервале 470°С^-650°С при соотношении потоков < 0.5. Эта поверхность оказывается неустойчивой относительно

образования жидкой фазы (при росте на ней через некоторое время

образуются капли ва, приводящие в дальнейшем к эрозии поверхности

[13]). В области промежуточных температур (630°С-н720°С) при соотношении потоков 0.5 наблюдается переходная

10

17

ю 16

¡3

«в И л

3 10

о

С

15

10

14

(4x2)

о

о

о о

(2x4)

СаАз(001)

с(4х4)

о о

о

—^

а—0—□ □ п и

(4x2) □

0.8

1 1 I I I I I | I I I I г

1 > I I I I I I I I I I

1 1 I I I I I I I I I I-

1.0 1.2 1.4 1.6

Обратная температура 1000/Т (К"1)

>11111111

1.8

о

Рис.1.1 Фазовая диаграмма поверхности баАз с кристаллической ориентацией (001) при фиксированной скорости роста равной 0.65 мкм/час (взята из работы [14]).

поверхностная фаза, имеющая согласно данным работы [14] реконструкцию (1x1) (в других работах сообщается о наблюдении в этой области реконструкций типа (3x1), (1x6) или (4x6) [13,21], которые легко трансформируются одна в другую, и, по-видимому, являются лабильными).

Кроме описанных выше поверхностных структур при низких температурах (Г<470°С) появляется еще одна, имеющая реконструкцию с(4х4). Образование этой фазы сопровождается аккумуляцией на поверхности избыточного слоя мышьяка [22]. В отличие от других структур, поверхность с(4х4) существует только в отсутствии внешнего потока галлия. При поступлении ва на поверхность она трансформируется в структуру (2x4).

Полученные фазовые диаграммы ряда других полупроводников

А3В5 имеют сходный вид по сравнению с диаграммой ОаАэ(001). В работе

[14] исследовался 1пАэ и было показано, что также, как и в случае

СаАз(001), металл-стабилизированная поверхность характеризуется

реконструкцией с(8х2), а мышьяк-стабилизированная поверхность - (2x4).

Фазовая диаграмма СаР(001) также имеет сходный вид с диаграммой

СаАз(001) [23], основное отличие - существование реконструкции (л/19 х л/19) в переходной области, не наблюдаемой на поверхности (001)

арсенидов третьей группы.

Фазовые диаграммы тройных твердых растворов типа А3ХВ31.ХС5 изучены гораздо менее подробно. В работах [21,24] приводятся экспериментальные данные о поверхностных структурах твердого раствора А1хОа1хАз состава х = 0.25^-0.30. Данные работы [21] показывают, что:

1) как и в случае ваАв, на поверхности АЮаАБ(001) существует структура с реконструкцией (2x4), расположенная примерно в той же области изменения температуры образца и потоков компонент;

2) в отличие от ЭаАз, вместо реконструкции (4x2), вместе с которой наблюдают образование жидкой фазы и деградацию поверхности СэАб, в случае АЮаАэ регистрируется поверхностная реконструкция (3x1);

3) между структурами (3x1) и (2x4) наблюдают переходную поверхностную структуру с реконструкцией (1x1);

4) в отличие от ЗаАв, низкотемпературная область фазовой диаграммы плохо определена. Это связано, прежде всего, со срывом эпитаксиального роста в этой области, обусловленного меньшей поверхностной диффузией атомов А1 по сравнению с атомами 6а.

Следует отметить, что для тройных растворов интерпретация фазовых диаграмм по сравнению с бинарными соединениями существенно затруднена. Это связано с тем, что конкретную фазовую диаграмму поверхности следует соотносить с конкретным составом твердого раствора. В то же время, её экспериментальное изучение традиционно проводится при фиксированных внешних потоках А1, 6а и Аэ. В низкотемпературной области эти потоки однозначно определяют состав твердого раствора. В то же время, в высокотемпературной области вследствие преимущественной десорбции атомов ва состав твердого раствора изменяется [25,26]. Поэтому высокотемпературная область фазовой диаграммы соответствует, вообще говоря, твердому раствору переменного состава.

Типичную ошибку в интерпретации фазовой диаграммы твердого раствора иллюстрирует следующий пример. В области высоких температур (более 720°С) при изучении поверхности АЮаАв часто

наблюдают реконструкцию типа (3x2) [21]. Внимательное изучение показывает, что при росте из молекулярных пучков в этой области температур состав твердого раствора приближается к чистому А1Аз. Структура (3x2) характерна именно для чистого А1Аэ, о чем, в частности, свидетельствуют данные работы [27].

1.1.2 Результаты исследования структуры реконструированной

поверхности.

Эксперименты по дифракции электронов дают информацию о симметрии поверхностных элементарных ячеек, но не позволяют определить атомную структуру реконструированной поверхности. Надёжные представления о структуре поверхности на атомном уровне были получены на базе экспериментальных наблюдений с помощью сканирующей туннельной микроскопии (СТМ) [22,28].

Конфигурация различных атомарных структур на поверхности арсенида галлия с кристаллической ориентацией (001) была установлена в работе [22]. Использовалось уникальное сочетание установки МПЭ и изолированной вакуумной камеры, с которой был сопряжён сканирующий туннельный микроскоп (СТМ). Такая конструкция позволила получать СТМ-изображения поверхности непосредственно в процессе роста ваАэ в вакууме. На Рис. 1.2 представлено СТМ-изображение поверхности ОаАэ(001) в условиях смешанной реконструкции (2x4) и с(2х8). На Рис.1.2а видно, что на поверхности наблюдаются изображения, похожие на димеры. Три димера, выстроенные вдоль азимутального направления [110], чередуются с двумя соседними вакансиями. Такая структура

соответствует поверхностному покрытию мышьяком ^«0.75, что согласуется с результатами экспериментов по ДБЭ и Оже - спектроскопии

СзА! (100) с(2х8)

(б)

» I •

ег^ет^ег^о о^е

Оч^Э^-бк^О

С&оЭ с#<)

а* 6а А1

га

Рис,1.2. СТМ-изображения поверхности СаАз(ОСИ) в Аз-стабилизированных условиях (а) и восстановленная модель поверхности с реконструкцией с(2х8) (б).

¿Г' Ш ■ ;

•¡Ав

(6)

(Вид сьерку) О*

|СаА|рОО) с[4х4)

(в>иЬ с&оку)

А( А1 Сг А! Со

Рис. 1.3. СТМ-изображения поверхности СаАэ(001) в условиях реконструкции с(4х4) (а) и восстановленная модель поверхности (б).

(б)

Б »А» (100) с[8х2)

М г. 7К /ч

V' Ы Ш ш V

Са А! С г

Рис 1.4. СТМ-изображения поверхности СаАз(001) в ва-стабилизированных условиях (а) и восстановленная модель поверхности с реконструкцией с(8х2) (б),

поверхности 0аАз(СЮ1) [29,30,31], в которых отмечается, что такое значение в^ соответствует наиболее стабильной поверхностной структуре. Расчеты энергий связи атомов на поверхности также показывают, что поверхностная структура с наименьшей энергией реализуется в случае присоединения трех димеров на каждую элементарную ячейку [32].

СТМ-изображение поверхности 6аАз(001) в низкотемпературной области, характеризующейся реконструкцией с(4х4), представлено на Рис.1.3. Очевидна симметрия с(4х4): диагональ элементарной ячейки при этом параллельна направлению [110]. В соответствии с моделью данной

структуры, показанной на Рис.1.3б, и подтверждённой СТМ-изображением, покрытие поверхности мышьяком 6^1.75.

