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Crecimiento de Stranski-Krastanov

El crecimiento de Stranski-Krastanov ( crecimiento de SK , también Stransky-Krastanov o ' Stranski-Krastanow' ) es uno de los tres modos principales mediante los cuales las películas delgadas crecen epitaxialmente en una superficie o interfaz de cristal. También conocido como "crecimiento de capa más isla", el modo SK sigue un proceso de dos pasos: inicialmente, películas completas de adsorbatos , de hasta varias monocapas de espesor, crecen capa por capa sobre un sustrato cristalino. Más allá de un espesor de capa crítico, que depende de la deformación y el potencial químico de la película depositada, el crecimiento continúa a través de la nucleación y coalescencia de "islas" de adsorbato. [1] [2] [3] [4] Este mecanismo de crecimiento fue observado por primera vez por Ivan Stranski y Lyubomir Krastanov en 1938. [5] Sin embargo, no fue hasta 1958, en un trabajo fundamental de Ernst Bauer publicado en Zeitschrift für Kristallographie. , que los mecanismos de SK, Volmer-Weber y Frank-van der Merwe se clasificaron sistemáticamente como los procesos primarios de crecimiento de películas delgadas. [6] Desde entonces, el crecimiento de SK ha sido objeto de intensa investigación, no sólo para comprender mejor la compleja termodinámica y cinética en el núcleo de la formación de películas delgadas, sino también como una ruta para fabricar nuevas nanoestructuras para su aplicación en la industria de la microelectrónica. .

Modos de crecimiento de películas delgadas.

Figura 1 . Vistas transversales de los tres modos principales de crecimiento de películas delgadas, incluidos (a) Volmer-Weber (VW: formación de islas), (b) Frank-van der Merwe (FM: capa por capa) y (c) Stranski – Krastanov (SK: capa más isla). Cada modo se muestra para varias cantidades diferentes de cobertura de superficie, Θ.

El crecimiento de películas delgadas epitaxiales (homogéneas o heterogéneas) sobre la superficie de un solo cristal depende críticamente de la fuerza de interacción entre los adatoms y la superficie. Si bien es posible hacer crecer epicapas a partir de una solución líquida, la mayor parte del crecimiento epitaxial se produce mediante una técnica en fase de vapor, como la epitaxia por haz molecular (MBE). En el crecimiento de Volmer-Weber (VW), las interacciones adatom-adatom son más fuertes que las del adatom con la superficie, lo que lleva a la formación de grupos o islas de adatom tridimensionales. [3] El crecimiento de estos grupos, junto con el engrosamiento , hará que crezcan películas rugosas de múltiples capas en la superficie del sustrato. Por el contrario, durante el crecimiento de Frank-van der Merwe (FM) , los adatoms se adhieren preferentemente a los sitios de la superficie, lo que da como resultado capas atómicamente suaves y completamente formadas. Este crecimiento capa por capa es bidimensional, lo que indica que se forman películas completas antes del crecimiento de las capas posteriores. [2] [3] El crecimiento de Stranski-Krastanov es un proceso intermedio caracterizado por el crecimiento de una capa 2D y de una isla 3D. La transición del crecimiento capa por capa al crecimiento basado en islas se produce en un espesor de capa crítico que depende en gran medida de las propiedades químicas y físicas, como las energías superficiales y los parámetros de la red, del sustrato y la película. [1] [2] [3] La Figura 1 es una representación esquemática de los tres modos de crecimiento principales para diversas coberturas de superficie.

Determinar el mecanismo por el cual crece una película delgada requiere considerar los potenciales químicos de las primeras capas depositadas. [2] [7] Markov ha propuesto un modelo para el potencial químico de capa por átomo como: [7]

donde es el potencial químico en masa del material adsorbato, es la energía de desorción de un átomo de adsorbato de una capa humectante del mismo material, la energía de desorción de un átomo de adsorbato del sustrato, es la energía de dislocación por desajuste por átomo y la energía de dislocación por desajuste por átomo. energía de deformación homogénea del átomo. En general, los valores de , , y dependen de forma compleja del espesor de las capas en crecimiento y del desajuste de la red entre el sustrato y la película de adsorbato. En el límite de deformaciones pequeñas, el criterio para el modo de crecimiento de la película depende de .

