Авторефераты по всем темам >>
Авторефераты по физике
На правах рукописи
ГРУЗНЕВ Димитрий Вячеславович
ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУР НА РЕКОНСТРУИРОВАННОЙ ПОВЕРХНОСТИ КРЕМНИЯ
Специальность Ч 01.04.07 Физика конденсированного состояния
АВТОРЕФЕРАТ
диссертации на соискание ученой степени доктора физикоЦматематических наук
Владивосток 2011
Работа выполнена в Институте автоматики и процессов управления (ИАПУ) ДВО РАН, г. Владивосток, РФ.
Научный консультант: член-корреспондент РАН, профессор Саранин Александр Александрович
Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук, член-корреспондент РАН, профессор Латышев А.В.
доктор физико-математических наук, профессор Шикин А.М.
доктор физико-математических наук, профессор Чеботкевич Л.А.
Ведущая организация: Институт общей физики РАН, г.Москва
Защита состоится 28 октября 2011 г. в 14 часов на заседании диссертационного совета Д 212.056.08 по защите диссертаций на соискание ученой степени доктора физико-математических наук при Дальневосточном федеральном университете по адресу:
690950, г. Владивосток, ГСП, ул. Суханова, д. 8.
С диссертацией можно ознакомиться в Институте научной информации - Фундаментальной библиотеке Дальневосточного федерального университета по адресу:
690950, г. Владивосток, ул. Алеутская, 65-б.
Автореферат разослан 2011 г.
Ученый секретарь диссертационного совета к.ф.-м.н. Соппа И.В.
ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА ДИССЕРТАЦИИ
Актуальность работы В современной электронике существует отчетливая тенденция к миниатюризации элементов полупроводниковых интегральных схем. Она обусловлена потребностями к удешевлению производства, снижению энергопотребления устройств и т.п. С уменьшением размеров элементов все большую роль начинает играть структура поверхности подложки: увеличивается чувствительность процессов роста эпитаксиальных слоев к структуре поверхности на атомном уровне, ее химическому составу и т.п. Кроме того, постепенный переход к наноэлектронике, использующей свойства квантово-размерных систем, диктует потребность в принципиально новых методах синтеза функциональных элементов. Среди различных методов формирования структур на поверхности твердого тела [1], метод самосборки (или самоорганизации) структур на поверхности твердого тела становится все более актуальным [2], так как самоорганизованный рост позволяет получать упорядоченные массивы идентичных нанообъектов на значительных площадях. При применении процессов самосборки для создания наноструктур на поверхностях полупроводников, роль атомной структуры поверхности становится критической.
Одним из свойств поверхности ковалентных кристаллов, таких как кремний, является их способность к реконструкции, при которой структура поверхности изменяется в широких пределах при осаждении субмонослойных покрытий адсорбата. [3]. Таких структур - атомных реконструкций - на подложках кремния различных ориентаций обнаружено и исследовано уже более 300 [4]. Подобная модификация поверхности изменяет многие из ее свойств и может быть использована в качестве параметра для управления процессами самоорганизованного роста наноструктур. Следует отметить, что речь идет не о буферных слоях, которые фактически заменяют материал подложки и представляют самостоятельную сложную технологическую задачу, зачастую вынуждая вы ращивать многослойные буферные сандвичи, градиентные слои и т.п.
[5]. Модификация поверхности субмонослойными реконструкциями призвана обеспечить процесс самосборки, сохранив при этом такие характеристики монокристаллической подложки, как низкая шероховатость, предсказуемые направления атомных ступеней и интервал между ними, высокое кристаллическое совершенство поверхности, низкая плотность дефектов и др.
Одним из примеров самоорганизованного формирования совершенных массивов нанокластеров с использованием поверхностной реконструкции в качестве шаблона является формирование магических кластеров на атомарно чистой поверхности Si(111) с реконструкцией 77 [6]. Замена структуры поверхности на реконструкцию типа адсорбат/подложка в некоторых случаях также приводит к формированию на ней массивов нанообъектов (кластеры [7], нанопроволоки [8], нанокольца [9] и др.) Ввиду важности материалов пониженной размерности как для фундаментальной физики, так и с технологической точки зрения, а также сложности их получения, такой подход представляется перспективным и актуальным. Тем не менее, систематических исследований в данном направлении, позволивших бы разработать универсальный метод создания наноструктур с заданными характеристиками, недостаточно.
Особый интерес представляет возможность создания на поверхности кремния в условиях сверхвысокого вакуума молекулярных структур для интеграции хорошо развитых кремниевых технологий с бурно развивающейся в последние годы молекулярной электроникой. В основе молекулярной электроники лежит концепция использования отдельных молекул и молекулярных комплексов в качестве готовых логических и функциональных элементов [10]. Адсорбция большинства органических молекул на поверхность кремния, которая характеризуется большим количеством химически активных ненасыщенных связей, зачастую приводит к диссоциации молекул и образованию плохоупорядоченных слоев [11]. Так как модификация поверхности Si(111) реконструкциями, помимо прочего, приводит с снижению плотности оборванных связей, это можно использовать для формирования совершенных молекулярных слоев.
Наконец, поверхностные реконструкции как таковые представляют определенный самостоятельный интерес. Механизмы образования протяженных двумерных структур со сложной внутренней организацией до сих пор является предметом дискуссии. Одним из интересных объектов этого направления является реконструкция Si(111)-- 3 3-Au. Она обладает необычным свойством Ч высокой плотностью доменных границ (ДГ) которые, при определенных условиях, могут организовываться в различные упорядоченные (ДГ-кристалл) либо неупорядоченные (ДГстекло) структуры [12]. Это свойство делает ее уникальным объектом исследований явления самосборки на атомном уровне. В данной работе рассматриваются вопросы формирования искусственных поверхностных реконструкций, целенаправленного изменения структуры поверхности и, как следствие, ее свойств.
Все вышесказанное определило актуальность выбранного направления исследований Ч формирование и исследование наноструктур на реконструированной поверхности кремния.
Целью диссертационной работы ставится развитие методов контролируемого формирования нанообъектов на поверхности кремния, основным из которых является использование поверхностных реконструкций адсорбат/подложка для модификации свойств поверхности.
Для достижения цели работы ставятся следующие задачи:
1. Провести экспериментальные исследования формирования основных типов нанообъектов (пленки (2 D), проволоки (1 D) и наноостровки (0 D)) на поверхностях кремния со сформированными поверхностными реконструкциями. Качественно показать модифицирующее влияние атомных реконструкций на процессы роста наноструктур. Количественно оценить диффузионные параметры для ряда адсорбатов на реконструированных поверхностях Si(111).
2. Изучить структурные и электрические свойства полученных объек тов в сравнение с соответствующими чистыми, без внедренных поверхностных реконструкций, системами.
3. Выяснить характер миграции отдельных адсорбированных атомов и органических молекул по реконструкциям кремния с различными потенциальными рельефами поверхности. Показать формирование атомных кластеров и молекулярных комплексов в рельефе поверхностных реконструкций.
4. Выяснить механизм вытеснения антифазных доменных границ с поверхности Au/Si(111) двумерным адатомным газом In. Показать влияние доменной структуры на электронные и электрические свойства поверхности.
5. Исследовать модификацию структуры поверхности Au/Si(111) адсорбцией Al. Исследовать структурно-фазовые превращения в этой системе и процесс организации доменной структуры реконструкции Si(111)-- 3 3-Au в периодические решетки. Установить атомную структуру полученных модифицированных реконструкций.
6. Установить влияние периода решетки подложки на реконструкцию поверхности.
Научная новизна работы В работе получены новые экспериментальные результаты, основными из которых являются следующие:
1. Экспериментально показано изменение режимов роста ряда металлов (In, Au, Cu) при создании в границе раздела металл/кремний поверхностной реконструкции Si(100)c(412)-Al. Используя формализм кинетической теории зародышеобразования оценены параметры диффузии атомов по этой поверхности.
2. Определены закономерности захвата нейтральных атомов Ge потенциальным бассейном в элементарной ячейке квазипериодической реконструкции Si(111)У55Ф-Cu. Определен диффузионный барьер для атомов Ge, выявлено формирование димеров Ge с периодами 3a, 2a и 7a, а также атомных кластеров до пентамеров включительно.
3. Установлено, что адсорбция In на поверхностную реконструкцию Si(111)-- 3 3-Au снижает напряжение поверхности, вследствие чего сильно уменьшается концентрация линейных дефектов поверхности (антифазных доменных границ), а размеры доменов структу ры 3 3 увеличиваются с 100 до типичных размеров террас подложки кремния (0,1Ц0,5 мкм). Предложена структурная модель поверхности Si(111)-h- 3 3-(Au,In), показано влияние доменных границ исходной реконструкции на свойства поверхности.
4. Выявлено существование новых поверхностных реконструкций 3 33 3-(Au,Al) и 22-(Au,Al). Установлены закономерности их формирования и атомное устройство. Показано, что данные реконструкции можно рассматривать как антифазные доменные границы поверхности Au/Si(111), упорядоченные в периодические структуры.
5. Обнаружено, что незначительные изменения периода кристаллической решетки приповерхностной области Si(111) приводят к существенной перестройке атомной структуры реконструкции Si(111)41In c образованием новой металлической реконструкции 73-In. Подобные же модификации в системе Al/Si(111) не приводят к формированию новых структур, но изменяют относительные температурные стабильности существующих.
Практическая ценность работы состоит в том, что рассмотренные способы формирования наноструктур являются основой для разработки полномасштабных методов контролируемого создания функциональных материалов. В данной работе впервые получены структуры, свойства которых в значительной степени отличаются от свойств структур, сфабрикованных на немодифицированных поверхностях. Так, получены массивы нанопроволок Cu на поверхности Si(111), терминированной двумерным силицидом Cu2Si. При выборе соответствующей морфологии образца возможно формирование нанопроволок Cu в виде петель, колец и т.п. Такая система обладает высокой анизотропией электропроводности и низким удельным сопротивлением. Пленки Au, сформированные на поверхностной реконструкции Si(111)У55Ф-Cu, демонстрируют лучшую морфологию поверхности за счет подавления формирования объемного силицида и, как следствие, лучшие электрофизические характеристики.
Эти системы имеют практическую ценность и могут быть использованы в будущем при разработке токопроводящих элементов нанометрового масштаба.
Предложен способ увеличения температурной стабильности упорядоченных массивов атомных кластеров Al на поверхности Si(111)77. Учитывая, что данная структура обладает ярко выраженной каталитической активностью, увеличение ее стабильности также может найти практическое применение.
