常夢(mèng)琳,樊 星,張微微,姚金山,潘 睿,李 晨,3,蘆 紅,3

(1.南京大學(xué)固體微結(jié)構(gòu)物理國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，南京 210093；2.南京大學(xué)現(xiàn)代工程與應(yīng)用科學(xué)學(xué)院，南京 210023；3.江蘇省功能材料設(shè)計(jì)原理與應(yīng)用技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，南京 210023)

0 引 言

硅(silicon, Si)具有晶圓尺寸大、成本低、來(lái)源豐富、制造技術(shù)成熟等優(yōu)點(diǎn)，一直以來(lái)在微納電子工業(yè)中占有重要地位。硅基互補(bǔ)金屬氧化物半導(dǎo)體(complementary metal-oxide-semiconductor, CMOS)技術(shù)是大多數(shù)現(xiàn)代電子技術(shù)的基本組成部分。更重要的是，Si的用途已經(jīng)從傳統(tǒng)的電子產(chǎn)品擴(kuò)展到下一代的光子產(chǎn)業(yè)。硅光技術(shù)的發(fā)展使超快和低成本的光數(shù)據(jù)傳輸在絕緣體上硅(Si-on-insulator， SOI)平臺(tái)上得以實(shí)現(xiàn)[1-3]。雖然硅基發(fā)光器件，如硅拉曼激光器[4-5]和p-n結(jié)發(fā)射器[6-7]已經(jīng)被開發(fā)出來(lái)，但由于塊體硅材料是一種間接帶隙半導(dǎo)體，所以發(fā)光效率非常低，性能遠(yuǎn)遠(yuǎn)低于Ⅲ-V半導(dǎo)體器件[8]。Ⅲ-V半導(dǎo)體的優(yōu)勢(shì)則在于其直接帶隙和高電子遷移率特性，具有優(yōu)越的光電性能。因此Ⅲ-V半導(dǎo)體在發(fā)光/吸收器件領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用，包括發(fā)光二極管(light-emitting diode, LED)、激光探測(cè)器和太陽(yáng)能電池等[9-10]。然而Ⅲ-V半導(dǎo)體也有較多缺點(diǎn)，比如晶圓尺寸的限制增加了制造成本，砷化物具有一定毒性，另外與Si基平臺(tái)相比，Ⅲ-V半導(dǎo)體的加工工藝還不夠成熟。所以，Ⅲ-V在Si襯底上的異質(zhì)外延開辟了Ⅲ-V器件在Si基平臺(tái)上單片集成的可能性，為下一代光子集成電路(photonic integrated circuits, PIC)和傳統(tǒng)集成電路(integrated circuits， IC)提供了新的方向[11-12]。

目前在Si襯底上外延生長(zhǎng)高質(zhì)量的Ⅲ-V半導(dǎo)體仍然是一個(gè)挑戰(zhàn)，高密度的缺陷極大地降低了器件的性能，甚至阻礙了器件的運(yùn)行。缺陷的形成一方面是因?yàn)棰?V與Si之間大的晶格失配，例如GaAs與Si的晶格失配度達(dá)到4.07%，這導(dǎo)致了高密度的穿透位錯(cuò)(threading dislocations, TD)[13-14]，這些位錯(cuò)會(huì)成為非輻射的復(fù)合中心和載流子散射中心，對(duì)器件的正常工作造成巨大的影響。另一方面，Si的晶體結(jié)構(gòu)是金剛石結(jié)構(gòu)而GaAs為閃鋅礦結(jié)構(gòu)，兩者的極性差異使Si(100)上外延GaAs時(shí)會(huì)導(dǎo)致Ga—Ga鍵或者As—As鍵的結(jié)合，形成反相疇(antiphase boundaries, APB)[15]。這些缺陷是帶電缺陷，因此可以成為非輻射復(fù)合中心和漏電通道。此外，GaAs與Si之間存在巨大的熱膨脹系數(shù)的差異，這種差異導(dǎo)致的熱失配會(huì)在溫度變化過程中產(chǎn)生熱裂紋[16]。目前，針對(duì)以上問題，已經(jīng)有很多文獻(xiàn)報(bào)道了在其形成機(jī)理以及解決方法方面的研究工作[11,14,17-18]。

