Metody wytwarzania warstw epitaksjalnych związków półprzewodnikowych aiiibv
Yüklə 65,81 Kb.
|
- Bu səhifədəki naviqasiya:
- 1. MBE i pochodne.
- 2. MOVPE.
- 3. Epitaksja selektywna oraz epitaksja na profilowanym podłożu
- 4. Wnioski.
- 5. Literatura
- Uzupełniająca
Epitaksja struktur dla mikrosystemów oraz systemów optoelektrono-mikrofalowychTechnologie osadzania warstw epitaksjalnych krzemu i związków AIIIBV są drogie i wymagają stosowania skomplikowanej aparatury. Jednakże w wielu przypadkach epitaksja jest jedyną metodą umożliwiającą uzyskanie struktury, w której można wytworzyć przyrządy półprzewodnikowe o żądanych parametrach. Największe zastosowanie mają warstwy krzemu osadzane na krzemie w procesach CVD. Natomiast warstwy związków AIIIBV stosuje się znacznie rzadziej jako trudniejsze do wytworzenia i droższe. Podłoża AIIIBV stosowane w tych procesach są również dużo droższe, są gorszej jakości (większa gęstość defektów) i mają mniejszą średnicę niż krzemowe. Droższe są też reagenty stosowane w procesie osadzania. Ten problem nie występuje tak ostro w LPE (Liquid Phase Epitaxy), ale tam z kolei ograniczeniem jest mała powierzchnia czynna podłoża, na której uzyskuje się warstwę epitaksjalną. Większość przyrządów półprzewodnikowych wykonywana jest z krzemu. Są jednak takie dziedziny elektroniki, w których niezbędne jest stosowanie półprzewodników AIIIBV np.: mikrofalowe systemy komunikacyjne, systemy radarowe i nawigacji mikrofalowej, mikrofalowe urządzenia pomiarowe i kontrolne, źródła promieniowania świetlnego (w tym również pasmo podczerwieni i ultrafioletu) - LED-y i lasery, oraz detektory promieniowania. 1. MBE i pochodne.MBE (Molecular Beam Epitaxy - epitaksja z wiązek molekularnych) jest bardzo wyrafinowaną techniką osadzania cienkich warstw [1, 2]. Umożliwia ona osadzanie bardzo cienkich warstw rzędu nm o ściśle określonym składzie chemicznym i precyzyjnym rozkładzie profilu koncentracji domieszki. Możliwe jest to dzięki doprowadzaniu do podłoża składników warstwy oddzielnymi wiązkami molekularnymi (rys.1). Całość procesu odbywa się w komorze ultrawysokiej próżni (Ultra High Vacuum - UHV) - ciśnienie rzędu 10-9Pa. Typowe stanowisko MBE wyposażone jest w efuzyjne komórki Knudsena ze źródłami pierwiastków i związków z indywidualnymi mechanicznymi przesłonami oraz w RHEED. Blok grzejny podłoża. Blok grzejny podłoża spełnia dwie ważne funkcje: pozycjonuje podłoże na przecięciu się różnych wiązek molekuł i atomów oraz ogrzewa go do temperatury wzrostu warstw. Blok może być obracany i pochylany. Właściwa temperatura powoduje, że docierające do podłoża atomy mają wystarczającą energię do dyfuzji po jego powierzchni i znalezienia odpowiedniego miejsca w krystalizującej warstwie. W typowych zastosowaniach blok grzejny ma temperaturę rzędu 200÷700°C. Bloki wykonywane są z molibdenu lub tantalu. Podłoże jest dostarczane do bloku zdalnie poprzez śluzę w celu uniknięcia zanieczyszczenia bloku. Komórki efuzyjne źródeł. Komórki efuzyjne, wykonane najczęściej z pyrolitycznego azotku boru (PBN), umożliwiają otrzymywanie atomowych lub molekularnych wiązek składników osadzanej warstwy, które są kierowane na grzane podłoże. Komórki są grzane radiacyjnie przez grzejniki elektryczne z regulacją temperatury z dokładnością lepszą niż 0,1K. Są one termicznie odizolowane od reszty aparatury dyszami chłodzonymi ciekłym azotem, które poza tym kolimują wiązkę. Jednocześnie kriopompowanie i termiczna izolacja od reszty urządzenia minimalizuje odgazowanie. Każda komórka ma własną przesłonę mechaniczną umożliwiającą jej otwarcie lub zamknięcie. Typowe komórki mogą osiągnąć temperaturę rzędu 1600°C, a w wykonaniach specjalnych do 2000°C. Temperatura źródła zależy od rodzaju materiału i żądanego stężenia reagentu. Komórki efuzyjne mają stabilną szybkość parowania (rzędu 1%) przez okres wielu godzin, konieczny przy osadzaniu złożonych struktur. Stabilność ta jest wymagana ze względu na skład i grubość warstw.
