Khống chế sự hình thành tăng trưởng dạng đảo của germani trên đế siclic bằng phương pháp epitaxy chùm phân tử

Lương Thị Kim Phượng Tạp chí KHOA HỌC & CÔNG NGHỆ 181(05): 35 - 40 
35 
KHỐNG CHẾ SỰ HÌNH THÀNH TĂNG TRƯỞNG DẠNG ĐẢO CỦA 
GERMANI TRÊN ĐẾ SICLIC BẰNG PHƯƠNG PHÁP 
EPITAXY CHÙM PHÂN TỬ 
Lương Thị Kim Phượng* 
Trường Đại học Hồng Đức 
TÓM TẮT 
Những năm gần đây, các thiết bị tích hợp trên cơ sở silic ứng dụng cho quang điện tử tích hợp đã 
thu hút được sự quan tâm nghiên cứu. Màng epitaxy Ge trên đế silic đang trở thành một loại vật 
liệu quan trọng vì Ge có đặc tính giả vật liệu chuyển tiếp xiên và hoàn toàn tương thích với công 
nghệ silic. Tuy nhiên, vẫn còn tồn tại một trở ngại lớn để đạt được lớp Ge với chất lượng tinh thể 
tốt khi tăng trưởng trên đế silic do sự sai khác hằng số mạng lớn giữa Ge và Si (4,2%). Trong bài 
báo này chúng tôi nghiên cứu, chế tạo màng Ge chất lượng cao trên đế Si (100) với mật độ sai 
hỏng dạng dây thấp, đạt được nhờ quá trình tăng trưởng hai bước và xử lý nhiệt nhanh ở 900oC 
trong thời gian 3 phút. Phương pháp chế tạo mẫu là phương pháp epitaxy chùm phân tử. Mật độ 
khuyết tật đạt được chỉ dưới 104cm-2, kết quả này góp phần hiện thực hoá việc chế tạo các thiết bị 
Ge trên nền Si ứng dụng trong công nghệ CMOS. 
Từ khóa: Germanium, Silicon, Tăng trưởng hai bước, Epitaxy chùm phân tử, Ứng dụng quang 
điện tử 
MỞ ĐẦU* 
Hiện nay Ge được coi như ứng cử viên tiềm 
năng cho những ứng dụng trong lĩnh vực 
quang học vì bước sóng phát quang của của 
nó nằm trong vùng dải sóng truyền thông. 
Hơn nữa, tuy là vật liệu vùng cấm xiên nhưng 
vùng thung lũng trực tiếp có năng lượng cao 
hơn 136meV so với vùng thung lũng gián tiếp 
[1]. Điều đó có nghĩa là Ge có khả năng tăng 
cường sự tái hợp phát xạ nhờ tạo ra một ứng 
suất căng và áp dụng quá trình pha tạp điện tử 
[2-3]. Vì vậy, Ge được xem là vật liệu lý 
tưởng cho lớp kích hoạt của đầu thu quang 
tích hợp hoặc nguồn phát hồng ngoại trong bộ 
phận dẫn sóng tương thích với công nghệ 
silic. Tuy nhiên trở ngại lớn của cấu trúc dị 
thể Ge/Si là sự tăng trưởng dạng đảo của Ge 
do sự khác biệt đáng kể về hằng số mạng giữa 
Si và Ge (cỡ 4,2%) và chất lượng tinh thể ảnh 
hưởng trực tiếp đến hiệu suất của đầu thu 
quang và quá trình tích hợp cũng như các ứng 
dụng trong dẫn sóng quang. 
Để ngăn cản sự hình thành các mầm đảo, kỹ 
thuật tăng trưởng hai bước đã được đề suất. 