На Рис.1.4 показано СТМ-изображение поверхности ОаАв(001) в области существования Оа-стабилизированной поверхности. Появление реконструкции с(8х2) согласно данным [14] соответствует области высоких температур, при которых наблюдается существенная десорбция мышьяка.

На всех трех рисунках представлены также кристаллографические модели описываемых поверхностных структур, которые находятся в соответствии с СТМ-изображениями и удовлетворяют критерию электронной стабильности.

1.2 Использование дифракции быстрых электронов на отражение для исследования поверхности полупроводников А3В5.

Наиболее информативными для исследования процессов, протекающих во время эпитаксии в условиях МПЭ, как правило, оказываются методики, основанные на экспериментах in situ. Так, базовые данные о десорбции компонент были получены с помощью метода модулированных пучков [33] и масс-спектрометрии отраженных потоков [34]. Для изучения формы двумерных островков [35] и изрезанности ступеней роста [36] успешно использовался туннельный сканирующий микроскоп. Диффузия компонент и формирование жидкой фазы в процессе эпитаксиального роста исследовались с помощью сканирующего электронного микроскопа [18]. В то же время, наиболее гибкие и информативные методы исследования поверхности во время роста, по-прежнему, основываются на дифракции отраженных быстрых электронов.

Обычная для установок МПЭ геометрия дифракции предполагает малый (порядка 1°) угол падения электронного луча на поверхность образца при энергии электронов в диапазоне Ю-г-30 кэВ. Дифракционная картина, возникающая вследствие периодичности кристалла, наблюдается на люминесцентном экране, находящемся в вакууме.

Основные преимущества метода ДБЭ в рамках МПЭ следующие. Применяемый диапазон энергий электронов и плотностей токов электронного луча не приводит к сколько-нибудь заметному разрушению поверхности, и, главное, проникновение электронов в кристалл при энергии 10 кэВ и угле падения 1° составляет ~5А, т.е. дифракционная картина определяется фактически верхним атомным слоем, что делает

метод ДБЭ на отражение чрезвычайно чувствительным к элементарным процессам на поверхности.

Кроме традиционной информации о реконструкции поверхности, использование ДБЭ даёт возможность измерять скорость эпитаксиального роста [19,37] и испарения материала [38,39], длину диффузии атомов на поверхности кристалла [40], критическую толщину напряженной эпитаксиальной пленки, при которой начинается релаксация напряжений [41], а также скорость изменения соответствующего поверхностного покрытия при выключении внешних потоков компонент роста [42,43,44,45].

1.2.1 Осцилляции интенсивности ДБЭ.

При анализе картины ДБЭ мы можем считать кристалл

совокупностью параллельных плоскостей, в которых расположены атомы.

Хорошо известный закон Брэгга, связывающий длину волны и угол

дифракции электронного пучка, может быть записан в виде:

2й-ътр = Х (1.1)

где й - межплоскостное расстояние, X - длина волны электрона, /3 - угол

падения пучка электронов на поверхность.

Оказалось, что использование геометрии рассеяния электронов при которой электронная волна, отраженная от двух соседних электронных плоскостей, приходит на люминесцентный экран в противофазе дает возможность судить о степени заполнения поверхности арсенида галлия двумерными островками роста [19]. Условием соблюдения этих, так называемых, антибрэгговских условий дифракции является равенство разности набега фазы при отражении волны от соседних плоскостей числу к. Этот случай реализуется при малых (0.5-И.5°) углах падения пучка электронов на поверхность.

Максимальная интенсивность ДБЭ наблюдается в условиях атомарно гладкой поверхности. В процессе роста следующего слоя поверхность начинает заполняться изолированными двумерными островками, что приводит к уменьшению интенсивности из-за интерференции между волнами, отраженными от подложки и растущего слоя. При завершении заполнения слоя интенсивность вновь достигает максимального значения [19,46]. В результате наблюдаются осцилляции интенсивности ДБЭ с периодом, соответствующим времени заполнения монослоя, что позволяет измерять скорость роста кристалла, и, тем самым, осуществлять калибровку потоков из молекулярных источников атомов элементов Ш-й группы.

Осцилляции наблюдаются только на начальном периоде роста на выглаженной поверхности (время выглаживания поверхности наблюдается по эволюции интенсивности зеркального рефлекса) после включения внешнего потока атомов третьей группы. Со временем на поверхности развивается равновесное распределение ступеней с некоторым средним покрытием поверхности растущим слоем, что приводит к затуханию осцилляций и выходу интенсивности дифракции на стационарный уровень.

Методика регистрации осцилляций интенсивности ДБЭ, кроме того, может применяться для исследования механизмов нуклеации [47], а также для определения скорости термического испарения кристалла, как уже отмечалось выше.

1.2.2 Анализ структуры растущей поверхности в условиях МПЭ.

В случае идеальной двумерной кристаллической структуры дифракционная картина, полученная методом ДБЭ в условиях МПЭ при исследовании идеальным прибором, должна представлять бесконечно узкие линии (рефлексы) с нулевой интенсивностью между ними. Реальные приборы имеют конечные инструментальные параметры и дают конечную ширину рефлексов, как правило, на некотором фоне. На поверхности реального кристалла могут образовываться ступени и двумерные островки, что в свою очередь может существенно повлиять на форму рефлекса. Правильная интерпретация дифракционной картины, таким образом, может дать информацию о структуре поверхности кристалла.

Впервые зависимость изменения интенсивности ДБЭ от степени заполнения монослоя в случае двухуровневой поверхности была получена в работе [46] на основе простых кинематических соображений. Достаточно полный теоретический анализ зависимости профиля пиков интенсивности ДБЭ от средних размеров островка, а также от распределения островков по размерам в рамках кинематического приближения [48] был произведен Лентом и Коэном в работе [49]. В модели, предложенной в [49], предполагалось случайное распределение двумерных островков на плоской поверхности и друг на друге (многоуровневая поверхность). Для вычисления интенсивности дифракционных рефлексов использовались корреляционные функции пары атомов (рассеивателей) на поверхности. Для получения простой аналитической формулы авторы [49] решили задачу для одномерного случая (сечение поверхности). Моделирование случайного перехода атомов с одного уровня на другой производилось с помощью

вероятностных цепочек Маркова. Было показано, что профиль пика

формируется из двух составляющих - центрального пика (дифракция от

плоского участка поверхности) и широких "плеч" - результата

разупорядочения поверхности. При увеличении разупорядоченности

интенсивность центрального пика уменьшается, и в той же степени

увеличивается интенсивность плеч. Авторы [49] показали, что в

одномерном случае при заполнении островками роста лишь одного

монослоя профиль плеч описывается функцией Лоренца, а уменьшение интенсивности центрального пика пропорционально 0в) , где в -

доля растущего монослоя (покрытие поверхности двумерными островками). В работе [49] не выводились выражения для интенсивности дифракционных рефлексов, справедливые в двумерном случае, но лишь эмпирически обобщались решения одномерной задачи.

Затем данная модель применялась для исследования поверхности баАв в процессе роста кристалла. На основе анализа эволюции пика интенсивности ДБЭ от периода к периоду авторы [49] пришли к заключению, что система островков на поверхности хорошо описывается двухуровневой моделью, что говорит об осуществлении послойного роста кристалла без заметного влияния многоуровневой кристаллизации.

В той же работе была произведена попытка применения развитой теории к анализу дифракции на многоуровневой поверхности. Однако, моделирование разупорядоченной многоуровневой поверхности с помощью подхода Маркова оказалось достаточно сложным, и не позволило получить результат, не связанный со введением ряда подгоночных параметров, которые трудно извлечь из экспериментальных данных.

