Аннотация результатов, полученных в 2020 году
Исследования процессов процессов и режимов предростовой локальной модификации поверхности подложек Si методом фокусированных ионных пучков показывает, что при увеличении тока ионного пучка увеличивается количество ионов, воздействующих на поверхность за один проход, что приводит к увеличению эффективности распыления поверхности ионами, при этом увеличивается глубина получаемы структур. Средняя шероховатость при увеличении тока ионного пучка имеет тенденцию к уменьшению, что объясняется увеличением плотности потока воздействующих на поверхность ионов и, как следствие, увеличение равномерности воздействия ионного пучка за счет его уширения из-за увеличения кулоновского взаимодействия между одноименно заряженными ионами в пучке. При этом, при малых дозах и токах ионного пучка происходит «вспучивание» поверхности. При увеличении дозы воздействия ионного пучка «вспучивание» уменьшается. Для дозы 20 пКл/мкм2 при токе 0.3 пА и ускоряющем напряжении 10 кэВ поверхность структуры «вспучилась» из-за недостаточной энергии и количества ионов для выбивания атомов кремния из поверхности. При увеличении ускоряющего напряжения энергия и плотность ионов повышаются, за счет этого процесс распыления поверхности начинает преобладать над процессом «вспучивания».При увеличении тока ионного пучка глубина получаемых структур увеличивается. Глубина максимальной концентрации ионов Ga+ для ускоряющих напряжений 10, 20 и 30 кэВ составляет приблизительно 12, 19 и 25 нм соответственно. Глубина нарушенного слоя кремния бомбардировке ионами, для ускоряющих напряжений 10, 20 и 30 кэВ, составляет приблизительно 15,6, 24,7 и 32,5 нм соответственно. Увеличение глубины проникновения ионов при увеличении ускоряющего напряжения можно объяснить увеличением энергии ионов, взаимодействующих с поверхностью. Исследования процессов и режимов предростовой локальной модификации поверхности подложек Si методом плазмохимической обработки и их влияния на морфологию модифицированных областей показали, что зависимость толщины вытравленного слоя от времени имеет линейный характер. Кроме того, при увеличении длительности плазмохимической обработки шероховатость поверхности возрастает – например, для структур глубиной 100 нм шероховатость достигает 2,7 нм. Анализ полученных результатов показывает, что в зависимости от сочетания режимов ФИП и ПХТ, могут быть реализованы два типа воздействия: - маскирование поверхности подложки при ПХТ; - активация ПХТ травления подложки. Маскирование: Анализ показывает, что при указанном сочетании режимов, локально-модифицированная область характеризуется меньшей скоростью травления (VмоSi – 0,019 нм/сек), чем немодифицированная область поверхности подложки (VSi – 2,21 нм/сек). Маскирующий эффект можно объяснить формированием в приповерхностном слое кремния локально-модифицированной области, насыщенной внедренными ионами Ga+, которые характеризуются большей инертностью по отношению к ионам фторсодержащей плазмы, чем атомы кремния. Анализ результатов, показывает, что маскирующая область имеет более развитый рельеф поверхности (шероховатость 13,7 нм), по отношению к окружающей области (шероховатость 3 нм). Такой эффект обусловлен преобладанием в этой области физической компоненты реактивного ионного травления. Активация: Наличие углубление отражает наличие эффекта активации процесса травления в локально-модифицированной области, за счет формирования радиационных дефектов в тонком приповерхностном слое при ионно-лучевом воздействии. Глубина полученной структуры составила 6 нм, шероховатость 0,05 нм, скорость травления локально-модифицированной области составила Vмо – 0,41 нм/сек, при этом скорость травления немодифицированной области составила VSi – 0,19 нм/сек при шероховатости подложки вне структуры 0,03 нм. Увеличение количества проходов ионного пучка от 10 до 100, при локальной модификации поверхности, с последующим плазмохимическим травлением во фторсодержащей плазме в течение 120 секунд, приводит к увеличению высоты структур от 7 до 266 нм соответственно. Такой эффект объясняется увеличением дозы и толщины насыщенного ионами галлия слоя в приповерхностной области локально-модифицированной поверхности и, как следствие, усилением маскирующего эффекта. Увеличение времени травления в плазме с 30 до 120 секунд при одинаковом количестве проходов ионного пучка N – 100 приводит к увеличению высоты структур с 10 нм до 266 нм. Однако, наличие участка с «отрицательной» высотой структур (от - 6 нм до - 0,3 нм) при времени травления 30 с и количестве проходов от 10 до 40 показывает, что в динамике, процесс плазмохимического травления во фторсодержащей плазме носит