Основные защищаемые положения 1. Квазипериодическая реконструкция Si(111)У55Ф-Cu эффективно блокирует формирование силицида в системах Cu/Si(111) и Au/Si(111).
Этот факт вместе с увеличением диффузионной длины атомов Cu по поверхности приводит к формированию нанопроволок Cu, декорирующих моноатомные ступени подложки. Массив таких проволок демонстрирует сильную анизотропию электропроводности. В системе Au/Si(111) формируется атомно-гладкая пленка Au. Улучшение морфологии поверхности по сравнению с пленкой, сформированной на атомарно чистой поверхности Si(111), приводит к возрастанию поверхностной проводимости в три раза.
2. Реконструкция Si(111)У55Ф-Cu содержит потенциальный бассейн в центре шестиугольной ячейки, который характеризуется высокими барьерами на границах ячейки и мелким рельефом дна. Минимумы рельефа приходятся на позиции SU (атом Cu, замещающий Si), диффузионный барьер между позициями составляет 0,290,03 эВ. При комнатной температуре бассейны могут захватывать нейтральные атомы адсорбата (Ge, Au, In) и органические молекулы (C15H8N2O2), формируя атомные и молекулярные кластеры.
3. Внедрение подвижных атомов In в решетку поверхностной рекон струкции Si(111)- 3-Au снижает напряжение поверхности с +2мэВ/2 до +39 мэВ/2, в результате чего происходит вытеснение линейных дефектов - антифазных доменных границ - с образованием гомогенной поверхности 3 3.
4. Изменение периода кристаллической решетки подложки на 0,07% созданием в приповерхностной области Si(111) слоя GexSi(1-x) вызывает фазовый переход 41-In 73-In. Реконструкция 73-In не формируется ни в одной из чистых систем (In/Si, In/Ge) и включает в себя 1 МС In и 0,650,04 МС атомов подложки.
5. Замена части атомов Si в приповерхностной области Si(111) на атомы Ge изменяет наиболее предпочтительную позицию для адсорбированного атома Al с адатомной на замещающую. Это приводит к изменению относительных температурных стабильностей рекон струкций Si(111) 3 3-Al и массива магических кластеров Al, а также делает возможным обратный фазовый переход 3-Al кла стеры Al. (В исходной системе Al/Si(111), без атомов Ge, переход кластеры 3-Al является необратимым.) Научная обоснованность и достоверность представленных в диссертационной работе экспериментальных результатов определяется корректностью постановки решаемых задач и их физической обоснованностью, применением различных взаимодополняющих современных методов исследования поверхности, а также соответствием полученных результатов с известными экспериментальными и теоретическими данными.
Апробация результатов работы Основные результаты работы докладывались на международных, российских и региональных конференциях, в том числе:
I Азиатско-Тихоокеанской конференции по фундаментальным проблемам опто- и микроэлектроники (г. Владивосток, Россия, 11Ц15 сентября 2000 г.); X международной конференции по твердотельным тонким пленкам и поверхностям ICSFS-10 (г. Принстон, США, 9Ц13 июля 2000 г.);
VIII международной конференции по тонким пленкам, поверхностям и границам раздела ICFSI-8 (г. Саппоро, Япония, июнь 2001 г.); XI международной конференции по твердотельным тонким пленкам и поверхностям ICSFS-11 (г. Марсель, Франция, 8Ц12 июля 2002 г.); IV международном симпозиуме по управлению границами раздела полупроводников ISCSI-4 (г. Каруизава, Япония, 21Ц25 октября 2002 г.); VII международной конференции по атомарно-контролируемым поверхностям, границам раздела и наноструктурам ACSIN-7 (г. Нара, Япония, 17Ц20 ноября 20г.); IV, VI, VIII Японско-Российском и V, VII, IX Российско-Японском семинарах по поверхностям полупроводников JRSSS (2000Ц2010 гг.); 48-ом и 49-ом весенних и 62-ом, 63-ем и 64-м осенних заседаниях Японского общества по прикладной физике (Oyo Butsuri Gakkai) (Япония, 2001 - 2003 гг.); IX,X,XI и XII Конференции студентов, аспирантов и молодых ученых по физике полупроводниковых, диэлектрических и магнитных материалов (ПДММ-2005, ПДММ-2006, ПДММ-2007 и ПДММ-2009) (г. Владивосток, Россия); VIII Всероссийская молодежная конференция по физике полупроводников и полупроводниковой опто- и наноэлектро нике (г. Санкт-Петербург, Россия, 4Ц8 декабря 2006 г.); Физика и хи мия наноматериалов (г. Томск, Россия, 13Ц16 декабря 2005 г.); XII Всероссийской научной конференции студентов-физиков и молодых учёных ВНКСФ-12 (г. Новосибирск, Россия, 23Ц29 марта 2006 г.); VIII Всероссийской молодежной конференции по физике полупроводников и полупроводниковой опто- и наноэлектронике (г. Санкт-Петербург, Рос сия, 4Ц8 декабря 2006 г.); XVI международном симпозиуме Нанострук туры: физика и технология (г. Владивосток, Россия, 14Ц18 июля 20г.); Международной школе-конференции молодых ученых XIV междуна родном симпозиуме Нанофизика и наноэлектроника (г. Нижний Новгород, Россия, 15Ц19 марта 2010 г.); IX международной конференции Методологические аспекты сканирующей зондовой микроскопии (г.
Минск, Россия, 12Ц15 октября 2010 г.); XV международной конференции по твердотельным тонким пленкам и поверхностям ICSFS-15 (г.
Пекин, Китай, 5Ц10 октября 2010 г.); XV международном симпозиуме Нанофизика и наноэлектроника (г. Нижний Новгород, Россия, 14Цмарта 2011 г.);
Публикации По теме диссертации опубликовано 26 статей в рецензируемых научных журналах, входящих в список ВАК, и один патент РФ.
Структура и объем диссертации Диссертация состоит из введения, четырех глав, заключения и списка цитируемой литературы. Общий объем диссертации составляет 235 страниц, включая 115 рисунков и список литературы из 372 наименований.
КРАТКОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ
Во введении приводится общая характеристика диссертации, где дается обоснование актуальности исследования, сформулированы цель и задачи диссертационной работы, приводятся основные положения, выносимые на защиту, а также отражаются научная новизна и практическая значимость полученных результатов.
В первой главе рассматриваются некоторые методические вопросы, касающиеся настоящего исследования. Рассмотрены современные методы формирования наноструктур на поверхности твердого тела, как с использованием явления самосборки (самоорганизации), так и основанные на прямых манипуляциях с веществом на атомном уровне. С точки зрения контролируемого формирования низкоразмерных структур, метод самосборки является наиболее предпочтительным среди других мето дов типа снизу-вверх, так как позволяет создавать массивы однотипных объектов на значительных площадях за разумное время [13]. Во втором разделе рассмотрены современные представления о поверхности и поверхностных реконструкциях. В третьем разделе приведены описания экспериментальных методов исследований, таких как сканирующая туннельная микроскопия (СТМ), дифракции медленных (ДМЭ) и быстрых (ДБЭ) электронов, электронная оже-спектроскопия (ЭОС).
Вторая глава посвящена экспериментальным исследованиям роста твердотельных наноструктур на реконструированной поверхности кремния.
(Под твердотельными наноструктурами условно понимаются материалы, размеры которых ограничены в нанометровом масштабе, но при этом отсутствуют физические ограничения на их дальнейший рост до макроразмеров. Это отличает их от атомных, молекулярных структур, а также поверхностных реконструкций, которые рассматриваются в последующих главах.) В первом разделе обсуждается формирование нанопроволок Cu на подложке Si(111), модифицированной квази-периодической поверхностной реконструкцией Si(111)5,555,55-Cu (далее Ч У55Ф-Cu).
инейные токопроводящие наноструктуры (металлические нанопроволоки) являются важным элементом для построения наноэлектронных устройств. Поиск надежного контролируемого способа формирования нанопроволок является актуальной задачей современного материаловедения.
В основе одного из широко используемых методов формирования проводящих нанопроволок лежит свойство некоторых адсорбатов агломерироваться вдоль краев моноатомных ступеней подложки. В данной работе рассматривается формирование нанопроволок Cu на подложке Si(111) с использованием такого метода. Создание подобных структур на чистой подложке Si(111) не представляется возможным вследствие высокой реактивной способности Cu по отношению к кремнию. (На ранних этапах осаждения Cu формируется силицид меди -Cu3Si и только начиная с 8-10 МС поверх силицида начинается рост металлической пленки Cu [14].) Модификация поверхности Si(111) созданием на ней атомной реконструкции У55Ф-Cu изменяет режим роста Cu с реактивной эпитаксии на островковый рост, при этом диффузионная длина атомов Cu при комнатной температуре становится сравнимой с шириной террас (порядка 0,5 мкм).
На рис. 1 (а) представлены СТМ изображения образцов кремния с Рис. 1: Нанопроволоки Cu на Si(111) c поверхностной реконструкцией У55Ф-Cu: (а) - Панорамные СТМ изображения проволок Cu на реконструкции У55Ф-Cu, сформированных при комнатной температуре на подложках с различной плотностью атомных ступеней; (б) - создание замкнутых петель из нанопроволок Cu вокруг двумерных островков GexSi(1-x); (в) - схематические изображения роста Cu при комнатной температуре на атомарно-чистой поверхности Si(111) и реконструкции У55Ф-Cu шириной террас 200 нм (вверху) и 50 нм (внизу), на которых была сформирована поверхностная реконструкция У55Ф-Cu, после чего при комнатной температуре производилось осаждение Cu. Данная реконструкция представляет собой слой поверхностного силицида Cu2Si [15].
По такой поверхности атомы Cu свободно мигрируют в пределах террас, но захватываются краями моноатомных ступеней и агломерируются в объемные островки треугольной формы. С увеличением количества адсорбата островки увеличиваются в размерах и при покрытии порядка 4 МС Cu сливаются между собой, образуя длинные сплошные нити Cu, повторяющие форму ступеней. При малых размерах террас начиная с покрытиях порядка 6 МС начинается перколяция проволок с образованием сплошной пленки. Кроме того, в работе показана возможность создания на поверхности не только линейных структур. Например, на рис. 1 (б) показаны петли диаметром 60 нм, образованные проволоками шириной 15 нм и высотой 1,5 нм, замкнутыми в кольца вокруг плоских двумерных островков GexSi(1-x).
Методом ЭОС установлено, что в системе Cu/Si(111)У55Ф-Cu образование силицида подавлено по сравнению со случаем чистого кремния.
