Centro de Investigación y de Estudios Avanzados del Instituto Politécnico Nacional

DEPARTAMENTO DE FISICA

Estudio del crecimiento de InAs sobre sustratos de GaAs(631) Tesis que presenta

Isaac Martínez Velis para obtener el Grado de

Maestro en Ciencias

en la Especialidad de Física

Director de tesis: Dr. Máximo López López

México, Distrito Federal

Octubre, 2007

Agradecimientos:

Deseo agradecer fuertemente al Dr. Máximo López López quien con su paciencia y experiencia pudo asesorarme continuamente durante el desarrollo de este trabajo y antes del mismo.

A mis hermanos académicos: Esteban Cruz, Juan Salvador Rojas, Rocío Contreras, Manolo Ramírez, Juan Hernández y Salvador Gallardo; por sus sugerencias, comentarios y atenciones que hicieron de este tiempo laboral, un tiempo que me dejo enseñanzas y buenos momentos para recordar.

A Diana García Sotelo, quien además de desempeñar un excelente trabajo, pude encontrar apoyo en los momentos cuando más lo necesitaba.

A

Patricia Villar y Flor Ibáñez, quien desde un principio han estado

apoyándome, dando consejos y hasta reprendiéndome. En verdad por todo eso y más, les agradezco.

A mis compañeros de generación: Lupita, Camacho, Alonso, Roger, Richard, Yorch, Veto, Juan, Miguel, Wegman, Ivam e Ivan, por todos estos días desde que nos conocimos, las convivencias y los ratos de estudio. A todos ustedes, un fuerte abrazo!

A Kary, por los comentarios que dio a mi trabajo y a mi persona. Y a mis demás compañeros del Departamento de Física y no solo de Física.

A mis profesores por sus amplios conocimientos

y enseñanzas no solo

académicas.

A Alejandra García Sotelo y a Rogelio J. Fragoso Soriano, por su ayuda llevada a cabo en la caracterización de las muestras estudiadas en este trabajo.

Quiero

agradecer también a CONACYT por la ayuda financiera que

contribuyó a la realización del presente trabajo.

A l Centro de Investigación y de Estudios Avanzados (CINVESTAV) del IPN, en especial al Departamento de Física.

Con todo mi amor a mis padres y hermana:

José de Jesús Martínez Lozada Ma. del Refugio Velis Gutierrez Margarita Martínez Velis

A ustedes, mi familia, les debo mucho… Gracias a DIOS les tengo como padres y como hermana. Y después del fin de mis días… seguirán conmigo. LOS AMO

RESUMEN En el presente trabajo se estudió el crecimiento por epitaxia de haces moleculares de Arsenuro de Indio (InAs) sobre sustratos de Arsenuro de Galio (GaAs) con orientación cristalina (631). Primero, mediante el crecimiento homoepitaxial de GaAs se formaron nano-canales de altura 1.5 nm y de ancho 20 nm sobre la superficie en la dirección [-5,9,3]. Estudiamos el crecimiento de InAs sobre esta nano-plantilla superficial, in-situ mediante difracción de electrones RHEED (del inglés Reflection High-Energy Electron Diffraction), y ex-situ mediante microscopía de fuerza atómica (MFA) y espectroscopía de fotorreflectancia (FR). Encontramos que en las primeras etapas del depósito (capa de mojado) el InAs crece rellenando los nano-canales y conservando su dirección. Este resultado nos da la posibilidad de fabricar hilos cuánticos de InAs. A partir del depósito de 2.2 ML de InAs observamos la formación de nanoestructuras tridimensionales que pueden ser utilizadas como puntos cuánticos. Mediante FR encontramos que existen campos eléctricos internos intensos en las estructuras que varían fuertemente con la cantidad de InAs depositada. Estos campos pueden ser originados por efectos piezoeléctricos debido al esfuerzo generado en las estructuras por la diferencia en constantes de red. Finalmente, encontramos que el mecanismo de crecimiento InAs cambia drásticamente al incluir capas pseudomórficas de InGaAs en la estructura.

SUMMARY In this work we report on molecular beam epitaxy growth of Indium Arsenide on Gallium Arsenide substrates oriented along the (6 3 1) crystallographic orientation. By the homoepitaxial growth of a GaAs buffer layer, nano-channels are formed on the surface with a height of 1.5 nm and a width of 20 nm along the [-5,9,3] direction. InAs was grown on these superficial nano-channels, the resulting structures were characterized in-situ by reflection high-energy electron diffraction (RHEED). The samples were ex-situ characterized by Atomic Force Microscopy (AFM), and by photoreflectance spectroscopy (PR). In the first stages of the deposition (wetting layer), InAs grows filling the nano-channels, and conserving their crystallographic direction. This result opens the possibility of fabricating InAs quantum wires. After 2.2 ML of InAs growth, the formation of three-dimensional nanostructures was observed, which can be used as quantum dots. The PR results show the presence of a strong internal electric field in the structures, which varies strongly with the amount of InAs deposited. These electrical fields can result from piezoelectric effects due to stress generated in the structures from the difference in lattice constants. Finally, we found that the growth mechanism of InAs drastically change when pseudomorphic layers of InGaAs are included in the structure.

Indice General

Indice General............................................................................................................................... 1 Capítulo 1. Introducción.............................................................................................................. 2 Capítulo 2. Marco Teórico........................................................................................................... 4 2.1. Técnica de crecimiento: MBE ......................................................................................................4 2.1.1. Introducción ............................................................................................................................................4 2.1.2. Descripción del sistema de crecimiento MBE.........................................................................................5

2.2. Técnicas de Caracterización.........................................................................................................7 2.2.1. Difracción de electrones reflejados de alta energía (RHEED) ................................................................7 2.2.2. Microscopía de fuerza atómica (MAF) .................................................................................................12 2.2.3. Fotorreflectancia (FR) ...........................................................................................................................14

Capítulo 3. Desarrollo Experimental ........................................................................................ 18 3.1 Descripción del equipo .................................................................................................................18 3.2 Preparación de los porta substratos y substratos......................................................................19 3.3 Diseño y planeación de los crecimientos.....................................................................................21

Capítulo 4. Resultados y Discusión ........................................................................................... 24 4.1 Análisis de RHEED ......................................................................................................................24 4.2 Análisis de AFM ...........................................................................................................................33 4.3 Análisis de Fotorreflectancia........................................................................................................38

Capítulo 5. Conclusioes y perspectivas ..................................................................................... 46 Referencias...........................................................................................................................................48

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Capítulo 1. Introducción En la actualidad, navegar en la Internet, hacer llamadas telefónicas, ver programas de televisión y escuchar música en el celular, son avances tecnológicos que se han logrado gracias al entendimiento y manipulación del conocimiento obtenido en la física del estado sólido. Desde la invención del transistor (creado en los Laboratorios Bell de EEUU en diciembre de 1947 por John Bardeen, Walter Houser Brattain y William Bradford Shockley, galardonados con el Premio Nobel de Física en 1956), la forma de vida de casi todas las personas ha cambiado de tal manera que la mayor parte de nuestras actividades diarias, dependen en gran medida de esta tecnología. En la medida conforme avanza nuestra ciencia y tecnología, va existiendo junto con ese avance, una tendencia hacia la miniaturización y el aumento de la capacidad de almacenamiento en el menor espacio posible. De acuerdo con la Ley de Moore el número de transistores en un chip se doblarán aproximadamente cada 18 meses. Por consiguiente una consecuencia directa de esta ley es que los precios bajan al mismo tiempo que las prestaciones suben: la computadora que hoy vale 3,000 dólares costará la mitad al año siguiente y estará obsoleta en dos años. En 26 años el número de transistores en un chip se ha incrementado 3,200 veces. Pero, ¿cómo hacer todo esto posible? La física del estado sólido es un área de la física que se encarga del estudio y la generación de nuevos materiales. Dentro de éstos encontramos a los sistemas de baja dimensión, los cuales poseen medidas del orden de nanómetros (10-9m) con propiedades de confinamiento cuántico. Ejemplos de este tipo de nanoestructuras son: pozos cuánticos, hilos cuánticos y puntos cuánticos. La inclusión de estas estructuras a dispositivos opto-electrónicos o electrónicos, provocan un efecto tan notorio que se refleja en una gran mejoría en el desempeño de los dispositivos ó creación de nueva tecnología. Una manera de crear estructuras de baja dimensión, es con la ayuda de litografía por haz de electrones, pero la desventaja de esta técnica es que degrada considerablemente las propiedades ópticas principalmente en estructuras 1-dimensional y 0-dimensional, hilos y puntos cuánticos respectivamente. Como solución a este problema, se han desarrollado métodos de auto ensamblado. Uno de estos métodos para obtener puntos cuánticos es el modo de crecimiento conocido como Stranski-Krastanov. Dicho método utiliza el hecho de que el material a crecer posee una constante de red más grande que el material que hace la función de

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sustrato. Esta diferencia entre las constantes de red, genera esfuerzos que se relajan a un espesor crítico formando con ello estructuras 3D que son utilizadas como puntos cuánticos. El material más estudiado para formar puntos cuánticos mediante este método es el InAs sobre sustratos de GaAs(100). Dentro de este contexto en esta tesis estudiamos el crecimiento de InAs sobre sustratos de GaAs con orientación cristalina (6 3 1). En trabajos anteriores del grupo de investigación del Dr. Máximo López, se realizaron estudios de crecimientos homoepitaxiales de GaAs sobre sustratos GaAs(631)A. El crecimiento homoepitaxial sobre esta orientación cristalina, bajo condiciones especificas, genera en la superficie canales nanométricos en la dirección cristalográfica [-5,9,3] con propiedades de hilos cuánticos [1,2]. Basados en estos trabajos, el objetivo de la presente tesis es estudiar el crecimiento heteroepitaxial de Arsenuro de Indio (InAs) sobre estos canales nanométricos de GaAs. Determinamos como y en que condiciones se forman puntos cuánticos de InAs sobre esta plantilla de nano-canales.