комплексный характер. По-видимому, на начальных этапах плазмохимического травления во фторсодержащей плазме преобладает эффект активации, за счет наличия радиационных дефектов в тонком приповерхностном слое модифицированной области. После удаления слоя радиационных дефектов начинает преобладать эффект маскирования, за счет наличия слоя, сформированного внедренными ионами галлия. Анализ показывает, что увеличение ускоряющего напряжения ионного пучка при локальной модификации поверхности приводит к увеличению высоты структур при плазмохимической обработке во фторсодержащей плазме. Этот эффект объясняется тем, что при увеличении ускоряющего напряжение ионы глубже проникают в приповерхностный слой подложки, при этом увеличивается толщина слоя, насыщенного галлием, который служит маскирующим покрытием при плазмохимическом травлении. Общая тенденция к сохранению характера зависимостей при увеличении времени травления отражает достаточно стабильные маскирующие свойства слоя, насыщенного галлием, в рассматриваемом диапазоне режимов. Для времени травления 15 сек, при увеличении ускоряющего напряжения высота структур уменьшается и становится «отрицательной» при 30 кэВ. При меньших ускоряющих напряжениях концентрация радиационных дефектов низкая и эффект активации не проявляется. Характер зависимости, в сравнении с зависимостями при бОльших временах травления, подтверждает комплексный характер кинетики травления на начальных этапах плазмохимической обработки во фторсодержащей плазме, который характеризуется конкуренцией эффектов активации и маскирования. Увеличение времени обработки в плазме приводит к увеличению угла наклона стенки структуры, при увеличении высоты структур угол наклона также возрастает. Полученные зависимости количественно характеризуют известный из литературы эффект растравливания при травлении локально неоднородных поверхностей, применительно к структурам и режимам наших экспериментальных исследований. Были проведены исследования процессов и особенностей начальной стадии формирования эпитаксиальных слоев GaAs на модифицированных методами ионно-лучевой и плазмохимической обработки подложках Si. Анализ полученных зависимостей показал, что степень заполнения имеет немонотонный характер: в диапазоне 1 – 7 пКл/мкм2 наблюдается резкий рост, а затем медленно убывает, что, очевидно, обусловлено возрастанием степени разупорядоченности приповерхностной структуры подложки. При этом величина тока влияния не оказывает – кривые для разных токов практически совпадают. Анализ шероховатости поверхности показал, что с увеличением дозы имплантации ионов Ga от 1 до 7 пКл/мкм2 шероховатость выращенных структур уменьшается. При этом с ростом тока имплантации шероховатость возрастает. Однако, вне зависимости от величины тока пучка при увеличении дозы имплантации с 7 до 21 пКл/мкм2 шероховатость увеличивается. Величина тока и дозы имплантации также сказываются на высоте структур GaAs/Si относительно исходной поверхности в области модификации (перепад высот). С ростом дозы ионов высота слоя GaAs уменьшается на 8 нм, что обусловлено травлением поверхности в процессе ионно-лучевой обработки. Полученные значения хорошо коррелируют с данными АСМ-анализа исходных поверхностей (непосредственно после аморфизации). С ростом дозы имплантации и, как следствие, степени аморфизации кристаллической решетки Si степень влияния кристаллической решетки подложки на рост нанокристаллов GaAs снижается: от ориентированных в соответствии со структурой подложки в направлениях [110], [1-10], [-110] и [-1-10] (случай фактически наследования структуры подложки) до ориентированных случайным образом – случай отсутствия влияния структуры подложки. Установлены закономерности влияния и показано, что изменение основных управляющих параметров роста GaAs на Si таких, как температура роста, эквивалентная скорость и толщина осаждения, соотношение потоков ростовых компонент, критическим образом меняет не только тип роста, но и морфологию получаемых наноструктур, а именно: - Понижение температуры роста начальных буферных слоев привело к коалесценции кристаллитов, полученных не только на ФИП-обработанных, но и на немодифицированных участках. Результаты показали, что для улучшения морфологии GaAs необходимо выращивать структуру в среднетемпературном диапазоне до определенных значений толщин. - Увеличение эквивалентной толщины осаждения GaAs при сохранении остальных параметров неизменными закономерно приводит к увеличению степени заполнения модифицированных участков (вплоть до формирования сплошной поликристаллической пленки) и общей высоты структуры GaAs. Причем анализ показывает, что рост заполнения модифицированных участков происходит