Nanoestructuras Semiconductoras

NANOESTRUCTURAS SEMICONDUCTORAS F. Briones Las nanoestructuras o estructuras de baja dimensionalidad fabricadas en semiconductores (pozos cuánticos, superredes, hilos y puntos cuánticos) son la base de dispositivos electrónicos (diodos túnel, transistores HEMT, etc.) y optoelectrónicos (moduladores y conmutadores ópticos, diodos láser, detectores de IR). En el IMM se dispone de la tecnología más avanzada para la fabricación de nanoestructuras: la epitaxia de haces moleculares (MBE) de materiales III-V (GaAs, InP, InSb, etc.) A lo largo de los últimos quince años se ha ido desarrollando esta técnica en el IMM (diseñando e incluso construyendo los reactores de epitaxia) hasta llegar a alcanzar reconocimiento internacional por las variantes y mejoras introducidas y la transferencia de tecnología y patentes a multinacionales del sector. Este desarrollo está sustentado en investigación básica sobre diversos aspectos fundamentales del proceso, como son la cinética del crecimiento, la epitaxia por capas atómicas (ALMBE), incorporación de impurezas, sistemas con desajuste del parámetro de red, distribución y propagación de dislocaciones, segregación superficial, crecimiento autoorganizado, control in situ con diversas técnicas (espectroscopías ópticas (RDS), RHEED, dispersión de luz, medida de tensión acumulada).

Laboratorio de crecimiento por epitaxia de haces moleculares (MBE). Vista de los dos reactores de MBE comunicados entre sí por un túnel de transferencia. El sistema cuenta además con una cámara de análisis Auger in situ y una cámara de sputtering.

Figura 1: Laboratorio de epitaxia de haces moleculares (MBE). Vista de los dos reactores de MBE comunicados entre sí por un túnel de transferencia. El sistema cuenta además con una cámara de análisis Auger in situ y una cámara de sputtering.

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CRECIMIENTO DE NANOESTRUCTURAS AUTO-ENSAMBLADAS J. M. García, L. González, Y. González, J. P. Silveira, F. Briones Las nanoestructuras auto-ensambladas como los puntos (QD), los anillos (Q-Ring) o los hilos cuánticos (QWR) son un área de creciente actividad científica. Estas estructuras, escaladas a tamaño nanométrico se forman de forma natural debido a los efectos de tensión-relajación cuando un material semiconductor se crece sobre una superficie de un segundo material semiconductor con un ligero desajuste de red. Su tamaño resulta adecuado para el confinamiento espacial de las cargas, produciendo una escalera de niveles de energía atómicamente abruptos. Estos niveles pueden ser usados como base para construir nuevos materiales semiconductores avanzados. 4.0 3.5

Ts=480 ºC

[110]

3.0 2.5

Σσ(N/m)

El mecanismo de auto ensamblaje permite la formación de decenas de billones de puntos por cm2 con un alto grado de uniformidad en un único paso de crecimiento. Los puntos pueden ser inmediatamente cubiertos por una segunda capa del material sustrato, configurando de ésta manera un material con una alta calidad óptica. Algunas de las extraordinarias ventajas de su utilización en dispositivos láser demuestran el gran potencial de ésta tecnología.

[110]

2.0 [110]

1.5 1.0

[110]