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Capítulo 2. Marco Teórico Para dar inicio al desarrollo de la presente tesis, comenzaremos por exponer la teoría necesaria que nos ayudara a entender los aspectos fundamentales de este trabajo.

2.1. Técnica de crecimiento: MBE 2.1.1. Introducción

Epitaxia por haces moleculares (MBE, del inglés Molecular Beam Epitaxy), es uno de los varios métodos de depósito de cristales únicos. Fue inventado en los años 60’s en los Laboratorios Telefónicos Bell por J. R. Arthur y Alfred Y. Cho [3]. El nombre de Epitaxia por haces moleculares (MBE) fue usado primeramente en 1970. Desde aquellas fechas, ha evolucionado en una técnica popular para el crecimiento de compuestos semiconductores III-V, así como también para otros materiales. Debido al alto grado de control posible con MBE, se le considera una valiosa herramienta en el desarrollo de dispositivos opto electrónicos y electrónicos sofisticados. Esta técnica se distingue por la generación de ultra alto vacío, su gran control de precisión en el flujo del haz y de las condiciones de depósito.

MBE puede producir películas de alta calidad con interfaces muy abruptas y con un buen control del grosor, dopante y composición. Es un proceso de crecimiento epitaxial que involucra la reacción de uno o más haces térmicos de átomos o moléculas con una superficie cristalina bajo condiciones de ultra alto vació. El conocimiento de la física de superficies y la observación de la variación en la estructura superficial resultante de las relaciones entre la razón de átomos de llegada (flujo del haz) y la temperatura del sustrato permite una considerable interpretación de cómo preparar películas delgadas de alta calidad con el deposito de capas atómicas sobre capas atómicas. La calidad de las películas epitaxiales por MBE, especialmente en la tecnología de GaAs, se ha vuelto el estado del arte standard.

Epitaxia por haces moleculares no es solamente una tecnología de películas delgadas para compuestos semiconductores sino también puede ser usada para el crecimiento de semiconductores elementales. Recientemente, Si-MBE ha encontrado aplicaciones en áreas

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donde el grosor de las capas, perfil dopante, o heteroestructuras son difíciles de producir con técnicas convencionales. Además del crecimiento de materiales semiconductores, MBE puede también ser usado para el crecimiento de capas aislantes y películas metálicas de un solo material. Una nueva rama para el desarrollo es el crecimiento de multicapas de películas metálicas para aplicaciones superconductoras.

2.1.2. Descripción del sistema de crecimiento MBE Epitaxia por haces moleculares (MBE) es en esencia una técnica de evaporación al vacío con dos características importantes: el vació es ultra alto vacío (UHV, del inglés ultrahigh vacuum) con presiones del orden de 10-11 Torr y el producto de la evaporación de un solo cristal. Haces moleculares generados de las fuentes térmicas, llamadas celdas Knudsen, interactúan sobre un sustrato cristalino calentado para producir una capa cristalina.

Un diagrama esquemático del sistema de crecimiento MBE (Riber C21 MBE system) usado en el presente trabajo es mostrado en la Fig. 2.1. Las fuentes y el entorno de crecimiento son rodeadas por criopaneles

de nitrógeno líquido para minimizar la incorporación de

impurezas no intencionadas en las capas depositadas de el fondo, mientras que el sistema es confinado dentro de un ambiente de UHV. Para conservar este ambiente en la cámara principal, una cámara de preparación es usada para introducir las muestras operando en un medio de alto vacío (~10-6 Torr).

Fig. 2.1. Diagrama esquemático del sistema de crecimiento de MBE.

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Para monitorear el gas residual del entorno, un espectro de masas de las especias gaseosas puede ser obtenido por un espectrómetro de masas cuadripolar. El haz atómico o molecular producido por la celda X-Knudsen puede ser monitoreado por un indicador iónico y la presión del haz (PX) puede ser obtenida. De esta presión, el flujo de moléculas o átomos golpeando una unidad de área del sustrato por segundo puede ser obtenido por la ecuación:

dn p = cm -2 s −1 dt 2πmkT

[ 2.1]

donde p es la presión del gas, m es la masa atómica, k es la constante de Boltzmann y T es la temperatura absoluta. Por ejemplo, si la presión p del vacío se mide en torr y la masa atómica m se convierte al peso molecular M en gr, entonces la ecuación [2.1] será dn p = 3.5 × 10 22 cm -2 s −1 dt MT

[ 2.2 ]

Para un gas residual típico de peso molecular del orden de 40 gr/mol y una temperatura de 25°C, la razón de llegada del gas es 3.2p×1020 cm-2s-1 y para una presión de 10-6 torr la razón de llegada es 3.2×1014 cm-2s-1. El número de átomos en 1 cm2 de la cara cúbica del Si es del orden de 3.2×1014, por lo que la razón de llegada en un segundo a 10-6 torr es aproximadamente igual al número de átomos en 1 cm2 de superficie. Por lo tanto, en un segundo una monocapa (ML) completa de gas residual llega a la superficie (aunque todos los átomos incidentes pudieran no reaccionar o “pegarse” sobre la superficie). La implicación inmediata de la ecuación [2.1] es que incluso a un buen UHV de 10-10 torr, una superficie limpia se volverá gravemente contaminada con el gas reactivo de fondo en sólo unas pocas horas. Enfatizamos “reactivo” porque afortunadamente muchas superficies semiconductoras son relativamente poco reactivas con los gases de fondo comunes y por tanto puede preservarse en un estado limpio durante un periodo significativamente largo.

Sin embargo, la restricción de pureza para el crecimiento por MBE es incluso más severa. Si se desea mantener el nivel de impureza de fondo a, digamos una parte por millón, entonces claramente la contaminación de cada capa superficial debe mantenerse a este nivel. El crecimiento por MBE es relativamente lento, típicamente alrededor de 1 ML/s, entonces para

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mantener la razón de llegada de las especies de fondo en una parte por millón se requeriría una presión de ¡10-12 torr! Para muchos dispositivos semiconductores especializados, el nivel de impureza debe ser mucho menor que 10-6, por tanto, es quizá sorprendente que tales niveles puedan obtenerse. Los sistemas MBE modernos normalmente constan de varias cámaras de vacío, cada uno con un sistema de bombeo apropiado. [4]

2.2. Técnicas de Caracterización En esta sección se describen las diferentes técnicas de caracterización utilizadas en este trabajo de tesis, tales como Difracción de electrones de alta energía (RHEED), Microscopia de Fuerza Atómica (MFA) y la técnica de caracterización óptica Fotorreflectancia (FR).

2.2.1. Difracción de electrones reflejados de alta energía (RHEED)

La difracción de electrones de alta energía (RHEED: Reflection High-Energy Electron Diffraction) es una técnica muy sensible a la superficie, la cual permite medir cuantitativamente las propiedades de la superficie de una muestra durante el proceso de crecimiento. Mediante esta técnica también puede determinar el parámetro de red y la longitud de coherencia en el plano de la red superficial de la muestra.

En particular RHEED permite mediciones directas de la estructura de la superficie del substrato y de las capas que se estén creciendo. De esta manera RHEED permite una observación de la dinámica del crecimiento por MBE [5]. En RHEED la longitud de onda de Broglie, λ, de los electrones acelerados por un voltaje U (Volt) esta dado en una buena aproximación por la relación [6]:

[2.3]

Para U estando en el rango de 5-50 keV, λ esta en el rango de 0.17-0.06Å. El radio de la esfera de Ewal (r = 1/λ ≈ 6-17Å-1) es mucho mas grande que la constante de red de la red reciproca. (a*≈ 0.1-0.2 Å-1). Esto da características de difracción de RHEED especiales en

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comparación con la difracción de rayos X, cuya longitud de onda es comparable con la distancia interatómica en cristales.

La geometría experimental de RHEED es ilustrada en la Fig. 2.2. La difracción del haz primario incidente genera la aparición de líneas (barras) de intensidad modulada normales al borde de la sombra Figura 2.1 (izquierda). Sabemos que la red recíproca de una red de Bravais bidimensional se puede concebir como otra red de Bravais bidimensional pero con barras infinitas perpendiculares al plano que pasan por los puntos de la red recíproca. Tomando esta descripción y dado que el haz incidente es muy energético, el vector de onda k del haz incidente es muy grande comparado con la red recíproca, entonces la superficie de la esfera de Ewald (de radio k) es casi plana y corta a la red recíproca formando barras (ver Fig. 2.1 - derecha).

Figura 2.1. Patrones de difracción generados por RHEED (izquierda) y construcción de la esfera de Ewald (de radio k del haz incidente) muy grande corta a las barras infinitas de la red recíproca generando líneas en el patrón de difracción.

En la Fig. 2.1 (derecha), se muestra una construcción de la esfera de Ewal, ilustrando un tipo de imagen vista desde la pantalla fluorescente del RHEED. Podemos ver en la Fig. 2.1, que los puntos observado en la pantalla corresponden a la intersección de las líneas de la red reciproca con la esfera de Ewal. Esta intersección define la primera zona de Lau, indicada en la figura por un círculo. Existe también un punto correspondiente al spot especular del rayo incidente, designado por R y otro correspondiente al rayo transmitido, indicado por I, correspondiente a la difracción en el origen, punto 00 en la red reciproca. Evidentemente desde

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un punto de vista geométrico, una red reciproca y una esfera de Ewal, se interceptan dos veces, más físicamente la interacción electrón – superficie genera los patrones de difracción en el semiplano por encima del plano de la muestra.