Реконструкция У55Ф-Cu блокирует доступ атомов Cu к кремнию, однако края террас фактически представляют собой разрывы сплошного слоя, поэтому на краях ступеней может так-же формироваться объемный силицид -Cu3Si, как и в случае системы Cu/Si(111). Схематически Рис. 2: (а) - СТС спектры массива Cu нанопроволок (красный) и реконструкции Si(111)У55Ф-Cu (черный), представленные в виде вольт-амперных характеристик (вверху) и локальной плотности электронных состояний (внизу); (б) - угловая зависимость удельной поверхностной проводимости исходной поверхности Si(111)77, реконструкции Si(111)У55Ф-Cu, массива Cu нанопроволок (15 МС) и перколированной пленки Cu (25 МС) разница между ростом Cu на атомарно чистой поверхности Si(111) и поверхности, модифицированной реконструкцией У55Ф-Cu, показана на рис. 1 (в).
На рис. 2 (а) приведены данные сканирующей туннельной спектроскопии (СТС) от образца с массивом нанопроволок Cu. Для сравнения, приведены спектры от реконструкции У55Ф-Cu, записанные на той-же поверхности в пространстве между проволоками. Обе структуры демонстрируют схожие локальные свойства с металлическим характером, однако макроскопическая проводимость образцов, измеренная четырехзондовым методом, обнаруживает ярко выраженную анизотропия удельной поверхностной проводимости, несмотря на некоторое шунтирование реконструкцией У55Ф-Cu. Как видно из рис. 2 (б), при осаждении Cu на У55Ф проводимость системы возрастает примерно на три порядка, при этом хорошо заметна анизотропия проводимости с пиком в направлении, соответствующем направлению распространения проволок. Удельное сопротивление нанопроволок = d/ 8 мкОмсм, где d 1,5 нм Ч толщина осажденного слоя Cu. Хотя, как видно из приведенных данных, удельное сопротивление проволок Cu примерно в пять раз выше, чем у объемного образца меди (1,7 мкОмсм), оно тем не менее примерно в два раза ниже чем у нанопроволок Cu, выращенных другими способами [16]. После того, как произошла перколяция и нити срослись в сплошную пленку, анизотропия проводимости пропадает (рис. 2 (б)).
Во втором разделе второй главы рассматривается рост пленки Au на Рис. 3: (а) - СТМ изображения (750900 2) пленки Au (Au = 15 МС) на У55Ф-Cu и (б) - атомно-чистой поверхности Si(111)77. (в) - Поверхностная электропроводность пленок Au, выращенных на реконструкции Si(111)У55Ф-Cu (сплощная линия) и на чистой поверхности Si(111)77 (пунктирная линия) как функция покрытия Au поверхности Si(111), модифицированной реконструкцией Si(111)У55ФCu. Известно, что при осаждении Au на Si(111) при комнатной температуре происходит рост слоя Au3Si до покрытия Au примерно 4 МС.
При дальнейшем осаждении начинается зарождение металлической фазы Au, при этом слой Au3Si сегрегирует на поверхность, т.е. металлическая пленка формируется между подложкой Si(111) и слоем силицида Au3Si образуя структуру типа сандвич [17]. В следствие такого механизма роста вырастить относительно толстые слои Au сравнительно просто.
Однако в настоящее время существует потребность в технологиях создания проводников, которые и при очень малой толщине сохраняли бы свои основные физические свойства, в частности высокую электропроводность. Для достижения хороших электрических параметров тонких пленок необходимо добиться высокой степени структурного совершенства. В данной работе улучшение структурных свойств металлической пленки достигается за счет использования реконструкции У55Ф-Cu в качестве модификатора поверхности.
На ранних этапах рост Au на поверхности У55Ф-Cu происходит в псевдо-послойном режиме. В начале формируются плоские островки; при достижении высоты 0,8 нм, рост островков в высоту прекращается и с дальнейшим покрытием островки растут только латерально. При покрытии больше 1 МС начинается коалесценция, а при покрытиях больше 2 МС происходит перколяция пленки. Рост сплошной пленки завершается при 3 МС. При схожих условиях пленка, выращенная непосредственно на атомно-чистой поверхности Si(111)77, представляет собой слой силицида Au3Si, а зарождение металлической фазы Au еще даже не начинается.
На рис. 3 представлены СТМ изображения пленок Au (15 МС) на У55Ф-Cu и атомно-чистой поверхности. Поверхность пленки Au на У55Ф-Cu достаточно гладкая (рис. 3 (а)), тогда как в системе Au/Si(111)7(рис. 3 (б)) можно выделить как минимум семь незавершенных слоев.
Улучшение поверхностной морфологии объясняется отсутствием сегрегирующего силицида Au3Si, формирование которого блокировано присутствием реконструкции У55Ф-Cu.
Анализ профилей показывает, что существует магическая высота 0,8 нм для плоских островков Au на реконструкции У55Ф-Cu. При срастании островков в единую пленку высота пленки Au также равна 0,8 нм.
Это значение соответствует высоте 3 атомных слоев в объемном материале Au(111). После завершения роста трехслойной пленки, рост продолжается в послойном режиме с толщиной каждого слоя 0,26 нм, что близко к толщине одного слоя Au(111) (0,29 нм). Такое поведение известно как электронный рост и связано с квантово-размерными ограничениями, при которых пленка становится устойчивой при определенном числе слоев [18].
Улучшение морфологических характеристик пленок Au находит отражение в улучшении электрических свойств, а именно поверхностной проводимости. На рис. 3 приведены результаты измерений удельной поверхностной проводимости в системах Au/77 и Au/У55Ф-Cu. На начальных стадиях осаждения Au (до 2 МС), проводимость образца Au/7плавно возрастает, тогда как в системе Au/У55Ф-Cu наблюдается локальный минимум, присутствие которого объясняется наличием на поверхности рассеивающих центров (островки или изолированные атомы).
Провал проводимости на начальных этапах роста характерен для пленок Au, выращенных на металлах или металлических реконструкциях Si(111)-Au [19]. При покрытии выше 2 МС начинает формироваться новый канал проводимости Ч сплошная металлическая пленка Au, вследствие чего проводимость системы Au/У55Ф-Cu восстанавливается до начального значения и начинает быстро возрастать. При покрытии Au порядка 13,3 МС, внедрение реконструкции У55Ф-Cu в границу раздела Au/Si(111) приводит к возрастанию поверхностной проводимости в три раза.
Третий раздел второй главы посвящен росту металлических островков на Si(100) c реконструкцией Si(100)c(412)-Al. Металлические частицы нанометрового масштаба привлекают интерес благодаря своим свойствам, отличающимся от свойств соответствующего объемного материала. Для роста наноостровков в настоящее время разработано несколько методик с применением явления самоорганизации. В частности, исполь зуются различные шаблонные поверхности, такие как вицинальные поверхности, дислокационные сетки, а также поверхностные реконструкции. Поиск новых перспективных шаблонных поверхностей для контролируемого роста наноостровков является одной их текущих задач материаловедения. Основными свойствами, которыми должны обладать такие поверхности, являются высокая стабильность, большой период кристаллической структуры и высокая амплитуда атомного рельефа. Среди множества различных реконструкций, поверхность Si(100)с(412)-Al хорошо соответствует вышеназванным требованиям.
В данной работе исследован рост некоторых металлов (In, Cu, Au и Co) на c(412)-Al в сравнении роста этих-же металлов на атомночистой поверхности Si(100). Экспериментальные данные показывают, что внедрение реконструкции Si(100)c(412)-Al в границу раздела металл/кремний изменяет режим роста и блокирует формирование силицида для большинства изученных элементов. Исключение составляет Co, при осаждении которого происходит разрушение исходной поверхностной реконструкции с формированием силицида, что определяет границы применимости метода.
В большинстве случаев (In, Cu, и Au) наблюдается островковый режим роста (Фольмера-Вебера) без образования смачивающего слоя. Островки представляют собой кристаллы с выраженными гранями. Ориентация островков относительно поверхности определяется рельефом структуры c(412)-Al. Используя формализм кинетической теории зародышеобразования были определены диффузионные характеристики данных систем.
Влияние поверхностных реконструкций на рост наноструктур на по верхности кремния не ограничивается только ролью шаблона, стабильного по отношению к потоку адсорбата и остающегося захороненным в границе раздела. (Этот тип сурфактантов называется интерфактант [3].) Другой тип сурфактанта сегрегирует на поверхность растущей структуры. В четвертом разделе показано, как поверхностная ре конструкция Si(111) 3 3-In изменяет режим роста Sb на Si(111), полностью разрушаясь при этом. При разрушении исходной реконструкции атомы In стягиваются в более плотную структуру, продолжая выполнять роль сурфактанта. Так как при этом не вся поверхность покрывается In, то рост Sb продолжается только в локальных участках, в результате чего на поверхности формируются массивы наноразмерных монокристаллических островков Sb.
На рис. 4 представлены изображения атомно-силовой микроскопии (АСМ) поверхностей после адсорбции 20 МС Sb на реконструкции 3 3-In и 77-Si. В первом случае наблюдается образование полусферических островков диаметра 40 нм и высотой 5 нм на плоской поверхности. Анализ картин ДБЭ на просвет показывает, что структура островков соответствует объемному кристаллу Sb(0001) (два домена) с Рис. 4: АСМ изображения (11 мкм) пленки Sb (20 МС), сформированной при 200C на: (а) - реконструкции Si(111) 3 3-In; (б) - атомно-чистой поверхности Si(111)77. На вставках показаны соответствующие картины ДБЭ вдоль направления [ 211] эпитаксиальным родством [11 211]Si(111) и [2 110]Si(111).
20]Sb(0001) [ 110]Sb(0001) [ При адсорбции Sb на немодифицированный Si(111) (рис. 4 (б)), вся поверхность занята неупорядоченными образованиями различных размеров и форм. Дифракционная картина представляет собой сложную систему концентрических дуг, что указывает на рост плохоупорядоченной поликристаллической пленки. Это совпадает с литературными данными по росту Sb на Si(111) [20].
На основе анализа СТМ данных была предложена следующая мо дель процессов в системе Sb/ 3 3-In. В субмонослойном диапазоне (Sb 1 МС) атомы Sb вытесняют In из связей с подложкой. Если температура превышает 250C, то In полностью десорбирует с поверхности, при этом покрытие Sb стабилизируется на 1 МС. Это насыщение связано с низким коэффициентом прилипания Sb к поверхностным фазам Sb/Si(111), которые при этом формируются [21]. При более низких температурах атомы In остаются на поверхности выросшего монослоя Sb, образуя локальные участки структуры 22-InSb, которая представляет собой двухслойную структуру с чередованием слоев In - Sb - Si(111).