0.5 0.0

En el IMM se ha investigado los detalles -2 0 2 4 6 8 10 12 14 16 40 60 80 de la formación de QD (1) y de QWR por time (s) medio de técnicas de caracterización in Figura 2: Medida de la tensión acumulada durante la situ como la medida de la tensión formación de Hilos Cuánticos InAs/InP(001). acumulada (? s). Como puede observarse en la imagen de Microscopía de Fuerzas Atómicas del recuadro de la figura, la calidad estructural de los hilos es muy grande. Las medidas in situ de la tensión acumulada permiten comprender los procesos de formación de los hilos. El gráfico muestra la evolución claramente anisotrópica de la tensión acumulada durante la epitaxia de InAs sobre InP(001). Una de las conclusiones de nuestro trabajo es que la formación de QWR se debe a una acumulación anisotrópica de tensión. Es posible controlar el tamaño y forma de los puntos cuánticos. Un ejemplo es la formación de Q-rings (2) al introducir una pausa durante el recubrimiento de los QD en el momento adecuado. Estos anillos pueden emplearse para la fabricación de láseres con emisión en 980 nm, otra región de elevado interés tecnológico. La Comunidad de Madrid subvenciona éste proyecto. El IMM es un centro pionero (3) en la fabricación de QWR auto-ensamblados de InAs sobre InP(001). Estos hilos, una vez recubiertos con InP presentan una fuerte emisión en 1.55 µm a temperatura ambiente, por lo que su empleo en la región activa de láseres (como se indica en el esquema) tiene una importante aplicación tecnológica en el mundo de las telecomunicaciones. Actualmente ésta es una importante línea de investigación en colaboración con el grupo de Materiales y Estructuras para Láseres de Semiconductores.

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Se cuenta con la financiación en el año 2001 de un proyecto Europeo del V programa marco durante 3 años.

Figura 3: Esquema de la epitaxia de un láser con inclusión de nanoestructruras auto-ensambladas (hilos y puntos cuánticos) en la región activa.

Referencias: J.M. García, J.P. Silveira and F. Briones, , Appl. Phys. Lett. 77, 409-411, (2000). A. Lorke, R.J. Luyken, M. Fricke, J.P. Kotthaus, G. Medeiros-Ribeiro, J.M. García, and P.M. Petroff, Phys. Rev. Lett.84, 2223, (2000). L. González, J.M. García, R. García, J. Martínez-Pastor, C. Ballesteros and F. Briones, Appl. Phys. Lett. 76, 1104, (2000). J.M.García, L.González, M.U.González, J.P.Silveira, Y.González and F.Briones, aceptado en J.Cryst. Growth (2001)

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EFECTO DE LAS TENSIONES NANOESTRUTURAS

EN

LAS

PROPIEDADES

ÓPTICAS

DE

J.A. Prieto, G. Armelles, J. M. García, L. González La distribución de tensiones mecánicas en una nanoestructura autoorganizada tiene una importancia capital en las propiedades de la misma. En particular, el estado de tensiones determina donde están localizados los estados electrónicos. A modo de ejemplo en la figura se presenta los espectros de fotoreflectancia de dos muestras de puntos de InAs depositados sobre GaAs

80 K

L

E1

2,4

2,6

intensity (arb. units)

∆R/R (arb. units)

E1

S

2,8

A LOS TOS

200

3,0

C

B

220

240

260

80 K

280

300

320

-1

Raman shift (cm )

energy (eV)

Figura 4: Espectros de Fotoreflectancia y Raman de puntos de InAs depositados sobre GaAs de diferente tamaño(Lineas continuas : puntos con diámetro en el plano superior a unos 30 nm ,Lineas a trazos: diametro en el plano inferior a 30 nm)

Cuando el punto tiene un diámetro inferior a unos 30 nm (línea discontinua) sólo se observa señal de fotoreflectancia asociada al substrato (E1S) . Sin embargo, para tamaños superiores (línea continua) aparece claramente una transición a 2,6 eV (E1L) junto con la transición del substrato . Este comportamiento se repite en los espectros Raman , apareciendo señal Raman asociada a los puntos de InAs cuando su diámetro es superior a unos 30 nm. Del análisis de los espectros Raman se deduce que estos puntos tienen un contenido en Ga cercano al 10% y ,sobre todo , que no están tensados . El origen de esta modificación de las propiedades ópticas con el tamaño hay que buscarlo en la dependencia que la tensión tiene en el alineamiento de bandas entre el InAs y el GaAs. En el siguiente esquema se representa el alineamiento entre las bandas de conducción (LCB) y

energy(eV)

GaAs

InAs

GaAs

InAs

3.19 L 3.02

CB

2.93 0.68

0.40

L

VB

0

(a)

(b)

Figura 5: Alineamiento de bandas entre el InAs y el GaAs para diferentes valores de tensión en el InAs.a InAs no tensado, b InAs acoplado al GaAs.