В настоящее время в научной литературе наблюдается недостаток работ, в которых бы детально обсуждались модели дифракции электронов на многоуровневой поверхности. Построение такой модели могло бы быть полезно при исследовании процессов многоуровневой кристаллизации, а также для определения преобладающего механизма кристаллизации на поверхности различных полупроводников А3В5 с помощью ДБЭ.

1.2.3 Исследования шероховатости поверхности СаАз(001).

Технология выращивания гетероструктур, пригодная для изготовления промышленных приборов на основе полупроводников А3В5 и основанная на методе молекулярно-пучковой эпитаксии, получила значительное развитие в последние годы. Благодаря успехам в исследовании физики эпитаксиального роста и улучшению технологической базы МПЭ получен целый ряд приборов оптоэлектроники и микроэлектроники, включая мощные полупроводниковые лазеры на гетероструктурах [10]. Однако серийное производство мощных (более 1 Вт) лазерных диодов осуществляется с помощью эпитаксии из металорганических соединений [50] ввиду, прежде всего, низкой воспроизводимости выращенных методом МПЭ гетероструктур. В то же время ряд приборов, таких как СВЧ транзисторы с двумерным электронным газом, фотоприемники с внутризонным резонансным поглощением, датчики Холла, требующих чрезвычайно резких гетероинтерфейсов (на уровне одного моноатомного слоя), могут быть получены только методом МПЭ.

Качество данных гетероинтерфейсов резко отражается на характеристиках приборов, в связи с чем необходимо проводить

эпитаксиальный рост в условиях, когда растущая поверхность полупроводника имеет наименьшую разупорядоченность и близка к атомарно гладкой. Следует отметить, что понятие шероховатости поверхности, о которой пойдёт речь ниже, не совсем совпадает с общепринятым в физике поверхности значением этого термина. Дело в том, что обычно под «шероховатостью» понимается топография поверхности с характерными размерами -0.1-И мкм. Мы же вкладываем в это понятие смысл разупорядочения поверхности на уровне одного атомного слоя, т.е. связанную с частичным заполнением поверхности островками роста [51]. Далее мы будем использовать этот термин без дополнительных оговорок.

Как уже отмечалось выше, поведение интенсивности дифракции (здесь и далее под интенсивностью дифракции мы будем подразумевать интенсивность зеркального рефлекса, измеряемую при наблюдении дифракционной картины в азимутальном направлении [110]) в

антибрэгговских условиях прямо связано с шероховатостью поверхности

полупроводника. Действительно, как уже отмечалось в разделе 1.2.2,

уменьшение интенсивности зеркального рефлекса оказывается пропорциональным величине 0(1-0), где 0 - степень заполнения

верхнего монослоя [49] (или покрытие поверхности). При наличии большого числа ступеней на поверхности 0 принимает скорее промежуточные значения, чем близкие к нулю или единице. Поэтому рост шероховатости поверхности (поверхностной плотности ступеней) ведет к падению интенсивности дифракции.

Механизм влияния состава поверхности на величину интенсивности зеркального рефлекса ДБЭ окончательно не выяснен, в связи с чем исследованию зависимости интенсивности дифракции от температуры и

состава поверхности полупроводников посвящен ряд работ [52,53,54]. Во всех этих работах в области существования реконструкции (2x4) регистрировалась максимальная интенсивность дифракции. При повышении температуры вблизи перехода (2х4)-»(1х1) наблюдалось падение интенсивности дифракции. Такое поведение могло быть связано либо с увеличением шероховатости поверхности (т.е. увеличением поверхностной плотности ступеней), либо с изменением эффективности рассеяния электронов поверхностью при её обеднении мышьяком в процессе подъема температуры.

В области низких температур при переходе (2х4)-»с(4х4) также наблюдалось падение интенсивности дифракции. В работе [53] оптическим методом было экспериментально обнаружено, что наличие избыточного мышьяка в верхнем монослое приводит к увеличению шероховатости поверхности СаАБ(001). Авторы [53] предположили, что обогащение поверхности мышьяком в статических условиях вызывает появление большого количества протяженных ступеней моноатомной высоты, имеющих направленность, параллельную азимуту [110]. С

ростом температуры, а также при поступлении на поверхность атомов галлия происходил сброс избыточного мышьяка, уменьшение плотности ступеней на поверхности, и, соответственно, увеличение интенсивности зеркально дифрагированного пучка.

Дополнительная информация была получена при целенаправленном варьировании состава поверхности ОаАв путём подачи на неё дозированного количества атомов ва в отсутствии внешнего потока мышьяка [31]. В этой работе было установлено, что накопление галлия на поверхности с(4х4) действует аналогично подъёму

температуры, т.е. приводит к переходу с(4х4)-»(2х4) и, в свою очередь, к повышению интенсивности зеркального рефлекса.

Как правило, эксперименты по изучению стехиометрии и шероховатости поверхности проводились в нетипичных для реальных эпитаксиальных процессов условиях. Так, в работе [31] изучались процессы, происходящие на поверхности 6аАз(001) при напылении ва со скоростью от 0.04 до 0.14 МС/с в отсутствие внешнего потока Аэ. В работе [55] исследовался характер затухания осцилляций зеркального рефлекса картины ДБЭ при выращивании эпитаксиальных слоев СаАэ(001) с малыми (~0.2+0.3 МС/с) скоростями роста. Поэтому, естественно, возникает вопрос о возможности использования результатов этих работ для анализа условий реального эпитаксиального роста (скорости роста ~1 МС/с, температура 450-ь700°С).-

1.3 Термодинамические факторы в МПЭ.

1.3.1 Применимость термодинамического подхода в условиях МПЭ.

Строго говоря, методы термодинамики применимы к системам находящимся в равновесии. Поскольку рост кристалла является процессом неравновесным, использование термодинамического подхода для описания процесса МПЭ возможно лишь на основе ряда приближений. На начальном этапе развития МПЭ было принято считать, что такое описание вообще невозможно из-за сильной неравновесности, происходящих на поверхности явлений. Действительно, вещества, вступающие в реакцию и продукты её, находятся каждое при своей температуре, в то время как обычный термодинамический подход подразумевает единую температуру в системе. Наличие кинетических барьеров реакций дополнительно усложняет задачу. Однако в результате

оказалось, что в условиях, когда методом МПЭ получают слои наилучшего качества, кинетические явления на поверхности почти не искажают термодинамические предсказания. Что же касается неравновесности процесса молекулярно-лучевой эпитаксии, то в работе [56] для объяснения результатов, полученных в процессе роста сверхрешеток ОаАэ/АЮаАз, было выдвинуто предположение, что малая скорость роста (обычно порядка 1 мкм/час) ведет к тому, что при МПЭ достигается состояние достаточно близкое к равновесному.

Преимуществом термодинамического подхода является то, что он даёт возможность достаточно простого и быстрого получения качественных результатов:

1. Можно определить, возможна ли желаемая реакция или нет в условиях МЛЭ. Это очевидно для такой хорошо известной реакции, как рост СаАэ, но для некоторых реакций легирования и роста твердых растворов соединений А3В5 можно избежать потери большого количества времени и усилий, затрачиваемых на экспериментальное исследование реакций, которые не могут идти.

2. Можно определить, какие конкурирующие реакции тоже возможны. Эти сведения укажут, чего следует более всего остерегаться и помогут выбрать легирующие примеси, которые легче всего использовать.

3. При более подробном изучении конкретной реакции сравнение термодинамических предсказаний с экспериментальными данными позволяет идентифицировать различного рода кинетические барьеры и, следовательно, ведёт к более ясному пониманию механизма реакции.

