Nghiên cứu sự phân bố của các nguyên tử phốt pho pha tạp trong màng ge tăng trưởng epitaxy trên đế si(100) bằng kỹ thuật chụp cắt lớp đầu dò nguyên tử

Lương Thị Kim Phượng Tạp chí KHOA HỌC & CÔNG NGHỆ 189(13): 79 - 84 
79 
NGHIÊN CỨU SỰ PHÂN BỐ CỦA CÁC NGUYÊN TỬ PHỐT PHO PHA TẠP 
TRONG MÀNG GE TĂNG TRƯỞNG EPITAXY TRÊN ĐẾ SI(100) BẰNG KỸ 
THUẬT CHỤP CẮT LỚP ĐẦU DÒ NGUYÊN TỬ 
Lương Thị Kim Phượng* 
Đại học Hồng Đức 
TÓM TẮT 
Các nghiên cứu cho thấy khả năng phát quang của Germani (Ge) có thể cải thiện đáng kể nếu áp 
dụng một ứng suất căng và pha tạp điện tử trong màng Ge để thay đổi cấu trúc vùng năng lượng 
của nó. Điện tử pha tạp được tạo ra nhờ pha tạp phốt pho (P) từ nguồn rắn Gali phốt pho (GaP). 
Mật độ nguyên tử P tổng cộng trong lớp Ge là 7,5x1020 cm-3 tuy nhiên nồng độ điện tử đã kích 
hoạt sau khi xử lý nhiệt chỉ đạt cỡ 2x1019 cm-3. Nghĩa là vẫn còn 7,3x1020 cm-3 nguyên tử phốt pho 
vẫn chưa được kích hoạt và chiếm giữ các vị trí xen kẽ trong mạng nền. Trong nghiên cứu này, sự 
phân bố của các nguyên tử phốt pho pha tạp trong màng Ge được tập trung khảo sát. Vị trí của các 
nguyên tử P được thiết lập lại nhờ kỹ thuật chụp cắt lớp đầu dò nguyên tử (APT). Màng Ge được 
xử lý nhiệt sau khi tăng trưởng ở nhiệt độ 700oC trong thời gian 60 giây để tạo ứng suất và kích 
hoạt điện tử pha tạp đồng thời cải thiện chất lượng tinh thể. Màng Ge được tăng trưởng trên đế Si 
định hướng (100) bằng kỹ thuật epitaxy chùm phân tử (MBE). Chất lượng bề mặt của màng và và 
chất lượng tinh thể của lớp Ge được khảo sát bằng thiết bị nhiễu xạ điện tử phản xạ năng lượng 
cao (RHEED). Hiệu suất phát quang của màng Ge được đánh giá từ phép đo phổ huỳnh quang 
trong vùng hồng ngoại. 
Từ khóa: Germani; pha tạp phốt pho; phổ huỳnh quang; chụp cắt lớp đầu dò nguyên tử; quang 
điện tử 
MỞ ĐẦU* 
Việc hiện thực hoá một nguồn sáng trên cơ sở 
Si để tương thích với công nghệ chế tạo mạch 
tích hợp CMOS (Complementarry Metal 
Oxide Semiconductor) là mục tiêu của nhiều 
nhóm nghiên cứu trong những thập niên gần 
đây. Nó sẽ mở ra nhiều triển vọng ứng dụng 
quan trọng, nhất là việc thay thế truyền thông 
tin bằng tín hiệu điện sang truyền dẫn thông 
tin bằng tín hiệu quang trong các linh kiện 
quang điện tử nhằm tăng tốc độ truyền dẫn và 
xử lý số liệu cũng như giảm tổn hao trong quá 
trình hoạt động. Chính vì thế đã có rất nhiều 
hướng nghiên cứu để tiếp cận vấn đề này bao 
gồm các nghiên cứu về vật liệu Si phát quang 
như Si xốp [1,2], Si pha tạp Er [3,4], nano 
tinh thể Si [5] hay chấm lượng tử Ge/Si self-
assembled [6,7], tuy nhiên chưa có nghiên 
cứu nào thu được hiệu quả phát quang lớn ở 
nhiệt độ phòng. Những nghiên cứu gần đây về 
màng Ge có ứng suất căng và pha tạp điện tử 
nồng độ cao đã thu được nhiều kết quả khả 
*
 Tel: 0904 621503, Email: luongthikimphuong@hdu.edu.vn 
quan về hiệu suất phát quang của lớp Ge. 
