Приборы и устройства для исследования структуры слоев

Приборы и устройства для исследования структуры слоев. Дифракция медленных электронов. Самые первые опыты по дифракции электронов были выполнены Девиссоном и Джермером, использовавшими электроны, ускоренные до нескольких сот вольт.

На рис.2.2.1 изображена их экспериментальная установка. С тех пор дифракция медленных электронов применялась лишь в отдельных случаях, так как дифракционную картину нельзя сфотографировать, и проникновение электронов ограничено несколькими атомными слоями. Однако, этот метод полезен для изучения влияния температуры на интенсивность и форму дифракционного максимума, внутреннего потенциала твердых тел и адсорбции газов на поверхности твердых тел. Дифракция нейтронов.

Согласно волновой теории Де Бройля, длина волны частицы обратно пропорциональна ее импульсу. Следовательно, ионы и нейтроны имеют длины волн на несколько порядков меньше, чем электроны при тех же скоростях. Для более тяжелых частиц с энергиями порядка тепловых, могут быть получены волны длиной около 1 ангстрем. Только нейтроны нашли широкое применение в дифракционных исследованиях, так как их поперечные сечения рассеяния достаточно малы, что позволяет ими проходить сквозь вещество и, с другой стороны, достаточно велики, чтобы обеспечить приемлемую интенсивность интерференционных максимумов. Нейтронография стала возможной благодаря сооружению мощных ядерных реакторов, дающих весьма интенсивные пучки тепловых нейтронов.

Моноэнергетические нейтроны получают с помощью монокристаллических монохроматоров, а вся экспериментальная аппаратура имеет большое сходство со схемой рентгеновского дифрактора рис. 2.2.2 . Т.к. нейтроны рассеиваются на ядрах, диаметр которых мал по сравнению с длиной волны тепловых нейтронов, амплитуда когерентного ядерного рассеяния не зависит от угла рассеяния и не меняется с номером рассеивающего элемента.

Амплитуда рассеяния естественных элементов может быть поэтому положительной, отрицательной или нулевой в зависимости от изотопного состава элемента. Вследствие их относительно большого магнитного момента нейтроны будут взаимодействовать с любым результирующим магнитным моментом рассеивающих центров.

Поэтому рассеяние нейтронов на веществе, содержащем магнитные атомы, дает информацию о магнитной структуре этих материалов. Благодаря этим уникальным возможностям нейтронография применяется для определения амплитуд и поперечных сечений когерентного рассеяния, изучения распределения легких атомов в кристаллических решетках, состоящих в основном из тяжелых атомов, и исследования магнитной структуры различных сплавов. Рентгеновские методы.

Хорошо известными аналитическими методами так же являются дифракция рентгеновских лучей и рентгеновская спектроскопия. Дифракция рентгеновских лучей. Дифракция рентгеновских лучей дополняет дифракцию электронов при определении кристаллографической структуры пленки. Постоянные решетки и интенсивности рефлексов можно определить с достаточно высокой степенью точности, используя гониометр и счетчик, но для этого требуются в несколько раз большие толщины пленок и продолжительность экспозиции, чем при электронографии.

При гониометрическом исследовании сильно текстурированных пленок их толщина должна быть около 50 ангстрем, а для пленок со случайной ориентацией, около 1000 ангстрем. Если используется фотопленка, то с помощью острофокусной трубки, время экспозиции можно уменьшить, приблизительно в 4 раза, по сравнению с обычными рентгеновскими трубками. По уширению линии можно определить размер зерен от 50 до 1200 ангстрем, т.е. здесь охватывается область почти на порядок больше, чем в электронографии.

Рентгеновская спектроскопия. Рентгеновская эмиссионная спектроскопия дает элементарный состав пленок посредством сравнения интенсивностей возбужденных КL- или LL-линий. Этот метод обычно используется для определения содержания основных комплектов его преимущество состоит в том, что для анализа здесь не требуется разрушение вещества. Минимальные толщины пленок около 100 ангстрем. Для повышения точности рекомендуется использовать аморфные органические подложки.

В пленках толщиной около 1000 ангстрем содержание таких легких элементов, как кремний или алюминий, можно определить с точностью до 5 , элементов со средними атомными весами - с точностью до 0,1 . Рентгеновские микроанализаторы все шире используются для исследования микросостава и химической неоднородности пленок. Оптические методы. Методы световой оптики имеют недостаточное разрешение для прямого определения кристаллографической структуры пленок. Однако они крайне важны для получения дополнительной информации о взаимосвязи параметров напыления, состава, структуры и макроскопических физических свойств пленки.

Эмиссионная спектроскопия позволяет определить атомный состав пленки, в частности, содержание примесей. Интерференционная микроскопия, особенно многолучевая интерференция, используется для измерения толщины пленок и исследования изменения толщины. Поляризованные оптические системы служат для наблюдения ферромагнитных и сегнетоэлектрических доменов, движения доменных стенок и поворота вектора намагниченности. Просвечивающая и отражательная спектроскопии в видимой и частично в инфракрасной областях дают ключ к пониманию структурных превращений, при наблюдении полос поглощения и по смещению края поглощения.

Часто именно эти методы позволяют сделать заключение о молекулярной структуре и о присутствии донорных или акцепторных уровней. 2.3 Дефекты в тонких п п пленках. Электронномикроскопическое исследование тонких монокристальных эпитаксиальных пленок ГЦК-металлов выявляет в них множество структурных несовершенств, например, линий дислокаций, дефектов упаковки, микродвойников и двойниковых границ, многопозиционных границ, границ зерен, а так же более мелких несовершенств, образующихся путем агрегации точечных дефектов например, дислакационных петель, небольших дефектов лепестковой формы. Некоторые такие несовершенства можно видеть на типичной микрофотографии, снятой с помощью просвечивающего микроскопа с эпитаксиальной пленки серебра на NaCl рис. 2.3.1 . Опубликованные до сих пор результаты по структурным несовершенствам относятся главным образом к напыленным пленкам ГЦК-металлов толщиной до 1000 ангстрем, выращенным эпитаксиальным путем на подложке NaCl, слюде и молибдените.

Среди различных исследований наиболее систематические проведены Вассетом, а также Пэшли, которые пользовались методом муара.

Достоинство этого метода состоит в том, что благодаря высокой проникающей способности рентгеновских лучей удается исследовать структуру более толстых слоёв, чем методом электронного муара, которым пользовались Бассет и Пэшли. Более того, чувствительность рентгеновского муара значительно выше электронного потому, что поле зрения на рентгенкартине много больше около 1 см против приблизительно 1 мкм для электронного муара. Здесь, однако, заключена и слабость метода рентгеновского муара из-за наложения картин от разных несовершенств трудно исследовать их, если они расположены слишком густо. Исследования картин муара показывают, что в изолированных малых островках эпитаксиальных плёнок ГЦН-металлов дефекты решетки отсутствуют, но они появляются по мере роста пленок, вследствие слияния отдельных островков.