En RHEED un rayo de electrones tiene un ángulo de incidencia menor de un grado. Debido a la fuerte interacción entre el rayo de electrones y el sistema electrónico de la muestra la longitud de penetración esta limitada a unas pocas monocapas (∼ Å). Por tanto se puede considerar que los electrones son dispersados por el potencial periódico de la superficie del cristal, el cual resulta en patrones de difracción característicos. La intensidad difractada es mostrada sobre una pantalla instantáneamente lo cual permite hacer un análisis en tiempo real; si este sistema esta inmerso en una cámara de ultra alto vació, como en caso de epitaxia de haces moleculares, es posible observar “in-situ” el proceso de crecimiento de las capas. De tal forma que si la superficie es atómicamente plana, los patrones RHEED son puntos, Fig. 2.2 a) centro. En la práctica no se observa un patrón de difracción puntual para una superficie ideal, por dos razones: i) Debido a una dispersión en energía por el tamaño del spot del rayo de electrones, la esfera de Ewal tiene un espesor finito y ii) debido a las imperfecciones superficiales en el cristal, las líneas en el espacio reciproco son alargadas y los patrones de difracción son cilindros o barras como se observa en la Fig. 2.2 a) - derecha. Si la superficie es policristalina, los patrones RHEED son anillos concéntricos, Fig. 2.2 b). En el caso de una superficie rugosa con pequeñas islas, el patrón de difracción proviene de la transmisión del rayo de electrones que atraviesa las islas. Las imágenes generalmente exhiben características puntuales de un patrón de difracción tridimensional, como se ilustra en la Fig. 2.2 c). [7]

Figura 2.2. Representación esquemática del modo de crecimiento y de sus patrones RHEED.

Oscilaciones RHEED

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Una de las aplicaciones más importantes de RHEED proviene de la variación temporal en la intensidad en el patrón de difracción. Este fenómeno fue observado por primera vez durante el crecimiento por MBE en 1981. Se encontró que la intensidad del spot especular de ciertos materiales, bajo ciertas condiciones, exhibe oscilaciones amortiguadas durante el crecimiento, donde el periodo de oscilación corresponde al tiempo para depositar una monocapa. Este fenómeno proporciona un método preciso para determinar la razón de crecimiento en tiempo real, una rutina comúnmente utilizada ahora en los sistemas de MBE. Una simple explicación de las oscilaciones RHEED fue dado por Neave et al, utilizando un mecanismo de crecimiento capa por capa, como se ilustra en la Fig. 2.3. En este modo de crecimiento, el crecimiento de cada capa atómica es completado antes de que se inicie la siguiente. Los átomos que llegan, migran y prefieren incorporarse en el cristal en los bordes de los escalones. Cuando no existen escalones y/o el crecimiento de una monocapa (ML) se completa, los clusters aleatoriamente nuclean creando nuevos huecos y bordes. Esto significa que la rugosidad de la superficie oscila durante el crecimiento. El spot especular tiene una intensidad máxima cuando la superficie es atómicamente plana. Cuando el crecimiento prosigue, se forman cluster haciendo rugosa la superficie, la cual lleva a una disminución en la intensidad. Luego, la intensidad del spot especular oscila sincrónicamente con la rugosidad superficial. Sin embargo, sobre una superficie grande, el crecimiento de una nueva capa se inicia antes de que la capa anterior se haya completado, dando un aumento a una cierta rugosidad distribuida estadísticamente cuando el crecimiento continúa. Este proceso hace que las oscilaciones RHEED sean gradualmente amortiguadas.

Figura 2.3 Arreglo experimental utilizado en este trabajo para el procesamiento de imágenes de los patrones RHEED en un crecimiento típico por MBE

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Cálculo del parámetro de red.

El parámetro de red de un cristal puede calcularse conociendo la distancia x (en mm) entre los spots de los patrones RHEED, mediante la ecuación:

a =

λL

x

[2.4]

donde λ es la longitud (en nm) del rayo de electrones, y L es la distancia (en mm) recorrida por el rayo de electrones desde la superficie de la muestra hasta la pantalla, como se ilustra en la Fig. 2.3.

La variación del parámetro de red del bulto as y de la capa aL, depositada sobre éste, esta dada por el parámetro de desacoplo de red (%):

a= B

as − al F% as

[2.5]

Reconstrucciones Superficiales

Una superficie real siempre exhibe características distintas a las del bulto. Las fuerzas de conducción que producen este cambio provienen de la fuerzas de enlace en la superficie. La superficie tiende a minimizar su energía libre por relajación superficial o por reconstrucción superficial y/o re-organizando las capas atómicas más superficiales para minimizar la densidad de enlaces. En el primer caso, la simetría del bulto se mantiene en las últimas capas, mientras que las distancias atómicas perpendiculares a una superficie difieren a las del bulto. En el caso de la reconstrucción superficial, las últimas capas tienen una periodicidad diferente y usualmente una simetría diferente que la del bulto truncado.

La Fig. 2.4, muestra algunas de las reconstrucciones superficiales. Las reconstrucciones son generalmente denotadas utilizando la notación convencional introducida por Wood [8]. Una reconstrucción de tipo (klm) – (mxn) significa que la superficie tiene orientación (klm) y una superficie reconstruida con mxn unidades de red más grande que la estructura del bloque.

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Ga

As

Figura 2.4. Reconstrucciones superficiales, para una capa orientada (001) con mxn unidades de red.

Para el caso de GaAs las reconstrucciones superficiales mas estudiadas son las (001), (100) y (111). Estas superficies pueden terminar el exceso de átomos de Ga ó As dependiendo de las condiciones de crecimiento. A temperatura típicas de crecimiento, la capa (100) de GaAs con un exceso de átomos de As se reacomoda en las llamadas reconstrucciones (2x4) o C(4x4). En la Fig. 2.4 se muestras estas reconstrucciones.

2.2.2. Microscopía de fuerza atómica

El principio de funcionamiento de la Microscopía de Fuerza Atómica (AFM, por sus sigls en inglés Atomic Force Microscopy) es muy simple. Una punta atómicamente aguda se barre sobre la superficie de la muestra con mecanismos de retroalimentación que activan el escáner piezoeléctrico para mantener la punta a una fuerza constante (para obtener información de altura) ó una altura constante (para obtener información de la fuerza).

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Figura 2.5. Arreglo experimental típico del funcionamiento del AFM

El AFM consiste de un cantilever con una punta aguda, típicamente compuesta de silicio o nitruro de silicio de la orden de unos pocos nanómetros ubicada muy cerca de la superficie de la muestra. Las fuerzas de Van der Wall entre la punta y la muestra hace que el cantilever se deflecte de acuerdo a la ley de Hooke, donde la constante elástica del cantilever se conoce. La deflexión se mide utilizando un láser que se refleja en la parte superior del cantilever, en un arreglo de fotodiodos, como se muestra en la Figura 2.5. Un método alternativo para detectar la deflexión del cantilever es utilizar sondas piezoresistivas.

Si la punta se barre a una altura constante, es probable que esta toque la superficie de la muestra, causando daño. En muchos casos un mecanismo de retroalimentación es empleado par ajustar la distancia entre la punta y la muestra para mantener constante la fuerza entre ellas. Generalmente, la muestra es montada sobre un piezoeléctrico, la cual puede mover la muestra en la dirección x para mantener una fuerza constante, y barrer la muestra en la dirección x, y. El mapa resultante S(x,y) representa la topografía de la muestra.

Básicamente hay tres modos de operación del AFM:

1. Modo Contacto: En este modo la fuerza entre la punta y la muestra se mantienen constante durante el barrido, manteniendo una deflexión constante.

2. Modo no-contacto: El cantilever esta oscilando externamente a/o cerca de una frecuencia de resonancia. La oscilación se modifica por la interacción entre la punta y la muestra. Los cambios en la oscilación con respecto a la oscilación de referencia externa, proporciona información a cerca de las características de una muestra

3. Modo de contacto dinámico (o tapping: intermitente): El cantilever esta oscilando, de tal manera que el cantilever hace contacto con la muestra durante un cierto ciclo, luego, se aplica una fuerza suficiente para separar la punta de la muestra.

Los modos de operación de no-contacto y dinámico incluyen modulación de frecuencia o amplitud. En la modulación de frecuencia, los cambios en la frecuencia de oscilación proporcionan información acerca de las características de la muestra. En la modulación de

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amplitud (mejor conocida como contacto intermitente), los cambios en la amplitud proporcionan información topográfica de la muestra. Ventajas del MFA:

•

MFA proporciona un extraordinario contraste topográfico

•

No es necesario una preparación de la muestra

•

Proporciona medida de escalones, independiente de las diferencias en reflectividad entre los materiales.

[7]

2.2.3. Fotorreflectancia (FR)

La espectroscopia de modulación óptica es una técnica útil para caracterizar una gran variedad de semiconductores. Pueden estudiarse sistemas en bulto, películas delgadas, micro y nanoestructuras como pozos, multipozos, tiras y puntos cuánticos. También puede ser usada para evaluar superficies e interfases.

En términos muy generales, la técnica consiste en tomar la señal de un espectro óptico, ya sea por reflexión o transmisión, y derivarla cambiando alguna de las propiedades del material que sería propiamente la modulación. Cuando la perturbación es por medio de campos eléctricos, se le llama electro-modulación; cuando se utilizan pulsos de calor, entonces se le denomina termo-modulación; finalmente, si a la muestra se le aplican esfuerzos se le conoce como piezo-modulación.

La modulación periódica otorga ventajas a esta técnica debido a que muestra el espectro como si fuera una derivada haciendo resaltar características relevantes y suprimiendo aquellas partes sin cambio aparente. No obstante, los cambios son típicamente pequeños, del orden de una parte en un millón, lo que obliga a utilizar detectores sensibles a la fase. A pesar de ello, no se necesita una colección grande de fotones y las mediciones pueden realizarse a temperatura ambiente.

Una forma particularmente útil es la electro-modulación. Esta técnica es sensible al campo eléctrico superficial o de una interfase y puede realizarse en un modo sin contacto 14

evitando montajes especiales. La fotorreflectancia es una técnica dentro de este tipo en la cual la modulación del campo eléctrico interno de la muestra se lleva a cabo por los pares electrónhueco producidos por una fuente externa de luz (haz) cuya intensidad se modula típicamente entre 100 y 200 Hz.