Việc tạo ra ứng suất căng kết hợp với pha tạp 
điện tử là nhằm thay đổi cấu trúc vùng năng 
lượng của nguyên tử Ge để biến nó từ chất 
bán dẫn chuyển tiếp xiên với hiệu suất phát 
quang thấp thành chất bán dẫn chuyển tiếp 
thẳng và có hiệu suất phát quang cao trong 
vùng bước sóng 1550 nm[8,9,10]. Các nghiên 
cứu đã chỉ ra rằng với giá trị ứng suất căng cỡ 
~1.9%, độ rộng vùng cấm của Ge sẽ giảm 
xuống ~0.5 eV tương ứng với việc sẽ có thể 
phát xạ photon với bước sóng khoảng 2500 
nm[11,12]. Tuy nhiên để vươn tới gần hơn 
bước sóng truyền thông khoảng 1550 nm, thì 
việc pha tạp điện tử theo một giá trị ứng suất 
nào đó có thể san bằng sự chênh lệch năng 
lượng giữa chuyển mức xiên và chuyển mức 
thẳng. Điện tử pha tạp sẽ chiếm ngữ tại các 
mức năng lượng của thung lũng L, dưới sự 
kích thích năng lượng từ bên ngoài sẽ dẫn đến 
khả năng cao các điện tử có thể xuất hiện tại 
thung lũng Γ và tăng khả năng phát quang cho 
màng Ge. Để pha tạp điện tử trong màng Ge, 
người ta pha tạp phốt pho từ nguồn rắn GaP 
Lương Thị Kim Phượng Tạp chí KHOA HỌC & CÔNG NGHỆ 189(13): 79 - 84 
80 
vì P được phân tách từ nguồn GaP có hệ số 
dính lớn gấp 10 lần so với phốt pho được tạo 
ra từ nguồn khí PH3 thông thường [13,14]. 
Nồng độ nguyên tử phốt pho được tổ hợp vào 
mạng nền là 7,5x1020 cm-3 nhưng nồng độ 
điện tử đã kích hoạt (ứng với nồng độ nguyên 
tử phốt pho thực sự thay thế vào vị trí của Ge 
trong mạng nền) sau khi xử lý nhiệt chỉ đạt cỡ 
0,2x10
19 
cm
-3[15]. Điều đó đồng nghĩa rằng 
vẫn còn 7,3x1020 cm-3 nguyên tử phốt pho vẫn 
chưa được kích hoạt và nằm vào các vị trí xen 
kẽ trong mạng nền. Trong bài báo này chúng 
tôi tập trung nghiên cứu sự phân bố của các 
nguyên tử pha tạp trong mạng Ge bằng kỹ 
thuật chụp cắt lớp đầu dò nguyên tử để xây 
dựng lại hình ảnh không gian 3 chiều của các 
nguyên tử P trong màng Ge. Bên cạnh đó, 
hiệu ứng khuếch tán ngoài của nguyên tử P 
pha tạp khi xử lý mẫu ở nhiệt độ cao cũng 
được khảo sát và nghiên cứu. 
THỰC NGHIỆM 
Lớp màng Ge được tăng trưởng nhờ hệ thống 
MBE chuẩn với áp suất cơ sở thấp hơn 
2÷10
-10 torr. Ge được bay hơi từ nguồn 
Knudsen với hai vùng được đốt nóng, tốc độ 
bốc bay hơi nằm trong khoảng từ 2÷5 
nm/phút. Đế tăng trưởng là đế Si phẳng, pha 
tạp loại n với 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 và phép đo 
phổ phát xạ nguyên tử AES (Auger Electron 
Spectroscopy) không phát hiện thấy bất cứ sự 
có mặt của nguyên tố oxy hoặc carbon trên bề 
mặt đế. 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. 
Buồng tăng trưởng được trang bị thiết bị 
RHEED cho phép quan sát kiểu tăng trưởng 
của màng Ge ngay trong quá trình thí nghiệm. 