как за счет разрастания кристаллитов GaAs, так и за счет увеличения их общего числа. При этом на немодифицированных участках поверхности Si увеличение толщины осаждения GaAs не приводило к образованию сплошных пленок во всем рассматриваемом диапазоне условий роста. - Увеличение скорости осаждения GaAs с 0,1 до 1,0 МС/с (0,28 – 2,8 ангстрем/с) при неизменном потоке As4 приводит к интенсификации процессов нуклеации и роста нитевидных нанокристаллов GaAs вне зависимости от дозы имплантации. Такое поведение обусловлено локальным накоплением нескомпенсированного Ga, что связано, видимо, с одной стороны, наличием избытка атомов Ga на модифицированных участках Si, возникшего вследствие внедрения ионов в подложку, а с другой – возможным торможением процессов нуклеации GaAs на поверхности Si, что также может приводит к локальному изменению отношений потоков Ga и As4 в сторону металлической компоненты даже в условиях изначального избытка As4. Также необходимо отметить, что такое локальное смещение соотношения потоков в сторону избытка Ga поддерживалось в течение всего периода роста – общая длина нитевидных кристаллов GaAs достигает 15 – 20 мкм. - Исследования влияния давления As4 показали, что изменение эквивалентного потока As4 в диапазоне 3,7 – 5,0 МС/с не приводит к сколь либо существенному изменению структуры слоя GaAs на модифицированных участках, однако приводит к резкому росту плотности и размеров кристаллитов GaAs вне области модификации. Анализ совокупности экспериментальных данных показывает, что данный эффект аналогичен увеличению скорости поступления Ga на поверхность. Таким образом, предположение о локальном смещении отношений потоков в сторону Gа справедливо не только для модифицированных, но и немодифицированных участков. Отсюда можно сделать вывод, что на начальной стадии роста GaAs давление компоненты V группы (в нашем случае – As4) является важным параметром с точки зрения не только селективности процессов эпитаксиального синтеза, но и подавления, в нашем случае, нежелательного роста нитевидных нанокристаллов. Проведен сравнительный анализ процессов роста GaAs на модифицированных и немодифицированных участках, полученных в едином технологическом цикле, который показал, что процессы роста GaAs на модифицированных и немодифицированных участках значительно отличны друг от друга. При высоких температурах роста и эквивалентной толщине осаждения H = 200 нм GaAs формируется в виде отдельных кристаллитов на немодифицированных участках, когда как при пониженной температурероста происходит коалесценция структур и формирование сплошного слоя. Стоит отметить, что шероховатость GaAs, выращенного при низких температурах и на немодифицированных участках, больше, чем на обработанных областях.

Аннотация результатов, полученных в 2021 году
Анализ модифицированных областей непосредственно после ФИП-обработки методом КРС-спектроскопии показал снижение интенсивности линии TO-фононов кристаллического Si (521 см-1) для всех режимов ФИП-обработки, что связано с увеличением нарушенности кристаллической решетки Si. Степень аморфизации решетки (плечо с фононными модами в диапазоне 370 – 490 см-1) возрастает относительно интенсивности моды кристаллического Si по мере увеличения дозы (числа проходов) и ускоряющего напряжения. Результаты исследования отожженных образцов показали существенное влияние отжига и режимов ФИП-обработки на морфологию и структуру модифицированных областей. Отжиг при 600°C в условиях вакуума в области малых доз и/или низких ускоряющих напряжений приводит к формированию относительно гладкой поверхности, пронизанной системой наноразмерных пор. Для низких напряжений (5 – 10 кВ) такая картина наблюдается во всем диапазоне значений доз. Увеличение величины ускоряющего напряжения приводит к значительным структурным изменениям в слое: на поверхности образуется массив углублений, часть из которых заполнена каплями Ga субмикронного размера. Такое поведение в области модификации при больших дозах мы связываем с диффузией имплантированного Ga к поверхности с последующей его сегрегацией, а также рекристаллизацией нарушенных областей Si. Наличие огранки формируемых углублений и конечная их глубина может говорить о частичном подтравливании каплями Ga материала подложки. При отжиге при 800°C в области больших доз формируется поверхность, имеющая включения в виде углублений с огранкой. Отсутствие капель Ga обусловлено испарением материала при данной температуре. В области малых доз имплантации на поверхности наряду с образованием пор наблюдается также формирование наноразмерных капель Ga, чего не происходит при снижении температуры отжига. Отжиг модифицированных образцов в потоке молекулярного