При дальнейшем осаждении Sb имеет место селективная эпитаксия, при которой рост Sb происходит только на участках, занятых структурой InSb. Увеличивая покрытие In становится возможным существенно повысить плотность островков, не изменяя при этом их размеры. Помимо функции сурфактанта, другая важная роль реконструкции 3 3-In заключается в том, что она реставрирует объемоподобную структуру верхних атомных слоев подложки Si(111)11.
Рис. 5: Захват атомов Ge в потенциальные бассейны реконструкции Si(111)У55Ф-Cu:
(а) - СТМ изображение исходной поверхности (на вставке приведено изображение высокого разрешения с наложенной атомной моделью), а также поверхности после адсорбции 0,02 МС Ge при 300 К, записанные при температурах (б) - 300 К и (в) - 242 К Третья глава посвящена обсуждению того, как модификация поверхности при помощи реконструкций позволяет получить массивы атомных кластеров и молекулярных структур на кремнии.
В первом разделе рассматривается захват атомов Ge в периодические потенциальные ямы, расположенные в элементарных ячейках реконструкции Si(111)У55Ф-Cu. Особое внимание уделяется миграции отдельных атомов Ge внутри потенциальной ямы ячейки, определение адсорбционных позиций и диффузионных параметров, образование кластеров Ge. Германий был выбран из ряда элементов (In, Si, Au и т.п.), демонстрирующих схожее поведение на данной реконструкции, по причине инертности к поверхности в исследуемом температурном диапазоне и отсутствию электромиграции. Реконструкция У55Ф-Cu представляет собой псевдопериодический массив соразмерных шестигранных доменов поверхностного силицида меди Cu2Si, разделенных доменными границами (рис. 5 (а)). Эта структура обладает выраженным потенциальным рельефом с невысокими но широкими энергетическими барьерами, расположенными на доменных границах.
СТМ изображения, полученные после адсорбции Ge на реконструкцию У55Ф-Cu при комнатной температуре, приведены на рис. 5 (б) и (в). Атомы германия на СТМ изображениях, записанных при комнатной и пониженной температурах, выглядят по разному: при низкой температуре они имеют вид круглых четко определяемых объектов, но при комнатной температуре эти объекты представляют собой заштрихован ную область, состоящую из набора горизонтальных черточек толщиной в одну линию растра. Такого рода максимумы появляются на СТМ изображениях в случае, когда сканируемый объект быстро осциллирует между несколькими эквивалентными положениями в ограниченной области, при этом скорость переключений намного выше скорости сканирования микроскопа. Время нахождения атома Ge в одной стабильной позиции Рис. 6: (а) - Серия последовательных СТМ изображений, демонстрирующая движение адатома внутри ячейки при 242 К. Черными кружками показано положение атома Ge на предыдущей картинке. (б) - Уменьшение со временем числа адатомов Ge, сохраняющих свои исходные позиции. (в) - Температурная зависимость среднего времени жизни (построение Аррениуса) адатома Ge в пределах ячейки У55Ф-Cu при КТ, измеренное методом СТС, находится в пределах от 2 до более мсек. Подавляющее большинство атомов Ge осциллируют внутри ячейки реконструкции У55Ф-Cu, не покидая ограниченной области в ее центре.
Переходы атомов из ячейки в ячейку редки при КТ. При уменьшении температуры образца скорость перемещения атома Ge уменьшается и при температуре ниже 265 K время нахождения атома в одном стабильном положении превосходит время, необходимое для записи этого атома методом СТМ (рис. 5 (в)).
Несмотря на видимую стабильность, атомы по прежнему хаотически перемещаются на расстояние a между доступными позициями внутри ячейки, как показано на рис. 6 (а). Подавляющее большинство (более 95%) атомов Ge располагаются над атомами меди Cu(Su), находящихся в позициях замещения. Этот экспериментальный результат согласуется с расчетами полной энергии ab initio, которые показывают снижение энергии на 0,4 эВ по сравнению с положением над атомом Si. В то же время позиция адатома Ge над атомом Cu(H3) является нестабильной.
Анализ перемещений атомов Ge показал, что атом обычно посещает от трех до шести позиций в самом центре шестиугольной ячейки. Величину диффузионного барьера, разделяющего положения Cu(Su) внутри шестиугольной ячейки, определили из среднего времени жизни атома Ge в определенной позиции. Для этого были записаны большие серии последовательных СТМ изображений с одного и того же места поверхности. Число адатомов N, сохраняющих свои исходные положения, убывают со временем t как N = N0exp(-t/), где N0 - полное число адатомов на изображении. Рис. 6 (б) показывает доли неподвижных Рис. 7: Формирование атомных кластеров Ge на реконструкции У55Ф-Cu: (а) - СТМ изображение (100230 2) поверхности после адсорбции 0,03 МС Ge при комнатной температуре. Изображение получено при 242 K. Шестиугольные ячейки реконструк ции с димерами 3a-типа и 2a-типа выделены сплошными и штриховыми линиями, соответственно. (б) - СТМ изображение (330330 2) массива кластеров Ge, сформированные адсорбцией насыщающего покрытия 0,1 МС Ge при комнатной температуре.
Изображение получено при 115 K. (в) - Распределение типов кластеров в массивах для двух покрытий атомов (N/N0) как функцию времени при различных температурах. Из наклона аппроксимирующих кривых определялись средние времена жизни в диапазоне температур от 224 K да 265 K. (Температурный диапазон ограничен скоростью сканирования и стабильностью микроскопа.) Температурная зависимость среднего времени жизни представлена в виде построения Аррениуса на рис. 6 (в). Из построения следует, что величина диффузионного барьера E составляет 0,290,03 эВ, а частотный префактор 0 = 1091 Гц. Низкая величина потенциального барьера обеспечивает высокую подвижность атомов Ge в пределах ячейки.
Когда покрытие Ge превышает 0,03 МС, количество адатомов становится сравнимым или превосходит число шестиугольных ячеек реконструкции У55Ф. В этом случае одна ячейка может содержать в себе несколько атомов формируя димеры, как показано на рис. 7 (а). Наибо лее часто формируются димеры, имеющие межатомное расстояние 3a = 6,65 и ориентированные вдоль кристаллографического направления < 11 >. Такие димеры (именуемые в дальнейшем димеры 3a-типа) составляют 70% от общего числа димеров. Следующими в порядке убывания численности являются димеры 2a (7,68 , < 10 >, 20%) и 7a-типа (10,16 , < 21 >, 10%). Димеры 1a-типа (т.е. образованные атомами Ge в соседних позициях) и димеры с межатомными расстояни ями, большими чем 7a отсутствуют. Вычисления энергий различных конфигураций адатомов Ge методом функционала плотности показали, что димер 1a-типа на 0,2 эВ на ячейку 11 менее выгоден, чем пара объе моподобных атомов Ge. С другой стороны, димеры 3a-, 2a- и 7a-типа дают выигрыш в энергии 0,21, 0,07 и 0,02 эВ, соответственно. Отсутствие димеров 1a объясняется некоторым эффективным отталкиванием между атомами Ge, а отсутствие димеров с расстоянием, большим чем 7a Ч ограниченной областью потенциального бассейна. С дальнейшим увеличением покрытия Ge адатомы заполняют все доступные позиции внутри ячейки, формируя массивы атомных кластеров, как показано на рис. 7 (б). Полное насыщение достигается при покрытии 0,1 МС. Дальнейшая адсорбция приводит только к росту неупорядоченных объемных островков Ge. Различия форм и размеров шестиугольных ячеек несоразмерной реконструкции У55Ф-Cu (т.е. различие в количестве адсорбционных позиций внутри ячейки) приводит к тому, что атомные кластеры Ge различаются по количеству атомов. Можно видеть, что массив кластеров включает в себя хаотически перемешанные димеры, тримеры, тетрамеры и пентамеры. Кластеры можно классифицировать по межатомному расстоянию и ориентации, что позволяет отнести каждый кластер к одно му их трех семейств: гексагональным 3 3 и 22 и прямоугольному 32. Наиболее часто встречающимся является тример семейства (рис. 7 (в)).
Второй раздел третьей главы посвящен формированию молекулярных структур на модифицированной поверхности Si(111). В данной диссертационной работе исследовались процессы формирования слоев индоло[2,1-b]хиназолин-6,12-диона (триптантрин, C15H8N2O2) с использованием поверхностных реконструкций Si(111)41-In, Si(111)У55Ф-Cu и Si(111) 3 3-Ag в качестве шаблонов. Каждая из этих реконструкций изменяет морфологический рельеф поверхности, образуя массивы квазиодномерных цепочек, гексагональные массивы шестигранных ячеек или однородную поверхность без выраженных особенностей, соответственно.
На атомно-чистой поверхности Si(111)77 адсорбция C15H8N2O2 не приводит к формированию периодических структур. Молекулы насыщают оборванные связи поверхности. Уже при сравнительно небольших дозах молекулы разрушают исходную реконструкцию; начинают образовываться компактные островки произвольной формы. Модификация поверхности кардинально изменяет характер адсорбции C15H8N2O2. Рассмотрим случай, когда поверхность представляет собой массив одномерных цепочек. Такой массив образует реконструкция Si(111)41-In. На рис. 8 (а) представлено СТМ изображение поверхности после адсорбции триптантрина на эту реконструкцию при комнатной температуре.
Молекулы C15H8N2O2 адсорбируются между рядами атомов In, образуя Рис. 8: Формирование молекулярных массивов C15H8N2O2 (2,51013 см-2 при КТ) на реконструированной поверхности Si(111): (а) - С реконструкцией Si(111)41-In (500500 2, записано при 200 K). На вставке приведено СТМ изображение отдельной молекулы; (б) - с реконструкцией Si(111)У55Ф-Cu (250250 2, записано при 300 K) и (в) - с реконструкцией Si(111) 3 3-Ag (500500 2, записано при 300 K и 115 K) длинные молекулярные цепочки. Каждая отдельная молекула непосредственно наблюдается на СТМ изображениях (вставка в рис. 8 (а)); ее изображение в общих чертах совпадает с моделированным СТМ изображением, что позволяет идентифицировать отдельные молекулы и сделать вывод о недиссоциативном характере адсорбции.
При 200 К тепловое движение молекул по поверхности практически подавлено, однако присутствует движение под действием электростатического поля микроскопа. Молекулы перемещаться в пространстве между металлическими рядами, демонстрируя одномерную миграцию. При КТ превалирует тепловое движение, при этом анализ изображений показывает, что молекулы также не покидают пространство между рядами In.