Однако, чтобы сделать количественные предсказания, достаточно часто недостаёт экспериментальных данных. Но и в этом случае термодинамические расчёты помогают определить минимальное

количество экспериментов, необходимых для получения наиболее полезных сведений, поскольку они оперируют с минимальным набором параметров.

Хекингботтом [57,58] одним из первых сформулировал основные принципы применения термодинамики для описания процесса молекулярно-пучковой эпитаксии. Основным его предположением является принцип локального равновесия. Он базируется на том обстоятельстве, что главную роль в процессе роста играет поверхностная диффузия. Действительно, по данным работы [59], в случае ОаАэ при 600°С атом галлия в течение примерно 1 с диффундирует по поверхности и сменяет около 10е мест, прежде чем встроиться в решетку. С другой стороны, согласно работе [60] самодиффузия ва в СаАэ ничтожно мала (1.9-10"5 А за 1 с при 600°С). Иными словами в процессе роста методом МЛЭ ключевую роль играют явления в адсорбционном слое Однако следует отметить, что не все процессы в этом слое приходят к равновесию. В целом ряде реакций, таких как диссоциация молекулярных реагентов, кинетические аспекты могут играть ключевую роль.

Одной из первых работ, использующих термодинамический подход для описания роста полупроводников А3В5 в условиях МПЭ, была выполнена Секи и Кокиту [61]. В ней рассматривались равновесные давления десорбируемых компонент для получения зависимости скорости роста кристалла от температуры. Однако авторы [61] использовали некорректный баланс масс на поверхности, что приводило к значительной погрешности результатов расчётов для ряда соединений А3В5. Этот недостаток был исправлен в работах Шена и Шаттильона [62,63] где термодинамическая модель роста кристаллов приобрела свою окончательную форму. Как частный случай, авторы [62] рассмотрели

процесс конгруэнтного испарения ОаАэ и нашли, что ниже температуры конгруэнтного испарения (Г< Гс =860*910 К) скорость испарения

пренебрежимо мала (~10 2 МС/с).

Термодинамическая модель была успешно использована для описания процессов легирования соединений А3В5 и роста тройных твёрдых растворов [64]; а также для предсказания границы образования избыточной жидкой фазы на поверхности бинарных полупроводников А3В5 [65].

1.3.2 Термическое травление полупроводников А3В5 в вакууме.

В технологии производства полупроводниковых приборов методом МПЭ достаточно нерешённых вопросов. Один из них - проблема заращивания поверхности полупроводников А3В5 после операций, выполняемых вне высоковакуумной камеры. Обычно повторный рост кристалла в установке МПЭ после таких операций приводит к образованию дефектного слоя вблизи поверхности структуры, который становится критичным для рабочих характеристик прибора. Для того, чтобы избежать этих трудностей, был предложен метод обработки поверхности перед вторичным ростом, основанный на предварительном термическом травлении поверхности в условиях вакуума [66].

Авторами этой работы первоначально выращивалась многослойная лазерная структура в стандартных условиях МПЭ. Для создания полосковой структуры подложка была вынута из установки МПЭ и подвержена стандартной фотолитографической обработке. Глубина химического травления выбиралась такой, чтобы поверх слоя АЮаАэ (р-эмиттера) оставался тонкий пассивирующий слой СаАэ толщиной около 1000 А. Затем, приготовленная таким образом структура помещалась в

установку МПЭ, где с помощью термического травления удалялся остаточный слой СаАэ. Режим травления (температура и поток мышьяка) выбирался так, что испарение нижележащего АЮаАэ не происходило. Следующим этапом являлось заращивание канала тройным соединением. Предложенный метод обеспечил успешное производство полупроводниковых лазерных диодов с зарощенным полосковым контактом на основе многоступенчатой ростовой технологии [66].

В другой работе [67] метод термического травления СаАэ применялся для подготовки поверхности полупроводника перед ростом в установке МПЭ. Была показана принципиальная возможность использования предложенной процедуры вместо стандартного выращивания буферного слоя для выглаживания поверхности.

Практическая ценность термического травления стимулировала интерес к данному методу в применении как к бинарным, так и тройным соединениям А3В5. Принципиальной задачей стал выбор условий, при которых травление поверхности происходит без образования жидкой фазы, а следовательно, и без эрозии поверхности.

Из немногочисленных экспериментальных работ по термическому травлению следует выделить две. Авторы работы [38] исследовали скорость испарения ваАв во внешнем потоке Аэ. Нужно отметить, что такая ситуация принципиально отличается от предыдущей, когда материал испарялся в отсутствие внешних потоков летучего компонента. Появившаяся в системе дополнительная степень свободы позволила управлять процессом испарения, и в случае отсутствия жидкой фазы состояние системы должно определяться температурой и внешним потоком мышьяка.

Рис. 1.5 Осцилляции интенсивности зеркального рефлекса Д БЭ при эпитаксиальном росте и послойном травлении СаАз(001) (из работы [39]).

Измерение скорости испарения производилось с использованием методики, основанной на ДБЭ. При выборе определенных условий травления авторы [38] регистрировали осцилляции интенсивности зеркального рефлекса ДБЭ, аналогичные осцилляциям, наблюдаемым при послойном эпитаксиальном росте. Период осцилляций соответствовал времени испарения одного монослоя [38]. Как отмечают авторы [38], осцилляции испарения наблюдались только в переходной области с реконструкцией (1x1). Данные другой работы [39] также указывают на возможность послойного испарения СаАэ. На Рис. 1.5 представлена характерная картина осцилляций при росте и травлении СаАб(001).

Таким образом, следует отметить, что имеющиеся теоретические работы [61,62] по исследованию испарения СаАэ не решают проблемы выбора и оптимизации режимов травления, которые позволили бы использовать эту методику на практике, поскольку относятся к области температур, где скорость испарения пренебрежимо мала и не учитывают возможность поступления на поверхность внешнего потока компонента пятой группы. Кроме того, полностью отсутствуют какие-либо данные по исследованию термического травления тройных соединений А^В^С5.

1.3.3 Образование жидкой фазы на поверхности полупроводников А3В6.

Оптимизация выращивания слоев полупроводников методом МПЭ требует определения условий, при которых ростовой процесс проходит без образования на поверхности избыточных фаз. В случае соединений А3В5 должны быть приняты во внимание два вида избыточных фаз -жидкая фаза, наблюдаемая при высоких температурах и твердая фаза элемента V группы, которая случается при достаточно низкой

температуре. Температурный интервал между областями возникновения этих фаз называют «окном роста» [68], и в его пределах происходит только взаимодействие газовой фазы с кристаллом.

Условия образования избыточных фаз в рамках использования термодинамического подхода изучались в ряде работ [65,68,69,70]. В большинстве из них изучались бинарные соединения А3В5. По данным работ [65,71], граница образования жидкой фазы для ваАз совпадает с границей структурного перехода (2х4)-Ц4х2) на фазовой диаграмме поверхности СаАз(001). В случае 1пАз(001) эти две границы не совпадают: на фазовой диаграмме существует область с реконструкцией (4x2), в которой жидкая фаза не образуется и, в принципе, возможен эпитаксиальный рост [72]. В свою очередь, исследования А1Аз(001) показали, что в некоторой температурной зоне жидкая фаза не образуется на поверхности данного соединения даже при полном отсутствии внешнего потока мышьяка [27].

В отличие от бинарных соединений, условия образования жидкой фазы на поверхности тройных соединений А^В^С5, включая напряжённые слои, недостаточно изучены. Отсутствует законченная теоретическая проработка данного вопроса и, как следствие, возникают трудности с интерпретацией экспериментальных данных. В качестве примера можно привести результаты работы [73], сообщающей о немонотонном поведении границы структурного перехода (2х4)-»(4х2) для АЮаАэ и 1пСаАз, причины которого детально не обсуждаются.

