Подложка для выращивания эпитаксиальных слоев арсенида галлия

Подложка для выращивания эпитаксиальных слоев арсенида галлия

Реферат

Изобретение относится к электронной технике, а именно к материалам, предназначенным для изготовления полупроводниковых приборов широкого класса применения с использованием эпитаксиальных слоев арсенида галлия.

Известно, что арсенид галлия вследствие особенности зонного строения GaAs нашел широкое применение в опто- и микроэлектронике. Выращивание качественных с приборной точки зрения эпитаксиальных слоев GaAs оказалось заметно проще, чем выращивание качественных монокристаллов. Это стимулировало работы по выращиванию высококачественных эпитаксиальных пленок GaAs. В дальнейшем факторами, сдерживающими широкое применение эпитаксиальных пленок GaAs, оказались трудность и дороговизна выращивания монокристаллов GaAs большого поперечного сечения для использования их в качестве материала подложек для эпитаксии слоев арсенида галлия.

С целью упрощения и удешевления производства эпитаксиальных структур GaAs было сделано много попыток замены дорогих и сложных в изготовлении подложек GaAs на другие, более дешевые, например, из кремния как непосредственным нанесением кремния, так и через нанесение промежуточных слоев между кремниевой подложкой и эпитаксиальным слоем GaAs [1]. Вследствие ряда физико-химических особенностей кремния как материала эти попытки были мало успешными.

Другой подход к решению этой проблемы был предложен в работе [2], где описано выращивание слоев GaAs на подложках, изготовленных из монокристаллов интерметаллидов на основе сплавов переходных металлов 4 периода с элементами 5 группы периодической системы элементов. Это решение является наиболее близким к предлагаемому изобретению.

Горизонтальный метод Бриджмена - наиболее распространенный и дешевый способ выращивания монокристаллов интерметаллидов. Устройство для выращивания монокристаллов этим методом обычно выполняется в виде кварцевой трубки (реактора) с помещенным внутри него графитовым или кварцевым тиглем в запаянной ампуле или продуваемым потоком чистого водорода. Выращивание монокристаллов происходит в процессе протягивания тигля с расплавом, образующимся из засыпанного в него поликристаллического порошка антимонида металла в градиенте теплового поля, создаваемого двухзонной термической печью или индукционным нагревателем. Этим методом были выращены монокристаллы NiSb, MnSb, CoSb и FeSb [2]. Было обнаружено, а затем рентген-диффракционными методами было подтверждено, что в процессе выращивания монокристаллов из расплава интерметаллида в тигле частично испаряется некоторое количество сурьмы. Осаждением этой испаренной сурьмы на тонкую танталовую фольгу на выходе из реактора и последующим взвешиванием была проведена оценка количества выпаренной из расплава сурьмы путем сравнения веса выращенного монокристалла с весом исходной поликристаллической навески в тигле. Было установлено, что количество испаренной сурьмы определяется разницей между составами, соответствующими составу выращенного монокристалла антимонида никеля и составу, соответствующему никелевой границе антимонида никеля в диаграмме состояния Ni-Sb. Известно, что эта особенность поведения сурьмы связана с тем, что основная часть вышеперечисленных интерметаллидов, в том числе и антимонид никеля, являются соединениями переменного состава. В случае антимонида никеля максимальные колебания содержания нестехиометрической сурьмы в NiSb составляют 10% (границы области гомогенности антимонида никеля).

Обычно монокристаллы этих интерметаллических соединений выращивают в условиях, близких к равновесному, поэтому они растут с составом, близким к конгруэнтному. Однако даже достаточно умеренные температуры кристаллизации ˜1150-1250°С приводят к постоянному испарению с поверхности нестехиометрического легколетучего компонента - сурьмы из расплава интерметаллида, тем самым стимулируя диффузию сурьмы в расплаве к поверхности, приводя к объемному испарению легколетучего компонента и к тому, что состав выращенного монокристалла несколько отличается от состава исходного поликристалла, загружаемого в тигель. Измерение периодов кристаллических решеток исходного поликристаллического материала, соответствующего конгруентному составу, (a(NiSb)=3,99Å) и выращенного из него монокристалла обнаруживает относительную разницу периодов кристаллических решеток ˜±1,25%. Испарение сурьмы вдоль сагиттальной линии слитка оказалось неодинаковым, поэтому в выращенном монокристалле химический состав вдоль кристалла непостоянен и это усложняет использование монокристаллов антимонидов переходных металлов в качестве дешевых и качественных подложек для эпитаксии арсенида галлия.