Из различных дефектов решетки, чаще всего в таких пленках встречаются дислокации от лат. Dislocatoo-смещение. Это дефекты кристалла, представляющие собой линии, вдоль и вблизи которых нарушено характерное для кристалла правильное расположение атомных плоскостей. Эти линии соединяют по кратчайшему пути противоположные поверхности пленок, причем их плотность достигает 1010- 1010 см-2. В тонких 500 ангстрем пленках сравнительно длинные, параллельные подложке дислокационные линии крайне редки они появляются обычно лишь в более толстых пленках.

Существует несколько механизмов образования дислокаций 1. Изолированные зародыши или островки, образующиеся на различных участках подложки, взаимно разориентированы. К тому же их решетки бывают смещены друг относительно друга.

При слиянии двух островков на их границе образуются дислокации.

Если эти островки малы, то они способны к вращению и трансляциям, благодаря которым малые расхождения устраняются. Следовательно, дислокации начинают регулярно образовываться только тогда, когда островки становятся настолько большими, что теряют подвижность. Образование дислокаций при слиянии островков иллюстрируется на рис.2.3.2 а картинами муара. 2. При одновременном слиянии нескольких островков, снижающем упругие напряжения на каждой из границ раздела фаз, между островками может образоваться полость.

Напряжения в пленке способны к образованию в полости так называемых зарождающихся дислокаций. При заполнении этих полостей превращение зарождающихся дислокаций в реальные необходимо геометрически, поскольку зарождающиеся дислокации представляют собой дислокации с полым ядром. Плоскости дислокаций в более толстых пленках не определялись. Ясно, что если дислокации возникают в основном из-за несоответствия периодов решеток, то в случае автоэпитаксии плотность дислокаций должна быть сравнительно малой.

И действительно, при тщательном проведении процесса наращивания кремния на кремнии, дислокации в пленках практически отсутствуют. 3. Вдоль границы срастания двух материалов может возникнуть сетка дислокаций несоответствия, которая ослабляет развивающиеся на этой границе напряжения. Действие такого механизма было доказано для ряда систем. 4. Если островки с дефектами упаковки, ограниченными поверхностями островка сливаются, образуя сплошную пленку, то те же дефекты должны быть теперь ограниченными частичными дислокациями. 5. Дислокации и другие несовершенства могут образовываться путем слияния точечных дефектов в процессе роста, при условии, что вакансии относительно подвижны.

При осаждении пленок с очень высокими скоростями и при достаточно низких температурах, может образоваться множество вакансий, которые медленно образуют скопления. 6. Один из возможных механизмов - распространение в пленку несовершенств из подложки. Однако для большей части систем этот механизм не может быть основным, поскольку плотность дислокаций в пленках обычно на несколько порядков величины больше, чем в подложке.

Кроме того, процесс образования зародышей на подложке, как известно, протекает беспорядочно, в том смысле, что присутствие поверхностных дислокаций на нем не сказывается. Распространение дислокаций из подложки может заметно проявить себя в том единственном случае, когда зародыши деформируются подложкой.

Надо отметить, что заметную роль в возникновении дислокаций, а также и других несовершенств могут играть поверхностные примеси. Этот механизм не может быть существенным, поскольку дислокации образуются в пленках даже при относительно чистых поверхностных условиях. Как уже отмечалось, при быстрой конденсации пересыщенного пара могут возникнуть вакансии. Одиночные вакансии до сих пор не удавалось наблюдать даже с помощью электронного микроскопа, возможно, из - за недостаточно высокого дифракционного контакта и разрешающей способности.

Однако, мелкие несовершенства иной природы, например, дислокационные петли, тетраэдры дефектов упаковки и небольшие дефекты треугольной формы, наблюдать удалось. Филипс в эпитаксиальной пленке серебра 650 ангстрем на каменной соли обнаружил петли размером 100 до 300 ангстрем, с концентрацией около 1014 см-3. Если каждая такая пленка действительно представляет собой захлопнувшийся вакансионный диск, то приходится постулировать, что концентрация вакансий в пленке перед захлопыванием достигает 1,5х10-5. Такой уровень свидетельствует о том, что вакансии образуются благодаря высокотемпературной закалке атомов паровой фазы. Для процесса конденсации тонких пленок этот уровень вовсе нельзя считать чрезмерно высоким.

Кинетика измерения электросопротивления металлических пленок в процессе их отжига, говорит о еще более высоких уровнях 1 . Едва различимые в электронном микроскопе точечные тени, могут оказаться либо неразрешаемыми дислокационными петлями, скоплениями вакансий и примесных атомов, захваченных пленкой при росте, либо продуктами разложения углеводорода, образующимися под действием электронного пучка.

Двойники и дефекты упаковки, лежащие в наклонных плоскостях пленок ГЦК- металлов, образуются в процессе коалесценции островков и возникают на границе между островками, как показано на рис.2.3.2 б и в. Сложные дефекты упаковки образуются при слиянии нескольких островков.

В малых островках дефекты упаковки стабильнее дислокаций, поскольку они, пересекая островок насквозь, не вносят никаких напряжений. Джейкобс и другие установили, что в процессе коалесценции, дефекты упаковки либо стягиваются, либо, наоборот, растягиваются таким образом, что к моменту образования сплошной пленки в ней не остается дефектов упаковки. При этом плотность дефектов проходит через максимальное значение около 2х1010 см-2, при степени покрытия подложки около 0,5. Отметим, что дефекты могут образовываться также путем расщепления полных дислокаций на две частичные.

Двойников образуется меньше, чем дефектов упаковки, причем отличать очень тонкие двойниковые ламели от дефектов упаковки довольно трудно. Двойники тоже исчезают, когда пленка становится сплошной. Брокуэй и другие, изучавшие микроструктуру пленок меди, выращенных эпитаксиально на NaCl и KCl, обнаружили высокую 109 см-2 плотность дислокаций и некоторое количество дефектов упаковки в виде полосок. Отжиг при температуре около 6300С в водороде снижал плотность дислокаций до 107 см-2, причем общая площадь дефектов упаковки, в виде полосок шириной около 2 мкм достигала приблизительно 5х104 см-2, в каждом кубическом сантиметре.

Если же подобному отжигу подвергли пленки, отделенные от подложки, то напротив, новые дефекты упаковки не возникали, зато плотность дислокаций повышалась в сотни раз. Авторы пришли к выводу, что дефекты упаковки возникают под действием сжимающих напряжений в процессе осаждения пленки на подложке.