Nó bao gồm một lớp đệm Ge được tăng 
*
 Tel: 0904 621503, Email: luongthikimphuong@hdu.edu.vn 
trưởng ở nhiệt độ thấp, tiếp theo đó là lớp thứ 
hai được tăng trưởng ở nhiệt độ cao hơn [4-
5]. Kỹ thuật tăng trưởng này đã được chứng 
minh tính hiệu quả trong việc giảm mật độ sai 
hỏng dạng dây cũng như giảm độ gồ ghề của 
bề mặt màng [6-12]. Tuy nhiên điều đáng chú 
ý là tất cả các thực nghiệm kể trên được thực 
hiện bằng kỹ thuật lắng đọng hoá học từ pha 
hơi (CVD). Nhưng với phương pháp CVD thì 
năng lượng nhiệt được cung cấp bởi đế cần 
phải đủ lớn để phân tách các phân tử chất khí 
[13-14]. Vì những lý do này mà các nghiên 
cứu trước đây đã chỉ ra rằng nhiệt độ tăng 
trưởng ở bước thứ nhất được thực hiên trong 
khoảng từ 350 đến 400oC [6-12]. Hơn nữa, sự 
có mặt của hydro (từ khí mang hoặc từ sự 
phân tách các phân tử hydrid) trên bề mặt 
tăng trưởng của đế có thể làm giảm chiều dài 
khuếch tán bề mặt của nguyên tử Ge [15]. 
Các nghiên cứu đã chỉ ra rằng màng Ge tăng 
trưởng bằng phương pháp CVD ở nhiệt độ đế 
xuống thấp tới 330oC có mật độ sai hỏng lớn 
[16]. Trong nghiên cứu này, chúng tôi đưa ra 
những kết quả của việc điều khiển kiểu tăng 
trưởng trong các lớp epytaxy Ge trên đế silic 
định hướng (100) sử dụng kỹ thuật epitaxy 
chùm phân tử (Molecular beam epitaxy- 
Lương Thị Kim Phượng Tạp chí KHOA HỌC & CÔNG NGHỆ 181(05): 35 - 40 
36 
MBE). Ưu điểm của kỹ thuật MBE là nó 
không yêu cầu nhiệt độ tăng trưởng cao để 
phân tách các precusor khí. Màng Ge được 
tăng trưởng theo quy trình hai bước, trong đó 
bước thứ nhất đóng vai trò quan trọng trong 
việc khống chế sự hình thành đảo và đạt được 
những lớp Ge mịn với chất lượng tinh thể tốt. 
THỰC NGHIỆM 
Tăng trưởng của lớp Ge được thực hiện nhờ 
hệ thống MBE chuẩn với áp suất cơ sở thấp 
hơn 2-10-10torr. Buồng tăng trưởng được trang 
bị thiết bị nhiễu xạ điện tử phản xạ năng 
lượng cao (RHEED) cho phép quan sát kiểu 
tăng trưởng của màng Ge ngay trong quá 
trình thí nghiệm. Ge được bay hơi từ nguồn 
Knudsen với hai vùng được đốt nóng, tốc độ 
bốc bay hơi nằm trong khoảng từ 2-5nm/phút. 
Đế tăng trưởng là đế Silic phẳng, pha tạp loại 
n và có định hướng (100). Việc làm sạch bề 
mặt đế được tiến hành qua 2 bước, bước thứ 
nhất là xử lý bằng phương pháp hoá với chu 
trình ôxy hoá bề mặt trong axit HNO3 đặc 
nóng và tẩy lớp oxit trong dung dịch axit HF 
để ăn mòn nguyên tử carbon nhiễm bẩn còn 
dư trên bề mặt. Sau khi loại bỏ lớp oxit thô 
ráp trên bề mặt đế, một lớp oxit mỏng mịn 
được hình thành khi ngâm mẫu trong dung 
dịch HCl:H2O2:H2O để bảo vệ bề mặt khỏi sự 
nhiễm hydro carbon trong quá trình vận 
chuyển mẫu vào buồng MBE. Bước làm sạch 
thứ hai là làm sạch bằng nhiệt trong chân 
không siêu cao để bốc hơi lớp SiO2 mỏng đã 
được hình thành trước đó ở nhiệt độ khoảng 
650
oC trước khi nung nhiệt nhanh ở 900oC 
trong vòng 5-10 giây. Sau bước làm sạch này, 
bề mặt Si thể hiện rõ sự tái cấu trúc của vạch 
(2x1) trong quan sát RHEED. Nhiệt độ đế 
được xác định nhờ một công tắc cặp nhiệt 
được gắn ở mặt sau của đế với độ chính xác 
khoảng 20oC. 