Другим основным методом выращивания монокристаллов является метод Чохральского. В процессе выращивании монокристаллов описываемых интерметаллидов этим методом также происходит преимущественное испарение более легколетучего компонента как с поверхности расплава в тигле так и, особенно, с шейки расплава на границе расплава с вытягиваемым монокристаллом. Первое приводит к неоднородности состава интерметаллида вдоль длины кристалла (постепенное испарение сурьмы из расплава приводит к обеднению расплава сурьмой в хвостовой части монокристалла интерметаллида), второе - к осевой неоднородности кристалла (из-за обеднения сурьмой границы расплава с окружающей средой).

Техническая задача, решаемая в предлагаемом изобретении - повышение однородности структуры выращиваемых слоев GaAs по длине монокристаллов интерметаллических соединений, используемых в качестве подложек для эпитаксиального роста.

Указанная техническая задача решается тем, что в качестве подложки для выращивания эпитаксиальных слоев GaAs используют интерметаллическое соединение, выбранное из группы, состоящей из арсенида олова SnAs, антимонида палладия PdSb, полуантимонида марганца Mn₂Sb, станната никеля Ni₃Sn₂, алюмината никеля Ni₂Al₃, германата никеля Ni₂Ge и германата кобальта Со₂Ge.

Все эти соединения, используемые в качестве подложек, имеют хорошее согласование периодов кристаллических решеток с периодами кристаллических решеток арсенида галлия соответствующей ориентации.

Соединения SnAs, PdSb и Mn₂Sb за счет низкой температуры плавления имеют малую упругость паров компонентов, что позволяет растить кристаллы для подложек с высокой химической однородностью вдоль сагиттальной линии. Соединения SnAs, PdSb имеют стехиометрический состав, что также способствует выращиванию однородного по длине монокристалла.

Разница в давлении паров компонентов соединений: станнат никеля - Ni₃Sn₂ (температура плавления - 1138°С), алюминат никеля - Ni₂Al₃ (температура плавления - 1264°С), германат кобальта Со₂Ge (температура плавления - 1200°С), Ni₂Ge (т-ра плавления - 1200°С) в точках их плавления отличаются меньше, чем на порядок, при этом абсолютное давление паров компонентов этих соединений имеет малую величину (<10⁵ мм рт.ст.), что позволяет избежать испарения одного из компонентов в процессе выращивания монокристаллов и получать их с высокой однородностью по составу в продольном и поперечном сечениях.

Известно также, что выращивание эпитаксиальных структур при низких температурах благоприятствует созданию резких границ пленка - подложка за счет подавления взаимной диффузии компонент между пленкой и подложкой, которая имеет место при высоких температурах выращивания этих структур. Современные технологии роста эпитаксиальных пленок арсенида галлия (такие как молекулярно-пучковая эпитаксия и МОС-технология) позволяют выращивать эпитаксиальные пленки уже при 300°С. Именно для этих случаев наиболее подходящими являются низкотемпературные подложки.

Ниже приведен пример конкретной реализации.

Монокристаллы арсенида олова выращивались следующим образом.

Для проведения синтеза исходного поликристаллического материала - арсенида олова SnAs - взвешивались 77,382 г (поликристалл) мышьяка, 122,618 г олова (в виде кусочков), оба материала загружались в кварцевую ампулу, затем ампула откачивалась через отросток в вакуумной установке и после достижения вакуума 10^-5 мм рт.ст. в ампуле отпаивалась.