Существенно некогерентные двойники образуются при так называемом многопозиционном срастании такие несовершенства характерны для эпитаксиальных пленок многих веществ, зародыши которых могут занимать на монокристаллической подложке несколько эквивалентных позиций. Дислокации, дефекты упаковки и двойники обнаруживаются также в эпитаксиальных пленках п п Систематические исследования несовершенств в п п пленках проводились только на толстых несколько микронов автоэпитаксиальных пленках, где обычно обнаруживается много дислокаций.

Хорошо сформированные дефекты треугольной формы рис.2.3.3 а, образующиеся в пленках кремния при выращивании на подложках Si разными методами термическим испарением, катодным напылением, состоят из трех наклонных дефектов упаковки, образующих тетраэдр с вершиной на границе раздела подложка - пленка. Подобные дефекты упаковки например, тетраэдр с квадратным основанием на гранях образуются и на других поверхностях Si. Самые крупные треугольники дефектов упаковки на рис.2.3.3а относятся к тетраэдрам, которые зародились в самый начальный момент роста пленки.

Более мелкие тетраэдры зародились на второй стадии процесса после того, как подложку охлаждали и вновь нагревали. На этой стадии возникло больше тетраэдров. По мере утолщения пленки большинство перекрывающихся тетраэдров сливается в кратные полиэдры. Более сложным двойником надо считать дефект, образующий на поверхности пленки тройную пирамиду в этом случае три наклонные пирамиды срастаются в центре кратера, как это показано на рис. 2.3.3 б. Такие тройные пирамиды часто сопровождаются тетраэдрами дефектов упаковки, благодаря чему образуются шестиугольные фигуры.

Исследования таких несовершенств показали, что они состоят из участков дважды сдвойникованного материала. Букер установил, что всякий сегмент тройной пирамиды сдвойникован относительно подложки. Центральный участок такого несовершенства подобен дважды сдвойникованной структуре пленок ГЦК-металлов.

Коалисценция этого участка с соседними зародышами и приводит, по-видимому, к возникновению тройной пирамиды. Многими исследованиями установлено, что уже большие загрязнения поверхности подложки порождают образование тройных пирамид. Букер и Унвала, изучавшие отдельные стадии роста пленок при термическом испарении, установили, что плотность несовершенств велика там, где возникают первые островки, и относительно мала между островками. Детально механизмы и кристаллографические модели возникновения дефектов упаковки в Si были предложены многими исследователями.

Все сходится к тому, что физическое смещение атомов пленки под действием примесных атомов и общая тенденция к двойникованию в пленках - вот главные причины возникновения дефектов упаковки, обнаруживаемых в эпитаксиальном Si. Слупе и Тиллер изучали микроструктуру эпитаксиальных пленок германия, нанесенных испарением на грань CaF2 при 6000С. Как показали электронномикроскопические исследования, плотность несовершенств тем выше, а природа их тем сложнее, чем больше скорость осаждения и чем ниже температура подложки.

Плотность несовершенств составляла приблизительно 4000 ангстрем. По мере утолщения пленок от 0,5 до 17 мкм. плотность дефектов многократно до 1000 раз снижалась. 3. Тонкие пленки антимонида индия. 3.1. Методы выращивания тонких пленок. Рассмотрим методы выращивания тонких пленок на примере антимонида индия. 1 Вакуумное осаждение. Осаждение различных материалов в вакууме - один из основных методов препарирования тонких пленок, применяемых в физических исследованиях, электронной технике, приборостроение, микроэлектронике и других областях науки и техники.

Первые попытки вырастить пленки антимонида индия испарением его кристалла в вакууме показала, что в процессе испарения происходит непрерывное изменение состава вещества на подложке. Причиной этого является сильное, на несколько порядков, различие между давлением пара компонентов. Теория и практика получения тонких слоев бинарных сплавов переменного состава детально разработаны Векшинским.

Метод Векшинского заключается в одновременном испарении компонентов сплава из двух различных источников. При этом на поверхности подложки, расположенной над испарителями, конденсируются фазы переменного состава. Впервые метод Векшинского для получения пленок системы In-Sb был использован В.А. Пресновым и В.Ф. Сыноровым, Г.А. Гуровым и З.Г. Пинскером. В.А. Касьян и М.В. Кот установили влияние температуры подложки на фазовый состав, структуру и свойства пленок антимонида индия, выращенных методом Векшинского.

При Тк 400С рост стехиометрических пленок антимонида индия возможен, если в паровой фазе создается избыток атомов сурьмы, путем испарения различных количеств индия и сурьмы в единицу времени. Во многом схож с методом Векшинского метод трех температур, поскольку испарение компонентов также производится из отдельных испарителей, а подложка разогревается до достаточно высокой температуры конденсации атомов сурьмы.

Для успешного получения п п пленок этим методом следует выдержать точное стехиометрическое соотношение компонентов. Для этого требуется соблюдение следующих правил 1. Температуры испарителей Та и Тв необходимо подбирать таким образом, чтобы плотности паров обоих компонентов находились в стехиометрическом соотношении. 2. Для выращивания однородных по составу пленок исключительно важно, чтобы оба компонента были равномерно распределены в пленке. 3. Необходимо, чтобы компоненты взаимодействовали друг с другом, давая желаемое соединение.

К счастью, для большинства важнейших соединений равновесие А В 1АВ при низких температурах сдвинуто в сторону образования соединения. Таким образом, если оба компонента достаточно хорошо перемешены, то при контакте реагирующих атомов немедленно образуется соединение. При получении пленок А3 В5 методом трех температур оба компонента А и В испаряются одновременно. Менее летучий компонент поддерживается при такой температуре Та, которая обеспечивает нужную скорость попадания на подложку n А и скорость роста пленки.

Температура второго компонента Тв подбирается таким образом, чтобы концентрация более летучего компонента в парах была в некотором избытке, по сравнению с концентрацией компонента А в 2 10 раз больше. Третья компонента - температура поверхности конденсации Тк, поддерживается на таком уровне, при котором на подложке осаждается количество компоненты В, необходимое для образования соединения АIII ВV, а избыток его возвращается в паровую фазу. Эта температура может быть тем больше, чем выше плотность потока падающих частиц.

Этот метод применим тогда, когда коэффициенты конденсации а1 одного или более компонентов, над смесью компонентов должны быть гораздо больше, чем над соединением рис. 3.1.1 . Несколько подложек в кварцевой трубке нагреваются излучением до желаемой температуры Тк. Индий и сурьма мышьяк, фосфор высокой чистоты помещают в два концентрических кварцевых испарителя, которые расположены один внутри другого.

Они нагреваются излучением до требуемых температур испарения Та и Тв. Используя магнитный провод, можно продвигать в зону испарения одну за другой все подложки. Наиболее распространенным методом вакуумного осаждения пленок InSb и сплавов In, Ga, Sb является метод дискретного испарения, т.к. позволяет получить пленки с очень высокими электрическими параметрами. Впервые этот метод был использован С.А. Семилетовым и П.С. Агаларзаде.