Для создания на поверхности кремния упорядоченного массива неглубоких потенциальных ям использовалась поверхностная реконструкция Si(111)У55Ф-Cu, которая уже рассматривалась в предыдущих главах.
После адсорбции C15H8N2O2 на такую реконструкцию наблюдалось образование объектов, которые выглядят как кольца диаметром порядка 20 и видимой высоты около 2 (рис. 8 (б)).
Известно, что в обычных условиях у данных молекул существует собственный статический дипольный момент. В рассмотренном ранее случае, когда молекулы запирались в узком но длинном пространстве (C15H8N2O2/41-In), это взаимодействие приводило к формированию одномерных цепочек. В данном случае молекулы заперты в пределах шестигранных ячеек, что вынуждает их образовывать молекулярные комплексы в виде колец. Как и в предыдущем случае, на У55Ф-Cu молекулы C15H8N2O2 довольно слабо связаны с поверхностью. Электростатическое поле в промежутке между иглой микроскопа и образцом вызывает заметные перемещения молекул по поверхности. При сканировании заполненных состояний молекулы стремятся втянуться в область максимального поля, т.е. непосредственно под иглу. При этом комплексы перемещаются целиком, не разрушаясь, что позволяет концентрировать молекулы на заданных участках поверхности.
В качестве предельного случая рассматривается поверхность, потенциальный рельеф которой никак не ограничивает движение молекул. В качестве такой поверхности выбрана реконструкция Si(111) 3 3-Ag, которая, вследствие своей инертности, стабильности и высокой плотности активно используется в качестве подложки для адсорбции органических веществ, фуллеренов и т.п.
При адсорбции C15H8N2O2 на 3 3-Ag при сравнительно небольших концентрациях молекулы не образуют упорядоченных структур, а находятся при комнатной температуре в постоянном движении в виде двумерного молекулярного газа. Поверхность на СТМ изображениях выглядит как сильно зашумленная, но тем не менее относительно гладкая (рис. 8 (в)). При охлаждении этой поверхности до 110 К молекулярный газ начинает конденсироваться в компактные неупорядоченные островки произвольных форм и размеров, расположеные преимущественно вдоль атомных ступеней.
Таким образом, структуры 77-Si и 3 3-Ag представляют собой два предельных случая, с сильным и крайне слабым взаимодействием молекула-подложка, соответственно. В первом случае молекулы хаотически адсорбируются на поверхность, насыщая оборванные связи реконструкции. Во втором, молекулы образуют подвижный двумерный молекулярный газ. Характер рельефа двух других исследованных реконструкций оказывает сильное влияние на самосборку органических молекул. В случае C15H8N2O2/41-In, молекулы располагаются исключительно над -связанными рядами Si и при охлаждении до 200 К упорядочиваются в волнистые цепочки. На поверхности У55Ф-Cu молекулы уже при комнатной температуре формируют кольцеобразные молекулярные комплексы.
Четвертая глава посвящена модифицированным поверхностным реконструкциям на кремнии. В ней рассматриваются вопросы целенаправленного изменения структуры поверхности и его свойств. Как известно, формирование поверхностных структур является результатом взаимодействия двух противоположных тенденций. С одной стороны, уменьшение числа ненасыщенных оборванных связей вследствие перестройки атомной структуры поверхности приводит к уменьшению поверхностной Рис. 9: СТМ изображения (400350 2) реконструкции Si(111)-- 3 3-Au: (а) - исходная поверхность; (б) - после осаждения 0,1 МС In при КТ; (в) - после прогрева при 600C (h- 3-(Au,In)) энергии. С другой стороны, смещение атомов из положения равновесия увеличивает напряжения решетки и увеличивает поверхностную энергию. Образование реальных структур на поверхности твердых тел есть компромисс между этими двумя тенденциями. Смещение баланса в пользу одной из них даже в незначительной степени может привести к существенной перестройки поверхности и изменению многих макроскопических свойств. Рассматривают два возможных направления модифицирования поверхностных структур: со стороны адсорбата (добавлением атомов другого сорта) и со стороны подложки (изменение среднего значения параметра решетки в подповерхностной области). В данной главе обсуждаются результаты экспериментальной проверки обеих подходов.
В первом разделе четверной главы показано, как модификация поверхности добавлением другого адсорбата приводит к существенному снижению плотности линейных дефектов. В качестве исходной поверхности использовалась реконструкция Si(111)-- 3 3-Au (в дальнейшем Ч 3-Au), обладающая высокой плотностью доменных границ (ДГ), которые в зависимости от условий могут организовываться в упорядоченные (ДГ-кристалл) либо неупорядоченные (ДГ-стекло) структуры [12].
Это свойство делает ее уникальным объектом исследований явления самосборки на атомном уровне.
На рис. 9 (а) представлено СТМ изображение поверхности 3-Au, полученное адсорбцией Au на Si(111)77 при температуре 600C. Поверхность представляет собой комбинацию доменов с локальной пери одичностью 3 3 (т.н. соразмерные участки, темные области на рис. 9 (а)), разделенных сеткой ярких ломанных линий - антифазных доменных границ. Хотя доменные границы являются по сути линейными дефектами поверхности, они отличаются от других дефектов сво им необычным поведением. При нагреве 3-Au выше 600C границы плавятся - соразмерные домены 3 3 сливаются друг с другом, об Рис. 10: (а) - Структурная модель поверхностной реконструкции Si(111)-h- 3 3(Au,In); (б) - СТМ изображения этой поверхности, записанные при 115 К разуя единую монокристаллическую поверхность. При охлаждении доменные границы конденсируются, снова вызывая образование поликристаллической поверхности [12].
На рис. 9 (б) показано, как изменяется поверхность 3-Au после осаждения на нее малого количества In при комнатной температуре. По верхность становится похожа на негатив исходной: система доменных границ осталась неизменной, но теперь соразмерные участки выглядят ярче, чем ДГ. Гексагональное упорядочение максимумов соразмерных доменов исходной структуры, при котором на элементарную ячейку приходился один максимум, изменяется на сотовую (honeycomb) структуру, в которой на каждую ячейку 3 3 приходится по максимума. Обо два значим данную реконструкцию как Si(111)-h- 3 3-(Au,In) (сокращен ная запись - h- 3-(Au,In)). При кратковременном отжиге этой поверхности при температуре выше плавления ДГ (600C) происходит коалесценция доменов с образованием единой поверхности без антифазных границ (рис. 9(в)), что также подтверждено результатами дифракции медленных электронов (ДМЭ).
По данным СТМ, ЭОС, ДМЭ и ab initio вычислений полной энергии была определена атомная структура полученной поверхности, как показано на рис. 10 (а). Расчеты показывают, что CHCT конфигурация атомов Au сохраняется, а атомы In занимают свободные позиции T4 между тримерами Au. Оптимизация модели показала, что атомы In располагаются на поверхности выше атомов Au на 0,18 нм. Это означает, что при СТМ исследованиях данной поверхности именно In должен давать максимальный контраст в обеих полярностях. Моделирование СТМ изображений с использованием данной модели подтвердили ее согласие с экспериментальными данными. Однако, сотовое расположение атомов In подразумевает покрытие 0,66 МС (два атома на ячейку 3 3), тогда как экспериментально определенное покрытие составляет 0,15 МС (пол атома на ячейку). Противоречие разрешается следующим образом. Как показывают расчеты, два соседних адсорбционных положения разделены относительно невысоким барьером в 0,4 эВ. Это означает, что при комнатной температуре атомы In могут свободно перескакивать из одного положения в другое, посещая по очереди каждое из них. В результате, на СТМ изображениях получается усредненное по времени изображение, на котором все возможные места кажутся занятыми. (Скорость СТМ измерений во много раз ниже скорости движения адатомов по поверхности.) Движение атомов In замедляется при охлаждении образца, как показано на рис. 10 (б). Однородная сотообразная поверхность, записанная при КТ, при охлаждении выглядит как небольшие фрагменты гек сагонального массива 3 3, которому соответствует один максимум на ячейку. Непосредственный подсчет максимумов показал их плотность равную 0,140,04 МС, что по порядку величин совпадает со значением покрытия In, определенное методом ЭОС. Отсутствие сотового упорядочения показывает, что атомы In на самом деле не занимают одну и ту-же ячейку одновременно. Данное утверждение подтверждено результатами вычислений, в которых сравнивались относительные энергии атомов In на поверхности 3 3-Au и в объеме. Оказалось, что для первого ато ма в ячейке 3 3 нахождение в одной из свободных T4 положений на 0,03 эВ выгоднее, чем в объеме островка In. Однако, когда в ячейку помещается следующий атом, полная энергия возрастает и положение в островке становится на 0,2 эВ выгоднее. Рассмотрим теперь возмож ный механизм стабилизации однородной поверхности Si(111)- 3 3Au адсорбцией In. Присутствие развитой системы доменных границ на исходной поверхности указывает на то, что стабилизация CHCT структуры в пределах соразмерных доменов требует внешнего сжимающего напряжения. В реконструкции 3-Au это напряжение обеспечивается присутствием тяжелых доменных границ, в которых сосредоточен избыток атомов золота. Присутствие In между тримерами Au вызывает обратное напряжение, которое частично компенсирует сжимающее напряжение исходной структуры. Как показывают обсуждаемые здесь эксперименты, для этого требуется всего 0,15 МС In. Расчеты напряжения поверхности показывают, что исходная реконструкции 3-Au характеризуется напряжением +20,4 эВ/нм2, тогда как введение одного атома In в ячейку снижает суммарное напряжение поверхности до +3,9 эВ/нм2.
Структурные превращения в системе In/ 3-Au, в результате которых происходит удаление антифазных границ, находят прямые отражения в электронных и электрических свойствах поверхности. Исследования методом фотоэлектронной спектроскопии с угловым разрешением (ФЭСУР) показали, что в результате модификации поверхность представляет собой практически совершенный изотропный двумерный электронный газ Рис. 11: (а) - СТМ изображение (280130 2) поверхности с сосуществующими 3 33 3-(Au,Al)и 3-Au реконструкциями. Покрытие Al 0, 05 МС; (б) - Атом ная модель реконструкции 3 33 3-(Au,Al). Слева вверху показано расположение и ориентация тримеров Au в доменной границе реконструкции 3-Au [23] [22]. Эффективная масса носителей заряда при этом не увеличивается и составляет m = 0.3me [22]. Измерения поверхностной проводимости выявили улучшение транспортных свойств поверхности, вызванное легированием приповерхностной области атомами In.