Una de las características que hacen atractiva a esta técnica es su gran resolución en la determinación de las energías de los puntos críticos en la estructura de bandas del material (E0, E0+∆0, E1, E1+∆1). Es posible obtener las magnitudes de campos eléctricos internos vía el efecto Franz-Keldysh, tiempos de atrapamiento en impurezas, densidad de portadores y energías asociadas con niveles de impurezas. También es posible correlacionar la fase de la señal con la resistividad de las muestras y la forma e intensidad de línea con la calidad de las muestras. Esta técnica es muy sensible a las propiedades de la superficie de las muestras analizadas permitiendo monitorear in-situ el crecimiento de materiales. Para el montaje experimental es necesario hacer incidir sobre la muestra en la misma posición una luz sonda y un haz láser modulado. La energía del láser debe ser mayor que la de la banda prohibida de absorción; la luz reflejada tiene superpuesta una señal modulada con la misma frecuencia con que se moduló el láser. La luz reflejada es colectada en un detector y analizada con técnicas de detección de fase (lock-in). Aún cuando teóricamente es posible obtener señal de fotorreflectancia para materiales con banda prohibida de absorción indirecta, la gran mayoría del trabajo se ha hecho con materiales de banda prohibida de absorción directa y más recientemente se han obtenido algunos resultados para estos materiales.

Las señales de fotorreflectancia pueden ser clasificadas en dos categorías de acuerdo a la magnitud del campo eléctrico. La primera categoría es el régimen de campos intensos. Éste es usualmente el caso para muestras dopadas. La segunda categoría es el límite de campos débiles que usualmente se presenta en muestras sin dopar. Para determinar que una señal de FR está en el límite de campos débiles, Aspnes estableció el siguiente criterio

ηΩ <

Γ 3

[2.6]

Donde ηΩ se le conoce como energía electro-óptica y Γ es un parámetro de ensanchamiento para el punto crítico de energía Ecp. ηΩ es una energía característica asociada con el punto crítico y está relacionada al campo eléctrico interno Eint por la ecuación

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1

2  e 2 E int η2  3   ηΩ =  8 µ  

[2.7]

Donde µ es la masa reducida en la interbanda. Aspnes también derivó una regla alternativa. Si la señal de FR es tal que: ∆R < 10 − 4 R

[2.8]

Entonces la señal está en el límite de campos débiles. En este límite la forma de línea de FR está dada por:

[

∆R −n = Re Ce iθ (ηω − E cp + iΓ ) R

]

[2.9]

Donde ηω es la energía del haz de prueba, C y θ son la amplitud y la fase que varían lentamente con ηω. El valor del exponente n está asociado con el punto crítico en cuestión, así n = 2, 2.5 y 3 para un excitón, una transición tridimensional banda-banda y una transición bidimensional banda-banda respectivamente. Frecuentemente se emplea esta relación para ajustar los datos de FR para muestras dopadas y sin dopar que cumplen la condición de campos débiles.

En el límite de campos intensos, la señal de FR es proporcional al producto de las funciones de Airy y sus derivadas. Ésta toma la forma asintótica:

 2  ηω − E ∆R cp ∝ cos   ηΩ R 3  

 2 π(d − 1)   − 4    3

[2.10]

Donde d es la dimensionalidad del punto crítico. Para GaAs, con una transición directa, d = 3. Esta forma de línea tiene una naturaleza oscilatoria que decrece exponencialmente. A las oscilaciones se les denomina oscilaciones de Franz-Keldysh (OFK). Despreciando el factor de amplitud, la posición de los extremos en las OFK están aproximadamente dados por:

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(ηω)j = ηΩFj + E g ,

j = 1, 2, 3, Κ

[2.11]

donde

2

 3π  1   3 Fj =   j −    2  2 

[2.12]

Una gráfica de (ηω)j contra Fj es una línea recta con pendiente ηΩ y ordenada al origen Eg. Este método usa los extremos de las OFK marcados por j = 1, 2, etc. en secuencia, comenzando con el primer extremo pronunciado de la señal de FR después de la brecha prohibida. De esta manera podemos conocer el valor de Eg y con la pendiente determinar la intensidad del campo eléctrico interno.

[4,7]

17

Capítulo 3. Desarrollo Experimental

3.1 Descripción del equipo Sistema MBE

En el desarrollo de este trabajo se empleó el sistema MBE Riber C21. En la figura 3.1 se muestra una fotografía del sistema.

Figura 3.1. Sistema MBE Riber C21.

La condición de ultra alto vacío requiere que los sistemas de MBE se construyan con materiales cuyas presiones de vapor son extremadamente bajas y que además puedan ser horneados a una temperatura de 200°C aproximadamente durante periodos de tiempo que van desde horas hasta días para acelerar el degasado. Para alcanzar el UHV típico de 10-11 Torr es necesario emplear un sistema de bombas acopladas que operan en distintos regimenes de presión. Para el sistema Riber C21 se cuentan con las siguientes bombas: la evacuación del aire se lleva a cabo por una bomba mecánica que no utiliza aceite. Esta bomba puede operar a la presión atmosférica y permite bajar la presión hasta ~10-4 Torr. Enseguida entra en operación la bomba turbomolecular libre de aceite, la cual es capaz de descender la presión hasta ~10-8 torr.

18

Por último, la presión de ~10-11 Torr se consigue mediante la operación de las bombas iónica y criogénica.

Figura 3.2. Bombas del sistema MBE Riber C21 (Departamento de Física, CINVESTAV, México).

3.2 Preparación de los porta substratos y substratos Utilizamos obleas de silicio (Si) de aproximadamente 6 cm de diámetro como porta substratos. Antes de su utilización se limpiaron con solventes para remover capas de contaminantes siguiendo el siguiente procedimiento: •

Las obleas se introdujeron en Xileno y se colocaron en ultrasonido durante algunos minutos. Este paso se repitió tres veces.

•

Enseguida se introdujeron las obleas en acetona y en ultrasonido durante algunos minutos. Este paso se repitió tres veces.

•

El tercer solvente empleado fue metanol. Nuevamente se empleó ultrasonido durante algunos minutos repitiendo la operación tres veces.

•

Finalmente se enjuagaron las obleas con abundante agua desionizada y se secaron con gas de N2.

19

Al terminar el proceso de limpieza de los porta substratos se cargaron en la cámara de introducción para evitar que se contaminen. Es necesario que estas obleas se calienten a una temperatura de 700°C en la cámara de crecimiento para degasar y remover posibles residuos de agua e hidrocarburos.

Los substratos de arsenuro de galio (GaAs) pueden contaminarse al ser expuestos al aire, formándose películas de óxidos, carbono y otras impurezas. La limpieza de estos substratos es extremadamente importante para el crecimiento epitaxial. Este proceso consta de tres fases que se describen a continuación. •

Tratamiento químico del substrato. En este paso se eliminan los contaminantes superficiales, pero se generan nuevas capas de óxidos sobre la superficie que son más fáciles de remover térmicamente. El ataque químico consiste en introducir los substratos en una solución 3:1:1 de ácido sulfúrico (H2SO4), peróxido de hidrógeno (H2O2) y agua desionizada durante 1.5 minutos a una temperatura de 60°C.

•

Enjuagado del substrato. En este paso se enjuaga el substrato con agua desionizada durante varios minutos a fin de remover los reactivos que se hayan adherido durante el tratamiento químico.

•

Secado. El substrato se seca con un flujo de gas nitrógeno de ultra alta pureza.

Pegado del substrato en el porta substrato

No es posible sujetar el substrato al porta substrato utilizando un pegamento debido a que las temperaturas típicas de crecimiento de GaAs son superiores a los 500°C. Para pegar el substrato a la oblea de Si se empleó indio (In). El porta substrato se calienta a una temperatura de ∼180°C para derretir el indio, logrando así que el substrato tenga adherencia superficial al porta substrato y una buena conductividad térmica entre ambos materiales. El proceso de pegado se realiza en una atmósfera inerte (con un gas de nitrógeno). Finalmente, todo el conjunto (substrato-porta substrato) se introduce nuevamente a la cámara de introducción.

20

3.3 Diseño y planeación de los crecimientos En el presente trabajo se usaron substratos en la dirección (631) con cara A y sin dopar. Sobre estos se creció una capa buffer de GaAs a 600 ºC con una razón de flujo As4/Ga de 20 y una taza de crecimiento de 0.3 µm/hr. El grosor de esta capa fue de 80 nm, presentando la formación de nanoestructuras en forma de canales a lo largo de la orientación [-5 9 3]. Las dimensiones promedio de estos nanocanales fueron de 1.5 nm de altura y 20 nm de ancho [1,2]. La Figura 3.3 muestra la morfología del crecimiento realizado y la dirección a la que están orientados los nanocanales que utilizaremos como plantilla.

[-5,9,3]

Figura 3.3 Plantilla utilizada para llevar a cabo el deposito de InAs

La planeación del crecimiento del Arsenuro de Indio (InAs) sobre la estructura mencionada, se programó bajo los siguientes tiempos de depósito: 15, 30, 50, 75 y 100 segundos utilizando una estructura tipo I (Figura 3.4.a) y 30 segundos de depósito sobre una estructura de tipo II (Figura 3.4.b). La razón de crecimiento utilizada fue de 0.06 ML/s, implicando un depósito de 0.9, 1.8, 3.0, 4.5 y 6.0 ML para los tiempos mencionados anteriormente de manera ascendente. La manera en como nos referiremos a lo largo de este trabajo será por medio de la siguiente nomenclatura: Asignaremos N1 a la muestra donde se crecieron 0.9 ML (15 segundos) de InAs con estructura tipo I incrementando el índice hasta nombrar con N5 a la muestra que presenta el depósito de 6.0 ML (100 segundos) siguiendo la misma estructura de crecimiento; utilizaremos N6 y N7 para los depósitos de 1.8 ML (30 segundos) y sin depósito de InAs, respectivamente, en los crecimientos con estructura tipo II. El depósito de InAs en las muestras N1-N5 se realizó directamente sobre la plantilla siguiendo la estructura tipo I. Para las muestras restantes, se utilizó la estructura tipo II, donde

21

se creció el InAs sobre una capa de InGaAs de 1.4 nm de grosor. Esta estructura presenta dos capas buffer de GaAs con 80 nm de espesor y una capa de InGaAs de 2.1 nm de grosor como se muestra en la Figura 3.4.b). Las función de las dos capas de InGaAs es con el fin de generar una homogeneidad en los esfuerzos elásticos, razón por la cual las denominaremos “stressor layers” [9].