1.4 Выводы:

В результате обзора теоретических и экспериментальных работ, посвященных изучению процессов на поверхности соединений А3В5, были выявлены следующие направления, требующие дополнительных исследований:

1. Разработка физической модели, позволяющей установить преобладающий механизм кристаллизации на основе анализа формы кривых осцилляций интенсивности зеркального рефлекса ДБЭ.

2. Экспериментальное исследование поверхности 6аАз(001) с помощью методик, основанных на ДБЭ в условиях реального эпитаксиального роста с целью определения ростовых параметров, обеспечивающих наименьшую шероховатость поверхности.

3. Анализ основных закономерностей термического травления бинарных полупроводников А3В5 и тройных соединений на их основе. Определение предельно достижимых скоростей термического травления для СаАэ(001) и 1пАз(001), а также механизмов, их лимитирующих.

4. Исследование условий образования жидкой фазы на поверхности тройных соединений А3ХВ31.ХС5. Анализ влияния упругих напряжений на процесс образования жидкой фазы.

Все эти направления имеют важный научный и прикладной аспект как для изучения физики поверхности соединений А3В5, так и для оптимизации процессов роста на их основе эпитаксиальных слоев методом МПЭ.

РОССИЙСКАЯ ЦАРСТВЕ НИ/?

Заключение диссертации по теме «Физическая электроника», Алексеев, Алексей Николаевич

Основные результаты работы:

1. В результате анализа влияния многоуровневой кристаллизации на форму кривых осцилляции зеркального рефлекса ДБЭ получен качественный критерий определения доминирующего механизма кристаллизации на поверхности полупроводников А3В5. Характерные проявления многоуровневой кристаллизации заключаются в следующем:

1) в условиях дифракции, близких к антибрэгговским, максимумы осцилляционной кривой быстро затухают, в то время как интенсивность минимумов остаётся практически неизменной;

2) при образовании на поверхности изолированных трёхмерных островков резко падает интенсивность зеркального рефлекса на первом периоде осцилляций.

На примере эпитаксиального роста А1Аэ на ОаАэ(001) показано, что для данного материала характерно поведение первого типа, причём темп развития заполнения верхних избыточных слоёв растёт с увеличением скорости роста кристалла.

2. Экспериментально исследована зависимость уровня шероховатости поверхности СаАБ(001) от температуры в статических условиях и в режиме эпитаксиального роста. Показано, что наименьшая шероховатость в отсутствие роста достигается в условиях, обеспечивающих реконструкцию поверхности (2x4).

3. Обнаружена аномальная зависимость шероховатости поверхности от скорости роста, связанная со структурным переходом с(4х4)->(2х4): при начале роста на с(4х4)-реконструированной поверхности установившаяся после затухания осцилляций интенсивность зеркального рефлекса растёт с увеличением скорости роста, т.е. шероховатость поверхности уменьшается. Показано, что при скорости роста выше ~0.6 МС/с шероховатость поверхности при начале роста на с(4х4)-реконструированной поверхности оказывается меньше, чем при начале роста на изначально (2х4)-реконструированной поверхности. Этот эффект может быть использован для создания гетероструктур с максимально резким интерфейсом.

4. С помощью специально разработанной методики, основанной на ДБЭ, экспериментально обнаружено существование промежуточной поверхностной структуры типа (2x1), возникающей в процессе перехода с(4х4)-»(2х4). С помощью этой структуры объяснено аномальное поведение шероховатости поверхности. С использованием критерия электронной стабильности выбрана наиболее вероятная модель элементарной ячейки поверхности 6аАз(001) с реконструкцией (2x1).

5. Экспериментально определено количество галлия, вызывающего структурный переход с(4х4)-»(2х4) на поверхности СаАв(001). Оно составило 0.2±0.05 монослоя. Показано, что данный переход осуществляется в отсутствии кинетических ограничений, и его динамика определяется только термодинамическими параметрами системы -температурой и покрытиями поверхности атомами разного сорта.

6. Рассчитаны предельно достижимые скорости термического травления СаАз(001) и 1пАз(001), которые составили ~1.0 МС/сек для ОаАэ и ~5.0 МС/сек для 1пАз. Показано, что ограничение скорости травления связано с образованием на поверхности жидкой фазы. Результаты расчёта скорости травления для СаАэ находятся в хорошем согласии с имеющимися экспериментальными данными.

7. Выявлена неэффективность использования на практике термического травления тройных твёрдых растворов А3ХВ31.ХС5 вследствие формирующейся в процессе травления неоднородности состава в приповерхностном слое. Показано, что скорость травления в этом случае контролируется скоростью испарения менее летучей компоненты.

8. С использованием термодинамического подхода определены условия образования жидкой фазы на поверхности АЮаАв. Показано, что подобно А1АБ, соединение АЮаАэ имеет температурный интервал, в котором жидкая фаза не образуется даже при отсутствии внешнего потока мышьяка. Предсказания теории находятся в качественном согласии с имеющимися экспериментальными данными.

9. Определены условия образования жидкой фазы на поверхности релаксированного 1п6аАз. Предсказана немонотонная зависимость критического потока мышьяка, соответствующего границе образования жидкой фазы, от температуры.

10. Выявлен характер влияния упругих напряжений, возникающих при росте эпитаксиальных слоёв 1пОаАБ, на различных подложках (СаАэ, 1пАз, и 1пР), на границу образования жидкой фазы. Показано, что напряжение растяжения подавляет немонотонное поведение критического потока мышьяка с температурой, а напряжение сжатия, напротив, - усиливает его.

Автор выражает благодарность: д.ф.-м.н. Кораблёву В.В. и к.ф.-м.н. Карпову С.Ю. за научное руководство; к.ф.-м.н. Мячину В.Е. и к.ф.-м.н. Фокину Г.А. за многочисленное обсуждение результатов работы, а также к.ф.-м.н. Погорельскому Ю.В., к.ф.-м.н. Соколову И.А. и Русановичу И.Ю. за помощь в непосредственной работе над диссертацией.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Список литературы диссертационного исследования кандидат физико-математических наук Алексеев, Алексей Николаевич, 1999 год

Список цитируемой литературы:

[1] A.Y.Cho and J.R.Arthur, Molecular beam epitaxy, Progr. in Solid State Chem.,1975, V.10, p.157-191.

[2] B.A.Joyce and C.T.Foxon, Growth and doping kinetics in molecular beam epitaxy, Jap.J.Appl.Phys.,1977, V.16,Suppl.16-1, p.17-23.

[3] C.T.Foxon and B.A.Joyce, Fundumental aspects of molecular beam epitaxy, In: Current Topics in Material Science, Ed. E.Kaldis, North-Holland, Amsterdam, 1981, V.7.N.4, p.1-68.

[4] Ploog K., Molecular beam epitaxy of lll-V compounds: technology and growth process, Ann.Rev.Mater.Sci., 1981, N.11, p.171-210.

[5] A.Y.Cho, Twenty years of molecular beam epitaxy, Proc. of Vlll-th Intern. Conf. on Molecular Beam Epitaxy, Toyonaka, Osaka, Japan, 29 Aug.-2 Sept. 1994, Part I, Sect. 1, p. 1-7.

[6] W.T.Tsang, C.Weisbuch, R.C.Miller, and R.Dingle, Current Injection GaAs-AlxGa^As multi-quantum well heterostructure lasers prepared by molecular beam epitaxy, Appl.Phys.Lett.,1979, V.35, N.9, p.679-675.