Во втором разделе рассматривается поведение реконструкции 3-Au в присутствии малого количества другого элемента III группы, а именно Al, которое отличается от ранее рассмотренного случая In/ 3-Au.
Так, вместо удаления доменных границ, добавление Al приводит к их организации в периодические структуры.
При адсорбции Al при КТ образование упорядоченных структур не происходит. Вместо этого наблюдаются появление ярких максимумов с примерно одинаковыми латеральными размерами и видимой высотой, позиции которых совпадают с позициями, занятыми тримерами Au (T4).
Максимумы хаотически распределены по поверхности и с одинаковой вероятностью располагаются как на соразмерных участках, так и в об ластях доменных стенок. Отжиг поверхности Al/ 3-Au при температуре плавления доменных стенок (600C) приводит к тому, что отдельные максимумы собираются в тримеры (обозначим их Р-тримеры для того, что-бы отличать их от тримеров Au исходной реконструкции), которые в свою очередь образуют упорядоченные массивы с периодичностью 3 33 3, как можно видеть на вставке в рис. 11 (а). При увеличении концентрации Al на поверхности данная реконструкция переходит в 22-(Au,Al). Покрытия Al, Au и Si, входящих в состав реконструк ции 3 3 3 3, определены как 0,11 МС, 1 МС и 1 МС, соответственно.
Предложенная модель атомарного устройства, показанная на рис. 11 (б), включает в себя атомы Al в замещающих позициях SU и два сорта тримеров Au: тримеры с центром в T4 (входящие в состав соразмерных доменов реконструкции 3-Au) и тримеры, развернутые на 180 и расположенные в положениях (из подобных тримеров состоят доменные Hграницы реконструкции 3-Au). Таким образом, данная реконструкция представляет собой систему доменных границ 3-Au, которые при наличии атомов Al организуются в периодические структуры. Заметим, что в литературе можно найти упоминания о существовании реконструкции 3 33 3-Au, формирующихся без участия атомов Al [24]. На фоне огромного числа публикаций, посвященных другим реконструкциям в системе Au/Si(111), данная структура практически неизвестна. Это связано с трудностями в ее получении, как результат очень узкого диапазона и некоторой неопределенности параметров роста (адсорбция более чем одного монослоя Au на Si(111), отжиг с последующим быстрым охлаждением (закалкой)). Образование этой реконструкций является следствием самопроизвольного упорядочения доменных стенок 3-Au. В данной же работе показано, как присутствие очень малого количества атомов Al привело к стабилизации этих структур, что сделало процесс их формирования более контролируемым.
Третий раздел рассматривает модификации поверхности со стороны подложки. В этом случае изменения вносятся не непосредственно в слой адсорбата, а в приповерхностный слой образца. Изменения свойств подложки (таких как период кристаллической решетки, химический состав и т.п.) должно приводить к изменениям структуры и свойств поверхностных структур, которые формируются на такой подложке. Изменение параметра решетки нарушает баланс между стремлением системы насытить оборванные связи и увеличением напряжения решетки вследствие смещения атомов из их положений равновесия. При искусственном изменении периода решетки подложки, напряжение решетки поверхностной реконструкции может как увеличиваться, так и уменьшатся в зависимости от конкретного случая. В любом случае нарушается равновесие между двумя противоборствующими тенденциями, что приводит к фор мированию новых поверхностных структур с отличными от естествен ных свойствами.
Для модификации поверхности со стороны подложки в настоящее время существует мало возможностей. Если не принимать в расчет со здание на поверхности буферных слоев (что по сути является заме ной подложки и выходит за рамки данной работы), то для решения данной задачи наилучшим образом подходит только слои твердого раствора GexSi(1-x), выращенные на поверхности Si(111) [25]. Следует отметить, что реконструкции, формирующиеся на поверхности гетерослоя GexSi(1-x) практически неизвестны на сегодняшний день.
Рис. 12: СТМ изображение (1740658 2) поверхности с сосуществующими реконструкциями Si(111)41-In и GexSi(1-x)(111)73-In (покрытие Ge=0,25 МС). На вставке показаны структурные элементы СТМ изображений в заполненных состояниях В качестве объекта модификации была выбрана реконструкция Si(111)41-In, которая является ярким представителем квазиодномерных металлических структур. Растворение атомов Ge в верхнем подповерхностном слое Si(111) приводит к необратимому переходу реконструкции Si(111)41-In в новую реконструкцию с периодичностью 73 (рис. 12).
Для полного перехода необходимо порядка 0,35 МС Ge. Если предположить, что Ge полностью растворяется в верхнем двойном слое Si(111), то изменение среднего периода кристаллической решетки составит около 0,07 %. На первый взгляд сложно представить, что такое незначительное изменение периода может привести к столь кардинальным изменениям структуры поверхности. Однако, существуют результаты теоретических расчетов [26], которые показывают, что сжимающее напряжение, приложенное к поверхности образца Ge(111), приводит к переходу естественной реконструкции этой поверхности c(28) в реконструкцию 77, которая характерна для Si(111). Величина этого напряжения составляет всего 1,5 %.
Описанный эффект не ограничивается только реконструкцией 41 In. Например, при похожих условиях реконструкция Si(111) 3 3-In трансформируется в новую реконструкцию GexSi(1-x) 21 21-In. Ника кие из этих модифицированных структур не наблюдаются в чистых системах по отдельности. Данная методика может найти применение не только при исследованиях влияния роли поверхностного напряжения на процессы формирования реконструкций, но и для разработки новых методов синтеза низкоразмерных материалов.
Другой возможный способ модификация поверхности со стороны подложки, приводящий к изменениям структуры поверхности, заключается в целенаправленном изменении морфологии верхнего слоя подложки без изменения собственно параметров кристаллический решетки.
Этот метод основан на том факте, что та часть атомов подложки, которая непосредственно входит в состав поверхностной фазы, может иметь собственную достаточно сложную структуру. Если каким-либо образом удалить атомы адсорбата из такой реконструкции (например, воздействовав атомарным водородом), можно получить поверхность кремния, реконструированную отличным от обычного образа, что, в свою очередь, может влиять на процессы формирования других реконструкций.
Для применения данного подхода на практике можно использовать явление замещения, при котором атомы одного адсорбата замещают атомы предыдущего адсорбата, вытесняя их из неконсервативной реконструкции. Типичным примером такого метода является формирование реконструкции Si(100)82-Sb. Структура с такой периодичностью не может быть получена простым осаждение сурьмы на очищенную поверхность Si(100); процесс ее формирования включает в себя предварительное создание реконструкции Si(100)43-In и последующее осаждение Sb, которая вытесняет In с поверхности, сохраняя тем не менее кремниевый фундамент, который и играет решающую роль в изменении структуры слоя Sb/Si(100). В отсутствие индия, кремниевая 43 структура релаксирует в структуру 41, состоящую из кремниевых димерных рядов. Несвязанные атомы In и Sb покрывают эту структуру некоторым неупорядоченным слоем. Если полученную таким образом поверхность прогреть выше температуры формирования фазы Sb/Si(100), то произойдет следующее: слабосвязанные с поверхностью атомы In десорбируют (что фиксируется по угасанию оже-пика In (404 эВ)), а атомы Sb реконструируют поверхность. В обычных условиях произошло бы формирование структуры Si(100)21-Sb, однако, так как верхний слой подложки в данном случае подготовлен предшествующей реконструкцией, структура фазы Sb/Si(100) будет отличатся от типичной для данной системы.
Она состоит из обычных димеров Sb2, но вследствие модифицированного верхнего слоя подложки, структура полученной реконструкции изменяется и период решетки поверхности становится равным 82.
В четвертом разделе показано, что модификация поверхности может изменять физические свойства поверхности без изменения ее структуры. В качестве примера рассматривается эволюция системы Al/Si(111) при формировании в приповерхностной области слоя твердого раствора GexSi(1-x). В данном случае все реконструкции, типичные для этой системы (Si(111) 3 3-Al, Si(111) 7 7-Al, массив магических кластеров -77 и -фаза), существуют и в модифицированной системе Al/GexSi(1-x)(111), однако их относительные термические стабильности значительно изменяются. В частности, этот эффект выражается в повышенной стабильности массива магических кластеров Al. Принимая во Рис. 13: (а) - Фазовая диаграмма, демонстрирующая эффект внедрения атомов Ge в приповерхностную область подложки Si(111) на поверхностные структуры системы (0,3 МС Al)/Si; (б) - схематические иллюстрации и соответствующие им СТМ изображения конфигураций адсорбированных атомов Al - адатомного типа (вверху) и замещающая конфигурация (внизу) внимание перспективные свойства магических кластеров (в частности их каталитическую активность), повышенная стабильность может найти в будущем и практическое применение.
Массив кластеров Al, идентичных по размеру, форме и составу (поверхностные магические кластеры) [6], может быть сформирован в результате напыления 0,35 МС Al на поверхность Si(111)77 при температуре 575C. Потенциальный рельеф исходной поверхности 77 служит шаблоном для самоорганизации атомов Al в упорядоченный массив.
Такая поверхность является метастабильной и переходит в реконструк цию Si(111) 3 3-Al при прогреве выше 600C [27]. Переход -7 3 3 является необратимым. Реконструкция Si(111) 3 3-Al состоит из адатомов Al, которые расположены в позициях T4 на почти объемоподобной поверхности (111). При формировании слоя GexSi(1-x) на Si(111) новых реконструкций обнаружено не было, однако при увеличении концентрации Ge в приповерхностном слое плавно увеличивается температура перехода реконструкции Si(111)-77-Al в Si(111) 3 3Al, как схематически показано на фазовой диаграмме системы (рис. (а)). При покрытии Ge 0,5 МС массив кластеров существует практически до температуры десорбции Al (т.е. примерно на 150C выше, чем в чистой системе Al/Si(111)). Для того чтобы определить относительные стабильности конкурирующих конфигураций, были проведены расчеты из первых принципов их энергий образования. В качестве начальной точки рассматривались чистые системы Al/Si(111) и Al/Ge(111), для каждой из которых была оценены стабильность атома Al в позиции адатома или замещающей позиции (рис. 13 (а)). В то время как в чистой системе Al/Si(111) конфигурация адатома Al более стабильна, чем конфигурация атомов Al в замещающем положении (откуда следует необратимый ха рактер перехода фазы -77 в 3 3 при нагреве выше 600C), добавление Ge снижает разность энергий замещающей позиции с +0,43 эВ до +0,03 эВ по сравнению с адатомной конфигурацией. Вследствие этого, фаза -77 в системе Al/GexSi(1-x)(111) имеет увеличенную температурную стабильность. Изменение относительной стабильности конфигу раций адатом и замещение делает возможным обратный переход из реконструкции 3 3 в массив магических кластеров Al.
ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ 1. Установлено, что модификация подложки Si(111) c помощью реконструкции У55Ф-Cu, вследствие блокирования роста объемного силицида и увеличения диффузионной длины атомов Cu, приводит к их агломерации вдоль краев моноатомных ступеней и образованию протяженных нанопроволок Cu.
2. Показано, что модификация Si(111) c помощью реконструкции У55ФCu приводит к заметному улучшению морфологии поверхности пленки Au, что сказывается на электрофизических свойствах системы, в частности приводит к возрастанию поверхностной проводимости в три раза по сравнению с исходной системой Au/Si(111).
3. Показано, что формирование поверхностной реконструкции Si(100)c(412)-Al в границе раздела металл/кремний приводит к изменению режима роста металлов (In, Au, Cu) и формированию массивов наноостровков. Используя формализм кинетической теории зародышеобразования из температурных зависимостей размеров островков оценены параметры диффузии атомов по этой поверхности.
4. Показано, что рост Sb на Si(111) существенно модифицируется внед рением реконструкции Si(111) 3 3-In, которая выполняет роль сурфактанта, а также подготавливает объемоподобную структуру верхнего слоя Si(111), разрушая структуру 77 атомарно чистого кремния. В результате, вместо неупорядоченной пленки Sb формируется массив наноразмерных монокристаллических островков Sb с возможностью регулировки плотности.
5. Установлено, что реконструкция Si(111)У55Ф-Cu содержит высокие потенциальные барьеры на границах ячеек и потенциальный бассейн в центре шестиугольной ячейки с мелким рельефом дна. Величина диффузионного барьера внутри ячейки составляет 0,290,03 эВ.
Существование этого бассейна определяет диффузионные процессы адсорбированных атомов Ge, а также их кластерообразование. Атомные кластеры Ge, формирующиеся в рельефе реконструкции У55Ф Cu, разделяются три семейства, гексагональные 3 3 и 22, и на прямоугольное 32.
6. Показано, как влияет потенциальный рельеф поверхностных реконструкций на процессы самосборки молекулярных структур на основе органических молекул C15H8N2O2. На чистой поверхности кремния молекулы хаотически адсорбируются на поверхности, насыщая оборванные связи реконструкции. В системе C15H8N2O2/41-In, молекулы располагаются над -связанными цепочками Si между рядами атомов металла и при охлаждении до 200 К упорядочиваются в волнистые цепочки. На поверхности У55Ф-Cu молекулы уже при комнатной температуре формируют кольцеобразные молекуляр ные комплексы. На реконструкции 3 3-Ag молекулы образуют подвижный двумерный молекулярный газ, который при охлаждении конденсируется на моноатомных ступенях подложки. В большинстве случаев молекулы увлекаются электрическим полем микроскопа, что позволяет искусственно концентрировать молекулы в плотные массивы.
7. Показано, что при адсорбции In на реконструкцию Si(111)-- 3 3Au происходит вытеснение доменных границ реконструкции, при этом In присутствует на поверхности в виде подвижного адатомного газа. Снижение плотности дефектов происходит вследствие того, что адатомы In компенсируют напряжение исходной поверхности, которое снижается с +204 мэВ/2 до +39 мэВ/2. Определена структу ра совместной реконструкции h- 3-(Au,In), измерены электрические свойства.
8. Определена атомная структура реконструкций Al/ 3-Au, образованных адсорбцией Al на поверхностную реконструкцию Si(111)- 3 3-Au. Показано, что данные реконструкции представляют со бой доменные границы исходной структуры 3-Au, упорядоченные в в периодические структуры 3 33 3-(Au,Al) и 22, в зависимо сти от покрытия Al. Предложенная структурная модель 3 33 3(Au,Al) включает в себя атомы Al в замещающих позициях SU и тримеры Au с центрами в T4 и H3.
9. Экспериментально показано, что замена верхнего подповерхностного слоя Si(111) на GexSi(1-x) приводит к необратимому переходу реконструкции Si(111)41-In в новую реконструкцию с периодичностью 73. Покрытие Ge, необходимое для полного перехода составляет 0,35 МС, что соответствует изменению среднего периода кристаллической решетки на 0,07 %.
10. Показано, что адсорбция Sb на предварительно сформированную Si(100)43-In при TS<280C приводит к частичной декомпозиции исходной поверхности, при которой сохраняется структура верхнего (41)-реконструированного слоя. Установлено, что изменения структуры верхнего слоя подложки приводят к формированию поверхности Sb/Si(100) с необычным для данной системы расположением димеров Sb2.
11. При замене верхнего подповерхностного слоя Si(111) на слой GexSi(1-x) переменного состава, все характерные поверхностные реконструкции системы Al/Si(111) сохраняются, однако изменяются их относительные температурные стабильности. Установлены различия в предпочтительных конфигурациях атомов Al (адатомное и замещающее положения) на Si(111) и Ge(111). Обнаружен обратный фазовый пере ход 3-Al кластеры Al. (В исходной системе Al/Si(111) переход кластеры 3-Al является необратимым.) Список литературы [1] Herman M.A., Sitter H. Molecular Beam Epitaxy: fundamentals and Current Status. - Berlin: Springer-Verlag, 1996. - 453 c.
[2] Stangl J., V.Hol, Bauer G. Structural properties of self-organized semiconductor nanostructures. // Review Of Modern Physics. - 2004.
- V. 76. - P. 726Ц783.
[3] Оура К., Лифшиц В. Г., Саранин А. А., А.В.Зотов, Катаяма М.
Введение в физику поверхности. - Москва: Наука, 2005. - 499 c.
[4] Lifshits V.G., Saranin A.A., Zotov A.V. Surface Phases on Silicon.
- Chichester: Wiley, 1994. - 450 p.
[5] Болховитянов Ю.Б., Пчеляков О.П. Эпитаксия GaAs на кремниевых подложках: современное состояние исследований и разработок.
// Успехи физических наук. - 2008. - V. 178, N. 5. - P. 459Ц480.
[6] Wang Y.L., Saranin A.A., Zotov A.V., Lai M.Y., Chang H.H. Random and ordered arrays of surface magic clusters.
// Internation.Rev.Phys.Chem. - 2008. - V. 27, N. 2. - P. 317Ц360.
[7] Lai M.Y., Wang Y.L. Direct observation of two dimensional magic clusters. // Phys. Rev. Lett. - 1998. - V. 81, N. 1. - P. 164Ц167.
[8] Wang L.L., Ma X.C., Jiang P., Fu Y.S., Ji S.H., Jia J.F., Xue Q.K.
Uniform Pb nanowires of magic thickness on Si(111) controlled by elastic interaction and quantum size effects. // Phys. Rev. B. - 2006.
- V. 74, N. 7. - P. 073404Ц4.
[9] Tang L., Guan Z.-L., Hao D., Ma X.-C., Jia J.-F., Xue Q.-K. Ordered Au/Pb nanoring arrays on Pb-induced Si(111)-11 surface. // Appl.
Phys. Lett. - 2009. - V. 94, N. 6. - P. 063112Ц3.
[10] Heath J. R. Molecular Electronics. // Annu. Rev. Mater. Res. - 2009.
- V. 39. - P. 1Ц23.
[11] Guisinger N.P., Elder S.P., Yoder N.L., Hersam M.C. Ultra-high vacuum scanning tunneling microscopy investigation of free radical adsorption to the Si(111)-77 surface. // Nanotechnology. - 2007. - V. 18, N. 4. - P. 044011Ц6.
[12] Nagao T., Hasegawa S., Tsuchie K., Ino S., Voges C., Klos G., Pfnr H., Henzler M. Structural phase transitions of Si(111)-( 3 3)R30Au: Phase transitions in domain-wall configurations. // Phys. Rev. B.
- 1998. - V. 57, N. 16. - P. 10100Ц10109.
[13] Brune H., Giovannini M., Bromann K., Kern K. Self-organized growth of nanostructure arrays on strain-relief patterns. // Nature.
- 1998. - V. 394. - P. 451Ц453.
[14] Bootsma T.I.M., Hibma T. The epitaxial growth of Cu on Si(111)77:
a RHEED study. // Surf. Sci. - 1995. - V. 331/333, N. 1. - P. 636 - 640.
[15] Zegenhagen J., Fontes E., Grey F., Patel J.R. Microscopic structure, discommensurations, and tiling of Si(111)/Cu-У55Ф. // Phys. Rev. B.
- 1992. - V. 46, N. 3. - P. 1860Ц1863.
[16] Morales M.E.T., Hhberger E.M., Schaeflein Ch., Blick R.H., Neumann R., Trautmann C. Electrical characterization of electrochemically grown single copper nanowires. // Appl. Phys. Lett.
- 2003. - V. 82, N. 13. - P. 2139.
[17] Yeh J.-J., Hwang J., Bertness K., Friedman D.J., Cao R., Lindau I.
Growth of the room temperature Au/Si(111)-(77) interface. // Phys.
Rev. Lett. - 1993. - V. 70, N. 24. - P. 3768Ц3771.
[18] Su W.B., Chang S.H., Jian W.B., Chang C.S., Chen L.J., Tsong T.T. Correlation between quantized electronic states and oscillatory thickness relaxations of 2D Pb islands on Si(111)-(77). // Phys. Rev.
Lett. - 2001. - V. 86, N. 22. - P. 5116Ц5119.
[19] Hasegawa S., Ino S. Surface structures and conductance at epitaxial growth of Ag and Au on the Si(111) surface. // Phys. Rev. Lett. - 1992. - V. 68, N. 8. - P. 1192Ц1195.
[20] Russow U., Frotscher U., Esser N., Resh U., Muller Th., Richter W., Woolf D.A., Williams R.H. Growth mode of ultrathin Sb layers on Si studied by spectroscopic ellipsometry and Raman scattering. // Appl.
Surf. Sci. - 1993. - V. 63, N. 1-4. - P. 35.
[21] Paliwal V.K., Vedeshwar A.G., Shivaprasad S.M. Residual thermal desorption study of the room-temperature-formed Sb/Si(111) interface.
// Phys. Rev. B. - 2002. - V. 66, N. 24. - P. 245404Ц5.
[22] Kim J.K., Kim K.S., McChesney J.L., Rotenberg E., Hwang H.N., Hwang C.C., Yeom H.W.