InAs

InAs

InGaAs 28% 1.4 nm Buffer GaAs 80 nm

Buffer GaAs 80 nm

InGaAs 28% 2.1 nm

Buffer GaAs 80 nm

Sustrato de GaAs (631)

Sustrato de GaAs (631)

a) Estructura tipo I

b) Estructura tipo II

Figura 3.4. Estructuras de los crecimientos.

Los parámetros de los crecimientos mencionados anteriormente, se observan en la Tabla 1. En ella se muestra la nomenclatura utilizada, así como también las temperaturas a las que se encontraban las celdas de efusión tipo Knudsen de cada material, la temperatura del sustrato al momento de llevar a cabo los crecimientos y una pequeña descripción del objetivo de cada uno de estos.

Tabla 1. Características principales de los crecimientos estudiados en este trabajo.

Estructura tipo I Ga Muestra N1 N2 N3 N4 N5

(ºC) 860 860 860 860 860

Al (ºC)

As (ºC)

Si (ºC)

700 700 700 700 700

161 161 176 176 177

400 400 400 400 400

174

In (ºC) 815 815 815 815 815

Sustrato (ºC)

PMBE (10-7 Torr)

Descripción

480 480 480 480 480

1.0 1.2 2.9 2.9 3.2

Deposito de 0.9 ML de InAs Deposito de 1.8 ML de InAs Deposito de 3.0 ML de InAs Deposito de 4.5 ML de InAs Deposito de 6.0 ML de InAs Se observó presión alta y se bajó la temperatura de la celda de As.

3.0

22

Estructura tipo II N6

860

700

161

400

815

500

1.0

N7

860

700

172

400

815

500

0.84

Deposito de 1.8 ML de InAs en estructura tipo II Estructura tipo II sin crecimiento de InAs

La razón por la cual se decidió utilizar las “stressor layers” que homogenizan la tensión se basa en resultados de AFM obtenidos de las muestras N3 a N5 donde se observó que estos crecimientos (con estructura tipo I) no presentan una buena distribución de tamaños y homogeneidad en las nanoestructuras 3D halladas bajo esta técnica. La concentración (x) de Indio (In) se calculó con la ayuda de la fórmula [3.1], y se obtuvo un valor para x de 0.28.

[3.1]

Las razones de crecimiento utilizadas en el deposito del compuesto ternario fueron las siguientes: fGaAs = 0.1046 ML/s y fInAs = 0.06 ML/s. Dado estos resultados y utilizando la formula [3.2] pudimos calcular la velocidad de crecimiento de depósito de las capas de InGaAs; así los 2.1 nm que posee la primera capa de InGaAs, en la estructura II, se lograron con abrir el shutter de la celda de In por 50 segundos y los 1.4 nm de la segunda capa con solo 33 segundos.

vInGaAs = donde:

aInGaAs fInGaAs 2 aInGaAs = x(aInAs) + (1-

x)aGaAs, aGaAs = 5.6536 Å,

[3.2]

aInAs = 6.0590 Å , fInGaAs = fInAs + fGaAs

A continuación, se presentará los resultados de los diferentes análisis que se llevaron a cabo con las muestras. Dichos resultados se discutirán y se propondrá un modelo de cómo el InAs crece sobre los sustratos de GaAs (631) de acuerdo con cada estructura.

23

Capítulo 4. Resultados y Discusión 4.1 Análisis de RHEED El analizar in situ el cambio de intensidad RHEED de los spots de transmisión, nos da los primeros resultados de nuestros crecimientos. La variación en la intensidad de estos spots proporciona una descripción a tiempo real de lo que esta sucediendo con cada uno de los crecimientos. En las siguientes imágenes mostraremos las variaciones de la intensidad RHEED de los spots de transmisión correspondientes a las estructuras tipo I y II.

Para dar comienzo a nuestro análisis, primero mencionaremos las características que presenta la variación de la intensidad RHEED para el spot de transmisión tratado en la cara (001) del GaAs (Muestra R). Esto nos servirá de referencia para nuestro estudio en la cara (631). El comportamiento para la cara (001) se muestra en la Figura 4.1 y con él se presentan además imágenes de patrones de difracción antes y después de haber llevado a cabo el depósito de InAs.

Patrón de difracción antes del crecimiento.

Patrón de difracción al final del crecimiento.

Figura 4.1 Variación de la intensidad RHEED del spot de transmisión en el crecimiento de InAs sobre GaAs (100). (Muestra R.)

24

Se observa que a 0.2 ML de depósito de InAs, existe un pequeño pico en la intensidad de RHEED marcado con una estrella. Este pico al inicio de la variación

de RHEED, es

característico durante la formación de la capa de mojado (wetting layer). La capa de mojado es continua hasta aproximadamente 1.5-1.7 ML de InAs [7,10]. Posterior a este valor, la intensidad RHEED se ve incrementada fuertemente, debido a la presencia del spot de transmisión que se incrementa conforme el número de nanoestructuras 3D aumenta. Es en aproximadamente 1.7 ML de InAs, donde el patrón de difracción RHEED se ve modificado observando un spot mas intenso con una especie de “alas” que surgen del spot, a este tipo de spot se le conoce con el nombre de “Chevron”. La imagen de “chevrones”, se aprecia en el patrón de difracción al final del crecimiento de InAs sobre GaAs (001) mostrado en la Figura 4.1. El observar la presencia de “chevrones”, implica que el crecimiento tuvo una transición de 2D a 3D. Esta transición es generada debido a la relajación del esfuerzo presente, provocado por la diferencia entre las constantes de red de los compuestos estudiados (GaAs e InAs). Tal relajación, provoca que las moléculas de InAs se conglomeren en nanoestructuras tridimensionales conocidas como puntos cuánticos. A este proceso se le conoce como auto ensamblaje y es explicado por medio del modelo de crecimiento Stranski-Krastanow (SK).

Es necesario hacer notar que los “chevrones”, presentan una apertura la cual esta relacionada con la orientación de las nanofacetas que conforman la superficie de las nanoestructuras 3D (puntos cuánticos). Para tener una mejor idea de cómo se generan estos “chevrones”, la Figura 4.2 muestra un esquema donde se aprecian las diferentes formas de nanoestructuras y los patrones RHEED que estas generan [11]. De este modo, observamos como el haz de electrones reflejado por las nanofacetas de las nanoestructuras 3D, genera en el espacio reciproco un ángulo tal que es suplementario al ángulo formado por los planos en el espacio real

Figura 4.2 La geometría de los patrones de “chevrones” y la relación con la forma de las facetas [11].

25

A continuación discutiremos nuestros resultados en la cara (631). La Tabla 4.1 da el nombre de la muestra acompañado entre paréntesis por la cantidad de InAs depositado en cada una de ellas; en los gráficos se presenta la variación de la intensidad RHEED para los spots de transmisión en función de la cantidad de InAs depositado. En la columna derecha se presentan imágenes de los patrones de difracción RHEED antes de llevar a cabo el depósito y a diferentes tiempos del crecimiento de InAs.

Tabla 4.1 Variación de la intensidad RHEED del spot de transmisión e imágenes de los patrones RHEED de las muestras estudiadas.

Muestra

Variación en la intensidad de RHEED Estructura tipo I

N1

No se tuvo registro RHEED

0

(1.8 ML)

2

Buffer (GaAs)

spot izquierdo

Intensidad (u.a.)

N2

1

Imágenes del patrón de difracción RHEED Dirección de Observación [-1,2,0]

0.6 ML (InAs) spot derecho

spot central 0

1

2

1.2 ML (InAs)

InAs depositado (ML)

1.8 ML (InAs)

26

Buffer (GaAs)

0.48 ML (InAs)

0

1

2

3

spot derecho

(3 ML)

Intensidad (u.a.)

N3

1.8 ML (InAs)

spot izquierdo

2.1 ML (InAs) spot central 0

1

2

3

InAs depositado (ML)

2.4 ML (InAs)

2.7 ML (InAs)

3.0 ML (InAs)

27

Buffer (GaAs)

0.9 Ml (InAs)

1.5 ML (InAs) 0

(4.5 ML)

2

3

4

5

spot izquierdo

Intensidad (u.a.)

N4

1

2.1 ML (InAs) spot central

spot derecho

0

1

2.7 ML (InAs) 2

3

4

5

InAs depositado (ML)

3.0 ML (InAs)

3.3 ML (InAs)

3.9 ML (InAs)

28

4.5 ML (InAs)

Buffer (GaAs)

1.8 ML (InAs)

0

1

2

3

4

5

6

N5 (6 ML)

Intensidad (u.a.)

2.7ML (InAs)

spot derecho

3.42ML (InAs)

spot central spot izquierdo 0

1

2

3

4

5

3.78ML (InAs) 6

InAs depositado (ML)

4.5 ML (InAs)

5.7 ML (InAs)

6.0 ML (InAs)

29

Estructura tipo II

Superficie InGaAs

0.0

0.5

1.0

1.5

2.0

0.6 ML (InAs)

N6 (1.8 ML)

INtensidad (u.a.)

spot izquierdo

spot derecho

spot central 0.0

0.5

1.0

1.5

1.2 ML (InAs)

1.5 ML (InAs)

2.0

InAs depositado (ML)

1.68 ML (InAs)

1 .8 ML (InAs) N7

No se realizo deposito de InAs

Los primeros resultados y comparaciones que podemos hacer entre los patrones de difracción RHEED obtenidos en el crecimiento sobre la orientación (001) del GaAs y la orientación (631) de este mismo compuesto se encuentran en el hecho de que el patrón de difracción encontrado en la orientación (631) no presenta simetría en los spots difractados tal y como se observa en la orientación (001) del GaAs. Este fenómeno puede deberse principalmente a la falta de simetría sobre la superficie (631). La Figura 4.3 nos muestra un esquema del arreglo atómico en la cara (631) del GaAs y los vectores unitarios que reproducen dicha superficie:

a=[-1,2,0] y b=[0,1,-3], destacando también las direcciones IF y OF con direcciones [-

30

12,17,21] y [-1,3,-3], respectivamente. Cabe hacer mención que sobre la dirección [-5,9,3] están orientados los canales que se observaron en la homoepitaxia de la capa buffer de GaAs [1,2].