В дальнейшем он успешно стал применяться для выращивания пленок и других диссоциирующих п п соединений. Метод заключается в испарении мелких частичек соединения на поверхности раскаленного до Т 10000С испарителя. Испаритель имеет форму мелкой лодочки. Основная особенность метода состоит в непрерывной подаче на раскаленный испаритель вещества в виде малых частиц, каждая из которых плавится и быстро испаряется рис.3.1.1 . Хотя время необходимое для их испарения мало, процесс диссоциации соединения имеет место.

Особенность метода, которая позволяет избежать значительного изменения состава конденсата, заключается в одновременном испарении нескольких частиц, находящихся на различных стадиях испарения рис. 3.1.2 . Испарение в вакууме разлагающего соединения проходит через стадию испарения легколетучего компонента и обогащения навески труднолетучим компонентом. На завершающей стадии испарения в пар попадает лишь второй компонент. Если испаряется большое число мелких частиц, каждая из которых находится на различной стадии испарения, то при равномерном распределении моментов их падения во времени обеспечивается в среднем состав пара, соответствующий составу соединения.

Это означает, что механизм достижения стехиометрического состава является статистическим, за счет статистического соединения моментов соприкосновения крупинок вещества с испарителем. При таком механизме приближение к стехиометрии в паре достигается уменьшением размеров частиц при сохранении постоянной массы вещества, подаваемого в испаритель.

Предельно малый размер частиц соединения соответствует кристалликам с поперечником 50 100 мкм. Учитывая, что дискретный метод дает хорошие результаты при получении пленок InSb и GaSb, он был применен для напыления пленок InSb-GaSb. Задачу получения пленок твердых растворов системы InSb-GaSb, можно успешно решить путем правильного выбора условий напыления, а именно нахождение оптимальных температур подложки и испарителя, подбора необходимой скорости подачи материала в испаритель и др. Напыление производилось следующим образом.

Предварительно загружали порошок в бункер и устанавливали подложку в держатель. Затем система откачивалась до давления 5х10-5 мм.рт.ст после чего проводилось обезгаживание испарителя и подложки при рабочей температуре. Для чистого порошка InSb температура испарителя была порядка 11000С. При напылении пленок твердых растворов было необходимо, чтобы происходило достаточно быстрое испарение труднолетучих компонентов In и Ga. Если температура испарителя низка, то эти компоненты скапливаются на испарителе, приводя тем самым к сильному нарушению состава пленки.

Повышение температуры испарителя приводит к увеличению скорости испарения. Оказалось, что при температуре испарения 1100С гранулы InSb и GaSb, смешанные в различных пропорциях, испарялись почти мгновенно. Поэтому все напыления проводились при указанной температуре испарителя. Температура подложки подбиралась из следующих соображений.

Для получения равновесных кристаллов твердых растворов InSb-GaSb необходимо либо проводить длительный отжиг после синтеза, либо в процессе синтеза создать такие условия, при которых будет образовываться равновесная фаза в момент кристаллизации. Такие условия можно создать путем зонной перекристаллизации. Можно предположить, что в случае пленок из-за их малой толщины равновесное состояние раствора может быть достигнуто легче, чем в массивных кристаллах. Для этого необходимо разогреть подложку до максимально возможной температуры, при которой еще будет конденсироваться испаряемый материал.

Кроме того, непрерывное испарение кристаллического порошка обоих компонентов антимонида индия и антимонида галлия облегчает взаимное перемешивание и взаимную диффузию их в процессе конденсации слоя на горячей подложке. Температуру подложки сравнительно несложно подобрать опытным путем. Максимальная температура подложки, при которой еще наблюдается конденсация испаряемого вещества, растет по мере увеличения содержания порошка GaSb в смеси.

Это и следовало ожидать, так как согласно литературным данным оптимальная температура подложки для пленок соединений InSb и GaSb 5000С и 6200С соответственно. Время напыления пленок подбирается в зависимости от требуемой толщины слоя. Средняя скорость конденсации, при оптимальных режимах, для всех составов была 1 мкм мин. Во время напыления давление в камере было 10-4 мм.рт.ст. 2 Эпитаксиальное выращивание. В последнее время в технологии тонких пленок распространяется метод молекулярно- лучевой эпитаксии МЛЭ . Этот метод использовался и при получении пленок антимонида индия.

Данный метод предназначен для выращивания кристаллических структур в сверхвысоком вакууме с помощью пучков атомов и молекул, являющихся компонентами растущего соединения. Таким образом, молекулярно-лучевая эпитаксия представляет собой усовершенствование обычного способа напыления металлических пленок испарением в вакууме. Принципы технологии МЛЭ формировалась постепенно.

В 1964 году с помощью молекулярных пучков были получены совершенные эпитаксиальные пленки GaAs на монокристаллических подложках арсенида галлия. Эти исследования стали основой дальнейшего прогресса по выращиванию п п соединений А3В5 и А2В6 методом МЛЭ. Новый этап в развитии и совершенствовании МЛЭ начался в 70-е годы связанный с созданием и промышленным производством соответствующего вакуумного оборудования. Атомные или молекулярные пучки создаются в эффузионных эффузия - медленное истечение газов через малые отверстия, исследованное в 1911 году датским физиком Кнудсеном М. ячейках при достаточно высокой температуре и на направляют к нагретой до необходимой температуры монокристаллической подложке.

Атомы в пучках движутся по инерции в сверхвысоком вакууме, не испытывая столкновений друг с другом или какими-либо иными атомами. Такой баллистический характер транспорта компонентов п п соединения обеспечивает создание однородных метастабильных твердых растворов даже в таких системах, которые в условиях, близких к термодинамическому равновесию имеют область несмешиваемости.

МЛЭ обеспечивает эпитаксиальный рост тонких пленок п п соединений за счет реакций между компонентами атомных или молекулярных пучков с поверхностью подложки. Скорость осаждения вещества на подложку по порядку величины обычно составляет один моноатомный слой в секунду. Получение качественных структур возможно при использовании высокочистых источников напыляемых компонентов и при условии точного контроля температур подложки и источников, что может быть реализовано лишь при компьютерном управлении параметрами процесса роста.

Зону роста условно можно разделить на три части, первая из которых представляет собой кристаллическую подложку или очередной выросший моноатомный слой, вторая - газовую смесь компонентов ГС в приповерхностной области, а третья является переходным слоем, геометрия которого и протекающие в нем процессы сильно зависят от выбора условий роста.

Следовательно, если необходимо вырастить ГС МЛЭ, нужно иметь возможность надлежащим образом регулировать структуру и состав переходного слоя. Для выращивания совершенных, кристаллографических структур следует так подбирать режим роста, чтобы переходный слой был максимально тонким, т.е. моноатомным. Это условие может быть выполнено, если поток атомов, падающих на подложку, близок к потоку атомов, испаряющихся с подложки. В этом режиме рост структуры осуществляется путем образования и дальнейшего роста двумерных зародышей на атомарно - плоской поверхности.