Nhờ có phổ nhiễu xạ điện tử phản xạ năng 
lượng cao RHEED với chùm electron tới gần 
như song song với bề mặt mẫu và chỉ tương 
tác với vài đơn lớp của màng mà từ đó ta 
cũng có thể đánh giá chất lượng bề mặt và 
chất lượng tinh thể của màng Ge. 
Phổ huỳnh quang trong vùng hồng ngoại của 
màng Ge được khảo sát nhờ một nguồn kích 
laser có bước sóng 523 nm được hội tụ trên 
bề mặt mẫu. Tín hiệu huỳnh quang được đo 
bằng đầu thu InGaAs và các phép đo được 
thực hiện ở nhiệt độ phòng. 
Phép đo chụp cắt lớp đầu dò nguyên tử có 
laser hỗ trợ được thực hiện nhờ sử dụng đầu 
dò nguyên tử điện cực cục bộ LEAP 3000X 
HR để xây dựng lại sự phân bố của các 
nguyên tử P và Ge trong màng. 
KẾT QUẢ VÀ THẢO LUẬN 
Do sự sai khác hằng số mạng giữa màng Ge 
và đế Si là đáng kể cỡ 4,2% nên kiểu tăng 
trưởng đặc trưng của lớp Ge là tăng trưởng 
dạng đảo (tăng trưởng 3D) với mật độ sai 
hỏng lớn [16]. Các sai hỏng này sẽ trở thành 
các tâm tán xạ và làm suy giảm đáng kể hiệu 
suất phát quang của vật liệu. 
Hình 1. Hình ảnh nhiễu xạ RHEED dọc theo hai 
hướng chính là hướng [100] (hình 1a) và hướng 
[1-10] (hình 1b) của màng Ge pha tạp P tăng 
trưởng theo mô hình hai bước 
Để khống chế kiểu tăng trưởng này và tạo ra 
một lớp Ge có bề mặt mịn và mật độ sai hỏng 
Lương Thị Kim Phượng Tạp chí KHOA HỌC & CÔNG NGHỆ 189(13): 79 - 84 
81 
thấp ứng dụng trong các linh kiện quang điện 
tử, chúng tôi sử dụng phương pháp tăng 
trưởng hai bước [17]. Một lớp đệm Ge có độ 
dày 50 nm được lắng đọng ở nhiệt độ 270oC 
và lớp Ge thứ 2 pha tạp điện tử từ nguồn rắn 
GaP được thực hiện ở nhiệt độ đế là 170oC và 
nhiệt độ nguồn GaP là 725oC. Đây là điều 
kiện tối ưu để lớp Ge pha tạp có hiệu suất 
phát quang lớn nhất [18]. Hình 1 là ảnh nhiễu 
xạ RHEED đặc trưng theo hai hướng [100] và 
hướng [1-10] của màng Ge trong suốt quá 
trình pha tạp. Kết quả cho thấy màng Ge được 
lắng đọng theo từng lớp (tăng trưởng 2D) với 
bề mặt đồng đều, mịn và chất lượng tinh thể 
tốt, được đặc trưng bởi các vạch (1x1) và 
vạch (1x2). Trong đó các vạch (1x2) là các 
vạch đặc trưng cho sự tái cấu trúc của các 
nguyên tử Ge trên bề mặt. Sự có mặt của các 
nguyên tử pha tạp không ảnh hưởng đến chất 
lượng và cấu trúc tinh thể của mạng nền. 