Chất lượng của màng Ge được khảo sát bằng 
kính hiển vi điện tử truyền qua phân giải cao 
(HR-TEM) của hệ JEOL 3010 hoạt động ở 300 
kV với độ phân giải không gian cỡ 0,17 nm. 
Để xác định mật độ sai hỏng dạng sợi chúng 
tôi sử dụng kỹ thuật ăn mòn sai hỏng chọn 
lọc. Dung dịch của crôm đã được sử dụng với tỉ 
lệ thành phần là: CrO3 0,6mol/lít: HF 12 mol/lít 
H2O. Sau khi sử dụng phương pháp ăn mòn, 
kính hiển vi điện tử quét (SEM) được dùng để 
đo mật độ sai hỏng trong lớp màng Ge. 
Kính hiển vi lực nguyên tử (AFM) được sử 
dụng để đánh giá độ gồ ghề của bề mặt Ge 
tăng trưởng trực tiếp trên đế silic, chế độ sử 
dụng của hệ AFM là chế độ tiếp xúc. 
KẾT QUẢ VÀ THẢO LUẬN 
Sự tăng trưởng của Ge trên đế silic được coi 
như là ví dụ điển hình của kiểu tăng trưởng 
Stranski- Krastanov (SK): một lớp ướt hai 
chiều chỉ được hình thành khi độ dày màng 
dưới độ dày tới hạn cỡ vài đơn lớp. Vượt quá 
độ dày này, kiểu tăng trưởng dạng đảo (tăng 
trưởng ba chiều) sẽ xuất hiện để giải phóng 
ứng suất tích tụ trong lớp Ge [17-19]. Hệ quả 
của quá trình xả ứng suất trong kiểu tăng 
trưởng SK là lớp epitaxy có mật độ sai hỏng 
dạng sợi lớn và bề mặt màng thô ráp. 
Hình 1. Ảnh TEM điển hình của màng Ge lắng 
đọng trên đế Si định hướng (100) với nhiệt độ tăng 
trưởng là 700oC 
Hình 1 là ảnh TEM điển hình của màng Ge 
với độ dày 200 nm lắng đọng trên đế silic 
định hướng (100) ở nhiệt độ 700oC. Quan sát 
tổng thể ta thấy màng Ge có độ gồ ghề lớn ở 
cả bề mặt và lớp tiếp giáp với đế. Mạng lưới 
sai hỏng do chênh lệch hằng số mạng giữa Ge 
và Si định xứ ở vùng tiếp giáp có mật độ dày 
đặc, vì vậy lớp tiếp giáp giữa màng Ge và đế 
Si rất không rõ ràng. Phép đo từ kính hiển vi 
lực nguyên tử để khảo sát hình thái bề mặt 
Lương Thị Kim Phượng Tạp chí KHOA HỌC & CÔNG NGHỆ 181(05): 35 - 40 
37 
của màng cho thấy, độ gồ ghề trung bình cao 
hơn 80 nm. Độ thô ráp lớn như vậy bắt nguồn 
từ sự chuyển kiểu tăng trưởng từ dạng hai 
chiều sang dạng đảo. 
Hình ảnh đặc trưng của kiểu tăng trưởng dạng 
đảo nói trên của quan sát RHEED dọc theo 
hai hướng chính là hướng [100] và hướng [1-
10] được thể hiện trên hình 2. Màng Ge được 
tăng trưởng ở 700oC với độ dày 200 nm. Kiểu 
tăng trưởng dạng đảo được nhận biết nhờ các 
chấm trong hình ảnh nhiễu xạ RHEED. Như 
quan sát trên hình 2, tất cả các chấm 3D được 
định xứ dọc theo các vạch (1x1) thể hiện rằng 
chúng được tạo ra từ hiệu ứng nhiễu xạ khối 
và các đảo đó tăng trưởng theo kiểu epytaxy. 