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valencia (LVB) en el punto L para diferentes tensiones de InAs. Si el InAs tiene en el plano el mismo parámetro de red que el GaAs (b) los electrones están localizados en el GaAs mientras que en un InAs no tensado (a) están localizados en el InAs. Por lo tanto, la probabilidad de transición será mucho mayor en este último caso.

∆ R/R (arb. units)

Otro aspecto importante es el efecto que la forma de la nanoestrutura tiene en las propiedades ópticas . Por ejemplo, en la figura se presentan espectros de fotoreflectancia de puntos e hilos de InAs depositados sobre InP junto con sus imágenes de AFM . Las líneas discontinuas corresponden a polarización paralela a los hilos [110] y las continuas perpendicular a los hilos [-110]. En los puntos los dos espectros son idénticos , mientras que en los hilos se observa una anisotropía óptica .El origen de esta anisotropía óptica se atribuye al diferente grado de relajación de la tensión a lo largo de la dirección del hilo o perpendicular a ella ,. Esta diferencia en la relajación provoca que los valles localizados en los puntos L ({111}) , equivalentes en los puntos, dejen de serlo , lo que induce un clivado de las transiciones ópticas que se originan entre estados electrónicos asociados a estos valles.

80 K

2,4

2,6

2,8

3,0

∆ R/R (arb. units)

energy (eV)

80 K

80 K

2,4

2,6

2,8

3,0

energ y (eV)

Figura 6: Imágenes de AFM y espectros de Fotoreflectancia de puntos e hilos de InAs depositados sobre InP. Líneas continuas luz polarizada paralela a la dirección 110] , líneas discontinuas luz polarizada paralela a la dirección [110]

Referencias: J.A. Prieto, G. Armelles, J.M. Garcia, L. Gozalez, A. San Paulo, R. Garcia. Applied Physics Letters 76 (2000), 2919-2921. J.A. Prieto, G. Armelles, C. Priester, J.M. Garcia, L. Gozalez, R. Garcia. Applied Physics Letters 76 (2000), 2197-2199.

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OPTIMIZACIÓN DEL PROCESO DE FABRICACIÓN DE CAPAS DE DESACOPLO DE PARÁMETRO DE RED. Y. González, M. U. González y L. González. Esta línea de investigación tiene como objetivo el desarrollo de un proceso de crecimiento epitaxial que permita obtener capas de desacoplo de parámetro de red homogéneas y relajadas. Las dislocaciones que aparecen durante el proceso de relajación deben quedar confinadas en una región cercana a la intercara sustrato-heteroepitaxia y al mismo tiempo se pretende que las capas tengan una morfología plana. Estos requisitos son imprescindibles para conseguir que la ingeniería del ancho de banda (band-gap) no esté limitada por el parámetro de red del sustrato. Para ello, se estudia cómo afectan los cambios de condiciones de crecimiento (estequiometría, temperatura del sustrato, velocidad de crecimiento) a la formación de la capa de desacoplo (tensión acumulada, proceso de relajación, modulación de composición en el caso de aleaciones y morfología superficial). El hecho de disponer de técnicas de caracterización in situ y en tiempo real (medida de la tensión acumulada y dispersión de luz láser polarizada) nos permite interrelacionar dichos procesos y obtener información imprescindible a la hora de actuar sobre ellos. Mediante la técnica ALMBE podemos estudiar el comportamiento de las heteroestructuras en un rango de condiciones de crecimiento muy amplio: Temperatura de sustrato (Ts): 100 ºC ≤Ts < 500ºC (Ts convencional para MBE). Estequiometría: se puede variar desde la saturación en elemento V hasta la saturación en elemento III. A partir de los estudios básicos realizados en capas de In0.2Ga0.8As crecidas sobre sustratos de GaAs hemos conseguido [1] optimizar la morfología superficial de las capas, obteniendo valores de rms=0.9 nm frente a los 4nm que presentan las heteroepitaxias crecidas por MBE convencional. En ambos casos el grado de relajación es del 70%. En cuanto al estudio de la estructura de defectos hemos iniciado una Figura 7: Imagen de la superficie de una capa de InGaAs crecida por colaboración con el grupo de MBE de manera convencional (Ts=500 ºC, vc=1 MC/s)cuya rms es 5.6 electrónica de la nm (Iqda.). Imagen de la superficie de una capa crecida mediante el microscopía proceso diseñado para optimizar la morfología (Dcha.). En este caso, Universidad de Cádiz que nos rms = 1 nm. permitirá estudiar la estructura de defectos en las capas de desacoplo en las que hemos optimizado la morfología superficial.