Metale trudno topliwe (np. wolfram, tantal czy niob) parowane są przy pomocy działa elektronowego. Przesłony mechaniczne. Indywidualne przesłony mechaniczne pozwalają na kontrolowanie, materiał której komórki ma być w danym momencie dostarczany do podłoża. Otwieranie i zamykanie przesłon sterowane jest zwykle (ze względu na precyzję i dokładność określenia czasu) komputerowo. Wykonywane są one z materiałów trudno topliwych - muszą być odporne na promieniowanie termiczne komórek efuzyjnych. Powinny jednocześnie być lekkie, aby możliwe było szybkie i dokładne odsłonięcie lub zasłonięcie wylotu źródła oraz odporne mechanicznie - przy wzroście złożonych struktur konieczne jest częste (nawet setki razy w jednym procesie osadzania) cykliczne otwieranie i zamykanie przesłon. System pompowy UHV. System pompowy UHV jest niezbędnie konieczny w celu uzyskania wysokiej próżni w komorze reakcyjnej, aby zminimalizować ilość zanieczyszczeń tła. Typowe ciśnienie przy podłożu podczas parowanie jest rzędu 10-3÷10-2 Pa. Przy osadzaniu warstw półprzewodnikowych konieczne jest zachowanie poziomu elektrycznie aktywnych zanieczyszczeń poniżej 1 ppm (tzn. ~1017cm-3), a powinno być poniżej 1 ppb (tzn. ~1014 cm-3). Aby spowodować takie odpompowanie zanieczyszczeń tła gazowego w komorze roboczej MBE, konieczne jest uzyskanie próżni rzędu 10-9Pa (poziom ppm) i rzędu 10-12Pa (poziom ppb). Ciśnienia rzędu 10-12 Pa są na razie poza możliwościami technicznymi stanowisk MBE, tak więc poziom koncentracji zanieczyszczeń w warstwach rzędu 1014cm-3 jest granicznym osiągalnym poziomem w nowoczesnych stanowiskach MBE. Tzw. „czystą próżnię” uzyskuje się dzięki pompom turbomolekularnym i jonowym. Dodatkowe pompowanie odbywa się dzięki chłodzonym ciekłym azotem sublimatorom tytanowym i tzw. kriopanelom. Całość komory roboczej ma uszczelki metalowe.