El crecimiento de SK puede describirse mediante ambas desigualdades. Si bien el crecimiento inicial de la película sigue un mecanismo FM, es decir, diferencial positivo μ, se acumulan cantidades no triviales de energía de deformación en las capas depositadas. En un espesor crítico, esta tensión induce una inversión de signo en el potencial químico, es decir, un diferencial negativo μ, lo que lleva a un cambio en el modo de crecimiento. En este punto es energéticamente favorable para nuclear islas y se produce un mayor crecimiento mediante un mecanismo tipo VW. [7] Se puede obtener un criterio termodinámico para el crecimiento de capas similar al presentado anteriormente utilizando un equilibrio de fuerzas de tensiones superficiales y ángulo de contacto . [8]

Dado que la formación de capas humectantes se produce de manera proporcional en la superficie del cristal, a menudo existe un desajuste asociado entre la película y el sustrato debido a los diferentes parámetros de red de cada material. La unión de la película más delgada al sustrato más grueso induce una tensión de desajuste en la interfaz dada por . Aquí y son las constantes reticulares de la película y el sustrato, respectivamente. A medida que la capa humectante se espesa, la energía de deformación asociada aumenta rápidamente. Para aliviar la tensión, la formación de islas puede ocurrir de forma dislocada o coherente. En islas dislocadas, el alivio de tensión surge al formar dislocaciones interfaciales desadaptadas. La reducción de la energía de deformación que se logra al introducir una dislocación es generalmente mayor que el costo concomitante del aumento de la energía superficial asociada con la creación de los grupos. El espesor de la capa humectante en la que se inicia la nucleación de la isla, llamado espesor crítico , depende en gran medida del desajuste de la red entre la película y el sustrato, y un mayor desajuste conduce a espesores críticos más pequeños. [9] Los valores de pueden variar desde una cobertura de submoncapa hasta varias monocapas de espesor. [1] [10] La Figura 2 ilustra una isla dislocada durante el crecimiento de SK después de alcanzar una altura de capa crítica. Se muestra una dislocación de borde pura en la interfaz de la isla para ilustrar la estructura en relieve del grupo.

En algunos casos, más notablemente en el sistema Si / Ge , se pueden formar islas libres de dislocaciones a nanoescala durante el crecimiento de SK mediante la introducción de ondulaciones en las capas cercanas a la superficie del sustrato. [11] [12] [13] [14] [10] Estas regiones de curvatura local sirven para deformar elásticamente tanto el sustrato como la isla, aliviando la tensión acumulada y acercando la capa humectante y la constante reticular de la isla a su valor volumétrico. Esta inestabilidad elástica se conoce como inestabilidad de Grinfeld (anteriormente Asaro-Tiller-Grinfeld; ATG). [7] Las islas resultantes son coherentes y están libres de defectos, lo que les genera un gran interés para su uso en dispositivos electrónicos y optoelectrónicos a nanoescala. Estas aplicaciones se analizan brevemente más adelante. En la figura 3 se muestra un esquema de la estructura epitaxial resultante que resalta el radio de curvatura inducido en la superficie del sustrato y en la isla. Finalmente, la estabilización de la tensión, indicativa de un crecimiento coherente de SK, disminuye al disminuir la separación entre islas. En grandes densidades de islas (espaciamientos más pequeños), los efectos de curvatura de los grupos vecinos provocarán la formación de bucles de dislocación que conducirán a la creación de islas defectuosas. [11]

Seguimiento del crecimiento de SK

Técnicas de haz ancho

Figura 4 . Evolución de la altura máxima del Auger en función de la cobertura de la superficie durante el crecimiento de SK. La gráfica es una serie de curvas lineales segmentadas con un punto de ruptura claro que indica el espesor crítico (claramente marcado en el diagrama) y el inicio del crecimiento de la isla. Las diferencias de pendiente se deben a los diferentes modos de crecimiento. El segmento inicial con pendiente pronunciada corresponde al modo de crecimiento FM, mientras que la región posterior, con pendiente poco profunda, es representativa del modo VW. Este esquema es característico del crecimiento de SK "ideal" donde el inicio de la nucleación comienza con una cobertura de 2 monocapas.

Técnicas analíticas como la espectroscopia de electrones Auger (AES), la difracción de electrones de baja energía (LEED) y la difracción de electrones de reflexión de alta energía (RHEED) se han utilizado ampliamente para monitorear el crecimiento de SK. Los datos AES obtenidos in situ durante el crecimiento de la película en varios sistemas modelo, como Pd / W (100), Pb / Cu (110), Ag /W(110) y Ag/ Fe (110), muestran curvas segmentadas características como los presentados en la figura 4. [1] [2] [11] Altura de la película Los picos de Auger trazados como una función de la cobertura de superficie Θ, inicialmente exhiben una línea recta, que es indicativa de los datos AES para el crecimiento de FM. Hay un claro punto de ruptura en una cobertura de superficie crítica de adsorbato seguido de otro segmento lineal con una pendiente reducida. El punto de ruptura emparejado y la pendiente de la línea poco profunda son característicos de la nucleación de islas; un gráfico similar para el crecimiento de FM exhibiría muchos pares de líneas y rupturas, mientras que un gráfico del modo VW sería una sola línea de pendiente baja. En algunos sistemas, la reorganización de la capa humectante 2D da como resultado una disminución de los picos de AES al aumentar la cobertura de adsorbato. [11] Tales situaciones surgen cuando se requieren muchos átomos para alcanzar un tamaño de núcleo crítico en la superficie y en la nucleación la capa adsorbida resultante constituye una fracción significativa de una monocapa. Después de la nucleación, los átomos metaestables de la superficie se incorporan a los núcleos, lo que provoca que la señal Auger disminuya. Este fenómeno es particularmente evidente para depósitos sobre un sustrato de molibdeno .