Các vạch ½ là các vạch bắt nguồn từ sự tái 
cấu trúc bề mặt (2x1) của màng Ge định 
hướng (100). Chúng ta có thể thấy rằng các 
chấm 3D chiếm số lượng áp đảo trong ảnh 
nhiễu xạ RHEED và vạch ½ vẫn tồn tại 
nhưng với cường độ yếu. Điều đó thể hiện 
rằng kiểu tăng trưởng của màng Ge được tiến 
hành theo kiểu tăng trưởng dạng đảo (kiểu 
tăng trưởng ba chiều). 
Sự ảnh hưởng của nhiệt độ đế tới kiểu tăng 
trưởng của màng Ge đã được khảo sát trong 
khoảng nhiệt độ từ nhiệt độ phòng đến 750oC. 
Kết quả cho thấy tồn tại một vùng nhiệt độ 
hẹp từ 260-300oC mà kiểu tăng trưởng SK của 
Ge trên đế Si bị hạn chế hoàn toàn. Thay vào 
đó, kiểu tăng trưởng hai chiều đạt được đối với 
độ dày màng có thể lên tới 200 nm. Kết quả là 
các lớp Ge epytaxy có chất lượng màng tốt và 
hầu như không còn sai hỏng dạng sợi. 
Hình 2. Hình ảnh nhiễu xạ RHEED dọc theo hai 
hướng chính là hướng [100] (hình 2a) và hướng 
[1-10] (hình 2b) quan sát được khi màng Ge tăng 
trưởng trên đế Si ở 700oC 
Đối với quá trình lắng đọng của Ge trên đế 
silic ở nhiệt độ cao hơn 300oC (ví dụ như cho 
mục đích tạo ra ứng suất căng trong màng 
Ge) hoặc thấp hơn 260oC (chẳng hạn cho quá 
trình pha tạp điện tử trong lớp Ge), chúng tôi 
đề xuất phương pháp tăng trưởng 2 bước. 
Bước thứ nhất là tạo ra một lớp đệm Ge có độ 
dày khoảng 30-50 nm được tăng trưởng trong 
vùng nhiệt độ từ 260-300oC. Lớp này có 
nhiệm vụ giải phóng ứng suất do sự sai khác 
hằng số mạng giữa màng Ge và đế Si và duy 
trì một bề mặt phẳng mịn bằng cách hạn chế 
sự linh động của nguyên tử Ge ở nhiệt độ tăng 
trưởng thấp. Từ đó có thể ngăn cản sự hình 
thành mầm của các đảo 3D trong lớp Ge. 
Bước thứ hai với độ dày tuỳ ý được tăng 
trưởng ở nhiệt độ mong muốn trên nền của 
lớp đệm nên sẽ có chất lượng tinh thể tốt và 
giảm được đáng kể mật độ khuyết tật của 
màng Ge. 