Two-dimensional electron gas formed on the indium-adsorbed Si(111) 3 3-Au surface. // Phys. Rev. B. - 2009.
- V. 80, N. 7. - P. 075312Ц7.
[23] Falta J., Hille A., Novikov D., Materlik G., Seehofer L., Falkenberg G., Johnson R.L. Domain wall structure of Si(111)( 3 3)R30-Au.
// Surf. Sci. - 1995. - V. 330, N. 2. - P. L673ЦL677.
[24] Seifert C., Hild R., Horn-von Hoegen M., Zhachuk R.A., Olshanetsky B.Z. Au induced reconstructions on Si(111). // Surf. Sci. - 2001. - V. 488, N. 1/2. - P. 233Ц238.
[25] Болховитянов Ю.Б., Пчеляков О.П., Соколов Л.В., Чикичев С.И.
Искусственные подложки GeSi для гетероэпитаксии Ч достижения и проблемы. // Физика и техника полупроводников. - 2003. - V.
37. - P. 513Ц538.
[26] Marser J.L., Chou M.Y.Jr. Energetics of the Si(111) and Ge(111) surfaces and the effect of strain. // Phys. Rev. B. - 1993. - V. 48, N. 8. - P. 5374Ц5385.
[27] Li R.-W., Owen J.H.G., Kusano S., Miki K. Dynamic behavior and phase transition of magic Al clusters on Si(111)77 surfaces. // Appl.
Phys. Lett. - 2006. - V. 89, N. 7. - P. 073116Ц3.
СПИСОК ОСНОВНЫХ ПУБЛИКАЦИЙ ПО ТЕМЕ ДИССЕРТАЦИИ Статьи в рецензируемых периодических изданиях 1. Tsoukanov D.A., Ryzhkov S.V., Gruznev D.V., Lifshits V.G. The role of the surface phases in surface conductivity // Applied Surface Science. Ч2000. ЧТ.162Ц163.
ЧС.168Ц171.
2. Rao B.V., Gruznev D., Tambo T., Tatsuyama C. Sb adsorption on Si(111)-In(41) surface phase // Applied Surface Science. Ч2001. ЧТ.175Ц176. ЧС.187Ц194.
3. Rao B.V., Gruznev D., Tambo T., Tatsuyama C. Structural Transformations During Sb Adsorption on Si(111)-In(41) Reconstruction // Japanese Journal of Applied Physics. Ч2001. ЧТ.40. ЧС.4304Ц4308.
4. Rao B.V., Gruznev D., Mori M., Tambo T., Tatsuyama C. Twinned InSb molecular layer on Si(111) substrate // Surface Science. Ч2002. ЧТ.493. ЧС.373Ц380.
5. Gruznev D., Rao B.V., Tambo T., Tatsuyama C. Surface Structure Evolution During Sb Adsorption on Si(111)-In(41) Reconstruction // Applied Surface Science. Ч 2002. ЧТ.190. ЧС.134Ц138.
6. Gruznev D., Rao B.V., Furukawa Y., Mori M., Tambo T., Lifshits V.G., Tatsuyama C. Atomic structure and formation process of the Si(111)-Sb( 7 7) surface phase // Applied Surface Science. Ч2003. ЧТ.212Ц213. ЧС.135Ц139.
7. Gruznev D., Rao B.V., Mori M., Tambo T., Lifshits V.G., Tatsuyama C. Study of Sb adsorption on the Si(001)-In(43) surface // Applied Surface Science. Ч2003.
ЧТ.216. ЧС.35Ц40.
8. Lifshits V.G., Gavrilyuk Yu.L., Tsukanov D.A., Churusov B.K., Enebish N., Kuznetsova S.V., Ryjkov S.V., Gruznev D., Tatsuyama C. Surface phases and processes on Si surface // e-Journal of Surface Science and Nanotechnology. Ч2004. ЧТ.2. ЧС.56 - 76.
9. Gruznev D.V., Ohmura K., Saitoh M., Tsukabayashi S., Tambo T., Lifshits V.G., Tatsuyama C. Surfactant mediated growth of Sb clusters on Si(111) surface // Journal of Crystal Growth. Ч2004. ЧТ.269Ц213. ЧВ.2Ц4. ЧС.235Ц241.
10. Gruznev D.V., Ohmura K., Mori M., Tambo T., Lifshits V.G., Tatsuyama C.
Modification of Sb/Si(001) interface by incorporation of In(43) surface reconstruction // Applied Surface Science. - 2004. -Т. 237. - В. 1-4. - С. 99-104.
Полужирным шрифтом выделены издания, входящие в Перечень ВАК РФ 11. Лавринайтис М.В., Грузнев Д.В., Цуканов Д.А., Рыжков С.В. Исследование электрической проводимости поверхностной фазы Si(100)c(412)-Al при напылении In и Al // Письма в журнал технической физики. Ч2005. ЧТ.31. ЧВ.24. ЧС.67 - 73.
12. Грузнев Д.В., Филиппов И.Н., Олянич Д.А., Чубенко Д.Н., Саранин А.А., Зотов А.В., Лифшиц В.Г. Формирование поверхностной фазы Si(111)- 3 3-(Au,In) // Вестник Дальневосточного отделения РАН. Ч2005. ЧT.6(прил.). ЧС.61Ц69.
13. Gruznev D.V., Filippov I.N., Olyanich D.A., Chubenko D.N., Kuyanov I.A., Saranin A.A., Zotov A.V., Lifshits V.G. Si(111)- 3-Au phase modified by In adsorption:
Stabilization of a homogeneous surface by stress relief // Physical Review B. Ч 2006. ЧТ.73. ЧС.115335.
14. Gruznev D.V., Olyanich D.A., Avilov V.A., Zotov A.V., Saranin A.A. Growth of In nanocrystallite arrays on the Si(100)-c(412)-Al surface // Surface Science. Ч2006.
ЧТ.600. ЧС.4986Ц4991.
15. Zotov A.V., Saranin A.A., Kishida M., Murata Y., Honda S., Katayama M., Oura K., Gruznev D.V., Visikovskiy A., Tochihara H. Reversible phase transition in the pseudomorphic 3 7-hex In layer on Si(111) // Physical Review B. Ч2006. Ч Т.74. ЧС.035436.
16. Олянич Д.А., Чубенко Д.Н.,Грузнев Д.В., Саранин А.А., Зотов А.В. Исследование методом сканирующей туннельной микроскопии роста наноостровков Cu на поверхности Si(100)-c(412)-Al // Письма в журнал технической физики. Ч 2007. ЧТ.33. ЧВ.21. ЧС.31Ц35.
17. Gruznev D.V., Olyanich D.A., Chubenko D.N., Zotov A.V., Saranin A.A. 41-to73 transition in the In/GexSi1-x(111) system induced by varying substrate lattice constant // Physical Review B. Ч2007. ЧТ.76. ЧС.073307.
18. Zotov A.V., Gruznev D.V., Utas O.A., Kotlyar V.G., Saranin A.A. Multi-mode growth in Cu/Si(111) system: Magic nanoclustering, layer-by-layer epitaxy and nanowire formation // Surface Science. Ч2008. ЧТ.602. ЧС.391Ц398.
19. Gruznev D.V., Olyanich D.A., Chubenko D.N., Luniakov Yu.V., Kuyanov I.A., Zotov A.V., Saranin A.A. Relative stabilities of adsorbed versus substitutional Al atoms in submonolayer Al/GexSi1-x(111) // Physical Review B. Ч2008. ЧТ.78. ЧС.165409.
20. Tsukanov D.A., Ryzhkova M.V., Gruznev D.V., Utas O.A., Kotlyar V.G., Zotov A.V., Saranin A.A. Self-assembly of conductive Cu nanowires on Si(111)Т55Т-Cu surface // Nanotechnology. Ч2008. ЧТ.19. ЧС.245608.
21. Gruznev D.V., Olyanich D.A., Chubenko D.N., Tsukanov D.A., Borisenko E.A., Bondarenko L.V., Ivanchenko M.V., Zotov A.V., Saranin A.A. Growth of Au thin film on Cu-modified Si(111) surface // Surface Science. Ч2009. ЧТ.603. ЧС. 3400 - 3403.
22. Gruznev D.V., Olyanich D.A., Chubenko D.N., Gvozd I.V., Chukurov E.N., Luniakov Yu.V., Kuyanov I.A., Zotov A.V., Saranin A.A. Diffusion and clustering of adatoms on discommensurate surface template: Ge atoms on Si(111)У55Ф-Cu reconstruction // Surface Science. Ч2010. ЧТ.604. ЧС.666Ц673.
23. Олянич Д.А., Чубенко Д.Н.,Грузнев Д.В., Котляр В.Г., Устинов В.В., Солин Н.И., Зотов А.В., Саранин А.А. Адсорбция Co на реконструированные поверхности кремния: Si(100)-c(412)-Al и Si(111)-5,555,55-Cu // Письма в журнал технической физики. Ч2010. ЧТ.36. ЧВ.3. ЧС.15Ц22.
24. Gruznev D.V., Chubenko D.N., Zotov A.V., Saranin A.A. Effect of Surface Potential Relief on Forming Molecular Arrays: Tryptanthrin Adsorbed on Various Si(111) Reconstructions // Journal of Physical Chemistry C. Ч2010. ЧТ.114. ЧС.14489 - 14495.
25. Matetskiy A.V., Gruznev D.V., Zotov A.V., Saranin A.A. Modulated C60 monolayers on Si(111) 3 3-Au reconstructions // Physical Review B. Ч2011. ЧТ.83. Ч С.195421.
26. Бондаренко Л.В., Цуканов Д.А., Борисенко Е.А., Грузнев Д.В., Матецкий А.В.
Электрическая проводимость системы (Au,In)/Si(111) // Труды МФТИ. Ч2011.
ЧТ.3, ЧВ.2. ЧС.3Ц9.
27. Gruznev D.V., Matetskiy A.V., Bondarenko L.V., Borisenko E.A., Tsukanov D.A., Zotov A.V., Saranin A.A. Structural transformations in (Au,In)/Si(111) system and their effect on surface conductivity // Surface Science. Ч2011.
Патенты 28. Зотов А.В., Грузнев Д.В., Цуканов Д.А., Рыжкова М.В., Коробцов В.В., Саранин А.А. Способ создания проводящих нанопроволок на поверхности полупроводниковых подложек // Патент РФ на изобретение Ч № 2007143736/28; заяв. 26.11.2007;
опубл. 20.06.2009; Бюлл. № 17.