-

Referencias: M. U. González, Y. González, L. González, M. Calleja, J.P. Silveira, J.M. García, y F. Briones:. Proccedings de XIth International Conference on Molecular Beam Epitaxy, MBE-XI, Pekin, China, 10-15 Septiembre del 2000. (Aceptado para su publicación en Journal of Crystal Growth)

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MEDIDA DE LA TENSIÓN IN SITU Y EN TIEMPO REAL DURANTE EL CRECIMIENTO POR MBE F. Briones, J P. Silveira, J. M. García, M. U. González, Y. González, L. González Dado el gran interés que tiene el conocimiento de la evolución de las tensiones durante el crecimiento de heteroestructuras, hemos implementado una técnica que permite la medida in situ y en tiempo real de estas tensiones. La medida de la deflexión de dos haces láser paralelos que inciden en los extremos de un sustrato adelgazado permite calcular las tensiones a partir del combamiento que producen en el sustrato. Las tensiones generadas durante el crecimiento de láminas con distinto parámetro de red o incluso las variaciones de la tensión asociada a cambios de la reconstrucción superficial producen la flexión del sustrato, que puede ser detectada mediante el uso de sustratos adelgazados hasta 100 µm y con forma de palanca de 15x3 mm2. Utilizando ésta técnica hemos realizado diferentes estudios, como la variación de la tensión anisótropa asociada a las reconstrucciones del GaAs, la relajación producida por la formación de puntos cuánticos de InAs en GaAs y GaSb en GaAs, la formación de hilos cuánticos de InAs en InP o los procesos de relajación durante el crecimiento de láminas de InGaAs en GaAs. RHEED CÉLULA FOTODIODOS

PARTIDOS REFERENCIA SEÑAL VENTANA

HORNO

ESPEJO DIVISOR DE HAZ

LÁSER

CÉLULA

Figura 8: Esquema del sistema experimental de la medida de la tensión in situ y en tiempo real durante le crecimiento por MBE

Con esta técnica se ha puesto en evidencia la limitación en la incorporación de InAs durante el crecimiento de la primera capa sobre GaAs, permaneciendo un 50% de los átomos de indio “flotando” en la superficie. También se ha estudiado la incorporación gradual de el indio flotante durante el crecimiento posterior de GaAs, que impide la realización de intercaras abruptas en heteroestructuras GaAs/(InGa)As. El seguimiento de la relajación elástica durante la formación de puntos cuánticos durante el crecimiento de InAs y GaAs sobre GaAs e InAs sobre InP ha permitido obtener valores críticos de la tensión y correlacionar la forma de las nanoestructuras fabricadas en este proceso de crecimiento epitaxial por MBE. Referencias: J.M. García, J.P. Silveira and F. Briones. Appl. Phys. Lett. 77, 409-411, (2000).