Piątym, dosyć ważnym i często stosowanym, elementem stanowiska MBE jest urządzenie do dyfrakcji odbiciowej elektronów o dużych energiach (RHEED). Umożliwia ono kontrolę in-situ szybkości wzrostu i jakości krystalicznej warstwy. Można śledzić rekonstrukcję powierzchni podczas wzrostu. RHEED jest często sprzężony z komputerem sterującym otwieraniem i zamykaniem przesłon komórek efuzyjnych. Uzyskuje się wtedy bardzo płaskie powierzchnie warstw epitaksjalnych. Typowe szybkości osadzania warstwy nie przekraczają 20 nm/min., a z reguły są dużo mniejsze - rzędu kilku nm/min. Rozwijają się też nowe techniki takie jak np. MOMBE (Metalorganic MBE), GSMBE (Gas Source MBE). Główna różnica polega na zastąpieniu wszystkich (lub części) źródeł tradycyjnych źródłami zawierającymi związki metaloorganiczne. Dodatkowo wprowadza się czasem niskoenergetyczną implantację jonową (podczas wzrostu warstwy), atmosferę zjonizowanego wodoru (uzyskiwanie warstw typu p) czy promieniowanie świetlne (stymulacja rozpadu reagentów - nie ma wtedy potrzeby przełączania zaworów czy otwierania lub zamykania przesłony) [1,2,3]. 2. MOVPE.MOVPE (Metal Organic Vapor Phase Epitaxy - epitaksja z fazy gazowej z użyciem związków metaloorganicznych) zwane również MOCVD (Metal Organic Chemical Vapor Deposition - osadzanie z par chemicznych związków metaloorganicznych) jest techniką epitaksjalną, polegającą na osadzaniu warstw ze związków metaloorganicznych, przy czym reagenty znajdują się w fazie gazowej. Osadzanie zachodzi przy ciśnieniu atmosferycznym lub obniżonym (LPMOVPE) do 70100 Tr (w obu przypadkach w systemie rury otwartej). Minimalne szybkości wzrostu warstw są rzędu kilku nm/min., zaś najczęściej stosowane to 1525nm/min. W przypadku epitaksji związków AIIIBV źródłami pierwiastków III grupy układu okresowego są związki metaloorganiczne (związki alkilowe), a pierwiastków V grupy - halogenki pierwiastków tej grupy (najczęściej wodorki) bądź ich mieszaniny z analogicznymi związkami metaloorganicznymi. Coraz częściej stosowane są także samodzielnie występujące związki metaloorganiczne pierwiastków grupy V. 
Rys.2. Schematyczne przedstawienie systemu MOVPE. Gaz nośny (najczęściej wodór) przepływając przez saturator nasyca się parami związku metaloorganicznego, których stężenie określone jest temperaturą saturatora i przenosi te opary do reaktora. Tu dostarczane są także wodorki V grupy oraz (ewentualnie) domieszki. Jednorodna mieszanina gazów ulega w wysokiej temperaturze pirolizie i dochodzi do grzanego podłoża w postaci atomów lub cząsteczek osadzanej substancji, które są wiązane na jego powierzchni. Reakcję chemiczną, opisującą proces osadzania warstwy można przedstawić ogólnie w następujący sposób: AR 3(g) + BH 3(g) AB(s) + 3RH(g) (1) gdzie: AR3 - związek metaloorganiczny pierwiastka III grupy, BH 3 - wodorek pierwiastka V grupy. W reaktorze proces przebiega wg reakcji (1) w warunkach dalekich od równowagi chemicznej, to znaczy, że dla typowych jego parametrów może zachodzić jedynie osadzanie. Jest to bardzo istotna różnica w porównaniu z LPE czy klasyczną VPE - technikami quasi-równowagowymi, gdzie zachodzi równocześnie osadzanie i rozpuszczanie warstwy, a wynikowy kierunek i szybkość procesu silnie zależą od temperatury. Kinetyką wzrostu w technice MOVPE jest stosunkowo łatwo sterować. Jest ona względnie mało czuła na zmiany temperatury procesu (dopuszczalne wahania 5K). Skład fazy stałej, w stosowanych powszechnie warunkach wzrostu, makroskopowo regulowany jest przez sterowanie stosunkami ciśnień cząstkowych związków metaloorganicznych i wodorków w reaktorze. Mikroskopowo, od strony zjawisk fizykochemicznych zachodzących w otoczeniu podłoża, skład osadzanej warstwy jest określony