Отпаянная ампула помещалась в двухзонную термическую печь. Температура печи за 0.5 часа повышалась до 250°С. При этом олово плавилось и насыщалось мышьяком. В процессе дальнейшего повышения температуры до температуры образования арсенида олова (605°С) тигель покачивался для улучшения насыщения олова мышьяком. Ампула выдерживалась при температуре плавления в течение трех часов, а затем медленно охлаждалась по программе до 50°С. Таким образом было синтезировано 200 г SnAs. Ампула разбивалась, полученный поликристалл размалывался, перетирался, затем полученный порошок засыпался в тигель. Тигель помещался в кварцевую ампулу, которая откачивалась, отпаивалась, затем помещалась в двухзонную печь, и навеска в тигле плавилась. Монокристалл выращивался протягиванием расплава через градиент температуры 10°С со скоростью 4 мм/час.

По этой же технологии выращивались монокристаллы антимонида палладия PdSb, полуантимонида марганца Mn₂Sb, станната никеля Ni₃Sn₂, алюмината никеля Ni₂Al₃, германата никеля Ni₂Ge и германата кобальта Co₂Ge. Различие в условиях выращивания монокристаллов заключалась только в их температурах плавления: монокристаллы станната никеля Ni₃Sn₂, алюмината никеля Ni₂Al₃, германата никеля Ni₂Ge и германата кобальта Co₂Ge выращивались в печи с индукционным нагревом тигля. Выращенные монокристаллы интерметаллидов подвергались стандартной процедуре ориентации и резки на подложки и последующей химико-механической полировке. Перед помещением в загрузочную камеру с подложек снималось защитное покрытие, наносимое после химико-механической полировки.

Эпитаксиальные слои арсенида галлия выращивались на этих подложках методом молекулярно-пучковой эпитаксии в установке ЭПИАРС. Температура осаждения эпитаксиальных слоев варьировалась от 250°С до 750°С в зависимости от материала подложки. Электронографическое изучение ориентации выращенных эпитаксиальных пленок арсенида галлия показало, что при их выращивании на подложках выбранной ориентации (правая сторона колонки) на этих интерметаллидах выполняются следующие ориентационные соотношения:

С помощью рентгеновского микроанализатора "Камебакс" измерялся химический состав начальной (головной) и хвостовой частей монокристаллов. Оказалось, что для всех выращенных кристаллов длиной ˜150-200 мм неоднородность химического состава по длине не превышает 0.1%. Полученные результаты были подтверждены результатами рентгендифракционных измерений периодов кристаллических решеток. Установлено, что относительное изменение периодов для трех срезов слитков монокристаллов: начала, середины и конца монокристалла, не превышает 0,05%. Полученные результаты свидетельствуют в пределах точности измерении их параметров о достаточно высокой однородности выращенных монокристаллов перечисленных интерметаллидов.

Изучение качества эпитаксиальных пленок GaAs, выращенных методом молекулярно-пучковой эпитаксии на подложках, изготовленных из монокристаллов этих интерметаллидов, показывает, что плотность дислокации в эпитаксиальных пленках практически одинакова на подложках, выбранных из разных участков по длине монокристаллов и меняется в пределах 10²-10⁴/см² зависимости от материала подложки. Важно указать, что выращенные пленки являются некомпенсированными, заметного взаимодействия эпитаксиальных пленок с материалом подложек не отмечено.

Литература

1. К.Kadowia et al. "Study of initial buffer in GaAs-on-Si growth" Journal of Crystal Growth 115 (1991), 128-132.

2. Патент РФ №2209260, МПК С30В 19/12 «Подложка для выращивания эпитаксиальных слоев арсенида галлия».

Подложка для выращивания эпитаксиальных слоев арсенида галлия, выполненная из монокристалла интерметаллического соединения, отличающаяся тем, что интерметаллическое соединение выбрано из группы, состоящей из арсенида олова SnAs, антимонида палладия PdSb, полуантимонида марганца Mn₂Sb, станната никеля Ni₃Sn₂, алюмината никеля Ni₂Al₃, германата никеля Ni₂Ge и германата кобальта Со₃Ge.