Si(111)表面的雙原子臺(tái)階使GaAs異質(zhì)外延過程中很好地避免反相疇的形成，并且(111)面較低的表面能可以使生長(zhǎng)的GaAs表面更平整[19-20]。另外，在Ⅲ-V納米線的生長(zhǎng)中通常使用(111)晶向的Si襯底[21-22]。所以對(duì)于Ⅲ-V/Si(111)體系的研究也具有重要意義。但是目前對(duì)于Ⅲ-V薄膜在Si(111)上生長(zhǎng)的研究還相對(duì)較少，且薄膜質(zhì)量并未達(dá)到預(yù)期，外延層與襯底界面處產(chǎn)生的堆垛層錯(cuò)導(dǎo)致了旋轉(zhuǎn)孿晶的生成[23]。為了提高GaAs薄膜的質(zhì)量，研究人員嘗試使用不同的方法，例如，范德瓦耳斯外延、分級(jí)緩沖層、In在Si表面的預(yù)沉積、InGaAs應(yīng)力釋放層以及Sb輻照控制GaAs成核等[24-27]。

本文提出了Ⅲ-V在Si上集成的新思路，即使用較薄的Al/AlAs作為中間層調(diào)控GaAs在Si(111)襯底上的生長(zhǎng)。高質(zhì)量Al在Si上的生長(zhǎng)已經(jīng)比較成熟，在室溫下Al在Si表面有較好的浸潤(rùn)性，可以在幾納米內(nèi)獲得表面平整的單晶Al薄膜[28]。該工作主要利用分子束外延技術(shù)(molecular beam epitaxy, MBE)在Si(111)襯底上生長(zhǎng)了Al薄膜，并在生長(zhǎng)腔內(nèi)將Al薄膜暴露在As氛圍下，通過As的沉積以及襯底溫度的控制可以使Al表層原子與As成鍵形成AlAs表面，在此基礎(chǔ)上進(jìn)行了AlAs和GaAs的生長(zhǎng)及優(yōu)化。

1 實(shí) 驗(yàn)

1.1 樣品生長(zhǎng)

使用美國(guó)Veeco公司的GENxplor MBE系統(tǒng)進(jìn)行外延生長(zhǎng)，該設(shè)備配備有熱蒸發(fā)Al、Ga和As源爐。通過原位的反射式高能電子束衍射(reflection high energy electron diffraction， RHEED)可以對(duì)襯底處理以及樣品生長(zhǎng)過程中的表面信息進(jìn)行實(shí)時(shí)監(jiān)測(cè)。所有的襯底均使用Si(111)襯底，襯底首先進(jìn)行化學(xué)處理，處理方法是使用含量為8%的HF緩沖液刻蝕1 min除去表面氧化層，然后迅速將其放入進(jìn)樣室。由于處理完的Si的表面會(huì)有一層H原子鈍化，因此需要進(jìn)行熱處理以去除H。熱處理的最終處理溫度在1 000 ℃，處理時(shí)間為10 min。單晶Al薄膜的生長(zhǎng)是將襯底溫度降到室溫條件下進(jìn)行的，生長(zhǎng)速率為140 nm/h，Al生長(zhǎng)時(shí)背景真空為5×10-10torr(1 torr=133.322 Pa)。AlAs和GaAs的生長(zhǎng)速率均為0.4 ML/s，本文所提到的GaAs/AlAs樣品具體生長(zhǎng)條件信息如表1所示，生長(zhǎng)溫度均為熱電偶讀取溫度。

1.2 性能測(cè)試與表征

用原子力顯微鏡(atomic force microscope, AFM, Oxford Instruments Cypher ES)對(duì)樣品的表面形貌進(jìn)行表征，用高分辨X射線衍射(X-ray diffraction， XRD, Bruker D8 Advance)對(duì)薄膜的晶體質(zhì)量進(jìn)行表征，用拉曼光譜(Raman, 激光波長(zhǎng)：532 nm)反映薄膜中的應(yīng)力情況。