Hình 3. a) Hình ảnh nhiễu xạ RHEED dọc theo 
hướng [100] của lớp màng Ge với độ dày 200nm 
tăng trưởng theo kỹ thuật hai bước. b) Ảnh AFM 
của bề mặt mẫu đo ở nhiệt độ phòng ứng với chế 
độ tiếp xúc 
Hình 3a mô tả hình ảnh nhiễu xạ RHEED của 
màng Ge được lắng đọng trên đế Si theo kỹ 
thuật tăng trưởng hai bước, bước đệm thứ 
nhất tăng trưởng ở nhiệt độ đế là 270oC và 
bước thứ hai được lắng đọng ở nhiệt độ 
700
oC. Sự xuất hiện rõ ràng của những vạch 
sọc dài trong ảnh RHEED mà không chứa bất 
kỳ chấm 3D nào chứng tỏ sự hình thành các 
đảo 3D hoàn toàn bị dập tắt và bề mặt mẫu 
phẳng mịn. Hình 3b là ảnh kính hiển vi lực 
nguyên tử AFM của bề mặt màng Ge trên đế 
Si được tăng trưởng theo phương pháp hai 
bước như đã nêu trên. Kết quả cho thấy bề 
mặt của lớp Ge mịn và đồng đều với kích 
thước hạt cỡ 50nm và độ nhám bề mặt trung 
bình ước lượng cỡ 0,5nm. Các kết quả quan 
sát từ ảnh nhiễu xạ RHEED và ảnh kính hiển 
Lương Thị Kim Phượng Tạp chí KHOA HỌC & CÔNG NGHỆ 181(05): 35 - 40 
38 
vi lực nguyên tử cũng rất tương đồng với kết 
quả đo TEM được chỉ ra trên hình 4. 
Hình 4. a) Ảnh TEM đặc trưng của lớp Ge với độ 
dày 200nm lắng đọng theo kỹ thuật tăng trưởng 
hai bước ở 270oC và 700oC. b) Ảnh TEM phóng to 
gần lớp tiếp giáp giữa màng Ge và đế Si 
Hình 4a là ảnh TEM tổng thể của lớp Ge 
epitaxy với chất lượng màng tốt và độ dày 
đồng đều. Điều đáng chú ý là những sai hỏng 
xếp chồng theo hướng mặt phẳng (111) 
thường quan sát thấy ở màng Ge/Si tăng 
trưởng ở nhiệt độ đế cao hơn 330oC hầu như 
biến mất [16] khi nhiệt độ tăng trưởng tăng 
lên thì màng Ge có thể chuyển sang trạng thái 
ổn định hơn với cả hai loại sai hỏng là sai 
hỏng do sự sai khác hằng số mạng và sai hỏng 
dạng sợi được sinh ra. 
Hình 5. Ảnh SEM của bề mặt màng Ge sau khi ăn 
mòn các sai hỏng trong dung dịch CrO3/HF/H2O 
trong vòng 5 phút. Hình a) ảnh SEM của lớp Ge 
với độ dày 200nm lắng đọng trên đế Si định hướng 
(100) ở 700oC. Các vệt ăn mòn dạng sợi mỳ đã 
được hình thành do sự tập trung mật độ cao của 
sai hỏng dạng sợi. Hình lồng bên trong là hình 
phóng to của các vết ăn mòn này. Hình b) Đặc 
trưng của hình kim tự tháp vuông cho các sai 
hỏng dạng sợi đã được quan sát rõ khi mẫu được 
quay đi một góc 15o 
Tuy nhiên so sánh với màng Ge tăng trưởng 
một bước ở nhiệt đế cao, đặc biệt là so với 
màng Ge lắng đọng theo phương pháp lắng 
đọng hoá học từ pha hơi CVD [5] thì màng 
Ge tăng trưởng hai bước có mật độ sai hỏng 
dạng sợi và sai hỏng do sai lệch hằng số mạng 
thấp hơn nhiều. Hơn nữa, sai hỏng do sai lệch 
hằng số mạng được tìm thấy ở những vị trí 
lân cận lớp tiếp giáp giữa màng Ge và đế Si, 
dẫn tới lớp tiếp giáp này rõ và mịn. Sau khi 
lắng đọng màng, phương pháp xử lý nhiệt 
nhanh được áp dụng để làm giảm mật độ sai 
hỏng trong màng Ge. Ghi chú rằng tất cả các 
mẫu được xử lý nhiệt nhanh ở 900oC trong 
thời gian 3 phút và tốc độ tăng nhiệt là 
25
o
C/phút. 