мышьяка приводит к аналогичным результатам за тем лишь исключением, что наблюдаемые ранее капли Ga трансформируются в наноразмерные (в случае малых доз и/или низких энергий ионов) и субмикронного размера (большие дозы и высокие значения энергий) кристаллиты GaAs. Анализ огранки и пространственной ориентации формирующихся кристаллитов GaAs позволяет сделать выводы, что в подавляющем своем большинстве кристаллические структуры GaAs не наследуют структуру подложки. Причина отсутствия структурной связи с поверхностью с учетом активной рекристаллизации материала подложки остается не ясна. Исследования отожженных образцов методом КРС-спектроскопии показали, что при отжиге интенсивность пика TO-фононов кристаллического Si (521 см-1) с увеличением дозы имплантации имеет нелинейный характер изменения. С увеличением числа проходов (дозы облучения) она снижается, что говорит об увеличении дефектности модифицированного участка, а затем, при дозах, когда наблюдается интенсивное формирование углублений и образование капель Ga, возрастает до первоначальных значений. Таким образом, результаты КРС-спектроскопии подтверждают предположение, о том, что насыщенные дефектами области, получаемые при больших дозах и энергиях ионов, легче избавляются от имплантированного Ga в силу меньших диффузионных барьеров и восстанавливают свою структуру. Причем при больших дозах (большем числе проходов) восстановление кристаллической структуры подложки наблюдается при всех режимах отжига. Первоначальное (в диапазоне 1 – 30 проходов) снижение интенсивности пика TO-фононов на 521 см-1, наблюдаемое для всех образцов, обусловлено меньшей дефектностью материала и, как следствие, торможением процессов аннигиляции структурных неоднородностей и релаксации решетки. Повышение температуры отжига до 800°C приводит к меньшему спаду интенсивности данной линии в указанном диапазоне проходов. Если на не отожжённых образцах повышение ускоряющего напряжения приводило к резкому спаду интенсивности линии TO-фононов Si в силу большего числа генерируемых в процессе облучения дефектов, то после отжига наблюдается обратная закономерность – области, модифицированные ФИП при больших значениях ускоряющих напряжениях, показывают более высокую интенсивность линии кристаллического кремния. При отжиге в мышьяке интенсивность линии TO-фононов кремния снижается с ростом энергии ионов. Одновременно с этим наблюдается появление пиков TO- и LO-фононов (264 см-1 и 285 см-1 соответственно), причем LO-линия смещена относительно равновесного значения на 5 см-1 влево, что может говорить о наличии деформаций в решетки кристаллитов GaAs. Экспериментальные исследования плазмохимической обработки во фторидной плазме поверхности кремния проводились в четыре этапа. Результаты экспериментальных исследований на первом этапе отражали влияние мощности источника ИСП на толщину вытравленного слоя кремния, шероховатость и угол наклона стенки структур. Анализ показал, что при заданных режимах зависимость толщины вытравленного слоя от мощности источника ИСП имеет линейный характер. При повышении мощности источника ИСП увеличивается степень ионизации фторсодержащего газа и энергия ионов в плазме, соответственно увеличивается высота полученных структур. При повышении мощности шероховатость уменьшается, что объяснятся эффектом плазмохимической полировки. При увеличении источника мощности ИПС соответственно увеличивается угол наклона стенки структуры вследствие увеличения анизотропии процесса. Таким образом можно получить относительно глубокие структуры 245,2 нм. при минимальной шероховатости 1,44 нм. На втором этапе исследовалось влияние мощности источника ЕСП на толщину вытравленного слоя кремния, шероховатость и угол наклона стенки структур. При анализе зависимостей можно сделать вывод об увеличении высоты при увеличении мощности источника ЕСП, что связано с увеличением потока заряженных частиц к подложке, что в свою очередь приводит к более интенсивному реактивному ионному травлению. Ввиду того, что РИТ является процессом физического распыление материала, шероховатость вытравленной поверхности увеличивается с увеличением мощности источника ЕСП. При увеличении источника мощности ЕПС соответственно уменьшается угол наклона стенки структуры вследствие уменьшения анизотропии процесса. На третьем этапе исследовалось влияние потока фторсодержащего газа SF6 на толщину вытравленного слоя кремния, шероховатость и угол наклона стенки структур. При увеличении потока в фторсодержащего газа повышается количество активных ионов фтора в плазме, которые в свою очередь взаимодействуют с поверхностью кремния образуя легколетучие соединения с кремнием, что в свою очередь ускоряет процесс