[7] A.Y.Cho and H.C.Casey(Jr), GaAs-AIGaAs double-heterostructure lasers prepared by molecular beam epitaxy, Appl.Phys.Lett.,1974, V.25, N.5, p.288-290.

[8] P.S.Kop'ev, SCH lasers using short period superlattices, Surf.Sci., 1990, V.228, N.1-3, p.514-519.

[9] T.Hayakawa, K.Matsumoto, M.Morishima, M.Nagai, H.Horie, Y.lshigame, A.lsoyama and Y.Niwata, High power AIGaAs quantum well laser diodes prepared by molecular beam epitaxy, Appl.Phys.Lett., 1993, V.63, N.13, p. 1718-1720.

[10] V.P.Chaly, D.M.Demidov, G.A.Fokin, S.Yu.Karpov, V.E.Myachin, Yu.V.Pogorelsky, I.Yu.Rusanovich, A.P.Shkurko, A.L.Ter-Martirosyan, Use of molecular beam epitaxy for high-power AIGaAs laser production, J. of Crystal Growth, 1995, V. 150, p. 1350-1353.

[11] C.Y.Chen, A.Y.Cho, K.Y.Cheng, T.P.Pearsall, P.OXonnor, IEEE Electron.Dev.Lett., 1982, V.ED2-3, p. 152.

[12] Х.Моркоч, Полевые транзисторы на основе гетероструктур AlxGa^xAs/GaAs с модулированным легированием: принципы работы, изготовление и характеристики, Молекулярно-лучевая эпитаксия и гетероструктуры, гл.17, под. ред. Л.Ченга и К.Плога, "Мир" 1989, стр 505546.

[13] M.B.Panish, Molecular beam epitaxy of GaAs and InAs with gas sources for As and P, J.EIectrochem.Soc.,1980, V.127, N.12, p.2729-2733.

[14] S.M.Newstead, R.A.A.Kubiak and E.H.C.Parker, On the practical application of MBE surface phase diagrams, J.Cryst. Growth,1987, V.81, N.1-4, p.49-54.

[15] P.Drathen, W.Ranke, K.Jacobi, Composition and structure of differently prepared GaAs(100) surfaces studied by LEED and AES, Surface Sci.,1978, V.77, p.L162.

[16] C.T.Foxon, B.A.Joyce, Interaction kinetics of As2 and Ga on (100) GaAs surface, Surface Sci.,1977, V.64, p.293-304.

[17] J.Y.Tsao, T.M.Brennan, J.F.KIem, B.E.Hammons, surface-stoichiometry dependence of As2 desorption and As4 "reflection" from GaAs(001), J.Vac.Sci.Technol.A, 1989, V.7(3), p.2138-2142.

[18] M.Hata, A.Watanabe and T.lsu, Surface diffusion length observed by in situ scanning microprobe reflection high-energy electron diffraction, J.Cryst.Growth, 1991, V.111.N.1-4, p.83-87.

[19] P.J.Dobson, B.A.Joyce, J.H.Neave, Current understanding and applications of the RHEED intensity oscillation technique, J. of Crystal Growth, 1987, V.81, p. 1-8.

[20] J.Massies, F.Turco and J.P.Contour, Surface segregation and growth interface roughening in AIGaAs, Semicond.Sci.Technol, 1987, V.2, N.3, p. 179181.

[21] L.Daweritz and R.Hey, Reconstruction and defect structure of vicinal GaAs(001) and AIGaAs(001) surface during MBE growth, Surf.Sci., 1990, V.236, N.1-3, p. 15-22.

[22] D.K.Biegelsen, R.D.Bringans, J.E.Northrup and L.-E.Swartz, Surface reconstructions of GaAs(100) observed by scanning tunneling microscopy, Phys.Rev.B.,1990, V.41, N.9, p.5701-5706.

[23] J.N.Billargeon, K.Y.Cheng, K.C.Hsieh, Surface structure of (100) GaP by gas source molecular beam epitaxy, Appl.Phys.Lett, 1990, V.56, N.22, p.2201-2203.

[24] Y.Nomura, M.Mannoh, M.Naritsuka, K.Yamanaka, T.Ynasa and M.lshii, Effect of group V/lll flux ratio on lightly Si-doped AIGaAs growth by molecular beam epitaxy, J.EIectrochem.Soc.,1984, V.131, N.11, p.2630-2633.

[25] G.W.Turner and S.J.Eglash, Application of frequency-domain analysis to RHEED oscillation data: time dependence of AIGaAs growth rates, J.Cryst.Growth, 1991, V.111, N.1-4, p.105-109.

[26] E.M.Gibson, C.T.Foxon, J.Zhang and B.A.Joyce. Gallium desorbtion from GaAs, (AI,Ga)As during molecular beam epitaxy growth at high temperatures, Appl.Phys.Lett., 1990, V.57, N.12, p.1203-1205.

[27] A.M.Dabrian and P.I.Cohen, Surface reconstruction and growth mode transitions of AIAs(100), Proc. of Vlll-th Intern. Conf. on Molecular Beam Epitaxy, Toyonaka, Osaka, Japan, 29 Aug.- 2 Sept. 1994,Part I.Sect.1, P.23-28.

[28] M.D.Pashley, K.W.Haberern, W.Friday, J.M.Woodall, P.d.Kirchner, Structure of GaAs(001) (2x4)-c(2x8) Determined by Scanning Tunneling Microscopy, Phys. Rev. Letters, 1988, V.60, N.21, p.2176-2179.

[29] Ф.И.Чо, Выращивание методом молекулярно-лучевой эпитаксии и свойства полупроводников А3В5, Молекулярно-лучевая эпитаксия и гетероструктуры, гл.6, под.ред. Л.Ченга и К.Плога,"Мир",1989, стр.161-188.

[30] У.Менх, МЛЭ и исследования поверхности, Молекулярно-лучевая эпитаксия и гетероструктуры, гл.4, под. ред. Л.Ченга и К.Плога, "Мир" 1989, стр. 93-126.

[31] C.Deparis, J.Massies, Surface stoichiometry variation associated with GaAs(001) reconstructions, J. Crystal Growth, 1991, V.108, p.157-168.

[32] D.J.Chadi, Atomic structure of GaAs(100)-(2x1) and (2x4) reconstructed surfaces, J. Vac.Sci.Technol.A, 1987, V.5, N.4, p.834-837.

[33] J.R.Arthur, Surface stoichiometry and structure of GaAs, Surf.Sci., 1974, V.43, N.2, p.449-461.

[34] J.Y.Tsao, T.M.Brennan and P.E.Hammons, Reflection mass-spectrometry of As incorporation during GaAs molecular beam epitaxy, Appl.Phys.Lett., 1988, V.53, N.4, p.288-290.

[35] Y.-W.Mo, B.S.Swartzentruber, R.Kariotis, M.B.Webb and M.G.Lagally, Growth and equilibrium structures in the epitaxy of Si on Si(001), Phys.Rev.Lett., 1989, V.63, N.21, p.2393-2396.

[36] D.Dijkkamp, A.J.Hoeven, E.J. van Loenen, J.M.Lenssinck and J.Dieleman, Morphology and distribution of atomic steps on Si(001) studied with scanning tunneling microscopy, Appl.Phys.Lett., 1990, V.56, N.1, p.39-41.

[37] J.J.Harris, B.A.Joyce and P.J.Dobson, Oscillation in the surface structure of Sn-doped GaAs during growth by MBE, Surf.Sci, 1981, V.103, N.1, p.L90-L96.

[38] J.M. Van Hove, P.R.Pukite, G.J.Whaley, A.M.Wowchak, P.I.Cohen, Summary abstract: layer-by-layer evaporation of GaAs(001), J. of Vacuum Science and Technology, 1985, V.3, N.4, p.1116-1117.