Эпитаксиальный рост по методу МЛЭ включает в себя элементарные процессы 1. Адсорбция прилипание падающих на подложку атомов или молекул, составляющих выращиваемое соединение. 2. Миграция поверхностная диффузия адсорбированных атомов на поверхности подложки. 3. Встраивание атомов, составляющих ГС, в кристаллическую решетку подложки или растущий моноатомный слой. 4. Термическая десорбция атомов, не встраивающихся в кристаллическую решетку. 5. Образование и дальнейший рост двумерных зародышей кристалла на подложке или на поверхности растущего слоя. 6. Взаимная диффузия атомов, встроившихся в кристаллическую решетку.

Ионно-ковалентный характер и значительная величина энергии химических связей в п п соединениях А3В5 и А2В6 приводят к тому, что в результате адсорбции и миграции по поверхности атомы катионов А и анионов В занимают вполне определенные положения в кристаллической решетке, то есть за время роста одного моноатомного слоя обычно за это время 1с атом совершает несколько тысяч диффузионных прыжков, пока он не займет свое окончательное место в решетке происходит своеобразная самоорганизация растущей структуры.

Каждый п п например GaAs может быть выращен послойно при фиксированной скорости роста, когда температура подложки обеспечивает оптимальную для данного состояния скорость поверхностной диффузии. Поскольку химические связи в разных п п соединениях различны, то различны и энергии активации поверхностной диффузии катионов, входящих в состав этих соединений. Поэтому качество гетерограниц может быть существенно разным в зависимости от того, какое из соединений при выбранном температурном режиме растет первым.

Границы принято называть нормальными, если компонент с более низкой температурой плавления растет первым например, A xGa -xAs на GaAs для обратной последовательности используется термин инвертированная граница. Чтобы получить более гладкие и совершенные гетерограницы, используется методика прерывания роста или методика осаждения пульсирующим пучком.

Сглаживание поверхности в течение времени прерывания роста обусловлено поверхностной миграцией или сублимацией атомов, адсорбированных на поверхность выращенного монослоя. Жидкофазная эпитаксия антимонида индия. Несмотря на то, что получения эпитаксиальных слоев из паровой фазы является основным направлением в технологии изготовления п п приборов процесс эпитаксиального роста из жидкой фазы в ряде случаев обладает некоторыми преимуществами, например, при получении сильнолегированных слоев, р-п переход высокого качества.

Выращивание эпитаксиальных слоев антимонида индия производится с применением легкоплавких металлов или их смесей, которые могут быть как донорными, так и акцепторными примесями в получаемых слоях. На качество и электрические свойства эпитаксиальных слоев, выращиваемых из жидкой фазы, влияют следующие факторы 1. Скорость охлаждения раствора-расплава. 2. Начальная равновесная температура раствора-расплава. 3. Увеличение веса растворяющего вещества сверх равновесного значения. 4. Соотношение объема расплава и контактирующей площади поверхности подложки с расплавом. 5. Металлоорганическое состояние поверхности подложки. 6. Чистота используемых в процессе веществ и конструкционных материалов.

Среди способов выращивания эпитаксиальных слоев многокомпонентных п п материалов широкое распространение получила эпитаксия из паровой фазы. Чаще всего этот метод применяется при осаждении соединений, содержащих летучую компоненту, таких, как фосфиды и арсениды.

В случае антимонидов осаждение из паровой фазы усложняется из-за низкого давления паров сурьмы и их низкой температуры плавления. Тем не менее в работе японских физиков сообщается о выращивании эпитаксиальных слоев Ga1-х Inх Sb составов 0 X 0,2 методом открытой системы. В качестве газа-переносчика использовался хлористый водород, разбавленный водородом до 2 мол Источниками были сплавы In-Sb и Ga-Sb. Температура источников In-Sb и Ga-Sb была 5000С и 680 6900С соответственно.

Для получения монокристаллических слоев применялись подложки из монокристаллических пластин GaSb толщиной 350 мкм. с поверхностью конденсации ориентированной в плоскости. Лучшие результаты при температуре конденсации в пределах Тк 456 4700С. Состав полученных эпитаксиальных слоев почти не зависит от температуры роста и является функцией состава паровой фазы. 3 Перекристаллизация.

Другой метод выращивания пленок антимонида индия - перекристаллизация. Перекристаллизация проводилась на слюдяных, кварцевых и сапфировых подложках. Следует отметить, что слои, полученные на очень тонких слюдяных подложках 0,01 мм. и ниже, малопригодны для перекристаллизации. Исследования показали, что на слюдяных подложках толщиной 0,1мм кварцевых толщиной 0,2 - 0,3 мм. и сапфировых толщиной 1 мм. перекристаллизация происходит без особых затруднений для составов вплоть до 50 мол. GaSb. Исследования микроструктуры поверхности перекристаллизованных пленок проводились при помощи оптических микроскопов МИК-4, МБС-1, МБИ-6. Структура пленок контролировалась также рентгенографическими методами.

Структурные исследования показали, что если до перекристаллизации пленка состоит из мелких 0,5 - 2 мкм. беспорядочно ориентированных кристаллов, то после перекристаллизации, как правило, происходит образование мозаичной структуры с различного рода дефектами. Метод термической перекристаллизации.

Это метод состоит из четырех этапов - получение поликристаллической пленки - создание защитного слоя на ее поверхности, для предотвращения сворачивания расплава в капли силами поверхностного натяжения - плавление пленки - направленная кристаллизация из расплава. Поликристаллические стехиометрические пленки антимонида индия были получены методом дискретного испарения на подложках из стекла, кварца, сапфира и слюды. Температура подложки подбиралась с таким расчетом, чтобы размеры зерен в пленке были 0,1 0,4 мкм. Это условие важно, поскольку крупнозернистые слои имеют развитый рельеф поверхности, что приводит к разрыву окисного защитного слоя в момент плавления слоя антимонида индия.

Оптимальной оказалась Тк 4000С. Защитный слой выращивался путем окисления поликристаллической пленки на воздухе при Тк 3900С в течении 30сек. При таком режиме обеспечивалась минимальная концентрация носителей заряда в перекристаллизованных пленках. Управление температурой пленки в процессе перекристаллизации и температурным градиентом вдоль подложки производились с помощью графитового подогревателя специальной конструкции.