表1 樣品信息匯總Table 1 Summary of growth information for samples

2 結(jié)果與討論

圖1(a)為樣品結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)及生長(zhǎng)流程示意圖，首先在Si(111)襯底上生長(zhǎng)一層Al薄膜，然后將其暴露在As氛圍中，使Al表面砷化形成AlAs。最后在這個(gè)砷化的表面可以進(jìn)行AlAs和GaAs的生長(zhǎng)。首先通過RHEED研究Al層的砷化過程，分別在室溫下生長(zhǎng)了10 nm和2.3 nm(～10 ML)的Al薄膜，然后將As 源爐的擋板打開，時(shí)間為10 min，As氣壓為～1×10-5torr。在室溫下非晶的As會(huì)沉積在Al表面，此時(shí)RHEED圖樣消失。關(guān)閉As源爐擋板，開始升高襯底溫度，升溫速率為10 ℃/min。隨著溫度的升高表層的Al原子會(huì)和As成鍵形成AlAs，當(dāng)襯底溫度到250～270 ℃時(shí)多余的As將會(huì)從表面脫附，重新出現(xiàn)RHEED條紋，此時(shí)的溫度定義為脫As溫度。如圖1(b)和(c)所示，分別為Al砷化前后的RHEED，表面重構(gòu)均為1×，但兩個(gè)條紋之間的間距發(fā)生了改變。RHEED條紋的間距取決于晶格常數(shù)或表面原子間距[29]。如果相鄰整數(shù)級(jí)條紋間距為d，則有：d=λL/a，其中L是電子束與樣品表面交點(diǎn)到熒光屏的距離，λ為電子波長(zhǎng)，a為晶格常數(shù)。Al砷化前后的條紋間距分別為d1和d2，計(jì)算得到d1/d2=aAlAs/aAl，可以初步確定砷化之后的表面為AlAs表面。對(duì)砷化之后的Al薄膜樣品進(jìn)行AFM的表征，圖1(d)的兩張AFM照片分別為2.3 nm和10 nm Al層砷化之后的表面。可以看到，2.3 nm的Al薄膜表面粗糙度在100 pm以下，說明溫度在升至250～270 ℃時(shí)沒有對(duì)Al表面造成破壞，也為后續(xù)AlAs及GaAs層的生長(zhǎng)提供了平整的表面。相比于2.3 nm Al薄膜表面，10 nm的Al表面粗糙度明顯增大,約為200 pm，且從表面形貌來(lái)看10 nm的Al層有團(tuán)聚的傾向。由于Al層在真空中熔點(diǎn)降低，并且與Si之間存在較大的熱失配，在后續(xù)的升溫及生長(zhǎng)過程中Al層的不穩(wěn)定性可能會(huì)導(dǎo)致樣品表面平整度進(jìn)一步被破壞，所以2.3 nm是更為合適的Al插層厚度。

圖1 樣品生長(zhǎng)流程及Al層生長(zhǎng)表征。(a)樣品結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)及生長(zhǎng)流程示意圖；(b)Al薄膜在Si(111)上生長(zhǎng)的RHEED圖樣；(c)Al表面砷化之后的RHEED圖樣；(d)在Si(111)上分別生長(zhǎng)2.3 nm Al薄膜(左)和10 nm Al薄膜(右)并進(jìn)行砷化之后的AFM照片，圖中掃描區(qū)域?yàn)? μm×3 μmFig.1 Growth process for samples and characterization of Al layer growth. (a) Schematic diagram of sample structure and growth process; (b) RHEED pattern of Al film grown on Si (111); (c) RHEED pattern of Al surface reacted with arsenic; (d) AFM images showing the surface morphologies of Al films (left: 2.3 nm Al film, right: 10 nm Al film), the scan area in both images is 3 μm×3 μm