Figura 4.3 Esquema de la superficie de la cara (631) de GaAs y las orientaciones cristalinas importantes.

Es interesante notar como el spot central en cada uno de los crecimientos presenta una disminución en intensidad; decimos esto debido a que este comportamiento se observa preferentemente en un spot especular. No podemos distinguir un spot especular propiamente dicho, en este caso, debido a que la superficie obtenida después de haber crecido la capa buffer presenta los nano-canales que impiden tener reflexión especular. Recordemos que el haz de transmisión aumenta en intensidad conforme el número de nanoestructuras 3D se va incrementado, tal y como se puede ver en el spot derecho de cada crecimiento. Es importante hacer notar que la falta de simetría de la superficie (631) en la dirección de observación de los patrones RHEED origina que la intensidad de los spots izquierdo y derecho no sea igual. Ahora con respecto a la variación de la intensidad RHEED, nos enfocaremos a analizar el spot derecho de transmisión, debido a que las variaciones en intensidad se observan mejor en este spot. Se puede ver como cambia notoriamente el comportamiento con respecto al visto en la orientación (001) del GaAs cuando el deposito de InAs se esta llevando a cabo. Es difícil distinguir el pico inicial característico de la capa de mojado, observado durante el depósito de InAs en sustratos de GaAs con orientación (001). También notamos en las muestras N4, N5, N6 y muy ligeramente en N3, un incremento en la intensidad de manera sustancial

31

aproximadamente en 2.2 ML y 1.2 ML (esta ultima para la muestra N6), revelando la transición de 2D a 3D. Debido a que las muestras N2-N5 poseen la misma estructura de crecimiento únicamente variando la cantidad de deposito de InAs, podemos observar como la variación en la intensidad RHEED de la muestra N5 contiene a las variaciones de la intensidad RHEED presentadas en las muestras N2-N4, debido a que la muestra N5 tuvo una mayor cantidad de deposito de InAs. Por esta razón, tomaremos a las muestras N5, N6 y a la Muestra R para llevar a cabo nuestras comparaciones.

Mencionamos anteriormente que para la Muestra R, la transición de 2D a 3D se lleva a cabo alrededor de 1.7 ML de deposito de InAs. Ahora bien, para el caso del deposito de InAs sobre sustratos de GaAs con orientación (631), la transición de 2D a 3D en un crecimiento con estructura tipo I, encontramos que se lleva a cabo alrededor de 2.2 ML de deposito. Y con la ayuda de las capas de InGaAs que homogenizan la tensión (crecimiento con estructura tipo II), la transición de 2D a 3D se lleva a cabo en tan solo 1.2 ML de deposito de InAs.

Otro resultado interesante de este análisis, es la forma que presentan los spots del patrón de difracción. En la Muestra R, los “chevrones” son muy bien definidos (Figura 4.1), caso contrario a lo observado en los crecimientos con estructura tipo I y II. En estos últimos la intensidad del spot de transmisión es muy intensa y la forma de los “chevrones” no es como en el caso (001). Sin embargo notamos cierta tendencia en formar planos inclinados con ángulos diferentes. Esto es, alrededor de los valores de deposito de InAs en los cuales se especula la transición de 2D a 3D, mencionados en el párrafo anterior, la forma del spot inicial presenta un incremento en la intensidad y de él surgen líneas asociadas con las nanofacetas

de las

estructuras 3D crecidas en la orientación (631) del GaAs. Esto se ilustra esquemáticamente en la Figura 4.4, donde mostramos la forma asimétrica de las nanopiramides obtenidas en la cara (631) comparadas con las pirámides simétricas del plano (001).

Nanofasetas Nanoestructura 3D

Substrato (001)

Nanoestructura 3D Spot de transmisión

Substrato (631)

32

Figura 4.4 Esquema de las nanoestructuras 3D con su “crevron” correspondiente.

Hemos visto como el depósito de InAs sobre la plantilla generada en la cara (631) del GaAs aumenta el espesor crítico con respecto al reportado sobre la cara (001). También observamos que mediante la inclusión de las “stressor layers”, logramos disminuir significativamente el espesor critico. Todo lo anterior nos permite tener un método para modular la formación de estas nanoestructuras 3D. Para corroborar el análisis de RHEED, proseguiremos con el estudio de la morfología de los crecimientos mediante la técnica de análisis Microscopía de Fuerza Atómica (del inglés Atomic Force Microscopy, AFM).

4.2 Análisis de AFM Siguiendo con nuestro estudio de la forma en como se deposita el InAs sobre la plantilla crecida en sustratos de GaAs con orientación (631) en las dos diferentes estructuras estudiadas, la técnica de AFM en su modo de contacto, proporcionó las imágenes que se muestran en la Tabla 4.2. En dicha tabla se muestra la morfología de la superficie a diferentes áreas de barrido indicando la nomenclatura y la cantidad de depósito de InAs para cada muestra.

Tabla 4.2. Morfología superficial de las muestras medidas por AFM.

Muestra

Área de 25 µm2

Área de 4 µm2

Área de 1 µm2

N1 (0.9 ML)

N2 (1.8 ML)

N3 (3 ML)

33

N4 (4.5 ML)

N5 (6 ML)

N6 (1.8 ML)

N7 (superficie de estructura tipo II)

Se presentan para cada una de las muestras tres diferentes áreas de barrido; con el fin de observar como son sus superficies a escalas diferentes. La estadística llevada a cabo, refiriéndome al cálculo de medidas, se hizo principalmente al barrido de 1µm2.

Se observó que las muestras N1 y N2 no presentan formación de nanoestructuras 3D. La superficie continúa presentando nano-canales sin embargo, lo que se observó al hacer la estadística en las mediciones fue que se presentan cambios notorios en la superficie original. Recordando, las dimensiones promedio de la plantilla utilizada, fueron de 1.5 nm de alto y 20 nm de ancho. Las mediciones promedio de los nanocanales que se obtuvieron para la muestra N1, donde se depositaron 0.9 ML de InAs fueron: 1.7 nm de alto y 71 nm de ancho. Con este primer resultado podemos inferir que el deposito del indio se esta llevando a cabo entre los canales de la plantilla original modificando las dimensiones hasta llegar a las medidas halladas

34

en la muestra N1. Consecutivamente, el análisis hecho a la muestra N2 nos da los resultados siguientes: 1.1 nm de alto y 80 nm de ancho. Este resultado nos sugiere que el InAs continua hasta 1.8 ML depositandose sobre la superficie, llenando los nanocanales tal que la altura anterior (en la muestra N1) se ve reducida.

Continuando con el análisis para la muestra N3 (3 ML), observamos de inmediato la existencia de nanoestructuras 3D. Las dimensiones promedio de estas nanoestructuras fueron de: 6.7 nm de alto y 83.8 nm de ancho. Observamos como el ancho de las estructuras 3D es muy similar al ancho de los nanocanales en la muestra N2; pero en contraste, la altura sufre un gran cambio al encontrar que la altura promedio de las nanoestructuras en la muestra es de 6.7 nm. El aumento en la altura fue de aproximadamente 6.1 veces. Con esto podemos decir que en el deposito desde 1.8 ML hasta 3 ML, el InAs estuvo creciendo considerablemente sobre la parte superior de las islas.

Para las muestras N4 y N5 las dimensiones promedio de las nanoestructuras 3D encontradas fueron: 9.6 nm de alto y 81.12 nm de ancho en N4; 10.2 de alto y 75.1 nm de ancho en la muestra N5. Nuevamente, la tendencia en la altura fue un incremento desde la muestra N3 (3 ML) hasta la muestra N5 (6 ML); mientras que el ancho en estos depósitos fue similar.

Observamos en la Figura 4.5, como el crecimiento de las nanoestructuras, comienza a generarse sobre las crestas de los nanocanales modificados por el deposito de InAs sobre la plantilla original.

Figura 4.5 Figura de la muestra N3 (3ML de InAs)

35

AFM, nos permitó notar que las nanoetructuras en la muestra N5, presentan un alargamiento promedio de 199.7 nm. Esta medida nos sugiere que debido al aumento en tamaño de nanoestructuras 3D desde la muestra N4 a N5 (4.5 ML a 6 ML) se comienza a presentar el fenómeno de coalescencia entre las nanoestructuras provocando alargamiento en ellas en la dirección original [-5,9,3] presentada en la plantilla.

Ahora, para el análisis hecho a las muestras N6 y N7, comenzaremos por mencionar que las dimensiones obtenidas en la superficie de la muetra N7 fueron las siguientes: 0.81 nm de alto y 91.7 nm de ancho. Este resultado nos muestra como uno de los efectos de haber utilizado las “stressor layers” se observó en la reducción de la altura de la plantilla inicial (1.5 nm) y el aumento del grosor inicial de esta (20 nm); provocando un “aplanado” en la superficie. Sobre esta superficie de InGaAs, se llevó a cabo el depósito de 1.8 ML de InAs y las dimensiones encontradas en esta muestra (N6) fueron las siguientes: 5.18 nm de alto, 58.4 nm de ancho y 132.7 nm de largo. Nuevamente observamos la presencia de un alargamiento en las nanoestructuras, solo que a una cantidad de depósito menor y sobre una superficie “casi plana”. El punto importante hasta este momento es que debido a las “stressor layers” se puede observar la presencia de nanoestructuras 3D a solo 1.8 ML de depósito. Este resultado no asegura que estas nanoestructuras se formen justo los 1.2 ML de depósito (como se menciona en el análisis hecho a RHEED).