плазмохимического травления. При повышении потока SF6 происходит незначительное увеличение параметра шероховатости вытравленной поверхности, что связано с ионной бомбардировкой поверхности тяжелыми ионами SF5. Увеличение количества активных ионов фтора в плазме приводит к повышению анизотропии поверхности и соответственно к увеличению угла наклона стенки структуры. На четвертом этапе исследовалось влияние времени обработки во фторидной плазме на толщину вытравленного слоя кремния и шероховатость, и угол наклона стенки структур. Анализ зависимостей показал, что при заданных режимах зависимость толщины вытравленного слоя от времени имеет линейный характер, при этом скорость травления кремния составляет 5,21 нм/сек. При увеличении длительности плазмохимической обработки шероховатость поверхности возрастает, однако на зависимости шероховатости от времени можно заметить участок насыщения, где шероховатость возрастает незначительно, но при этом значительно увеличивается доверительный интервал значения шероховатости. Большее время плазмохимической обработки приводит к увеличению анизотропии, и как следствие к увеличению угла наклона стенки структуры. Результаты экспериментальных исследований показали возможность достижения высокой селективности роста GaAs на ФИП-обработанных образцах, отожженных при низкой (600°C) температуре. Сравнительный анализ структур, сформированных на участках с различными режимами ФИП-обработки, позволяет сделать вывод о том, что селективность процесса роста определяется в основном дозой имплантации. Наличие областей с сегрегированным в виде капель галлием приводит к образованию ориентированных в направлениях [111], [1-11], [-111] и [-1-11] нитевидных нанокристаллов GaAs даже в условиях значительных пересыщений по мышьяку. Увеличение температуры предварительного отжига до 800°C с последующим ростом GaAs в аналогичных условиях приводит к активации паразитного роста вне областей модификации, приводит к снижению селективности роста, что обусловлено нарушением целостности собственного окисла Si на поверхности при повышенных температурах. Образование нитевидных нанокристаллов вне областей модификации может быть связано с более интенсивным рассеянием ионов Ga при обработке ФИП с низкими энергиями ионов в сравнении с высокоэнергетическими пучками. В пользу этого свидетельствует снижение плотности нитевидных нанокристаллов вне областей модификации на участках, обработанных при повышенных значениях ускоряющего напряжения. По мере увеличения числа проходов (дозы) плотность паразитного роста нитевидных нанокристаллов GaAs в пределах модифицированных областей снижается для всех значений ускоряющих напряжений. Увеличение эквивалентной толщины осаждения GaAs с 200 до 500 нм не приводило к каким-либо существенным изменениям морфологии на участках, обработанных при различных режимах ФИП, за исключением пропорционального увеличения высоты структур и сплошности покрытия в пределах области модификации. Рост GaAs наблюдался только на участках с критической дозой имплантации и выше. Сплошность покрытия снижалась с ростом ускоряющего напряжения ФИП-обработки. Изменение параметра «Overlap» закономерно приводит к изменению дозы имплантации при неизменных остальных параметрах ФИП-обработки. Изменение данного параметра при одном и том же числе проходов (раз воздействия в одной точке) приводит к изменению дозы имплантации примерно на порядок. Таким образом возможно существенное расширение диапазона доз при постоянстве остальных параметров ФИП-модификации. Рост GaAs вне модифицированных областей наблюдался при температуре отжига равной 800°C, где присутствовали нанокристаллы GaAs высокой плотности Понижение температуры роста также влияет на селективность роста GaAs. Уменьшение температуры роста до 500°C привело к формированию сплошного слоя GaAs с развитым рельефом по всей поверхности Si. Стоит отметить, что значительных отличий между ФИП-обработанными и необработанными областями не наблюдалось. Увеличение температуры осаждения до 600°C приводило к локализации выращиваемых структур GaAs на модифицированных областях. Паразитного роста GaAs вне модифицированных областей практически не наблюдалось, что говорит о высокой селективности при таком наборе ростовых параметров. Изменение параметра Overlap при неизменных остальных параметрах ФИП-обработки значительным образом влияло на морфологию модифицированных областей в процессе отжига, которая изменялась от обычной, без явных нарушений поверхности (Overlap = −50%), к поверхности с развитым рельефом и каплями Ga (Overlap = 50%). Стоит отметить, что их наличие зависело от степени нарушенности поверхностных слоев и, соответственно, дозы имплантации.