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MEDIDA DE LA MORFOLOGÍA SUPERFICIAL DURANTE EL CRECIMIENTO POR MBE M. U. González, Y. González, L. González En el IMM hemos implementado la técnica de dispersión de luz láser (laser light scattering, LLS), que nos permite seguir en tiempo real la evolución de los motivos de la morfología superficial de tamaño en torno a centenares de nanómetros. La técnica LLS consiste en iluminar la superficie de la muestra que se está creciendo con un haz láser (He-Ne en nuestro caso) y recoger la luz dispersada en los distintos ángulos, de manera que cada ángulo da información acerca de la evolución de la rugosidad con un tamaño característico. Sin embargo, debido a las restricciones geométricas de una compleja cámara de ultra alto vacío como es la cámara de crecimiento MBE, sólo unos pocos ángulos son accesibles, con lo cual la información está limitada a determinados tamaños. Para ayudar a la interpretación de los resultados sobre evolución de la morfología obtenidos en tiempo real, también hemos montado en el IMM un sistema, externo a la cámara MBE, que permite realizar barridos angulares (ver figura). Con la colaboración de José Antonio Sánchez Gil, del Instituto de Estructura de la Materia (CSIC), hemos establecido el formalismo necesario para poder calcular la densidad espectral de rugosidad a partir de la intensidad dispersada [1]. Control de movimientos: 0º ≤ θi ≤ 60º -72º ≤ θs ≤ 72º 0º ≤ϕ ≤360º

Rotación de la muestra, ϕ Muestra

Láser He-Ne Chopper

θi

θs Haz reflejado Fotodiodo + polarizador

Detector lock -in Ordenador de control

Figura 9: Izda.: Montaje experimental para la realización de medidas de luz dispersada con resolución angular. Sup. dcha.:Imagen obtenida con microscopía de fuerzas atómicas de la morfología superficial conocida como “cross-hatch”. Inf. dcha.: imagen del patrón de dispersión producido por dicha morfología.

La información que proporciona la técnica LLS es muy variada. Nos permite por ejemplo detectar la aparición de gotas metálicas o de altas densidades de defectos ovales durante el crecimiento. Con ella hemos estudiado la influencia de la velocidad de crecimiento en la evolución de una morfología característica del crecimiento heteroepitaxial con baja tensión, conocida como “cross-hatch” (ver figura). Asimismo, constituye una herramienta fundamental para conocer la influencia de las condiciones de crecimiento en la morfología de las capas epitaxiales dentro de la línea de optimización del proceso de fabricación de capas de desacoplo de parámetro de red. Referencias: M. U. González, J. A. Sánchez-Gil, Y. González, L. González, y E. R. Méndez, J. Vac. Sci. Technol. B 18, 1980 (2000).

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MATERIALES Y ESTRUCTURAS PARA LÁSERES DE SEMICONDUCTOR. D. Golmayo, M.L.Dotor, L. González, Y. González, P.A. Postigo, J.P. Silveira, F. Briones, Mediante esta técnica de epitaxia por MBE, que ha demostrado ya su viabilidad para la producción industrial a gran escala y cuya versatilidad y precisión permite la realización de nuevos diseños de estructuras láser, se han crecido y optimizado las capas confinadoras, guías de luz y zonas activas para emisores láser de baja dimensionalidad, con emisión en 850, 980, 1300 y 1550 nm. Esto ha permitido su utilización posterior en las heterostructuras completas de diodos láser. Capas confinadoras: capas de Ga0.51In 0.49P sobre GaAs, dopadas tipo n (Si) y p (Be); capas de InP tipo n (Si) y p (Be) , y Al0.48In0.52As dopado Be sobre InP. La Fig.1 muestra las movilidades frente el número de portadores en GaInP e InP.