Este último resultado apoya nuestro modelo en donde, el deposito de InAs en los crecimientos con estructura tipo I, se va llevando a cabo entre cada canal para lograr un “aplanado” y posteriormente comenzar el crecimiento 3-dimensional. Para el caso de la superficie (001), la cual presenta planaridad, el depósito de InAs sobre esta cara comienza con la formación de la capa de mojado, la cual copia la superficie original para después dar comienzo a las nanoestructuras 3D. Ahora, para la muestra N6, la superficie en la que se deposita el InAs presenta un aspecto similar que en la cara (001) del GaAs esto es, se tiene: “planaridad”. Esta característica que posee la superficie de la muestra N6 generada por la inclusión de las “stressor layers” puede ser el motivo por el cual, la generación de nanoestructuras 3D es más rápida que en los crecimientos con estructura tipo I.

Otro de los resultados importantes obtenidos por AFM, es el hecho de que el depósito de InAs, conserva la orientación inicial dada por la plantilla original. Como puede observarse en la Figura 4.5, el deposito de 1.8 ML de InAs (muestra N2) a pesar que modifica las dimensiones 36

de los canales, conserva la orientación original mostrada en la Figura 3.3. Asi podemos observar como en N3-N6, se observan como es que se alinean las nanoestructuras 3D a lo largo de la direccion [-5,9,3].

Figura 4.5 Imágenes de N2 y N3 respectivamente donde se muestra el deposito de InAs en la forma 2D y 3D conservando la dirección de los nanocanales originales de la plantilla.

Unos de los objetivos que se persiguen en la creación de Puntos Cuánticos autoensamblados (QD del inglés Quantum Dot) es la homogeneidad en tamaños y en su distribución superficial. En la Tabla 4.2 se muestran además de las dimensiones de las nanoestructuras, la densidad de estas por centímetro cuadrado, notando que las dimensiones para la muestra N6 son cercanas a lo que se ha reportado en la teoria (medidas de 3-5 nm de alto y ~20nm de ancho; [12]) pero con una densidad de nanoestrocturas 3D baja comparada con lo reportados en otros trabajos sobre la orientación (001) [7,13].

Tabla 4.2 Dimensiones promedio de las nanoestructuras 3D encontradas con AFM.

Muestra

InAs depositado (ML)

QD’s/cm2 (x 109)

N1

0.9

No se observaron

N2

1.8

No se observaron

N3 N4 N5

3 4.5 6 1.8

N6

(estructura tipo II) Superficie de estructura tipo II InAs depositado sobre GaAs(001)

N7 Muestra R

Altura (nm)

Ancho (nm)

1.7

71.0

(dim. de los canales)

(dim. de los canales)

Largo (nm) [-5,9,3]

1.1

80

(dim. de los canales)

(dim. de los canales)

4.6 6.0 5.1

6.7 9.6 10.2

83.8 81.12 75.1

199.7

5.5

5.18

58.4

132.7

No se observaron

0.81

91.7

~1010

5.8 – 9.0

10 - 20

37

4.3 Análisis de Fotorreflectancia

Continuando con el análisis, se prosiguió a hacer la caracterización óptica a nuestras muestras utilizando Fotorreflectancia (PR por sus siglas en inglés Photoreflectance) en el intervalo de longitud de onda de 800 a 1150 nm (1.07 a 1.55 eV). La electro-modulación empleada se llevó a cabo con un láser He-Ne (632.8 nm de longitud de onda) y el detector utilizado fue de Silicio. La caracterización fue hecha a temperatura ambiente y sin haber cubierto las nanoestructuras 3D, es importante tomar en cuenta esto último pues deja a las nanoestructuras expuestas a daños superficiales debidos al manejo y a la oxidación por el medio ambiente.

De la teoría sabemos que la señal de PR se genera básicamente en superficies o interfaces. Así pues, la señal de PR en nuestros crecimientos con estructura tipo I puede provenir de las siguientes regiones: 1) La interfaz GaAs/substrato 2) La interfaz InAs/GaAs 3) La superficie de las nanoestructuras 3D de InAs. Y para nuestros crecimientos con estructura tipo II, la señal de PR puede provenir de las siguientes regiones: I). La interfaz GaAs/substrato II). Las interfaces InGaAs/GaAs III). La interfaz InAs/InGaAs IV). La superficie de las nanoestructuras 3D de InAs.

En la Figura 4.6 a) mostramos los espectros correspondientes a las muestras crecidas con la estructura tipo I (muestra N1 a muestra N5). En el inciso b), los espectros mostrados corresponden a las muestras con un crecimiento tipo II (muestra N6 y N7).

38

EGaAs = 1.42 eV

N5

75 s = 4.5ML

N4

50 s = 3ML

N3

30 s = 1.8ML

N2

15 s = 0.9ML

N1

1.2

1.3

1.4

∆R/R (u.a.)

∆ R/R (u.a.)

EGaAs = 1.42 eV 100 s = 6ML

30 s= 1.8ML / InGaAs

N6

sup. InGaAs

N7

1.2

1.5

1.3

1.4

1.5

E (eV)

E (eV)

b)

a) Figura 4.6 Espectros de Fotorreflectancia para las muestras con estructura tipo I (a) y para las muestras con estructura tipo II (b).

Es importante comentar que en mediciones de PR de puntos cuánticos de InAs sobre substratos de GaAs(100), la señal asociada a estas nanoestructuras se ha encontrado entre 1.0 hasta 1.3 eV [14]. Así pues, en los espectros de la Fig. 4.6 no encontramos señal que pudiera asociarse a transiciones en los puntos cuánticos. Esto pudiera deberse a que en nuestros experimentos solo pudimos medir a partir de 1.2 eV ya que el fotodiodo que empleamos fue de Si. También debemos tomar en cuenta el posible daño a los puntos cuánticos como se mencionó anteriormente.

IV)

3) InAs 2) Capa Buffer GaAs

InAs InGaAs

III) II)

1) Capa Buffer GaAs InGaAs Sustrato GaAs(631)

II) II)

Capa Buffer GaAs I) a)

b)

Sustrato GaAs(631)

Figura 4.7 La interfaces que pueden aportar señal de PR en la región cercana a la brecha prohibida del GaAs se encuentran encerradas en rectángulos y elipses, (a) estructuras tipo I y (b) tipo II.

39

En los espectros de la Figura 4.6 se pueden observar señales que se sitúan alrededor de 1.42 eV. Dicho valor de energía corresponde a la energía de la banda prohibida del GaAs. Es en esta región donde podemos tener contribución de las interfaces 1) y 2) para los crecimientos con estructura tipo I, mientras que para los crecimientos con estructura tipo II de las interfaces I) y II). Dichas interfaces se encierran mediante rectángulos y elipses en la Figura 4.7.

Analizaremos primero los espectros de los crecimientos con estructura tipo I (muestras N1 a N5). Notemos como cambia fuertemente la forma de línea de los espectros de PR en función de la cantidad de InAs depositada. Observemos que los espectros de las muestras N1 y N2 tienen una forma de línea de PR muy similar. Recordemos que en estas muestras aun no se presenta la formación de puntos cuánticos, las imágenes de AFM sugieren el depósito de una capa de “mojado” de InAs que va llenado los nano-canales. Para la muestra N3 ya se tiene la formación de puntos cuánticos y los espectros de PR a partir de esta muestra presentan un cambio drástico. Para analizar los espectros recurriremos primero a la teoría de campo bajo desarrollada por Aspnes [15,16]. En este análisis ocuparemos dos líneas debido a que tenemos dos interfases que pueden contribuir al espectro (además, de los espectros de PR se observar claramente que con una sola línea es imposible ajustar la señal). En la figura 4.8 (gráficos desde N1 a N5) se muestran los espectros originales (línea puntuada) junto con la curva que mejor ajusta al espectro (suma de: Señal 1 + Señal 2) usando la teoría de campo bajo (línea continua):

[

∆R −n = Re Ce iθ (ηω − E cp + iΓ ) R

]

También se muestran los parámetros obtenidos en cada una de las señales utilizadas en el análisis (tabla N1 a tabla N5).

∆R/R (u.a.)

N1

Gráfico y tabla N1

1.20

1.25

1.30

1.35

1.40

1.45

1.50

1.55

Parámetros y0 θ Eg Γ C

Señal 1

Señal 2 0.00004

-0.23564 1.40505 0.02045 1.5551E-9

-2.99107 1.44394 0.03239 2.6291E-9

E (eV)

40

Gráfico y tabla N2 Parámetros y0 θ Eg Γ C

Señal 1

Señal 2 7.1772E-6

-0.18206 1.40666 0.0186 1.479E-9

-2.6342 1.45592 0.02516 7.6575E-10

Gráfico y tabla N3 Parámetros y0 θ Eg Γ C

Señal 1

Señal 2 0.00002

0.68961 1.40481 0.01701 7.6086E-10

-3.28131 1.45317 0.01951 6.3811E-10

Gráfico y tabla N4 Parámetros y0 θ Eg Γ C

Señal 1

Señal 2 0.00001

0.08156 1.40055 0.0215 1.2739E-9

-3.71108 1.45074 0.01923 6.4883E-10

41

Gráfico y tabla N5 Parámetros y0 θ Eg Γ C

Señal 1

Señal 2 0.00001

0.0243 1.40061 0.02398 1.2418E-9

-3.25416 1.45031 0.02039 3.1067E-10

Figura 4.8 Análisis de los espectros de PR para las muestras con estructura tipo I. Las líneas punteadas son los espectros experimentales mientras que las líneas continuas son el ajuste a dos transiciones de campo bajo. En las tablas se presentan los parámetros obtenidos de los ajustes.