dyfuzją cząstek przez przygraniczny obszar fazy gazowej. Tak więc współczynnik segregacji większości stosowanych składników jest zbliżony do jedności i jest praktycznie niezależny, w stosowanym zakresie parametrów, od temperatury. Fakt ten umożliwia w prosty sposób osadzanie i sterowanie składem związków potrójnych i poczwórnych AIIIBV, podczas gdy np. w LPE współczynnik segregacji Al jest tak duży, że niemożliwe jest uzyskanie jednorodnych pod względem składu w całej grubości warstw (Al,Ga)As. Technika MOVPE jest mniej skomplikowana pod względem realizacji aparaturowej od klasycznej VPE. Wymagany jest przede wszystkim szczelny reaktor i grzanie indukcyjne lub radiacyjne (lampy halogenowe) grafitowej podstawy podłoża. Mała czułość na zmiany temperatury procesu, łatwość sterowania składem osadzanej warstwy oraz możliwość otrzymywania jednorodnych struktur na dużych powierzchniach, zadecydowały o tym, że w technologii MOVPE stosunkowo prosto można otrzymać wielowarstwowe heterostruktury o pożądanych parametrach, aż do wielokrotnych studni kwantowych włącznie. Powyższe wielkie zalety MOVPE oraz jakość warstw niewiele ustępująca w wielu przypadkach jakości warstw otrzymywanych w urządzeniach MBE, spowodowały znaczny wzrost nakładów na badania związków metaloorganicznych, które są stosowane do otrzymywania warstw epitaksjalnych. Wadą MOVPE jest toksyczność i wybuchowość związków chemicznych i gazów oraz możliwość niezamierzonego domieszkowania warstw węglem. Mechanizm wzrostu warstw epitaksjalnych. Proces epitaksjalnego nanoszenia warstw techniką MOVPE opisany zostanie na przykładzie grupy związków najczęściej stosowanych do otrzymywania GaAs, gdyż fizyczne i chemiczne zjawiska tam występujące są charakterystyczne również dla innych reagentów [4,5,6]. Poszukiwane są nowe źródła komponentów, które zapewniałyby większe bezpieczeństwo pracy i lepsze parametry elektryczne i strukturalne otrzymywanych warstw.
¨ trójmetylek arsenu (TMAs), ¨ dwuetylek arsenu (DEAs), ¨ trójetylek fosforu (TEP), B Domieszki typu p można otrzymać z: ¨ dwumetylku cynku (DMZn), ¨ dwumetylku kadmu (DMCd), ¨ dwuetylku cynku (DEZn), ¨ dwuetylku berylu (DEBe), ¨ dwucyklopentadienylu magnezu (Cp Mg)2, C Domieszki typu n, obok powszechnie stosowanych wodorków (H2Se, H2S i SiH4) dają: ¨ dwusilan (Si2H6), ¨ germanowodór (GeH4), ¨ dwumetylek cyny (DMSn), ¨ czteroetylek cyny (TESn), Tych dwóch ostatnich używa się, gdy pierwiastki grupy V zawarte są w związkach metaloorganicznych D Źródłami telluru dla materiałów AIIIBV typu n i AIIBVI np. (Cd, Hg)Te są: ¨ dwumetylek telluru (DMTe), ¨ dwuetylek telluru (DETe),
¨ alkeny (węglowodory etylenowe, definy) żelaza, ¨ trójetoksywanadyl (VO(OC2H5)3), ¨ heksakarbonylochrom. Mechanizm rozpadu związków metaloorganicznych w obecności podłoża w wysokiej temperaturze nie został dotąd do końca wyjaśniony. W celu jego poznania prowadzone są badania kinetyki procesu [np. 4-6], które umożliwiają określenie kolejności następujących po sobie reakcji oraz wyznaczenie stałych szybkości reakcji, zachodzących pomiędzy związkami wyjściowymi w danym procesie. Stężenia reagentów i produktów reakcji są określane liczbowo metodą spektroskopii mas lub spektroskopii w podczerwieni. Na podstawie wielokrotnie powtarzanych doświadczeń wyznacza się stałą szybkości reakcji k z prawa Arrheniusa: k = Aexp(-Ea/RT), gdzie: Ea - energia aktywacji reakcji, A - współczynnik reakcji. Na rys.3. przedstawiono rezultaty badań stabilności różnych cząsteczek, wykorzystywanych w MOVPE jako związki wyjściowe [4]. Z przedstawionej zależności widać, że: a) związki etylu pierwiastków grupy III są mniej stabilne niż związki metylu, b) wodorki rozpadają się przy stosunkowo wysokich temperaturach. 