Температурный градиент вдоль слоя позволял сначала производить плавление слоя антимонида индия с небольшой скоростью перемещения границы жидкой и твердой фаз VL, что необходимо для предотвращения разрыва защитного слоя, а затем, при снижении температуры подогревателя, осуществлять направленную кристаллизацию пленки из расплава с необходимой скоростью Vs. На рис.3.1.3 приведена микрофотография пленки, полученной на слюдяной подложке при высокой скорости кристаллизации Vs 7х10 -2 см. с. Видно, что при кристаллизации произошло образование большого количества беспорядочно ориентированных дендритов.

Такая структура характерна для слоев, кристаллизованных при Vs 0,6 0,9 х10-2см. с. При меньших скоростях кристаллизации Vs 1,0 5,0 х10-2см. с. происходит рост дендритов с хорошо ориентированными ветвями. Дальнейшее уменьшение Vs до значения 0,5 1,0 х10-2см. с. позволяет получить бездендритные пленки, имеющие макродефекты в форме усеченных пирамидальных выступов. Еще меньшие скорости роста Vs 1,0 4,0 х10-3 см. с. позволяют получить структурно изотропные монокристаллические пленки. Процесс перекристаллизации пленок антимонида индия можно осуществить и с помощью луча. Так, поликристаллические пленки этого соединения были получены на подложках из стекла Тк 350 4000С быстрым испарением соединения, после чего их поверхность окислялась для создания защитного слоя. Перекристаллизация производилась в вакууме при давлении 6,7х10-4Па. Путем сканирования электронного луча в пленке создавалась расплавленная зона шириной 40 мкм которая перемещалась в направлении ее роста со скоростью 3мкм. с. Были получены перекристаллизованных слои площадью 5х5 мм2. и толщиной от 1 до 6 мкм. Образцы для исследования размером 4х1мм2. выделялись из перекристаллизации участка пленки. Рентгеноструктурные исследования показали, что они имеют монокристаллическую структуру с ориентацией, параллельной плоскости подложки.

Более высокая скорость перемещения расплавленной электронным лучом зоны 0,1 мм. с. приводит к росту дендритов, ориентированных в направлении движения расплавленной зоны, и отложению избыточной сурьмы у их границе.

Узкую расплавленную зону в пленке антимонида индия можно создать с помощью горячей проволоки.

Это способ используется в работах Вильямсона и других авторов. Перекристаллизации подвергались поликристаллические пленки, содержащие 10 избыточной сурьмы.

Расплавленная зона перемещалась вдоль пленки со скоростью 0,5 .220 мкм. с. В пленке, перекристаллизованной со скорость 220 мкм. с наблюдается заметный избыток сурьмы. У всех пленок преобладает дендритная структура, однако с уменьшением скорости роста структура улучшается и при малой скорости 5 7 мкм. с. образуются монокристаллические фрагменты антимонида индия. 3.2 Структура тонких пленок. Для изучения структуры тонких пленок используются следующие методы рентгеноструктурный анализ, электронографию, нейтронографию.

Рентгеноструктурный анализ - метод исследования структуры вещества по распределению в пространстве и интенсивностям рассеянного на анализируемом объекте рентгеновского излучения. Рентгеноструктурный анализ наряду с нейтронографией и электронографией, является дифракционным структурным методом в его основе лежит взаимодействие рентгеновского излучения с электронами вещества в результате которого возникает дифракция рентгеновских лучей.

Понятие тонкая пленка является весьма условным. Обычно называют тонкими пленки, толщина которых не превышает нескольких микрометров. На практике при обсуждении экспериментально полученных результатов изучения электрических свойств пленок, необходимо учитывать соотношение между толщиной пленки и одной из характерных длин - длинной свободного пробега носителей, диффузионной длинной и т.п. В случае, когда толщина пленки соизмерима с длиной волны электрона, возникают квантовые размерные эффекты.

Структурное состояние пленок также оказывает значительное влияние на их электрические свойства, когда элементы субструктуры соизмеримы со значениями характерных величин. В поликристаллических пленках границы зерен обуславливают возникновение дополнительных эффектов, ограничивающих перемещение носителей заряда. Дополнительное их рассеяние происходит и на различного рода дефектах структуры. Сложность учета всех этих процессов приводит к тому, что теоретическое рассмотрение электронных процессов в пленках обычно проводится упрощенно, на идеализированных моделях, и поэтому результаты могут применяться только в частных случаях.

Заметна тенденция к расширению теоретического и экспериментального изучения тонких поликристаллических пленок в связи с их возрастающим практическим значением, например, для изготовления дешевых преобразователей солнечной энергии из поликремния, тонкопленочных транзисторов, фотоприемников, датчиков магнитного поля, и др. Монокристаллические пленки.

Рассмотрим сначала влияние поверхности пленки на движение носителей заряда. При толщине пленки, сравнимой со средней длиной свободного пробега носителей или меньше ее, можно ожидать изменения электрических свойств пленки. Сталкиваясь с поверхностью, носители заряда будут испытывать зеркальное и диффузное отражение, что вызывает их дополнительное рассеяние в сравнение с объемным. Это рассеяние учитывают путем ввода соответствующего времени релаксации tb. Рассмотрение идеализированной модели непрерывной монокристаллической пленки для н вырожденного п п в предположении плоских зон вблизи поверхности и независимости различных механизмов рассеяния, приводит к выражению для эффективной холловской подвижности m x, n при поверхностном рассеянии -1 mx, n mb 1 1-p 2l d, где mb - объемная подвижность в монокристалле d - толщина пленки l - средняя длина свободного пробега носителей p - коэффициент зеркального отражения.

Роль поверхностного рассеяния более существенна для невырожденного полупроводника, чем для соответствующего вырожденного.

С увеличением степени вырождения носителей заряда, роль рассеяния на поверхности становится менее существенной. Поликристаллические пленки. Характерное структурное отличие поликристаллических пленок - это наличие границ зерен. На таких границах возникают дополнительные эффекты, которые оказывают сильное влияние на электрические свойства пленок. Как правило, границы зерен влияют на перенос основных носителей путем их рассеяния или за счет образования энергетических барьеров.

Они представляют собой фактор первостепенной важности для характеристики свойств пленок, но трудно контролируемый и недостаточно понимаемый исследователями. Именно поэтому оказались безуспешными попытки построить обобщенные модели, объясняющие влияние границы зерен на кинематические свойства тонких поликристаллических пленок. Отличительной особенностью ряда поликристаллических п п пленок является образование на границах кристаллитов областей другого типа проводимости.

Существование таких p-n - переходов обнаружено в поликристаллических пленках CdS, PbS. Они обуславливают особые электрические и фотоэлектрические свойства этих пленок. Поликристаллические пленки, вообще говоря, являются неоднородной системой. В идеализированных геометрических моделях предполагается, что неоднородности строго упорядочены, а размеры зерен и областей между ними часто принимают одинаковыми. В реальных материалах имеется различие в этих размерах.