100

60

2

µ (cm /V.s)

80

40

InP:Be

Zona activa: pozos cuánticos de diversos materiales, como cuaternarios GaxIn1-xAsyP1-y, ternarios GaxIn1xAs o SR de período corto de tensiones compensadas (GaAs)2(InAs)2 con emisión en 1300 nm y 1550 nm.. La Fig. 2 muestra el detalle de una micrografía de TEM de alta resolución de una estructura de siete pozos de (GaAs)2(InAs)2 con barreras y guía de (InP)m(Ga0.47In0.53As)n y un barrido theta-2theta de la misma estructura.

0 1E17

1E18

1E19 -3

pHall (cm )

/V.s)

1000

GaInP:Si

2

Hall mobility (cm

Guías de luz para 1300 nm y 1550 nm: superredes (SR) de período corto de (InP)m(Ga0.47In0.53As)n o de (Ga0.22In0.78As)m(Ga0.22In0.78P)m para sustituir las diferentes aleaciones GaxIn1-xAsyP1-y en estructuras tipo SCH o GRIN-SCH. Los subíndices m y n indican el número de monocapas de cada constituyente de la superred.

20

100

10

GaInP:Be

1 1E17

1E18

1E19

1E20 -3

carrier concentration (cm )

Figura 10: Movilidad Hall versus número de portadores en InP dopado con Be y en GaInP dopado Si y dopado Be.

I3 530-3

10000

7 pozos (GaAs) 2 (InAs) 2 )

cps

1000

100

10

1 -8000

-6000

-4000

-2000

0

2000

4000

6000

8000

arc sec

Figura 11: Análisis de rayos X y TEM de una estructura guía + pozos cuánticos, con barrera de superred. (Micrografía de C. Quintana y M. Lancin).

Estructuras láser: se han fabricado diodos láser de pozos cuánticos de GaInAsP con emisión en 1300nm, cuyas características de emisión se están estudiando en el IMM.

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TECNOLOGÍA DE INTEGRACIÓN MONOLÍTICA DE DISPOSITIVOS OPTOELECTRÓNICOS EN CIRCUITOS INTEGRADOS VLSI DE GaAs. L. González, P. A. Postigo, Y. González, F. Briones, J. M. García, D. Golmayo, M. L. Dotor. El aumento de la velocidad de los procesadores y sistemas de comunicación, requiere de la utilización de interconexiones ópticas entre sus diversos elementos. Para ello, es necesario compatibilizar la tecnología actual de circuitos integrados con la de circuitos optoelectrónicos integrados (OEIC's). La tecnología más prometedora para conseguir la integración monolítica de estos circuitos complejos es la EoE (epitaxia sobre electrónica). Recientemente, investigadores del Massachusetts Institute of Technology (MIT) han fabricado dispositivos emisores de luz (LEDs) de GaInP/GaAs sobre un chip de GaAs basándose en la tecnología EoE. Sin embargo, existen problemas básicos aún no resueltos debido a que el proceso de integración está limitado por las restricciones térmicas que impone la tecnología VLSI: temperaturas mayores de 475ºC dañan las conexiones metálicas y limitan seriamente la adhesión de los contactos. El objetivo concreto de nuestro trabajo, en colaboración con el Profesor C.G. Fonstad del MIT y con los grupos de investigación dirigidos por los Profesores J. Martínez– Pastor de la Universidad de Valencia y R. García Roja de la Universidad de Cádiz, es el desarrollo de un proceso epitaxial a baja temperatura basado en la experiencia del IMM en la técnica ALMBE. Esta técnica permite el crecimiento epitaxial mediante un proceso de baja temperatura siendo adecuada para la fabricación de dispositivos optoelectrónicos basados en GaInP y es totalmente compatible con el proceso de cointegración en circuitos VLSI de GaAs.

Figura 12: Esquema de proceso “Epitaxy on Electronics”. Las heteroestructuras para dispositivos optoelectrónicos se crecen epitaxialmente (b) sobre ventanas abiertas al sustrato de GaAs (a).