Rys.3. Konwersja w funkcji temperatury dla kilku związków źródłowych stosowanych w MOVPE. Doświadczenie prowadzono z każdym związkiem osobno w atmosferze wodoru [4]. Niestabilność temperaturową etylków tłumaczy się osłabieniem w tych związkach siły wiązania pomiędzy atomami metalu i węgla. W cząsteczkach metal-grupa etylowa pierwszym krokiem ich rozpadu jest najprawdopodobniej reakcja b-eliminacji i oderwanie atomu wodoru od atomu węgla centralnego, co osłabia tym samym wiązanie metal-węgiel. W cząsteczkach metal-grupa metylowa pierwszy krok procesu rozpadu polega na oderwaniu całej grupy metylowej. Zerwaniu wiązania metal-alkil towarzyszy powstanie wolnych rodników (tj. cząsteczek z jednym niesparowanym elektronem). Rodniki takie są, oczywiście, wysoko reaktywne i biorą udział w dalszych reakcjach łańcuchowych. Na przykład w przypadku TMGa, reakcja rozkładu cząsteczki metal-grupa organiczna przebiega kilkuetapowo: 
Jeśli gazem nośnym jest wodór zachodzi reakcja (4): 
W wyniku jej powstają cząsteczki metanu i rodniki wodoru. Zaobserwowano, że rodniki wodorowe powstające w wyniku reakcji (4) są odpowiedzialne także za rozpad TMGa zgodnie z reakcją: 
Reakcja (5) zachodzi równolegle z (2), co powoduje zwiększoną szybkość rozpadu TMGa w obecności wodoru. Tak więc rozpad ten następuje przy niższych temperaturach (pomiędzy 380oC a 450oC). W atmosferze azotu rozkład TMGa obserwuje się tylko w temperaturach powyżej 500oC. Z badań wynika także, że ze wzrostem temperatury wzrasta proporcja CH4/TMGa (CH4/TMGa³3 w temperaturach wyższych niż 465oC). Całość reakcji rozpadu TMGa w wodorze można zatem ująć w następujący sposób: 2Ga(CH3)3 + 3H2 2Ga + 6CH4 (6) Oznacza to, że reakcja (4) jest niezbędna do usunięcia galu z ostatniej grupy metylowej. Wynika stąd, że H2 stosowany jako gaz nośny odpowiada również za końcowy etap rozpadu TMGa. Okazuje się, że całkowita energia aktywacji rozpadu TMGa jest mniejsza niż energia dysocjacji monometylku galu (ok. 82 kcal/mol). Dlatego ostatni etap „demetylacji” TMGa powinien być zapisany w postaci:
Energia aktywacji rozpadu w tym przypadku jest mniejsza niż 60 kcal/mol. Czynnikiem ograniczającym szybkość przebiegu reakcji rozpadu TMGa pozostaje reakcja (2) - odpowiedzialna za oderwanie pierwszej grupy metylowej. Spektroskopia absorpcyjna nie wykazała w fazie gazowej produktów rozpadu TMGa obecności atomów galu. Nie wiadomo zatem, czy pojawienie się atomów Ga z TMGa na drodze homogenicznej ma faktycznie miejsce w fazie gazowej czy na powierzchni wzrostu. Nie stwierdzono wzrostu szybkości reakcji przy zwiększeniu powierzchni wzrostu. Oznacza to, że katalityczna reakcja powierzchniowa nie stanowi również decydującego czynnika w procesach rozkładu. Stwierdzono jednoznacznie, że stosowanie małych wartości stosunków V/III (mniejszych niż 40) powoduje wbudowywanie się węgla w warstwę epitaksjalną i otrzymanie domieszki typu p na poziomie do k•1016cm-3. Znaczące zanieczyszczenia mogą wnosić do warstw epitaksjalnych (otrzymywanych tą metodą): krzem, german, cynk i tlen. W publikacjach np. Stringfellowa [5] stwierdzono, że: 1. Szybkość wzrostu warstwy epitaksjalnej GaAs jest liniowo zależna od stężenia TMGa (AsH3 powinien występować w nadmiarze). 