Журнал -производственного предприятия “ КВАНТ“ (стр. 2 )

В ИФП СО РАН ведутся работы по созданию высокопроизводительной и недорогой аппаратуры для сверхвысоковакуумной технологии молекулярно-лучевой эпитаксии гетероструктур для солнечных элементов с применением космических технологий [5] и разрабатывается технология получения высокосовершенных гетероструктур GaAs/Si. Основным условием создания высокоэффективных солнечных элементов на гетероструктурах AIIIBV/Si является получение высокосовершенных эпитаксиальных слоев материалов AIIIBV на подложках кремния. Поэтому в данной работе будут рассмотрены факторы, влияющие на свойства пленок GaAs, выращенных на Si и изготовленных на их основе солнечных элементов.

1. Эксперимент и результаты

Рост гетероструктур из молекулярных пучков для солнечных элементов

Эпитаксиальные структуры выращивались на модернизированной сверхвысо-ковакуумной установке МЛЭ «Штат». Для получения потока Ga и Si использовались тигельные молекулярные источники (МИ), а для получения потоков молекул As2 и P2 использовались вентильные источники с зоной крекинга [6]. Контроль за состоянием поверхности во время роста осуществлялся методом дифракции быстрых электронов на отражение (ДБЭО). Структуры выращивались на подложках Si(001), отклонённых на 6° в направлении [110]. В ходе выполнения работы были выращены пленки GaAs как с ориентацией (001), так и с ориентацией (00-1). Ориентация эпитаксиальных слоев GaAs задавалась с использованием подслоя мышьяка по методике, изложенной в [7].

Получение атомарно-чистой поверхности подложки является важным этапом подготовки к проведению процесса эпитаксии. В установках МЛЭ АIIIВV очистка поверхности кремния может проводиться как традиционным методом в потоке кремния, так и с использованием потока атомов галлия [8]. В представленной работе использовался поток кремния.

Для удаления окисного слоя на поверхность подложки при температуре 750° C (TS) подавался поток кремния, соответствующий скорости роста 1,5 нм/мин. Контроль за уходом окисла осуществлялся методом ДБЭО. Наблюдение проводилось в азимуте, параллельном направлению краев террас. После удаления окисленного слоя подложка отжигалась в течение 15 минут в условиях сверхвысокого вакуума при температуре 850° C. Отжиг подложек Si(001), отклоненных на несколько градусов в направлении [110], ведет к формированию на поверхности кристалла системы террас со ступенями высотой в два атомных слоя, что позволяет избежать формирования антифазных границ при последующем наращивании слоя GaAs. Ступени ориентированы перпендикулярно направлению отклонения поверхности подложки от плоскости (001). Верхний слой атомов кремния димеризован. Согласно данным [7], димерные связи Si–Si оказываются ориентированными параллельно направлению краев террас.

При взаимодействии вицинальной поверхности кремния с потоком молекул мышьяка на ней формируется упорядоченный эпитаксиальный слой димеризованных атомов мышьяка. В зависимости от условий осаждения связь As-As в димерах оказывается расположенной либо параллельно (As||), либо перпендикулярно (As?) краям террас [7]. Именно ориентацией слоя атомов мышьяка относительно направления отклонения подложки и задается ориентация пленки GaAs. В зависимости от ориентации ячейка поверхностной структуры GaAs(2?4) по-разному располагается относительно краев террас. В пленках GaAs(00-1)/Si ячейка поверхностной структуры (2?4) ориентирована вдоль, а димеры мышьяка, соответственно, поперек ступеней. В случае GaAs(001)/Si ячейка (2?4) оказывается расположенной перпендикулярно, а димеры мышьяка параллельно краям террас. Условия получения слоя мышьяка с заданной ориентацией в установке МЛЭ описаны в [7]. После формирования слоя атомов мышьяка подложка охлаждалась до температуры зарождения слоя GaAs.

Для формирования слоя атомов мышьяка As?-типа очищенная подложка кремния со сверхструктурой Si(2?1), охлаждалась без потоков в условиях сверхвысокого вакуума до TS=150° C, а затем выдерживалась в потоке молекул As2 в течение 5 минут. После экспозиции в потоке мышьяка подложка нагревалась до 600° C. Время выдержки при этой температуре составляло 5 минут. Процесс формирования слоя мышьяка контролировался методом ДБЭО. В результате отжига осажденного таким образом слоя мышьяка получали стабилизированную мышьяком поверхностную структуру As?(1?2)/Si. В случае формирования слоя димеров мышьяка As||-типа подложка кремния со сверхструктурой Si(2?1) охлаждалась в условиях сверхвысокого вакуума до TS = 480° C, и выдерживалась в слабом потоке молекул As2 в течение 10 минут. В этом случае мышьяк замещал верхний слой атомов кремния. После формирования структуры As||(2?1)/Si подложка охлаждалась до температуры зарождения слоя GaAs.