La evolución de la formación de islas durante las transiciones SK también se ha medido con éxito utilizando técnicas LEED y RHEED. Los datos de difracción obtenidos mediante varios experimentos LEED se han utilizado eficazmente junto con AES para medir el espesor de la capa crítica al inicio de la formación de islas. [2] [11] Además, las oscilaciones de RHEED han demostrado ser muy sensibles a la transición de capa a isla durante el crecimiento de SK, y los datos de difracción proporcionan información cristalográfica detallada sobre las islas nucleadas. A raíz de la dependencia temporal de las señales LEED, RHEED y AES, se ha recopilado amplia información sobre la cinética y termodinámica de superficies para varios sistemas tecnológicamente relevantes.

Microscopías

A diferencia de las técnicas presentadas en la última sección en las que el tamaño de la sonda puede ser relativamente grande en comparación con el tamaño de la isla, las microscopías de superficie como la microscopía electrónica de barrido (SEM), la microscopía electrónica de transmisión (TEM), la microscopía de efecto túnel (STM) y la microscopía de fuerza atómica ( AFM) ofrecen la oportunidad de ver directamente los eventos de combinación de depósito/sustrato. [1] [3] [11] Las ampliaciones extremas que ofrecen estas técnicas, a menudo hasta la escala de longitud nanométrica, las hacen particularmente aplicables para visualizar islas fuertemente tridimensionales. UHV-SEM y TEM se utilizan habitualmente para obtener imágenes de la formación de islas durante el crecimiento de SK, lo que permite recopilar una amplia gama de información, desde densidades de islas hasta formas de equilibrio. [1] [2] [3] AFM y STM se utilizan cada vez más para correlacionar la geometría de la isla con la morfología de la superficie del sustrato circundante y la capa humectante. [14] Estas herramientas de visualización se utilizan a menudo para complementar la información cuantitativa recopilada durante los análisis de haz ancho.

Aplicación a la nanotecnología

Como se mencionó anteriormente, la formación de islas coherentes durante el crecimiento de SK ha atraído un mayor interés como medio para fabricar estructuras epitaxiales a nanoescala, en particular puntos cuánticos (QD). [12] [13] [14] [15] [16] Los puntos cuánticos ampliamente utilizados cultivados en el modo de crecimiento SK se basan en combinaciones de materiales Si / Ge o InAs / GaAs . [17] Se han dedicado importantes esfuerzos a desarrollar métodos para controlar la organización, la densidad y el tamaño de las islas en un sustrato. Se han aplicado con éxito técnicas como la formación de hoyuelos en la superficie con un láser pulsado y el control de la tasa de crecimiento para alterar el inicio de la transición SK o incluso suprimirla por completo. [14] [18] La capacidad de controlar esta transición espacial o temporalmente permite la manipulación de parámetros físicos de las nanoestructuras, como la geometría y el tamaño, que, a su vez, pueden alterar sus propiedades electrónicas u optoelectrónicas (es decir, banda prohibida). Por ejemplo, Schwarz-Selinger, et al. han utilizado hoyuelos en la superficie para crear cortes erróneos en la superficie del Si que proporcionan sitios preferenciales de nucleación de islas de Ge rodeadas por una zona denudada. [14] De manera similar, se han utilizado sustratos con patrones litográficos como plantillas de nucleación para grupos de SiGe. [13] [15] Varios estudios también han demostrado que las geometrías de las islas pueden alterarse durante el crecimiento de SK controlando el relieve del sustrato y la tasa de crecimiento. [14] [16] Las distribuciones de tamaño bimodales de las islas de Ge en Si son un ejemplo sorprendente de este fenómeno en el que las islas piramidales y en forma de cúpula coexisten después del crecimiento de Ge sobre un sustrato texturizado de Si. [14] Tal capacidad para controlar el tamaño, la ubicación y la forma de estas estructuras podría proporcionar técnicas invaluables para esquemas de fabricación "ascendentes" de dispositivos de próxima generación en la industria microelectrónica.

Ver también

Referencias

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  2. ^ abcdefg Pimpinelli, Alberto; Jacques Villano (1998). Física del crecimiento de los cristales . Cambridge: Prensa de la Universidad de Cambridge. ISBN 0-521-55198-6.
  3. ^ abcdef Oura, K.; VG Lifshits; AA Saranin; AV Zotov; M. Katayama (2003). Ciencia de superficies: una introducción . Berlín: Springer. ISBN 3-540-00545-5.
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