Objetivos científicos: 1) Estudio de la influencia de un haz de hidrógeno atómico presente durante el crecimiento epitaxial por ALMBE y MBE en la modulación de composición de aleaciones InGaP con composición en el gap de miscibilidad. 2) Crecimiento epitaxial de estructuras de dispositivos láser sobre substratos GaAs-VLSI.

Actividad presente: Diseño y construcción de una célula de hidrógeno atómico, necesario para preparar los chips de GaAs para el crecimiento epitaxial a temperaturas compatibles con el proceso de cointegración en circuitos VLSI de GaAs. Dicha célula consiste en un capilar de tantalio calentado a alta temperatura (T>1500ºC) mediante bombardeo electrónico, por el que se hace pasar un flujo de H2. Las moléculas de H2 a alta temperatura se rompen produciéndose un haz de hidrógeno atómico. Los resultados obtenidos en la preparación de substratos de GaAs demuestran que la eficiencia de nuestra célula de hidrógeno atómico es unas cinco veces superior a la de dispositivos comerciales de características similares.

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CRECIMIENTO EPITAXIAL DE ESTRUCTURAS DE GaSb CON ELEMENTOS ISOTÓPICAMENTE PUROS J. P. Silveira, F. Briones Uno de los dos reactores MBE del Instituto se ha dedicado a lo largo del año a la epitaxia de estructuras de antimoniuros dentro de una colaboración entre la Universidad de California, el Laboratorio Nacional Lawrence Berkeley, en California, y el Instituto de Microelectrónica de Madrid (CNM-CSIC). Las estructuras necesarias para la realización de este estudio, compuestas por varias capas de GaSb en las que se han alternado los isótopos que las forman, han sido fabricadas en el Instituto de Microelectrónica de Madrid. Se ha utilizado la técnica de epitaxia por haces moleculares puesto que permite un mayor control en la fabricación de estas estructuras, obteniéndose intercaras abruptas. La necesidad de introducir los cuatro isótopos más los elementos en la proporción isotópica natural ha obligado al desarrollo de nuevas células de efusión para el reactor de ultra alto vacío en el que se realiza el proceso. Se fabricaron estructuras de capas alternas de 69Ga121Sb/71Ga123Sb a una temperatura de 450ºC y después de tratamientos térmicos entre 500ºC y 700ºC fueron medidas por SIMS en Berkeley. Se observó que mientras la distribución de antimonio no cambia apenas, los átomos de galio se mueven apreciablemente con la aplicación de un tratamiento térmico de 2 horas a 700ºC y se llega a una distribución prácticamente homogénea después de 2 días a esa temperatura. De esta forma, se determinaron los coeficientes de difusión y se observó una disparidad entre ambos elementos de tres órdenes de magnitud. Esta diferencia tan grande es poco usual en procesos de difusión en sólidos. Se ha asociado a que cada elemento tiene un mecanismo de difusión diferente. El galio se mueve dentro de la red a través de las vacantes de galio, cuya concentración aumenta con la temperatura. Sin embargo, según nuestros resultados, el antimonio se difunde a través de los intersticiales, que disminuyen su concentración al aumentar la temperatura. La disminución es debida a una curiosa reacción entre los intersticiales de antimonio y las vacantes de galio: el antimonio se sitúa en la posición de galio, ya que esta posición es más favorable energéticamente debido a su menor energía electrónica, y queda así inmovilizado.

Figura 13: Perfiles concentración-profundidad de los isótopos de Ga y Sb.antes y después de un tratamiento térmico a 700ºC durante 105 minutos en atmósfera rica en Sb.

Referencias: H.Bracht, S.P.Nicols, W.Walukiewicz, J.P.Silveira, F.Briones and E.E.Haller. Nature 408 2 nov. 69-72 (2000)

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