Ток через неоднородный п п зависит как от природы неоднородностей, так и от их пространственного распределения. Если неоднородности распределены не беспорядочно в пространстве, то для тока будут существовать предпочтительные пути. В поликристаллических пленках области разной проводимости расположены не беспорядочно, т.е. барьерные области всегда находятся между зернами и ток будет протекать сквозь них. Но ток будет протекать и вдоль предпочтительных путей с минимальным сопротивлением, которые могут возникнуть из-за разных размеров и форм зерен, их контактирующих областей, возможным разбросом концентрации в зернах и межкристаллитных прослойках и т.д. 3.3 Электрические свойства. При характеристике электрических параметров тонких пленок общепринято сравнивать поведение пленок и массивных кристаллов.

Антимонид индия обладает наименьшей шириной запрещенной зоны из всех соединений типа А3 В-5, которая составляет Ед 0,165 эВ при 300 К и 0,23 эВ при 0 К. Без особого труда удается выращивать очень чистые монокристаллы с концентрацией доноров и акцепторов порядка 1013 см-2. и больше.

Малая эффективная масса электронов me 0,014 m0 приводит к рекордно высокому значению их подвижности, равному 78000 см2 В.с. и более 106 см2. В.с Эффективная масса легких дырок mp 0,4m0 , а их подвижность равна 750 см2. В.с. и 104см2. В.с В антимониде индия оптический переход, соответствующий минимальной ширине запрещенной зоны является прямым. Цинк, кадмий замещая в антимониде индия атомы 3-й группы, создают акцепторы с энергией ионизации порядка 7,5 мэВ. Элементы 6-й группы сера, селен замещают атомы сурьмы и образуют доноры с очень малой энергией ионизации, порядка 0,7 мэВ. Влияние размеров зерен и толщины пленки на электрические свойства.

Было замечено, что величина холловской подвижности электронов mn sRx в пленках антимонида индия n-типа значительно ниже, чем в массивном материале, и возрастает с увеличением среднего размера зерен l3 и толщины пленки d. Оказалось, что в пленках, полученных при высоких температурах подложки Тк 4000С, размер зерен близок к толщине слоя антимонида индия.

Такая же взаимозависимость между толщиной и размером зерен обнаруживается при термическом отжиге пленок, полученных при сравнительно низких температурах конденсации Тк 3500С. Электронно-микроскопические исследования таких пленок до отжига и после при Т 4000С указывают на увеличение среднего размера зерен в 10 раз, причем установившееся его значение близко к толщине пленки.

Как следует из рис.3.3.1, зависимость lз f d может быть аппроксимирована прямой, но наблюдается довольно сильный разброс экспериментальных точек. РИС.3.3.1 РИС.3.3.2 lз, нм. mn, см Вхс 2 2 1 1 lд, нм. d, нм. 1 2 1 2 Зависимость размера зерен от Зависимость холловской подвижности толщины пленки от размера зерен Зависимость подвижности от размера зерен рис.3.3.2 также линейна, но разброс результатов здесь значительно меньше. Линейная зависимость подвижности от lз и d сохраняется и для более толстых пленок вплоть до нескольких микрометров.

Электропроводимость и эффект Холла. Исследования зависимости проводимости s и коэффициента Холла Rx от температуры проводилось на пленках разной толщины, структуры, концентрации носителей. Результаты экспериментов различных авторов в основном хорошо согласуются, что говорит о малом влиянии способа выращивания пленки на ее свойства. Омические контакты к пленкам n-InSb обычно получают насыщением серебра или индия.

Были получены результаты зависимости холловской подвижности от температуры. Экспериментально найденные значения подвижности в пленках всегда значительно ниже, чем в массивных кристаллах, причем это различие проявляется тем сильнее, чем меньше размеры кристаллических зерен. Увеличение подвижности с повышением температуры, которое всегда наблюдается в поликристаллических решетках n-InSb, обычно связывают с влиянием на проводимость потенциальных барьеров, образующихся на границах зерен за счет захвата носителей активными ловушками - центрами захвата.

При Т 200К зависимость подвижности от температуры отклоняется от экспериментальной, и значит, барьерное рассеяние в этой области температур не является определяющим. Рост подвижности с увеличением Т нельзя объяснить и механизмами рассеяния в массивном материале. Для объяснения слабой зависимости эффективной халловской подвижности от температуры в области низких температур, наблюдаемой в поликристаллических пленках и кристаллах А3 В5 с высоким уровнем легирования, привлекается также модель переноса носителей путем их тунелирования сквозь барьер, а кроме того, модель прыжкового переноса носителей через уровни, локализованные вблизи уровня Ферми. При Т 350К подвижность убывает с увеличением температуры.

Большинство исследователей полагают, что в этой области температур свойства пленок приближаются к свойствам массивного материала, и по-видимому, преобладающим механизмом рассеяния является рассеяние на оптических фононах. 3.4 Аномальные явления в пленках антимонида индия.

Соединения А3 В5 представляют особый интерес. Они технологичны, характеризуются большими значениями подвижности электронов и дырок, значительным диапазоном ширины запрещенной зоны, могут быть легированы до высокой концентрации акцепторов и доноров. На основе этих слоев созданы приборы, не уступающие по своим характеристикам приборам, изготовленных из монокристаллов. Однако, в последнее время было замечено, что пленки соединений А3 В5 и, в частности, антимонид индия, обладают, в зависимости от ряда факторов, аномальными свойствами, к которым относятся эффект Холла, магнетосопротивление, термо-ЭДС, фотопроводимость, которые можно использовать для создания принципиально новых приборов.

Аномальное поведение эффекта Холла вызывает значительный интерес у исследователей. Была изучена методика получения и результаты количественного микроанализа фазового состава этих пленок. Установлено, что они имеют крупноблочную структуру с неоднородностями, представляющими собой области переменного фазового состава InSb, которые составляют 7-20 площади всей пленки.

Неоднородности представляют собой участки правильной геометрической формы площадью 5-100 х108 нм2, которые простираются на глубину 20-50 нм. Проведены исследования эффекта Холла в тонких порядка 103 нм. пленках антимонида индия n-типа, выращенных на подложках из окисленного кремния. Изучение эффекта Холла проводилось в области температур 77-300К и магнитных полей 0-13 кЭ. Образцы имели при конкретной температуре концентрацию носителей заряда 0,2-3,0 х1018см-3. и холловскую подвижность электронов 1,5-15,0 х103см2. В.с Наблюдалось уменьшение коэффициента Холла в области низких температур и его уменьшение с ростом напряженности электрического поля для перекристаллизованных образцов.

Аномальная термо-ЭДС в пленках n-InSb. Поликристаллические и перекристаллизованные пленки n-InSb выращивались методом дискретного испарения кристаллического порошка n- InSb с последующей термической перекристаллизацией на слюдяных подложках и подложках из окисленного кремния.