Để định lượng mật độ sai hỏng dạng sợi, 
chúng tôi sử dụng kỹ thuật ăn mòn sai hỏng 
lọc lựa để làm lộ ra những sai hỏng dạng sợi 
này. Dung dịch được sử dụng cho kỹ thuật ăn 
mòn này là CrO3 0,6mol/lít: HF 12mol/lít: 
H2O. Với dung dịch ăn mòn trên cơ sở crôm 
này, sai hỏng dạng sợi trên bề mặt định hướng 
(100) được hiện ra có dạng hình kim tự tháp 
vuông. Trước hết, thời gian ăn mòn được tối 
ưu hoá trên mẫu Ge tăng trưởng ở nhiệt độ 
cao với dự đoán mật độ sai hỏng cỡ 107cm-2. 
Kết quả tính toán thu được tương đồng với 
kết quả báo cáo trong bài báo [20], cũng thấy 
được rằng thời gian ăn mòn nằm trong 
khoảng từ 2,5 đến 10 phút là phù hợp để các 
sai hỏng dạng sợi được bộc lộ đầy đủ. Hình 5 
là ảnh kính hiển vi điện tử quét SEM sau 5 
phút ăn mòn của màng Ge với độ dày 200nm 
lắng đọng trên đế Si (100) ở 700oC (tương 
ứng với mẫu có ảnh TEM ở hình 1). Ta thấy 
rằng mật độ sai hỏng dạng sợi rất dày đặc đến 
mức các sai hỏng này kết nối với nhau và tạo 
thành dạng như sợi mỳ trên bề mặt màng. 
Hình 5b là ảnh phóng to của đám sai hỏng khi 
mẫu được nghiêng đi 15o, các hố hình kim tự 
tháp với kích thước khác nhau được quan sát 
rõ và điều này cho thấy những hố này bắt 
nguồn từ sự ăn mòn lọc lựa của các khuyết tật 
dạng sợi. 
Trên hình 6a là ảnh SEM của màng Ge tăng 
trưởng trên đế silic sử dụng kỹ thuật tăng 
trưởng hai bước (tương ứng với mẫu có ảnh 
Lương Thị Kim Phượng Tạp chí KHOA HỌC & CÔNG NGHỆ 181(05): 35 - 40 
39 
TEM ở hình 4) với độ dày màng là 200nm. 
Điều đáng chú ý là bề mặt màng bộc lộ những 
vùng có mật độ sai hỏng rất thấp, hầu hết 
chúng có dạng hình vuông. Trong những 
vùng hình vuông này có một vùng hình tròn 
chứa đựng những hố kim tự tháp với mật độ 
cao. Hình ảnh chi tiết của một vùng hình tròn 
được thể hiện trên hình 6b. Nếu ta thừa nhận 
mỗi vùng sai hỏng hình vuông tương ứng với 
một đơn vị sai hỏng thì mật độ sai hỏng của 
màng Ge là khoảng dưới 104cm-2, giá trị này 
thấp hơn từ 2 đến 3 bậc so với mật độ sai 
hỏng của mẫu màng tăng trưởng theo phương 
pháp CVD truyền thống [11-12], [19]. 
Hình 6. a) Ảnh SEM của lớp Ge với độ dày 200nm 
được lắng đọng theo kỹ thuật tăng trưởng hai 
bước ở 270oC và 700oC. Những vùng sai hỏng có 
dạng hình vuông được lộ ra trên bề mặt màng. b) 
Ảnh SEM phóng to của một vùng sai hỏng hình 
vuông. Nếu coi mỗi vùng hình vuông là một đơn vị 
sai hỏng thì mật độ sai hỏng đo được chỉ dưới 
10
4
cm
-2
. 