Аннотация результатов, полученных в 2022 году
Были проведены исследования влияния плазмохимической обработки во фторидной комбинированной плазме на рельеф и морфологию обрабатываемых кремниевых пластин Si(001). Выявлено, что для формирования структур с максимальной шероховатостью необходимо увеличивать значения параметров, отвечающих за физическое реактивное ионное травление (РИТ): мощность источника емкостной плазмы, напряжение смешения, скорость потока инертного газа (аргон). При увеличении данных параметров возрастает скорость бомбардировки ионами при РИТ и, соответственно, увеличивается среднеквадратичная шероховатость поверхности. Для формирования структур с минимальной шероховатостью необходимо увеличивать значения параметров, отвечающих за химическую составляющую плазмохимического травления (мощность источника индуктивно-связанной плазмы). Увеличение данных параметров приводит к «химической полировке» (ХП) поверхности и уменьшению среднеквадратичной шероховатости. Это подтверждается и результатами сканирования методом атомно-силовой микроскопии (АСМ). По результатам сканирования после обработки во фторидной плазме при режимах РИТ и ХП среднеквадратичная шероховатость составила 0,312 и 0,295 нм, соответственно. Экспериментальные исследования эпитаксиального роста на плазмохимически обработанных подложках кремния проводились с предварительным высокотемпературным отжигом образцов при температурах 600 и 800ºC на протяжении 60 минут. Процесс эпитаксиального роста заключался в осаждении 200 нм GaAs при температуре подложки 600ºC. Обнаружено, что на образце с РИТ обработкой растут нанокристаллиты GaAs с периодически встречающимися нитевидными нанокристаллами GaAs, которые растут в направлении <111>, под углом 54,7º к поверхности подложки Si(001). Изменение в режиме обработки с РИТ на ХП приводило к росту плотности кристаллитов GaAs и формированию срощенной структуры, при этом на поверхности отсутствовал рост нитевидных нанокристаллов GaAs. Такое изменение в эпитаксиальном росте можно объяснить увеличением интенсивности процессов нуклеации GaAs на поверхности Si со сдвигом в сторону двумерного роста, что приводило к подавлению роста нитевидных нанокристаллов GaAs. Степень заполнения поверхности Si эпитаксиальным материалом GaAs, составляла 67% для образцов, полученных при росте на подложках плазмохимически обработанных при режиме РИТ и 94,8% при обработке подложек кремния в режиме ХП. Среднеквадратичная шероховатость составляла 55,5 нм для образца с РИТ обработкой и 37,6 нм для образца с ХП обработкой. Установлено, что при изменении режима плазмохимической обработки средний перепад по высоте выращенного GaAs уменьшился. Таким образом, установлено, что при температуре предварительного отжига 600ºC и одинаковых режимах эпитаксиального роста GaAs, изменение режима плазмохимической обработки поверхности с РИТ на ХП приводит к изменению механизма роста от островкового к двумерному. Исследования эпитаксиального осаждения GaAs на подложках Si(001) предварительно отожженных при 800ºC показали существенное изменение морфологии поверхности по сравнению с образцами, предварительно отожженными при 600ºC. При обработке образцов в режиме РИТ не наблюдается роста отдельных кристаллитов GaAs, как в случае роста с отжигом при 600ºC. Также полученная структура была аналогична структуре, выращенной при отжиге на 600ºC и ХП обработке за тем исключением, что сросшиеся кристаллиты более вытянуты по длине. При обработке образцов в режиме ХП, после роста на поверхности GaAs наблюдалось наличие нитевидных нанокристаллов малого размера (в среднем порядка 140 нм). Исследования методом АСМ показали, что степень заполнения поверхности материалом составила 95% для РИТ режима плазмохимической обработки. Среднеквадратичная шероховатость поверхности при этом составила 34,87 нм, что меньше значения полученного после сканирования поверхности образца, отожженного при 600ºC и обработанного в режиме ХП. Сравнительный анализ эпитаксиального роста GaAs с предварительным