Порошок антимонида индия изготавливался из кристалла n-InSb с концентрацией носителей заряда порядка 1015см-3. Перекристаллизованные пленки по данным количественного микроанализа фазового состава имели монокристаллическую структуру с неоднородностями, представляющими собой низкоомные включения InSb In p-типа проводимости, составляющие 7 20 площади всей пленки.

Неоднородности представляют собой участки правильной геометрической формы площадью 5 100 х108 нм2 которые простираются на глубину 20 50 нм. Концентрация носителей заряда в поликристаллических и перекристаллизованных пленках 0,2 3,0 х1018см-3 холловская подвижность электронов 1,5 35 х104 см-2. В.с. в диапазоне температур, 77 300К, толщина образцов 1 2 мкм. Измерение термо-ЭДС осуществлялось на пленках n-InSb в области температур 77 400К. Установлено, что для всех образцов a имеет отрицательный знак в исследованной области температур, а при температурах 250-300К выявлен быстрый рост термо-ЭДС. Рассмотрение температурной зависимости a поликристаллических слоев на подложках из диоксида кремния показывает аномально высокие значения a порядка 800мкВ К и более в области контактных температур.

Так как dcschc absbhb ac ab sbhb schc d, где schc schd 1 sbhb schc d - определяемая термо-ЭДС ac, sс, hc - термо-ЭДС, проводимость и линейные размеры кристаллита соответственно ac, sс, hc - термо-ЭДС, проводимость и линейные размеры межкристаллитного барьера соответственно, то a aс 10-3 ab Можно предположить, что в пределах одного кристалла скорость электронов мало изменяется с изменением температуры по сравнению со скоростью электронов, переходящих из одного кристаллита в другой, т.е. через потенциальный барьер.

Также в пределах одного кристаллита концентрация электронов изменяется меньше с изменением температуры, чем при переходе электронов через межкристаллитный барьер, т.к. теплопроводность кристаллита много больше теплопроводности барьера то есть, перепад температуры на барьере много больше, чем на кристаллите. Поскольку термо-ЭДС определяется скоростью изменения носителей заряда и изменением энергии Ферми, то в нашем случае можно допустить, что ac ab и считать, что в данном случае преобладает барьерная термо-ЭДС. Поскольку максимальное a 800 мкВ. К , то получим ab 8х105 мкВ. К. В перекристаллизованных пленках термо-ЭДС определяется в основном термо-ЭДС матрицы.

Полученные значения a для перекристаллизованных пленок приблизительно равны значениям a для монокристалла. Таким образом, поведение термо-ЭДС в перекристаллизованных пленках объясняется также как в монокристаллах n-InSb. При увеличении температуры Т 300К вследствие уменьшения подвижности электронов термо-ЭДС резко уменьшается.

Впервые исследована температурная зависимость фотопроводимости поликристаллических и перекристаллизованных пленок n-InSb, выращенных на подложках из монокристаллического кремния.

Величина фотопроводимости может быть записана в виде s sn sm, где sn em dn dI0 I0- обычная фотоконцентрационная фотопроводимость sm en dm dI0 I0 - фотопроводимость, обусловленная возможным изменением проводимости носителей заряда е- заряд электрона n- концентрация носителей заряда m- подвижность носителей заряда I0- освещенность образца. В монокристаллах n-InSb и пленках, выращенных на слюдяных подложках, фотопроводимость отрицательна в широкой области температур, что объясняется преобладанием уменьшения подвижности над ростом концентрации носителей заряда.

Т.к. длина диффузионного смещения сопоставима с толщиной образца и составляет 1мкм то главную роль в процессе фотопроводимости будут играть эффекты, возникающие на гетероструктуре n-InSb-SiO2-p-Si. Гетероструктура осуществляет эффективное разделение носителей заряда, в результате чего фотопроводимость будет складываться из фотопроводимости самой пленки и фотогенерируемых носителей гетероструктуры.

При этом, sn sm, поэтому фотопроводимость остается положительной. Характерно, что для большинства исследованных поликристаллических образцов максимум фотопроводимости наблюдается при температуре 180К, что соответствует наличию примесного энергетического уровня с энергией 0,017эВ. Выводы. 1. Методом дискретного испарения получены поликристаллические подложки n-InSb толщиной 1-5 мкм. на диэлектрической подложке из стекла, слюды, кварца, сапфира, окисленного кремния с параметрами и свойствами, приближающимися к массивным материалам. Термическая перекристаллизация поликристаллических пленок выращенных на слюдяных и кварцевых подложках приближает электрические параметры и свойства пленок к монокристаллам.

В пленках, выращенных на подложках из окисленного кремния, процесс перекристаллизации приводит к образованию макродефектов. Пропускание постоянного электрического тока 9-11 мА. в процессе перекристаллизации пленки n-InSb на подложке из окисленного кремния дает возможность получить слои без макродефектов. Металлографические, электронографические и рентгеноструктурные исследования позволили установить наличие высокоориентированной структуры в перекристаллизованных пленках и обсудить природу образования в них макродефектов. 2. При эпитаксиальном выращивании методом дискретного испарения найдены оптимальные условия получения текстурированных слоев на неориентированных подложках из слюды, кварца и сапфира, а также монокристаллических пленок на свежесколотые поверхности ряда монокристаллов А3 В5 и А2 В6 . Установлено, что ни плоскости скола, ни атомные поверхности не оказывают существенного влияния на структуру слоев.

Она зависит от соответствия параметров решетки подложки и осаждаемого материала. 3. Заниженные значения холловской подвижности в поликристаллических тонкопленочных структурах объясняются влиянием толщины пленки и межкристаллитных барьеров, что находится в согласии с теорией Петрице. 4. К аномальным явлениям можно отнести фотопроводимость перекристаллизованных пленок n- InSb, выращенных на слюдяных подложках, которая остается отрицательной в области температур 77-380К, при освещенности 2000 лк. Она меняет знак на положительный при напряженностях электрического поля Е 1-2 В. см. Отрицательная фотопроводимость объясняется преобладанием уменьшения подвижности электронов над ростом их концентрации при освещении пленки.

Ее температурный ход идентичен аналогичной зависимости для монокристаллов n InSb. Из температурной зависимости фотопроводимости перекристаллизованных пленок установлено, что механизм рекомбинации в InSb не зависит от способа приготовления материала и степени легирования. 5. Данная работа позволяет показать, на основе приведенных результатов исследования структуры и свойств пленок антимонида индия, как особенности методов получения пленок и их структура, могут значительно влиять на физические свойства получаемых пленок.

И также дает возможность, проанализировав результаты, создавать новые п п приборы. 6. Данная дипломная работа может быть использована как учебное пособие, позволяющее студентам глубже изучить основные физические явления в п п, практическое их применение, познакомиться с установками экспериментальных исследований в области физики п п, приобрести навыки экспериментирования.