為了進(jìn)一步驗(yàn)證Al層的作用，生長(zhǎng)了Sample A和Sample B兩塊樣品，并對(duì)兩塊樣品進(jìn)行了表征。樣品結(jié)構(gòu)如圖2(a)所示，Sample A的結(jié)構(gòu)中使用了Al插層，Sample B則不含Al插層。圖2(b)顯示了兩塊樣品在AlAs層的生長(zhǎng)過程中的RHEED圖樣，左圖為Sample A，右圖為Sample B。AlAs的厚度均為20 nm，生長(zhǎng)時(shí)間約2 min，生長(zhǎng)溫度為砷化溫度270 ℃?？梢钥吹?，在Sample A上，即有Al插層的樣品中RHEED圖樣可保持較好的條紋，而直接在Si上生長(zhǎng)的AlAs (Sample B)上，RHEED在開始生長(zhǎng)AlAs約20 s就變?yōu)榄h(huán)狀，表明此時(shí)AlAs為多晶。然后，在同樣的生長(zhǎng)溫度270 ℃下進(jìn)行了100 nm GaAs的生長(zhǎng)，并在生長(zhǎng)結(jié)束后As氛圍下原位退火，退火溫度為600 ℃，退火時(shí)間為30 min。圖2(c)的兩張AFM分別展示了兩個(gè)樣品的表面形貌，Sample A的表面粗糙度為1.9 nm，略大于Sample B的表面粗糙度(～1.1 nm)，說明Al插層對(duì)表面粗糙度稍有影響，但整體比較平整。對(duì)兩塊樣品進(jìn)行了XRD掃描，如圖2(d)所示，在沒有生長(zhǎng)Al層的樣品XRD中除了GaAs/AlAs(111)峰之外還出現(xiàn)了(220)的峰，也驗(yàn)證了RHEED中觀察到的現(xiàn)象。隨后，對(duì)兩塊樣品的拉曼光譜進(jìn)行測(cè)量，如圖2(e)所示，圖中出現(xiàn)的兩個(gè)明顯的峰分別為GaAs的縱光學(xué)聲子模(LO)和和橫光學(xué)聲子模(TO)，灰色虛線顯示的是體塊GaAs(111)襯底的測(cè)量結(jié)果，LO聲子模的峰位于288 cm-1，TO模的峰位于265 cm-1。與體塊GaAs相比，兩塊樣品的LO峰都出現(xiàn)了明顯的左偏，說明薄膜中存在張應(yīng)力，這是由材料之間較大的熱膨脹系數(shù)差異造成的。其中，Sample A的LO峰位于287 cm-1，偏移量為1 cm-1，Sample B的LO峰位于285.3 cm-1，偏移量為2.7 cm-1，說明不含Al插層的樣品薄膜內(nèi)的張應(yīng)力更大。這可能是由于Al層在與As反應(yīng)過程及升溫過程中界面的Al與Si互擴(kuò)散形成Al/Si合金，Al/Si合金一定程度上緩解了熱失配。另外，相比于生長(zhǎng)Al插層的樣品，不含Al插層的樣品LO峰出現(xiàn)展寬，說明晶體無(wú)序度增大，晶體質(zhì)量較差。

圖2 Al層對(duì)樣品質(zhì)量調(diào)控的對(duì)比。(a)Sample A和Sample B的生長(zhǎng)結(jié)構(gòu)示意圖，Sample A為含有Al層的樣品，Sample B為不含Al層的樣品；(b)兩塊樣品AlAs層生長(zhǎng)時(shí)的RHEED圖樣；(c)兩塊樣品的AFM表征，圖中掃描區(qū)域?yàn)?0 μm×10 μm；(d)XRD 2θ-ω掃描圖；(e)拉曼光譜，灰色虛線是塊體GaAs(111)襯底的拉曼光譜Fig.2 Comparison for effect of Al layer on sample quality. (a) Schematic diagram of Sample A and Sample B, Sample A is the sample containing Al layer, and Sample B is the sample without Al layer; (b) RHEED patterns during the growth of AlAs layers for Sample A and Sample B; (c) AFM images of Sample A and Sample B, the scan area in both images is 10 μm×10 μm; (d) XRD spectra of 2θ-ω scans; (e) Raman spectra of two samples,the gray dash line is the Raman spectrum of the bulk GaAs(111) substrate

然后，對(duì)AlAs層在GaAs生長(zhǎng)中的調(diào)控作用進(jìn)行了研究。圖3(a)所示的一組樣品Sample C和Sample D兩個(gè)樣品區(qū)別在于GaAs生長(zhǎng)之前是否生長(zhǎng)一層AlAs。兩塊樣品GaAs層均是通過兩步法進(jìn)行生長(zhǎng)，即低溫生長(zhǎng)GaAs(LT-GaAs)和高溫生長(zhǎng)GaAs(HT-GaAs)。圖3(b)所示的AFM結(jié)果表明，直接在砷化的Al表面進(jìn)行GaAs的生長(zhǎng)表面比較粗糙，這是由于砷化是發(fā)生在幾個(gè)原子層范圍內(nèi)，Ga原子會(huì)在Al層中發(fā)生擴(kuò)散使Al層更不穩(wěn)定，在后續(xù)生長(zhǎng)過程中易發(fā)生團(tuán)聚使樣品表面粗糙。所以在基于Al砷化后的表面應(yīng)該先繼續(xù)生長(zhǎng)一定厚度的AlAs，用來(lái)阻擋Ga原子在Al中的擴(kuò)散，再進(jìn)行GaAs的生長(zhǎng)。為了得到一個(gè)較優(yōu)的AlAs層厚度，在Al插層上生長(zhǎng)了100 nm的AlAs，生長(zhǎng)溫度為脫As之后的襯底溫度。在生長(zhǎng)過程中通過RHEED觀察AlAs層的生長(zhǎng)情況，結(jié)果如圖3(c)所示。隨著AlAs的生長(zhǎng)RHEED逐漸從條紋狀變點(diǎn)，再出現(xiàn)多晶環(huán)，說明AlAs在低溫下生長(zhǎng)無(wú)法維持外延生長(zhǎng)，而是呈現(xiàn)島狀生長(zhǎng)模式，并且隨著厚度的增加晶體質(zhì)量逐漸變差。從RHEED圖樣可以看到，在AlAs生長(zhǎng)20 nm時(shí)依然可以看到RHEED呈條紋狀，為了同時(shí)起到阻擋層的作用，優(yōu)化得到的AlAs層厚度為20 nm。