KẾT LUẬN 
Trong nghiên cứu này, sự tăng trưởng của 
màng Ge trên đế Si theo kỹ thuật tăng trưởng 
hai bước bằng phương pháp MBE đã được 
khảo sát. Sự lắng đọng của lớp thứ nhất (lớp 
đệm) đóng vai trò quan trọng không những 
trong việc quyết định chất lượng tinh thể của 
màng mà còn ảnh hưởng đến hình thái bề mặt 
của lớp Ge. Chúng tôi đã tìm ra một khoảng 
hẹp nhiệt độ tăng trưởng từ 260 đến 300oC 
mà trong vùng này kiểu tăng trưởng SK có 
thể khống chế hoàn toàn. Bằng kỹ thuật tăng 
trưởng hai bước kết hợp với xử lý nhiệt (ở 
900
oC trong thời gian 3 phút) sự hình thành 
các đảo 3D trong quá trình lắng đọng có thể 
dập tắt khi nhiệt độ đế thấp hơn 260oC hoặc 
cao hơn đáng kể 300oC. Kết quả thu được 
màng Ge có chất lượng tinh thể tốt với mật độ 
sai hỏng dưới 104cm-2. Giá trị này thấp hơn 2-
3 bậc so với lớp Ge epitaxy tăng trưởng theo 
phương pháp CVD. 
LỜI CÁM ƠN 
Xin chân thành cảm ơn GS. TS Lê Thành 
Vinh của Trường Đại học Aix- Marseille, 
Cộng hoà Pháp vì sự giúp đỡ trong quá trình 
thực hiện nghiên cứu này. 
TÀI LIỆU THAM KHẢO 
1. Hui Ye and Jinzhong Yu (2014) “Germanium 
epitaxy on silicon”, Sci. Technol. Adv. Mater 15 
024601 (9pp). 
2. Luong T K P et al (2014), “Molecular-beam 
epitaxial growth of tensile-strained and n-doped 
Ge/Si(001) films using a GaP decomposition 
source”, Thin Solid Films 557 70-75. 
3. Thi Kim Phuong Luong et al (2015), “Making 
germanium, an indirect band gap semiconductor, 
suitable for light-emitting devices”, Advances in 
Natural Science: Nano-science and 
Nanotechnology 6 015013. 
4. L. Colace, G. Masini, F. Galluzzi, G. Assanto, 
G. Capellini, L. Di Gaspare, E. Pelange, and F. 
Evangelisti (1998), “Metal–semiconductor–metal 
near-infrared light detector based on epitaxial 
Ge/Si”, Appl. Phys. Lett. 72 3175. 
5. H.-C. Luan, D. R. Lim, K. K. Lee, K. M. Chen, 
J. G. Sandland, K. Wada, and L. C. Kimerling 
(1999), “High-quality Ge epilayers on Si with low 
threading-dislocation densities”, Appl. Phys. Lett. 
75 2909. 
6. J. Liu, X. Sun, R. Camacho-Aguilera, L. C. 
Kimerling, and J. Michel (2010), “Ge-on-Si laser 
operating at room temperature”, Optic Letter 35 
679 and references therein. 
7. J. Liu, X. Sun, D. Pan, X. Wang, L. C. 
Kimerling, T. L. Koch, and J. Michel (2007), 
“Tensile-strained, n-type Ge as a gain medium for 
monolithic laser integration on Si”, Optic Express 
15 11272. 
8. X. Sun, J. F. Liu, L. C. Kimerling, and J. 
Michel (2009), “Direct gap photoluminescence of 
nn-type tensile-strained Ge-on-Si”, Appl. Phys. 
Lett. 95 011911. 
9. Y. Ishikawa and K. Wada (2010), “Gemanium 
for Silicon Photonics”, Thin Solid Films 518 S83. 
10. See, for example, and references therein, J. 
Liu, R. Camacho-Aguilera, J. T. Bessette, X. Sun, 
X. Wang, Y. Cai, L. C. Kimerling, and J. Michel 
(2012), “Ge-on-Si Optoelectronics”, Thin Solid 
Films 520 3354. 
11. J.-M. Hartmann, A. Abbadie, A. M. Papon, P. 
Holliger, G. Rolland, T. Billon, J. M. Fedeli, M. 
Lương Thị Kim Phượng Tạp chí KHOA HỌC & CÔNG NGHỆ 181(05): 35 - 40 
40 
Rouviere, L. Vivien, and S. Lav (2004), “Reduced 
pressure–chemical vapor deposition of Ge thick 
layers on Si(001) for 1.3–1.55-μm 
photodetection”, J. Appl. Phys. 95 5905. 