отжигом при 600°C на ФИП и плазмохимически обработанных образцах Si(001) показал, что увеличение числа проходов приводило к большему заполнению материалом GaAs областей ФИП-обработки, при этом изменение режима плазмохимической обработки с РИТ на ХП приводило к аналогичному результату. Увеличение числа проходов в случае ФИП-обработки приводило к полному заполнению обработанных участков, когда как при ХП обработке такого эффекта не наблюдалось. На поверхности ФИП-обработанного образца Si(001) не наблюдался рост нитевидных нанокристаллов, как при росте GaAs на РИТ-обработанной поверхности кремния. Сравнительный анализ эпитаксиального роста GaAs с предварительным отжигом при 800°C на ФИП и плазмохимически обработанных образцах Si(001) показал, что морфология наноструктур GaAs выращенных на РИТ обработанном кремнии хоть и похожа на морфологию наноструктур GaAs выращенных на ФИП обработанных областях (случаи 100 и 200 проходов), но на структуре с РИТ обработкой не наблюдается роста нитевидных нанокристаллов. Также проявляется обратная тенденция – увеличение числа проходов с 10 до 200 хоть и увеличивает степень заполнения области ФИП-обработки материалом GaAs, однако, оно также приводит к уменьшению плотности массивов нитевидных нанокристаллов, тогда как при переходе от РИТ обработки к ХП вместе с увеличением степени заполнения, также и проявляется рост нитевидных нанокристаллов. Таким образом, установлено, что в случае предварительного отжига при 800°C и температуре роста 600°C использование исключительно ФИП-обработки поверхности образцов кремния не является оптимальным вариантом для роста двумерных структур GaAs. Было проведено исследование влияния ФИП-обработки подложек Si(001) с предварительной химической обработкой, на морфологию выращиваемых структур GaAs. Химическая обработка заключалась в очистке образцов в ацетоне и изопропиловом спирте при температуре 70 °C в течение 10 мин и выдержке в водном растворе HF (10%) в течение 30 с. C увеличением числа проходов пучка происходит изменение типа роста – от роста отдельных кристаллитов с нитевидными нанокристаллами, до двумерных, сросшихся кристаллитов GaAs. Вне областей ФИП-обработки на поверхности присутствовал паразитный рост вытянутых кристаллитов GaAs. Сравнительный анализ экспериментальных исследований влияния предростовой химической обработки подложек Si(001) модифицированных методами ФИП и ПХТ на процессы нуклеации и роста GaAs показал, что наноструктуры GaAs на ФИП-обработанных образцах с 30 и 100 проходами ионного пучка практически аналогичны структурам, выращенным на ХП-обработанных образцах, а структура на ФИП-обработанных образцах с 200 проходами аналогична структурам, полученным на РИТ-обработанных областях. Выявлено, что предварительная химическая обработка подложек кремния положительно влияет на формирование двумерных структур GaAs на Si(001) как в случае ФИП, так и плазмохимической обработки. Степень заполнения GaAs составила 94,4% для образца с РИТ и 99.5% для образца с ХП обработками. Среднеквадратичная шероховатость образцов составила 52,1 нм для РИТ и 42,7 нм для ХП обработок, соответственно. Результаты экспериментальных исследований эпитаксиального роста GaAs с использованием зародышевых слоев AlAs (толщина 5 нм) на образцах обработанных в режимах РИТ и ХП плазмохимической обработки не демонстрируют существенного отличия друг от друга. На поверхности образцов не наблюдалось формирования пор, и они были полностью заполнены материалом GaAs. Установлено, что ростовой процесс, как и ранее, происходил посредством сращивания отдельных кристаллитов в одну монолитную структуру. Отличительной особенностью является то, что структура не состоит из удлиненных кристаллитов GaAs, как это было в случаях роста на образцах, выращенных без зародышевого слоя AlAs. По результатам АСМ исследований было выявлено, что среднеквадратичная шероховатость составила 17,71 и 14,23 нм для структур с зародышевым слоем AlAs выращенных на РИТ и ХП обработанных образцах, соответственно.