De la figura 4.8 podemos ver que en general no obtuvimos un buen ajuste de los espectros originales con dos líneas de campo bajo. Sin embargo este primer intento nos da la pauta a seguir para un análisis más adecuado. Notemos que el ajuste a bajas energías dado por la Señal 1 es razonable y se puede mejorar cortando los espectros y ajustando por separado solo esta región. Por esta razón conservaremos una señal de campo bajo alrededor de 1.40 eV para ajustar los espectros a bajas energías. Más adelante discutiremos el origen físico de esta señal. Ahora bien, el valor de la energía de la brecha prohibida del GaAs obtenido para la Señal 2 de alrededor de 1.45 eV, es muy grande comparado con el valor comúnmente aceptado de 1.42 eV a temperatura ambiente. No encontramos una justificación física razonable para este fuerte corrimiento en este tipo de crecimientos. Así pues, para analizar los espectros a partir de de la energía de la banda prohibida del GaAs (1.42 eV) emplearemos la teoría de campo eléctrico alto (esto también lo sugiere la forma de línea de los espectros para las muestras N3-N5). En este modelo la forma de línea de PR deben ser oscilaciones exponencialmente amortiguadas a energías mayores que la banda prohibida del GaAs (oscilaciones Franz-Keldish). En la figura 4.9 se muestra el análisis de las oscilaciones F-K, aquí se grafican Ej vs Fj (dados por la ecuación 2.5) para todos los espectros. Como se puede observar de esta figura los ajustes de Ej vs Fj a una línea recta son razonables, los valores de la energía de la banda prohibida (Eg) y de la intensidad del campo eléctrico obtenidos de los ajustes se muestran en la tabla. Las energías Eg están en valores aceptables para el GaAs. Notamos que para las muestras N1 y N2 los campos eléctricos son muy intensos, esto puede explicarse por efectos piezoeléctricos pues en estas muestras esperamos esfuerzos muy grandes debido a que las estructuras no están aun relajadas (solo hay capa de “mojado”). La relajación de los esfuerzos comienza con la formación de los

42

puntos cuánticos (muestra N3), esto concuerda bien con la disminución de la intensidad de los campos eléctricos para las muestras N3-N5. La muestra N5 es la que presenta la menor intensidad de campo eléctrico y es donde esperamos la mayor relajación por la gran cantidad de InAs depositado.

N2

Experimento Ajuste Lineal

1.51

Experimento Ajuste Lineal

1.50

1.49

Ej

Ej

N1 1.525 1.520 1.515 1.510 1.505 1.500 1.495 1.490 1.485 1.480 1.475 1.470 1.465 1.460 1.455 1.450 1.445 1.440 1.435 1.0

1.48

1.47

Ej = ÑΩFj + Eg

ÑΩ = 0.01811 + 0.00128 eV Eg = 1.41683 + 0.00489 eV

Ej = ÑΩFj + Eg

ÑΩ = 0.0251 eV Eg = 1.41556 eV

1.46

1.45

1.5

2.0

2.5

3.0

3.5

4.0

4.5

5.0

5.5

1.5

6.0

2.0

2.5

3.0

Fj

N3

4.0

N4 1.49

1.49

3.5

Fj

Experimento Ajuste Lineal

Experimento Ajuste Lineal

1.48

1.48

1.47 1.46

1.46

Ej

Ej

1.47

1.45

1.45

Ej = ÑΩFj + Eg

Ej = ÑΩ Fj + Eg

1.44 1.43 1.5

2.0

2.5

3.0

3.5

4.0

4.5

5.0

ÑΩ = 0.01351 + 5.97407E-5 eV Eg = 1.41114 + 2.27506E-4 eV

1.44

ÑΩ = 0.01397 + 0.00167 eV Eg = 1.41082 + 0.00635 eV

1.43 1.5

5.5

2.0

2.5

N5 1.48

C Linear Fit of Data2_C

Experimento Ajuste Lineal

1.47

1.46

Ej

3.0

3.5

4.0

4.5

5.0

5.5

Fj

Fj

1.45

1.44

1.42011

0.02196

Eint 6 (x10 V/m) 6.5 10.6

1.41656

0.0251

4.3

1.42997

0.02127

4.1

1.42297

0.02127

3.0

Muestra

Eg (eV)

ħΩ (eV)

N1 N2 N3 N4 N5

1.42068

0.01937

Ej = ÑΩFj + Eg

ÑΩ = 0.01084 + 2.59866E-4 eV Eg = 1.41058 + 9.89628E-4 eV

1.43

1.5

2.0

2.5

3.0

3.5

4.0

4.5

5.0

5.5

Fj

Figura 4.9 Análisis de los espectros de PR mediante el modelo de Franz-Keldish. En la tabla se presentan los parámetros obtenidos de los ajustes.

43

Proseguiremos ahora con el análisis de los espectros de PR para las muestras N6 y N7. Recordemos que la muestra N7 no tiene depósito de InAs, esta muestra termina con una capa delgada de 1.4 nm de InGaAs, mientras que la muestra N6 si tiene puntos cuánticos de InAs. Sin embargo observamos que los espectros de PR de N6 y N7 son muy parecidos. A diferencia de las muestras con estructura tipo I, el efecto del depósito de 1.8 ML de InAs no se ve reflejado en PR para las muestras con estructura II. Esto muestra el fuerte efecto de las stressor layers de InGaAs. Basándonos en el análisis de PR realizado para las estructuras I, utilizaremos una línea de campo bajo (Señal 1) para ajustar los espectros en la región de bajas energías (~1.40 eV) y para energías arriba de Eg emplearemos el modelo de Franz-Keldish. En la figura 4.10 se muestran los espectros originales (líneas punteadas) y el ajuste con una línea en la región de bajas energías (línea continua). En las tablas se presentan los parámetros obtenidos de los ajustes. En estas muestras asignamos la Señal 1 a la capa superior de InGaAs ya que de acuerdo con los resultados de AFM la superficie es plana para la muestra N7, es decir los nano-canales de GaAs se rellenaron con estas capas de InGaAs. En la figura 4.11 mostramos el análisis de las oscilaciones F-K para las muestras N6 y N7, en la tabla se dan los valores obtenidos para Eg y Eint. Encontramos valores Eint muy similares en ambas muestras, a pesar de que N6 tiene puntos cuánticos en la superficie. Esto puede ser un reflejo del efecto homogenizador de las “stressor layers” de InGaAs.

N6 Experimental Linea Aspnes

∆ R/R (u.a.)

Gráfico y tabla N6

1.20

1.25

1.30

1.35

1.40

1.45

1.50

1.55

E (eV)

Parámetros y0 θ Eg Γ C

Señal 1 5.5475E-6 2.69468 1.40938 0.01868 1.5374E-9

N7

∆ R/R (u.a.)

Experimental Linea Aspnes

1.20

1.25

1.30

1.35

1.40

1.45

1.50

Gráfico y tabla N7 Parámetros y0 θ Eg Γ C

Señal 1 8.4157E-6 2.75331 1.40766 0.01865 1.0585E-9

1.55

E (eV)

Figura 4.10 Análisis de los espectros de PR para las muestras con estructura tipo II, en la región de bajas energías. En las tablas se presentan los parámetros obtenidos de los ajustes.

44

N6 1.50 Experimento Ajuste Lineal

1.49 1.48

Ej

1.47 1.46 1.45

Ej = ÑΩFj + Eg

ÑΩ = 0.01448 + 0.00272 eV Eg = 1.41401 + 0.01036 eV

1.44 1.43 1.5

2.0

2.5

3.0

3.5

4.0

4.5

5.0

5.5

Muestra

Eg (eV)

ħΩ (eV)

Eint 6 (x10 V/m)

N6 N7

1.414

0.01448

4.6

1.410

0.0148

4.7

Fj

N7 1.49

Experimento Ajuste Lineal

1.48

Ej

1.47

1.46

1.45

Ej = ÑΩ Fj + Eg

ÑΩ = 0.01481 + 0.00224 eV Eg = 1.41084 + 0.00851 eV

1.44

1.43 1.5

2.0

2.5

3.0

3.5

4.0

4.5

5.0

5.5

Fj

Figura 4.11 Análisis de los espectros de PR de la muestras con estructura II mediante el modelo de Franz-Keldish. En la tabla se presentan los parámetros obtenidos de los ajustes.

45

Capítulo 5. Conclusiones y perspectivas En el estudio del depósito de InAs sobre nano-canales de GaAs crecidos en substratos de GaAs (631)A, concluimos lo siguiente:


El crecimiento inicial de InAs (capa de mojado) sobre la plantilla que presenta la capa buffer de GaAs modifica las dimensiones originales de los nano-canales originales aumentando su ancho y disminuyendo su altura.


Los nuevos nano-canales de InAs, guardan la orientación original [-5,9,3]. Lo que nos da la posibilidad de obtener hilos cuánticos de InAs.


El espesor crítico del crecimiento de InAs donde se comienzan a generar nanoestructuras 3D es alrededor de 2.2 ML en la estructura tipo I y de 1.2 ML en la estructura tipo II. Estas nanoestructuras 3D se encuentran orientadas a lo largo de la dirección de los nanoalambres.


El uso de capas de InGaAs ayuda a homogenizar el esfuerzo en las estructuras tipo II.
Obtuvimos nanoestructuras 3D con una densidad del orden de 109 cm-2.
Para las muestras con estructura I, la forma de línea del espectro de fotorreflectancia, presenta cambios de acuerdo a la cantidad de InAs depositado, observándolos principalmente durante la formación de la capa de mojado. Para las muestras con estructura II, los espectros de FR no presentan cambios notables al depositar InAs sobre la capa de InGaAs.


Observamos un aumento en la intensidad del campo eléctrico interno asociado a la formación de los nano-canales de InAs pseudomórficos (capa de mojado). Este campo eléctrico pudiera estar asociado a efectos piezoeléctricos. Al generarse las nanoestructuras 3D la intensidad del campo eléctrico disminuye probablemente debido a la relajación de los esfuerzos.

46


En el análisis de fotorreflectancia, asignamos la señal alrededor de 1.4 eV a los nanoalambres de InAs.

PERSPECTIVAS:
En trabajos posteriores para observar con más detalle el crecimiento inicial, llevaremos a cabo depósitos desde 1.5 ML a 3 ML de InAs en estructuras tipo I.


Para un análisis más completo de fotorreflectancia utilizaremos un láser con menor longitud de onda y detectores con un rango de detección a bajas energías para poder observar señal de las nanoestructuras 3D de InAs.


Realizaremos series de crecimientos en donde las nanoestructuras 3D estén cubiertas con capas de GaAs para llevar a cabo de manera sistemática estudios de fotoluminiscencia y fotorreflectancia.

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48

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