[39] T.Kojima, N.J.Kawai, T.Nakagawa, K.Ohta, T.Sakamoto and M.Kawashima, Layer-by-layer sublimation observed by reflection high-energy electron diffraction intensity oscillation in a molecular beam epitaxy system, Appl.Phys.Lett., 1985, V.47, N.3, p.286-288.

[40] B.A.Joyce, J.H.Neave, J.Zhang, D.D.Vvedensky, S.Clarke, K.J.Hugill, T.Shitara and A.K.Myers-Beaghton, Growth of lll-V compounds on vicinal planes by molecular beam epitaxy, Simicond.Sci.Technol., 1990, V.5, N.8, p.1147-1154.

[41] H.Munekata, L.L.Chang, S.C.Woronick and Y.H.Kao, Lattice relaxation of InAs heteroepitaxy on GaAs, J.Cryat.Growth, 1987, V.81, N.1-4, p.237-242.

[42] B.W.Liang, C.W.Tu, A study of group-V desorption from GaAs and GaP by reflection high-energy electron diffraction in gas source molecular beam epitaxy, J. of Appl.Phys., 1992, V.72, N.7, p.2806-2809.

[43] B.W.Liang, C.W.Tu, A study of group-V element desorption from InAs, InP, GaAs, and GaP by reflection high-energy electron diffraction, J. of Crystal Growth, 1993, V.128, p.538-542.

[44] H.Yamaguchi, Y.Horikoshi, Influence of surface reconstruction on the As desorption process from a (001) GaAs surface evaluated by improved high-energy electron-reflectivity measurements, Phys.Rev.B, 1991, V.44, N.11, p.5897-5900.

[45] H.Yamaguchi, Y.Horikoshi, As desorption from GaAs and AlAs surfaces studied by improved high-energy electron reflectivity measurements, J.Appl.Phys., 1992, V.71, N.4, p.1753-1759.

[46] J.M. Van Hove, C.S.Lent, P.R.Pukite, and P.I.Cohen, Damped oscillations in reflection high energy electron diffraction during GaAs MBE, J.Vac.Sci.Technol.В, 1983, V.1, N.3, p.741-746.

[47] R.AItsinger, H.Busch, M.Horn, M.Henzler, Nucleation and growth during molecular beam epitaxy of Si on Si(111), Surface Science, 1988, V.200, N.2/3, p.235-246.

[48] М.Хенцлер, Электронная дифракция и дефекты поверхности, в книге Применение электронной спектроскопии для анализа поверхности, под ред. Х.Ибаха, Рига "Зинатне", 1980.

[49] C.S.Lent, P.I.Cohen, Diffraction from stepped surfaces, Surface Science, 1984, V.139, p.121-154.

[50] K.Shigihara, Y.Nagai, S.Karakida, A.Takami, Y.Kokubo, H.Matsubara and S.Kakimoto, High-power operation of broad area laser diodes with GaAs and AIGaAs single quantum wells for Nd:YAG laser pumping, IEEE J.Quantum Electron., 1991, V.QE-27., N.6., p. 1537-1543.

[51] Чернов А.А. и др., Современная кристаллография, «Наука», Москва, 1980, т.З, стр.25-33.

[52] P.Chen, A.Modhukar, J.Y.Kim and T.C.Lee, Existence of metastable step density distributions on GaAs(100) surface and their consequence for molecular beam epitaxy growth, Appl.Phys.Lett., 1986, V.48, N.10, p.650-652.

[53] F.Briones, D.Golmayo, L.Gonzalez and J.L.deMiguel, Surface stoichiometry and morphology of MBE growth (001)GaAs through the analysis of RHEED oscillations, Jap.J.Appl.Phys., 1985, V.24, N.6,p.L478-L480.

[54] J.H.Neave, B.A.Joyce and P.A.Dobson, Dynamic RHEED observation of MBE growth of GaAs, Appl.Phys.A., 1984, V.34, N.3, p.179-184.

[55] F.Briones, D.Golmayo, L.Gonsalez and A.Ruiz, Phase-locked oscillations during MBE growth of GaAs and AIGaAs, J.Cryst.Growth, 1987, V.81, N.1-4, p. 19-25.

[56] P.H.Petroff, Second IUPAP/UNESCO Semiconductor Symp.,Trieste, p.192.

[57] R.Heckingbottom etal., J.EIectrohem.Soc., 1980, V.127, p.444.

[58] Р.Хекингботтом, Применение термодинамики для описания процесса молекулярно-лучевой эпитаксии, Молекулярно-лучевая эпитаксия и гетероструктуры, гл.З, под. ред. Л.Ченга и К.Плога, "Мир" 1989, стр 65-92.

[59] J.R.Arthur,T.R.Brown, Velocity distributions of As2 & As4, scattered from GaAs, J.Vac.Soc.Technol., 1975, V.12, N.1, p.200-203.

[60] B.Goldstein, Diffusion in compound semiconductors, Phys.Rev. 1961, V.121, N.5, p.1305-1311.

[61] H.Seki, A.Koukitu, Thermodynamic analysis of molecular beam epitaxy of lll-V semiconductors, J. of Crystal Growth, 1986, V.78, p.342-352.

[62] J.-y. Shen, Ch.Chatillon, Thermodynamic calculations of congruent vaporization in lll-V systems: applications to the In-As, Ga-As and Ga-ln-As systems, J. of Crystal Growth, 1990, V.106, p.543-552.

[63] J.-y. Shen, Ch.Chatillon, Thermodynamic analysis of molecular beam epitaxy of lll-V compounds: applications to the GalnAs multilayer epitaxy, J. of Crystal Growth 1990, V.106, p.553-565.

[64] П.С.Копьёв, H.H.Леденцов, Молекулярно-пучковая эпитаксия гетероструктур на основе соединений AIIIBV, ФТП, 1988, т.22, N.10, стр. 1729-1741.

[65] S.Yu.Karpov, Yu.V.Kovalchuk, V.E.Myachin and Yu.V.Pogorelskii, Instability of lll-V compound surfaces due to liquid phase formation, J. of Crystal Growth, 1993, v. 129, p.563-570.

[66] H.Tanaka, M.Mushiage, MBE as a production technology for AIGaAs lasers, J.Cryst.Growth, 1991, V.111, p. 1043 1046.

[67] K.lizuka, K.Matsumaru, T.Suzuki, H.Hirose, H.Hirose, K.Suzuki, H.Okimoto, Arsenic-free GaAs substrate preparation and direct growth of GaAs/AIGaAs multiple quanyum well without buffer layer, Proc. of Vlll-th Intern. Conf. on Molecular Beam Epitaxy, Toyonaka, Osaka, Japan, 29 Aug. - 2 Sept. 1994, Parti , Sect.1, p. 13-18.

[68] J.Y.Tsao, Phase equilibria during InSb molecular beam epitaxy, J. Crystal Growth, 1991, V. 110, p.595.

[69] S.V.Ivanov, P.S.Kop'ev and N.N.Ledentsov, Thermodinamic analysis of segregation effects in MBE of A"'-Bv compounds, J.Cryst. Growth, 1991, V.111, p.151-161.

[70] C.Chatillon, J.C.Harmand and F.Alexandre, Thermodynamic analysis of GaAs growth by molecular beam epitaxy at the surface structure transition from 3x1 to 4x2, J.Cryst. Growth, 1993, V.130, p.451-458.