2. Szybkość wzrostu jest niezależna od temperatury, jeśli jej wartość mieści się w zakresie od 650 do 775oC. Przy wyższych temperaturach obserwuje się spadek tej szybkości. 3. Gdy ciśnienie w reaktorze wynosi około 100Tr, to proces wzrostu nie zależy od temperatury i koncentracji stosowanego w nadmiarze AsH3. Na podstawie powyższych faktów oraz analizy termodynamicznej zbudowano model epitaksjalnego wzrostu warstwy uwzględniający mechanizm Langmuira–Rideala [4]: zakłada on, że wolne rodniki metylku galu docierają do powierzchni narastającego materiału i dopiero tam wchodzą w reakcję z zaadsorbowanym w warstwie przypowierzchniowej arsenem. Większość obserwowanych reakcji miała charakter heterogeniczny, zachodziła zgodnie z mechanizmem Langmuira–Hinshelwooda. Całości towarzyszyło stopniowe uwalnianie się cząsteczek metanu. Zauważono także, że produkty pośrednie Ga(CH3)2 AsH3 katalizują dalsze procesy rozkładu TMGa i AsH3. Dalsze badania wykazały, że TMGa rozpada się w temperaturze powyżej 500oC i jego obecność przyśpiesza rozkład AsH3. Badania mechanizmu wzrostu GaAs wykonano w zakresie temperatur od 450 do 1050oC. Na rys. 4. przedstawiono zależność szybkości wzrostu GaAs od temperatury podłoża GaAs o orientacji (100). Wyróżnić można tu trzy podzakresy:
W zakresie niskotemperaturowym szybkość osadzania silnie zależny od temperatury (energia aktywacji wynosi około 80kJ/mol). Ponadto zauważono, że: · w temperaturach niższych niż 600oC szybkość osadzania rośnie wolniej niż liniowo wraz ze wzrostem stężeń TMGa i AsH3. Zjawisko to tłumaczy model Langmuira-Hinshelwooda (adsorpcja obu rodzajów cząsteczek zachodzi w większym stopniu niż ich reakcja na podłożu), · energia aktywacji procesu wzrostu nie zależy od właściwości chemicznych atomów grupy III i V. Natomiast jej wartość wyznaczona doświadczalnie odpowiada energii aktywacji desorpcji H2 z powierzchni GaAs. Nasuwa się więc sugestia, że desorpcja wodoru z powierzchni GaAs ogranicza szybkość wzrostu, · jeżeli proces prowadzony jest w zakresie 450500°C i stosunek ilości arsenu do TMGa jest mniejszy od jedności, to ma miejsce mechanizm wzrostu VLS (Vapour Liquid Solid). Prowadzi to do powstania kryształków włoskowych (whiskers). W tych warunkach TMGa rozkłada się przeważnie na powierzchni, a ponieważ znajduje się w atmosferze H2, to zaczynają się tworzyć kropelki ciekłego Ga, z których wykrystalizowują kryształki GaAs.
