Программа курса «Современные методы диагностики в наноматериалах. Часть 2» (стр. 12 )

Рис. 3. Значения критической толщины для слоев InGaN из [14].

Однако даже если в слое уже началась релаксация напряжений, в образце все равно присутствуют остаточные сжимающие напряжения, приводящие, видимо, к расширению области устойчивости твердых растворов InGaN.

Любопытно отметить, что согласно T–x диаграмме, рассчитанной для нерелаксированного слоя, когда поверхность слоя параллельна оси шестого порядка С6, область несмешиваемости меньше, а критическая температура ниже (TCRIT~).

На рост слоев InGaN оказывают существенное влияние процессы релаксации напряжений.

При этом необходимо учитывать, что сильное влияние на развитие фазового распада также оказывают кинетические факторы. Например, в работе [2] ограничение развития процесса фазовой сепарации при снижении температуры подложки объяснялось происходящим при этом сильным уменьшением поверхностной подвижности атомов растущего слоя. C другой стороны, как было теоретически показано в [15], сжимающие напряжения в слоях InGaN, выращенных на GaN, уменьшают высоту энергетических барьеров поверхностной диффузии и объясняют повышенную поверхностную подвижность адатомов, что может приводить к более планарному росту напряженных слоев InGaN.

Релаксация может происходить путем образования дислокаций несоответствия и ямок в форме перевернутой пирамиды ("v-defects") (см. изображение, полученное методом просвечивающей электронной микроскопии на Рис. 4). В [16] было показано, что вплоть до толщины 100 нм и концентрации In 7% ат. слои InGaN растут преимущественно псевдоморфно. С увеличением концентрации In плотность ямок возрастает. В случае высокой концентраций In (14% молярных) наблюдался эффект смыкания дислокации несоответствия и ямки, проросшей через весь эпитаксиальный слой InGaN.

Сегрегация атомов In в приповерхностном слое наблюдалась в слоях InGaN, выращенных как методом PAMBE [17], так и MOCVD [18]. Например, в [19] наблюдался спинодальный распад твердого раствора в структурах с содержанием In 15-25% ат., выращенных методом MOCVD. Были обнаружены области (кластеры размером 5÷12 нм) с повышенным содержанием In, ограничивающие квантовые точки с меньшим содержанием In. Причем при повышении средней концентрации In в структуре происходило увеличение размера кластеров.

Также наблюдалось неоднородное распределение In в ростовом направлении. В работе [20] в пленках InxGa1-xN, выращенных методом MOCVD, наблюдалось увеличение концентрации In в ростовом направлении от подложки к поверхности (от ~7 до ~10% ат.). Области, обогащенные In, оказались более релаксированными.

В [1] было показано, что наличие двойного пика рентгеновской дифракции слоев InGaN может быть связано не с различием состава, а с изменением напряжений в пленке. Было показано [21], что степень релаксации в пленке InGaN сильно меняется по глубине. Даже тонкие слои (~60 нм) не растут полностью когерентно с буферным слоем GaN, пленка состоит из мозаичных блоков. Степень релаксации влияет на количество встраиваемого In (особенно при большом содержании In).

Из-за различия параметров кристаллический решеток InN и GaN встраивание In при росте слоев квантовых ям InGaN происходит не равномерно и более вероятно в областях с повышенным содержанием индия. Это приводит к разрастанию спонтанно образовавшихся флуктуаций состава и образованию неоднородных квантовых ям или квантовых точек. Такой процесс носит название активированного (стимулированного) распада твердого раствора и используется для формирования квантовых точек. Инициировать такой фазовый распад могут различные неоднородности нижележащих слоев, а также сами квантовые точки в случае их дальнейшего заращивания слоем твердого раствора [22]. На сегодняшний день широко используется формирование квантовых точек при выращивании тонких слоев InGaN (толщиной единицы нанометров) между обкладками более широкозонного материала (GaN, AlGaN) [23, 24] или InGaN с меньшим средним содержанием In [25, 26]. В частности, в работе [27] использование специальных методик роста позволило получить глубокие квантовые точки, ограничивающие движение носителей в латеральном направлении к центрам безызлучательной рекомбинации.

Результаты исследования

В данной работе используются следующие экспериментальные методы: метод рентгеноспектрального микроанализа, методы локальной катодолюминесценции, сканирующей электронной микроскопии и рентгеновской дифракции.