71 B.F.Lewis, R.Fernandes, A.Madhucar, F.I.Grunthaner, Arsenic-induced intencity oscillation in reflection high-energy electron diffraction measurements, J .Vacuum Sci. Technol. B, 1986, V.4, N.2, p.560-563.

[72] W.I.Schafer, M.D.Lind, S.P.Kowalczyk and R.W.Grant, Nucleation and strain relaxation at the lnAs/GaAs(100) heterojunotion, J.Vacuum Sci. Technol. B, 1983, V.1, N.8, p.688-695.

[73] J.C.Harmand, F.Alexandre and J.Beerens, Determination de la pression d'arsenic minimale pour l'epitaxie par jets moléculaires de Ga^InyAs/GaAs et Ga^AIxAs, Revue Phys.Appl., 1987, V.22, p.821-825.

[74] MBE 32 system: Instruction manual N 608 350 22 G, ISA RIBER. France, 1988, p.96.

[75] N.Chand, MBE growth of High-Quality GaAs, J.Cryst.Growth, 1989, V.97, N.1-4, p.415-429.

[76] П.С.Копьев, Г.М.Минчев, Б.Я.Бер и Б.Я.Мельцер, Эффективный способ подготовки подложек для молекулярно-пучковой эпитаксии, Письма в ЖТФ, 1981, Т.7, В. 19, стр. 1209-1213.

[77] K.Akimoto, M.Dohsen, M.Arai, N.Watanabe, J. of Crystal Growth, 1985, V.73, p. 117.

[78] D.G.Schlom, W.S.Lee, T.Ma, J.S.Harris, Jr., J.Vacuum. Sci B, 1987, V.7, p.296.

[79] S.Yu.Karpov, V.E.Myachin, Yu.V.Pogorelsky, Time-resolved reflection high energy electron diffraction study of dynamical surfece processes during

molecular beam epitaxy of GaAs and AlAs, J. of Crystal Growth, 1995, V.146, p.344-348.

[80] N.Grandjean, J.Massies, Epitaxial growth of highly strained InGaAs on GaAs(001): the role of surface diffusion length, J.of Crystal Growth, 1993, V.134, p.51.

[81] J.P.A. van der Wagt, K.L.Bacher, G.S.Solomon and J.S.Harris(Jr). Geometrical growth rate nonuniformity effects on reflection high energy electron diffraction signal intensity decay, J.Vac.Sci.Technol.B, 1992, V.10, N.2, p.825-828.

[82] F.J.Lamelas, P.H.Fuoss,. D.W.Kisker, G.B.Stephenson, P.lmperatori and S.Brennan, X-ray scattering of surface structures produced by vapcJiir-phase epitaxy of GaAs, Phys.Rev. B, 1994, V.49, N.3, p.1957-1965.

[83] T.Ohno, Energetics of As dimers on GaAs(001) As-rich surfaces, Phys.Rev.Lett., 1993, V.70, N.5, p.631-634.

[84] M.D.Pashley, Electron counting model and its application to island structures on molecular beam epitaxy growth GaAs(001) and ZnSe(001), Phys.Rev.B, 1989,V.40, N.15, p. 10481-10487.

[85] A.S.Jordan, Activity coefficients for a regular multicomponent solution, J.Electrochem.Soc., 1972, V.119, N.1, p.123-124.

[86] J.R.Arthur, Vapour pressures and phase equilibriua in the Ga-As system, J.Phys.Chem.Sotids, 1967, V.28, N.11, p.2257-2267.

[87] K.R.Evans, C.E.Stutz, D.K.Lorance and R.L.Jones, Cation incorporation rate limitations in molecular beam epitaxy: effects of strain and surface composition, J.Vac.Sci.Technol.B, 1989, V.7, N.2, p.259-263.

[88] A.J.SpringThorpe, P.Mandeville, Mass spectrometry during molecular-beam epitaxy: An alternative to reflection high-energy electron diffraction, J.Vac.Sci.Technol B, 1988, V.6, N.2, p.754-757.

[89] S.l.lvanov, P.DAItukhov, T.SArgunova, AA.Bakun, AA.Budza, V.V.Chaldyshev, YuA.Kovalenko, P.S.Kop'ev, R.N.Kutt, BA.Meltser, S.S.Ruvimov, L.M.Sorokin, V.M.Ustinov, MBE growth and characterization of thin (<2 urn) GaSb layers on GaAs(100) substrates, Semicond. Science and Technology, 1993, V.8, p.347-356.

[90] T.Kaneko, H.Asahi, S.Gonda, Theoretical consideration of the growth kinetics for GaAs and GaSb, J. of Crystal Growth, 1992, V.120, p.39-44,

[91] AZunder and D.M.Wood, J. of Crystal Growth, 1989, V.98, p.1.

[92] K.lshida, H.Tokunaga, H.Ohtani and T.Nishizawa, J. of Crystal Growth, 1989, V.98, p. 140.

[93] T.M.Brennan, J.Y.Tsao, B.E.Hammons, Reactive sticking of As4 during molecular beam homoepitaxy of GaAs, AlAs, and InAs, J.Vac.Sci.Technol. A, 1992, V.10, N.1, p.33-45.

[94] O.Madelung, M.SchuIz and H.Weiss, Eds., Numerical Data and Functional Relationships in Science and Technology, V.17A, Springer, Berlin, 1982.

Основные материалы диссертации опубликованы в следующих

работах:

1. А.Н.Алексеев, С.Ю.Карпов, Термическое травление поверхности GaAs(100) в вакууме, Письма в ЖТФ, 1994, т.20, вып. 14, стр.57-61.

2. А.Н.Алексеев, С.Ю.Карпов, В.Е.Мячин, Ю.В.Погорельский, И.Ю.Русанович, И.А.Соколов, Г.А.Фокин, Сравнительные исследования поверхности GaAs(100) в статических условиях и в процессе эпитаксиального роста из молекулярных пучков, ФТТ, т.36, N.8, стр.22632272.

3. A.N.AIexeev, S.Yu.Karpov, V.E.Myachin, Yu.V.Pogorelsky, I.A.Sokolov, Anomalous behavior of surface roughness during molecular beam epitaxy, Proceedings of Xl-th International Conference on Crystal Growth, The Hague, The Netherlands, 18-23 June, 1995, p.P101.06.

4. A.N.AIexeev, S.Yu.Karpov, M.A.Maiorov, V.E.Myachin, Yu.V.Pogorelsky, I.A.Sokolov, Thermal etching of binary and ternary lll-V compounds under vacuum condition, Proceedings of Xl-th International Conference on Crystal Growth, The Hague, The Netherlands, 18-23 June, 1995, p.P103.04.

5. A.N.AIexeev, S.Yu.Karpov, Conditions of excess liquid phase formation during molecular beam epitaxy of lll-V ternary compounds, J. of Crystal Growth, 1996, V.162, p.15-24.

6. A.N.AIexeev, S.Yu.Karpov, M.A.Maiorov, V.E.Myachin, Yu.V.Pogorelsky, I.A.Sokolov, Thermal etching of binary and ternary lll-V compounds under vacuum condition, J. of Crystal Growth, 1996, V.166, p.167-171.

7. A.N.AIexeev, S.Yu.Karpov, Yu.V.Pogorelsky, I.A.Sokolov, RHEED study of c(4x4)-»(2x4) transition on GaAs(001) surface, J. of Crystal Growth, 1996, V.166, p.72-77.

8. А.Н.Алексеев, С.Ю.Карпов, М.А.Майоров, В.В.Кораблёв, Влияние многоуровневой кристаллизации на осцилляции интенсивности дифрагированных быстрых электронов при росте арсенида алюминия из молекулярных пучков, Письма в ЖТФ, 1997, т.23, N.8, стр.31-36.