12. J.-M. Hartmann, A. M. Papon, V. Destefanis, 
and T. Billon (2008), “Reduced pressure chemical 
vapor deposition of Ge thick layers on Si(0 0 1), 
Si(0 1 1) and Si(1 1 1)”, J. Cryst. Growth 310 
5287. 
13. B. S. Meyerson (2000), “Low-temperature Si 
and Si:Ge epitaxy by ultrahigh-vacuum/chemical 
vapor deposition: Process fundamentals”, IBM J. 
Res. Develop. 44 132. 
14. V. Le Thanh, V. Aubry-Fortuna, Y. Zheng, D. 
Bouchier, C. Guedj, and G. Hincelin (1997), 
“UHV-CVD heteroepitaxial growth of Si1−xGex 
alloys on Si(100) using silane and germane”, Thin 
Solid Films 294 59. 
15. V. Le Thanh, V. Aubry-Fortuna, D. Bouchier, 
A. Younsi, and G. Hincelin (1996), “A metastable 
(√3 × √3)R30° reconstruction of the Si(111) 
surface, induced by silicon adatoms”, Surf. Sci. 
369 85. 
16. M. Halbwax, D. Bouchier, V. Yam, D. 
Debarre, Lam H. Nguyen, Y. Zheng, P. Rosner, 
M. Benamara, H. P. Strunk, and C. Clerc (2005), 
“Kinetics of Ge growth at low temperature on 
Si(001) by ultrahigh vacuum chemical vapor 
deposition”, J. Appl. Phys. 97 064907. 
17. D.J. Eaglesham and M. Cerullo (1990), 
“Dislocation-free Stranski-Krastanow growth of 
Ge on Si(100)”, Phys. Rev. Lett. 64 1943. 
18. Y.W. Mo, D.E. Savage, B.S. Swartzentruber 
and M.G. Lagally (1990), “Kinetic pathway in 
Stranski-Krastanov growth of Ge on Si(001)”, 
Phys. Rev. Lett. 65 1020. 
19. V. Le Thanh (2001), “New insight into the 
kinetics of Stranski–Krastanow growth of Ge on 
Si(0 0 1)”, Surf. Sci. 492 255 and references 
therein. 
20. L. Souriau, T. Atanasova, V. Terzieva, A. 
Moussa, M. Caymax, R. Loo, M. Meuris, and W. 
Vandervorst (2008), “Characterization of 
Threading Dislocations in Thin Germanium 
Layers by Defect Etching: Toward Chromium and 
HF-Free Solution”, J. Electrochem. Soc. 155 
H677. 
SUMMARY 
THE SUPPRESSION OF ISLAND FORMATION FOR GERMANIUM GROWTH 
ON SILICON SUBSTRATE BY MOLECULAR BEAM EPITAXY SYSTEM 
Luong Thi Kim Phuong
* 
Hong Duc University 
In recent years, Silicon-based integrated devices for optoelectronic integration have attracted wide 
attention. Epitaxial Ge film on Si substrate has become a significant material due to its narrow 
pseudo-indirect gap behavior, which is compatible with silicon technology. However, remain a 
major challenge to achieve a good quality Ge eplilayers on Si because of high lattice mismatch 
between Ge and Si (4.2%). In this paper, we present a high quality Ge film on Si (001) with low 
threading dislocation densities, which was obtained by two step growth process following by rapid 
thermal annealing (at 900
o
C in 3 min) using molecular beam epitaxy system. This result 
contributes to realization of Ge-on-Si devices for optoelectronic applications. 
Keywords: Germanium, Silicon, Two steps growth, Molecular beam epitaxy, Optoelectronic 
applications. 
Ngày nhận bài: 23/02/2018; Ngày phản biện: 28/3/2018; Ngày duyệt đăng: 31/5/2018 
*
 Tel: 0904 621503, Email: luongthikimphuong@hdu.edu.vn