Исследование однородности образца в латеральном направлении

Сперва было получено изображение слоя InGaN на сканирующем электронном микроскопе (СЭМ).

Рис. 5 Изображение СЭМ образца. Цветом выделены токчи A – центр пластины, B – половина радиуса, C – край образца.

В обозначенных на рисунке точках проводится микроанализ, для того чтобы определить распределение In в латеральном направлении. Так как толщина слоя составляет нм, для оценки требуемой энергии электронного пучка используется формула:

,

где А – средний атомный вес (в а. е.м.), Е – энергия (в кэВ), ρ – плотность (в г/см3), Z – средний атомный номер, r – глубина проникновения электронного пучка. Для проведения корректного микроанализа необходимо выбрать такую энергию электронного зонда, чтобы глубина генерации характеристического излучения не превышала толщину слоя.

На рисунке 6 видно, что образец неоднороден, есть градиент состава от края образца к центру. Выбираются три точки для проведения сравнительного микроанализа – в центре пластины, на середине радиуса и у края.

Рис. 6 Изображение СЭМ образца. Цветом выделены точки A – центр пластины, B – половина радиуса, C – край образца.

Были получены фотографии в расфокусированном электронном пучке (Рис. 7) Видно, что образец неоднороден также по цвету люминесценции. В точке A наблюдается максимальный красный сдвиг люминесценции.

C

Исследование однородности образца в ростовом направлении

Для более детального изучения изменения состава в ростовом направлении, исходя из данных, рассчитанных методом Монте-Карло (Рис. 8), были подобраны энергии электронов 4.5 кэВ и 5 кэВ, соответствующие разным глубинам области взаимодействия.

Рис. 8. Зависимость глубины генерации характеристического рентгеновского излучения In, L от энергии пучка (по данным численного моделирования).

Результаты микроанализа приведены в Таблице 2. Из таблицы видно как неоднородное распределение In в латеральном направлении, так и в ростовом. Ближе к центру пластины, изменение концентрации индия в ростовом направлении значительнее, чем на краю. Таким образом, к краю пластины уменьшается концентрация In, неоднородность его распределения в ростовом направлении.

Таблица 2. Результаты микроанализа.

Энергия электронного зонда, кэВ	Глубина проникновения, нм	Мольная концентрация, %
A	B	С
4.5	80	26	23	12
5	145	19	17	11

Исследование образца методом локальной катодолюминесценции.

Перед началом работы необходимо получить градуировочный спектр. Это обусловлено тем, что необходимо сопоставить угол поворота шагового двигателя спектрометра и соответствующую длину волны. В данной работе используется эталонный градуировочный образец YAG:Nd3+, спектр которого приведен ниже (Рис.9). Для данного образца известны спектральные положения основных полос катодолюминесценции.

Рис. 9. Эталонный градуировочный спектр.

Рис. 10. Градуировочный спектр YAG:Nd3+, полученный в ходе работы.

Исходя из данных рисунков 9 и 10, находится формула для калибровки спектрометра, то есть перевода шагов спектрометра в длины волн. В предположении, что зависимость длины волны от шага линейная, строится аппроксимация функцией первого порядка. Результат линеаризации можно увидеть на Рис.11. В результате получаем формулу пересчёта шагов спектрометра в нанометры:

Все спектры катодолюминесценции градуируются по этой формуле.

Рис. 11. Линеаризация положений пиков в спектре КЛ YAG: Nd 3+.

Рис. 12. Зависимость потери энергии электронов по глубине от энергии электронного зонда (по данным численного моделирования).

Для выбора энергии электронного зонда в методе локальной катодолюминесценции использовуются результаты моделирования методом Монте-Карло глубины потери энергии электронов (Рис.12). Выбирается такое значение энергии электронного зонда, чтобы по возможности область генерации катодолюминесценции была близка к области генерации характеристического рентгеновского излучения (в методе РСМА). Это условие необходимо для возможности сопоставления результатов, полученных двумя методами. В результате, выбирается значение энергии электронного зонда 4 кэВ для катодолюминесценции. При такой энергии данные катодолюминесценции соответствуют данным рентгеноспектрального микроанализа, полученного при энергии 5 кэВ.