圖3 AlAs中間層厚度的優(yōu)化與表征。(a)Sample C和Sample D的樣品結(jié)構(gòu)示意圖，Sample C為生長(zhǎng)AlAs層的樣品，Sample D為沒有生長(zhǎng)AlAs層的樣品；(b)兩塊樣品的AFM表征，左圖為Sample C，右圖為Sample D，圖中掃描區(qū)域?yàn)?0 μm×10 μm；(c)在Al/Si(111)上生長(zhǎng)100 nm AlAs過程中的RHEED圖樣變化，從上至下AlAs的厚度逐漸增加Fig.3 Optimization and characterization of AlAs interlayer. (a) Schematic diagram of Sample C and Sample D, Sample C is the sample containing AlAs layer, and Sample D is the sample without AlAs layer; (b) AFM images of Sample C (left) and Sample D (right),the scan area in both images is 10 μm×10 μm; (c) RHEED patterns during the growth of 100 nm AlAs layer on Al/Si(111)

通過前面Al及AlAs層的一系列對(duì)比實(shí)驗(yàn)表明， Al/AlAs可以作為GaAs在Si上生長(zhǎng)的中間層并起到調(diào)控GaAs生長(zhǎng)的作用。在Al/AlAs作為中間層的基礎(chǔ)上，對(duì)GaAs的生長(zhǎng)條件進(jìn)行了優(yōu)化。GaAs的生長(zhǎng)使用低溫和高溫兩步生長(zhǎng)法，低溫GaAs的生長(zhǎng)溫度與脫As溫度以及AlAs生長(zhǎng)溫度一致，然后原位升溫退火，退火溫度即高溫GaAs的生長(zhǎng)溫度。為了研究退火溫度對(duì)低溫GaAs層的影響，在Sample A的基礎(chǔ)上，生長(zhǎng)了Sample E和Sample F，三塊樣品均是在AlAs/Al/Si(111)上生長(zhǎng)了100 nm的GaAs，樣品結(jié)構(gòu)如圖2(a)中Sample A所示，GaAs的生長(zhǎng)溫度為脫As溫度。三塊樣品的區(qū)別在于退火溫度的不同:Sample A為600 ℃原位退火30 min；Sample E未進(jìn)行退火；Sample F在860 ℃進(jìn)行原位退火，時(shí)間為30 min。圖4(a)、(b)和(c)分別為Sample A、Sample E和Sample F的表面粗糙度、XRD 2θ-ω掃描圖中AlAs/GaAs (111)峰的半峰全寬(full width at half maximum, FWHM)以及拉曼光譜中GaAs LO峰位與體塊GaAs峰位的偏移量對(duì)比。從圖中可以看出，未退火的樣品表面粗糙度為0.7 nm，600 ℃退火之后表面粗糙度增加到1.9 nm，當(dāng)退火溫度繼續(xù)增加達(dá)到860 ℃時(shí)表面變得很粗糙，粗糙度增加到6.4 nm。而AlAs/GaAs (111)峰的FWHM在600 ℃退火之后明顯變窄，說明晶體質(zhì)量得到改善，但繼續(xù)升高退火溫度到860 ℃時(shí)，相比于600 ℃退火峰的FWHM沒有明顯變化，說明繼續(xù)升高退火溫度晶體質(zhì)量沒有進(jìn)一步的改善。拉曼光譜結(jié)果顯示的是三個(gè)樣品的GaAs LO峰位與塊體GaAs LO峰位相比的偏移量，可以看出三個(gè)樣品均向低波數(shù)偏移，說明薄膜內(nèi)含有較大的由熱失配產(chǎn)生的張應(yīng)力。未退火的樣品和600 ℃退火的樣品偏移量相當(dāng)，約為-2 cm-1，當(dāng)退火溫度升到860 ℃時(shí)，GaAs LO峰位向低波數(shù)的偏移量達(dá)到-4.1 cm-1。從退火溫度或者高溫GaAs的生長(zhǎng)溫度降低到室溫時(shí)較大的溫差會(huì)使薄膜中形成許多由熱失配應(yīng)力造成的裂紋，這會(huì)限制整個(gè)GaAs薄膜的厚度，而且溫差越大臨界厚度越小[30]。以上表征結(jié)果表明，600 ℃是一個(gè)比較合適的退火以及高溫GaAs的生長(zhǎng)溫度，此溫度下樣品晶體質(zhì)量可以得到較大改善，同時(shí)可以保持較好的表面平整度，且薄膜受到熱失配造成的內(nèi)應(yīng)力影響相對(duì)較小。

