半导体薄膜生长

度的缓冲层，使缓冲层和超晶格满足II型超晶格的条件

Singe在Si或Ge衬底上的生长过程随合金元素含量的 增大而发生变化，非衬底合金元素含量的增大使薄 膜和衬底的错配度增大，随薄膜厚度的增大容易产 生错配位错以松弛应变。生长模式由小错配度下的 二维逐层生长改变为大错配度下的单层加岛状生长、 以至岛状生长.例如Si1-xGex在Si（100）衬底上生 长时，其生长模式变化过程随x而变，x越小模式变
图11.3（b）是Shitara等用Monte-Carlo方法模拟得到的 GaAs(001)邻晶面不同温度下表面结构给出的台阶密度随时 间的变化曲线。和RHEED强度随时间变化的实验曲线比较厚
可以看出两者符合的很好。模拟时考虑温度较高，二维晶核
边缘原子也可以扩散，使用的扩散激活能E=ES+zEN (是增原 子和衬底之间的键能，原子和相邻原子的键能，z是邻近原 子数)。对单个增原子z=0.取ES=1.58eV,EN/ES=0.15,衬底温度 为560-620 ℃时模拟得出表面结构随时间的曲线可见：615 ℃
以下台阶密度开始出现起伏。

利用外延薄膜和衬底之间的错配，在一定的条件下 可以自发地（或自组织）形成量子线和量子点
图11.5 自组织量子线的生长
Leabharlann Baidu
台阶上扩散

如果超晶格A/A’/A/A’.. 中每一层的厚度都很小， 就可以不产生错配位错
的应变超晶格。它有两
个特点：

（1）应变超晶格薄膜 和衬底B有严格的共格 关系；（2）在超晶格A、 A’层中存在弹性应变.应 变超晶格可以分为I型 和II型。
我们可以固定原子到达流量， 改变衬底温度，测定不同温 度下RHEED强度随时间的变 化曲线，如右图所示。温度 在615℃以上时，RHEED强 度随时间曲线平稳，生长以 台阶流动为主。在615℃以下， RHEED强度随时间的曲线出 现越来越明显的振荡，生长 以二维成核为主。 615℃可 以称为台阶流动到二维成核 生长的转变温度TC
要求。在本章中还将介绍一系列被广泛研究的有应用价值的半 导体（包括非晶态半导体）薄膜的生长过程
11.1 台阶流动和二维成核
• 退火过程的影响还与覆盖度ϴ有关，如在不满1ML时退火，反射 斑点强度上升较慢，主要因为单原子层中有大量小空洞，此时 表面光滑机制主要是空位机制。 • 如果在超过1ML退火，反射斑点强度可以较快地上升到光滑表 面的初始值，主要因为单原子层中除了少量小空洞外，还有大 量增原子和很小的二维晶核，增原子扩散速度快，使反射斑点 强度上升较快（增原子机制）。 • 对Si和Ge来说，上述退火过程中增原子的脱附效应可以忽略.对 III-V族半导体，V族原子的脱附效应显著，因此退火过程中还需 维持一定的V族气相原子流。 • 利用反射电子显微术可以直观地观察上述过程的图像，从图像 中确实可以看到表面微观的粗糙度在0.5ML 时最大
化发生的越缓慢。Ge1-xSiy/Ge（100）的生长模式
变化的过程类似，y 愈小模式变化发生的愈缓慢

I型超晶格厚度的增加，衬底和超晶格中总应变能迅速增
大，到达临界厚度后，为松弛衬底和超晶格中的应变能，
衬底和超晶格之间产生错配位错。

II 型超晶格的应变能限于超晶格中，因为错配位错不能松 弛平均应变为零的应变能，因此II型超晶格可以始终保持 严格的共格关系（即赝形性），不随晶格周期数的增大而 产生错配位错。但实际上II型超晶格的条件常常难以达到， 为了减小超晶格中的应变能，有时也在衬底上沉积适当厚
半导体薄膜的生长
半导体薄膜的生长
• 实际的半导体表面上一般都有台阶，它使半导体膜的外延生长 分为两种方式：(1)台阶流动方式；（2）台面上二维成核方式。 利用台阶流动方式可以自组织生长量子线和量子点。利用大面 积二维生长可以形成短周期超晶格。由此可见，半导体膜的外
延生长可以形成多种多样的人工微结构，满足多种功能器件的