Известно, что при зарождении GaAs на Si методом МЛЭ нанесение менее 1 монослоя GaAs приводит к образованию островков плотностью до 1011 см?2. Срастание островков сопровождается появлением в пленке прорастающих дислокаций с плотностью до 109 см?2 [9]. Чтобы избежать образования островков и тем самым снизить плотность прорастающих дислокаций, на начальных стадиях зарождения используют метод атомно-слоевой эпитаксии (АСЭ) [10]. В данной работе был использован именно этот подход. Зарождение слоя GaAs осуществляли методом атомно-слоевой эпитаксии при TS = 260° C. Толщина слоя зарождения GaAs составляла 2.8 нм. После зарождения температура подложки повышалась до 350° С и методом МЛЭ  выращивался  низкотемпературный  (НТ)  буферный  слой  GaAs  толщиной ?250 нм. Описанные условия зарождения и роста буферного слоя GaAs, позволяют на малой толщине получить гладкую (в масштабах чувствительности метода ДБЭО) поверхность [11]. Полученные в итоге буферные слои использовались в качестве подложек для выращивания структур для солнечных элементов. Базовый профиль структуры представлен в табл. 1.

  Таблица 1

Данные рентгеновских измерений параметров структуры пленки в сечениях,

перпендикулярных границе раздела, которые расположены вдоль и поперек ступеней

№ образца	Димеры As	Сечение поперек ступеней	Сечение вдоль ступеней
???%	???угл. с.	?? угл. с.	???%	???угл. с.	?? угл. с.
A1	||	104	37	-1733	89	79	111
A2	104	34	-725	97	44	33
A3	99.7	-2	-670	93.6	118	109
B1	?	104	23	905	110	-55	-116
B2	104	22	832	110	-48	-108
B3	98.5	-73	820	105.6	-79	-142

Для повышения структурного совершенства и улучшения морфологии поверхности эпитаксиальных слоев GaAs/Si целесообразно увеличивать их толщину. Но данный путь имеет ограничения. Пленки GaAs/Si толщиной больше 4 мкм трескаются со временем из-за напряжений, возникающих в структуре при ее охлаждении от температуры роста до комнатной. Причиной этого явления служит различие КТР Si и GaAs. Так как толщина структуры солнечного элемента на основе GaAs составляет около 2 - 3 мкм, то толщина переходного слоя от Si к структуре солнечного элемента не должна превышать 1 - 1,5 мкм.

Базовая толщина переходных слоев GaAs/Si была принята равной 1,5 мкм. В качестве слоя зарождения использовался слой GaP с ориентацией (001) и (00-1). При фиксированной толщине слоя GaAs/Si плотность прорастающих дислокаций можно понизить путем введения дислокационных фильтров и проведения циклических отжигов на различных этапах роста.

На полученных структурах формировались солнечные элементы без просветля-ющего покрытия, и проводилось измерение их ВАХ.

1.2 Структурные исследования гетерокомпозиций GaAs/Si

с различной ориентацией

На рис. 1 представлена картина ДБЭО, которая получена от пленки GaAs толщиной 3 монослоя, выращенной на поверхности кремния со слоем атомов мышьяка, полученным путем замещения. Плоскость экрана перпендикулярна краям террас (т. е. поток электронов падает вдоль ступеней). Вертикальные тяжи соответствуют вицинальной ориентации (1 1 13), повернутой на 6,2? относительно сингулярной плоскости (001). Как показано на вкладке, расположенной в нижней правой части рисунка, тяжи имеют сложную структуру. Одна составляющая тяжей вытянута вдоль основного вертикального направления [1 1 13], а вторая составляющая – вдоль  направления, близкого к [2  2  13] и обозначенного Ф.  На основном рисунке показано, что это направление перпендикулярно наклонным граням на поверхности пленки (фасеткам), которые также обозначены Ф. Угол между вицинальной плоскостью (1  1  13) границы раздела и плоскостью фасеток (2  2  13) составляет около 6?. Толщина пленки на момент получения снимка (рис. 1) составляет  15 ангстрем, что меньше критической толщины (hК) для введения ДН. В процессе введения ДН тяжи от фасеток постепенно исчезают.

На образцах со слоем мышьяка, полученным путем осаждения (димеры As на поверхности пленки перпендикулярны ступеням), фасетки не наблюдались. После осаждения 20-ти монослоев методом АСЭ в том и другом режимах зарождения продолжался рост пленки методом молекулярно-лучевой эпитаксии при 350? С.

Рентгеноструктурный анализ пленки выполнен по методике [14]. Деформации пленки определялись независимо в двух взаимно перпендикулярных сечениях, расположенных вдоль и поперек ступеней, залегающих в ГР (см. табл.1). В сечении поперек ступеней по четырем кривым дифракционного отражения (КДО) в асимметричных отражениях типа {115} определялись сдвиговая деформация и угол поворота кристаллической решетки пленки относительно подложки, которые обозначены, как ? и ?, соответственно. Степень релаксации ? приведена для двух температур: комнатной (?R) и температуры роста (?G). При комнатной температуре возникает эффект «кажущейся перерелаксации», когда ?R превышает 100 %. Этот эффект возникает из-за разницы коэффициентов термического расширения сопрягаемых материалов. Измерения проводились на двухкристальном дифрактометре. От каждого образца записывалось по две КДО в отражениях  (115), (1 -1  5), (-1 -1 5) и (-115).