Zmniejszenie szybkości wzrostu warstwy w tym zakresie tłumaczy się tym, że wzrost temperatury powoduje duże stężenie aktywnych chemicznie atomów. Sprzyja to homogenicznemu zarodkowaniu i niepożądanemu, pasożytniczemu, osadzaniu się warstw. Przy mniejszych wartościach stężeń składników gazowych i bardziej opływowych kształtach komory reakcyjnej przeważać będą procesy heterogeniczne. - podzakres 600oC < T < 800oC. W zakresie średnich temperatur, najbardziej interesującym ze względów technologicznych, wzrost epitaksjalny zdeterminowany jest dyfuzją cząsteczek o mniejszym stężeniu (składników zawierających Ga) do powierzchni podłoża. Szybkość wzrostu jest zależna od ciśnienia cząstkowego TMGa. Skład chemiczny chmury cząsteczek zmierzających do powierzchni narastającej warstwy będzie określony przez warunki jakie panują we wnętrzu reaktora: · niskie koncentracje cząsteczek i szybki ich transport powodują przybywanie do podłoża pojedynczych cząstek Ga i AsH3, · wyższe stężenia reagentów i zaburzenia przepływu gazu nośnego sprzyjają tworzeniu kompleksów Ga-As w fazie gazowej. W typowych warunkach wzrostu GaAs w technice MOVPE, tzn. przy T=700oC, pTMGa=10-4atm, pAsH3=2•10-3atm, najprostszy opis polega na stwierdzeniu, że etapem ograniczającym szybkość wzrostu jest dyfuzja związków galu ze strumienia gazu poprzez warstwę przygraniczną do powierzchni podłoża. Podczas dyfuzji cząsteczki TMGa częściowo rozpadają się do monometylku galu i w takiej formie docierają do podłoża, na którym znajdują się zaadsorbowane cząstki AsH3. Oderwanie grupy metylowej następuje za pośrednictwem wodoru pochodzącego z zaadsorbowanej cząstki AsH3. Zależność szybkości wzrostu od czasu osadzania warstwy v=f(t) Opanowanie technologii MOVPE i określenie korelacji między warunkami wzrostu a parametrami otrzymywanych warstw jest niezbędne dla opracowania technologii przyrządów półprzewodnikowych. W Laboratorium Przyrządów Półprzewodnikowych I-25 PWr. wykonano szereg eksperymentów w celu określenia zależności szybkości wzrostu (lub grubości warstwy) od czasu osadzania. Jako stałe parametry przyjęto: · temperaturę osadzania: Te = 700°C, · temperaturę źródła z TMGa: TTMGa = -14°C, · wartość przepływu wodoru (gaz nośny): VH2= 6000ml/min., · wartość przepływu wodoru przez źródło z TMGa: VH2/TMGa= 7ml/min., · wartość przepływu arsenowodoru: VAsH3 = 300ml/min.,
Rys.5 Zależność grubości i szybkości osadzania warstwy GaAs na GaAs w zależności od czasu osadzania. Otrzymano dwie równoważne charakterystyki: grubości warstwy d w funkcji czasu osadzania oraz szybkości wzrostu warstwy vp w funkcji czasu osadzania (rys.5). Stwierdzono, że grubość warstwy zwiększa się, praktycznie rzecz biorąc, liniowo wraz z czasem osadzania. Zauważyć można też, że prosta przybliżająca zależność d=f(t) nie przechodzi przez początek układu współrzędnych. Szybkość osadzania zwiększa się w tym okresie bardzo ostro osiągając nasycenie w ciągu ok. dwudziestu minut. Wyjaśnić to można następująco: w początkowym okresie wzrostu warstwy osadzanie zachodzi chaotycznie, w sposób nieuporządkowany. Powierzchnia podłoża GaAs pokryta jest głównie atomami arsenu (rys.6). Szybkość osadzenia warstwy atomów galu zależy w dużej mierze od czasu dekompozycji i desorpcji adsorbowanych alkili. Zaadsorbowane atomu galu i arsenu łączą się ze sobą tworząc klastery GaAs, które migrują po powierzchni podłoża GaAs (w odpowiednio wysokiej temperaturze). Klastery te obracają się, dopasowując do orientacji krystalograficznej.
Z rozważań Doi i in. [7] wynika, że szybkość wzrostu silnie zależy od okresu wzrostu, przy czym dla czasów osadzania spełniających warunek: 
gdzie te dane jest zależnością: 
gdzie:
ts jest stałą czasową zależna od przepływu gazu (reagentów), gęstości obsadzenia sieci krystalicznej oraz efektywności transportu alkili grupy III do powierzchni, tdep jest stałą czasową dekompozycji alkili, zaś tdsp jest stałą czasową desorpcji alkili, można przyjąć, że średnia szybkość wzrostu warstwy jest szybkością wzrostu. Przy wystarczająco dużych koncentracjach aklili można stwierdzić, że szybkość wzrostu ograniczona jest głównie przez ts i tAs (tAs jest stałą czasową dekompozycji alkili na powierzchni pokrytej atomami arsenu).