圖4 退火溫度對(duì)樣品表面形貌及晶體質(zhì)量的影響對(duì)比。(a)Sample A、Sample E和Sample F表面粗糙度；(b)XRD 2θ掃描圖中GaAs/AlAs(111)峰的半峰全寬；(c)拉曼光譜GaAs LO峰相對(duì)于塊體GaAs LO峰的偏移量的對(duì)比Fig.4 Effect of annealing temperature on surface morphology and crystal quality of samples. (a) RMS roughness； (b) FWHM of GaAs/AlAs (111) in XRD 2θ scan； (c) difference of GaAs LO peak position between samples with bulk GaAs (111) substrate

最后，一系列對(duì)比實(shí)驗(yàn)以及樣品表面形貌和晶體質(zhì)量的表征表明，Al層在砷氛圍下250～270 ℃左右退火可使表面砷化形成AlAs，并且該溫度不破壞表面平整度。AlAs表面可作為AlAs生長(zhǎng)的模板，AlAs生長(zhǎng)溫度與砷化溫度一致。GaAs層的生長(zhǎng)使用低溫生長(zhǎng)和高溫生長(zhǎng)兩步法進(jìn)行，低溫有助于形核，高溫生長(zhǎng)可以提高晶體質(zhì)量。優(yōu)化得到的高溫生長(zhǎng)溫度為600 ℃時(shí)較為合適，該溫度下表面粗糙度較小并且晶體質(zhì)量有了明顯的提升。對(duì)生長(zhǎng)條件優(yōu)化之后的樣品進(jìn)行了輸運(yùn)性質(zhì)的測(cè)量，遷移率約為200 cm2·V-1·s-1, 方塊電阻為4×105Ω/□，載流子濃度為2×1011cm-2。

3 結(jié) 論

本研究采用分子束外延技術(shù)首次提出了通過Al/AlAs中間層實(shí)現(xiàn)GaAs在Si(111)上的生長(zhǎng)，研究結(jié)果表明，室溫下，在Si(111)襯底上可以生長(zhǎng)高質(zhì)量的單晶Al薄膜，Al在砷氛圍下升溫可使表面Al原子與As結(jié)合形成AlAs表面，可進(jìn)一步進(jìn)行AlAs的外延生長(zhǎng)。本實(shí)驗(yàn)對(duì)比了不同厚度的Al層和AlAs層對(duì)GaAs生長(zhǎng)的調(diào)控作用，從而得到較優(yōu)的Al/AlAs中間層厚度，結(jié)果表明Al/AlAs層的插入可以為GaAs外延生長(zhǎng)提供模板，并一定程度上釋放GaAs與Si之間的失配應(yīng)力，從而使GaAs薄膜的晶體質(zhì)量得到提高。最后在此基礎(chǔ)上使用兩步生長(zhǎng)法進(jìn)行了GaAs的生長(zhǎng)，并優(yōu)化了GaAs的生長(zhǎng)條件以獲得更高質(zhì)量的GaAs薄膜。本實(shí)驗(yàn)為Ⅲ-V半導(dǎo)體與Si集成方面提供了新的研究思路，AlAs在Al上的生長(zhǎng)也為半導(dǎo)體在金屬上的生長(zhǎng)提供了可能性。