Na rys.7 przedstawiono schematycznie procesy selektywnej epitaksji i epitaksji na profilowanym podłożu. Różnica między tymi technikami polega na tym, że epitaksja selektywna odbywa się na podłożu zamaskowanym dielektrykiem i warstwa osadzana jest w oknach, zaś w przypadku epitaksji na profilowanym podłożu wytrawiane są różne kształty w podłożu (najczęściej prostokąty) i usuwana jest maska – warstwa rośnie na dnie zagłębienia, na zboczach i na powierzchni podłoża. R  ys.7. Schematyczne przedstawienie procesu epitaksji selektywnej (a) i epitaksji na podłożu profilowanym (b). W technice heteroepitaksji stosuje się czasem pewien rodzaj epitaksji selektywnej - metodę ELOG (Epitaxy Lateral OverGrowth), której zasada pokazana została na rys. 8. Stosowana ona jest przy osadzaniu warstw heteroepitaksjalnych na podłożach innych niż warstwa – duże różnice stałych sieciowych, inna struktura krystaliczna (typ komórki elementarnej). Zmniejsza się w ten sposób wpływ podłoża na osadzane warstwy – maleje ilość defektów i dyslokacji śrubowych, które propaguję się od warstwy przejściowej do powierzchni. 
Rys.8 Schemat technologii ELOG z zastosowaniem epitaksji selektywnej do wytwarzania wysokiej jakości warstw epitaksjalnych azotku galu. Metody osadzania selektywnego lub na podłożu profilowanym umożliwiają otrzymywanie różnych struktur. Na rys. 9 pokazano metodę otrzymywania ostrzy z azotku galu do zastosowań w elektronice próżniowej (zimna emisja polowa - płaskie panele wyświetlaczy). Można też wytworzyć różnego rodzaju struktury przedstawione na rys. 10 i 11, które mogą być wykorzystane przy konstrukcjach mikromechanicznych. 
Rys.9 Wytwarzanie ostrzy z GaN: schemat procesu wzrostu ostrzy a) i matryca ostrzy b). 
Rys.10. Przykłady heterostruktur GaAs/Si osadzanych selektywnie: a) pasek mesa, b) pasek mesa z podtrawianiem, c) wisząca płaszczyzna z jednym wspornikiem, d) wisząca płaszczyzna z dwoma wspornikami, e) wisząca płaszczyzna z czterema wspornikami. Struktury przedstawione na rys. 10b-e uzyskuje się w następujący sposób: na podłożu Si osadza się warstwę GaAs, na niej zaś warstwę AlxGa1-xAs (0,4 Razeghi M, The MOCVD Challenge, Volume 1: A Survey of GaInAsP-InP for Photonic and Electronic Applications: Adam Hilger, Bristol and Philadelphia, 1989, Publikacje: Korbutowicz R. i in., Elektronika 1988, R.29, z.7, s.7; Helak Z. i in., Mater. IV Konf. Nauk. Technol.Elektron., Książ 1990, Prace Nauk. ITE PWr. 40, K.11, s.330; Tłaczała M. i in., Proc. 3rd Europ. Conf. on Cryst. Growth, Budapest 5-11.05.1991, Trans. Tech. Publ., 36-8, 1991, s. 530, Cryst. Prop. & Prep., Switzerland; S.Patela i in., Trans.Tech.Univ. Kosice 1993, 3, No.1, s.110, w: 15-th ISSE '92, Herl'any, CSFR,
Raporty i Sprawozdania ITE PWr.: 1986r., Nr 12; 1986, Nr 20; 1987r., Nr 21; 1988r., Nr 23; 1989r., Nr 7; 1990, Nr 14;1990, Nr 18; 1992, Nr 11 (maszynopisy), Raporty ITE PWr.: Tłaczała M. i in. - 1991, Sprawozdania ITE PWr. Nr 6, maszynopis; Tłaczała M. i in., 1993, Sprawozdania ITE PWr. nr 19, maszynopis,
Helak Z. i in., W: Technologia Elektronowa. V Konf. Naukowa ELTE'94, Szczyrk, T.1, Warszawa: 1994, |