Hình 2. Phổ huỳnh quang của màng Ge tinh khiết 
(đường màu đen) và của màng Ge pha tạp P từ 
nguồn rắn GaP (đường màu xanh lá) với cùng 
điều kiện tăng trưởng 
Hình 2 biểu diễn phổ huỳnh quang trong vùng 
hồng ngoại của màng Ge pha tạp điện tử (ứng 
với Tđế=170
o
C và TGaP=725
o
C) và màng Ge 
tinh khiết. Các mẫu có cùng độ dày màng 
(600nm) và sau khi tăng trưởng, mẫu được xử 
lý nhiệt nhanh ở 700oC trong thời gian 60 
giây để kích hoạt các điện tử pha tạp đồng 
thời cải thiện chất lượng tinh thể [15]. Phép 
đo phổ huỳnh quang được tiến hành ở nhiệt 
độ phòng. Từ hình 2 ta thấy cường độ phổ 
huỳnh quang của màng Ge khi pha tạp tăng 
gấp 50 lần so với lớp Ge tinh khiết. Chú ý 
rằng ứng suất căng trong lớp Ge được tạo ra 
trong quá trình xử lý nhiệt nhanh và giá trị 
của ứng xuất căng chỉ khoảng 0,10%. Điều 
này khẳng định rằng hệ số dính bề mặt của 
phân tử P2 đóng vai trò chủ đạo quyết định tới 
hiệu quả của quá trình pha tạp và hiệu suất 
phát quang của màng Ge. Ứng suất căng của 
lớp Ge tinh khiết được tăng trưởng và xử lý 
nhiệt trong cùng điều kiện với lớp Ge pha tạp 
P cũng có giá trị là 0,10%. Nghĩa là sự có mặt 
của nguyên tử P trong mạng nền Ge không 
gây nên sự thay đổi ứng suất trong lớp Ge. Sự 
phân bố của các nguyên tử P pha tạp trong 
lớp Ge được xây dựng lại nhờ kỹ thuật chụp 
cắt lớp đầu dò phân tử (hình 3). Màng Ge 
được tăng trưởng trên đế SOI (Silicon On 
Insulator) ở 170oC. Trước khi xử lý nhiệt, các 
nguyên tử được phân bố khá đồng đều trong 
vi đầu dò dọc theo bề dày lắng đọng 
(500nm).Tuy nhiên vẫn còn xuất hiện những 
đường sai hỏng trong lớp Ge. 
Đối với màng Ge pha tạp điện tử từ các 
nguyên tố như Antimon (Sb) hoặc P thì việc 
xử lý nhiệt phải thực hiện ở vùng nhiệt độ 
thích hợp trong thời gian ngắn để giảm thiểu 
hiệu ứng khuếch tán ngoài của các nguyên tố 
pha tạp. Các nguyên tố pha tạp này có hệ số 
khuếch tán lớn và có xu hướng dồn lên vùng 
bề mặt của màng Ge và tạo ra sự không đồng 
nhất về nồng độ điện tử trong toàn bộ màng 
Ge, ảnh hưởng đến hiệu suất phát quang của 
lớp Ge. 
Hình 3. Sự phân bố của các nguyên tử Ge và 
nguyên tử P dọc theo chiều dày màng được xây 
dựng lại nhờ kỹ thuật APT 
Lương Thị Kim Phượng Tạp chí KHOA HỌC & CÔNG NGHỆ 189(13): 79 - 84 
82 
Sau khi nghiên cứu các điều kiện nâng nhiệt 
(không được trình bày ở đây), chúng tôi đã 
tìm ra điều kiện ủ mẫu thích hợp để hiệu suất 
phát huỳnh quang của màng là lớn nhất. Mẫu 
được xử lý nhiệt nhanh ở 700oC trong thời 
gian 60 giây để cung cấp cho nguyên tử pha 
tạp một động năng đủ lớn để vượt qua thế 
năng tương tác giữa các nguyên tử của mạng 
nền và chiếm giữ vị trí của nguyên tử Ge. Sau 
khi xử lý nhiệt, các nguyên tử P và Ge được 
phân bố đồng đều hơn và những đường sai 
hỏng trong màng Ge giảm đáng kể (hình 4). 
Như đã trình bày ở trên, nồng độ điện tử đã 
kích hoạt trong mạng nền Ge là 0,2x1019 cm-3 
và nồng độ nguyên tố P pha tạp đang tồn tại ở 
những vị trí xen kẽ là 7,3x1020 cm-3. Các phép 
phân tích về sự kết đám của nguyên tố pha tạp 
P cho thấy, các nguyên tử P đã hình thành các 
đám nhỏ trong mạng tinh thể của Ge. Kết quả 
chụp cắt lớp đầu dò nguyên tử ba chiều (hình 
5a) đã chỉ ra rằng khoảng cách lớn nhất giữa 
mỗi đám P là 3,5 nm và số nguyên tử P thấp 
nhất trong mỗi đám là 8 nguyên tử/đám. Bản 
đồ nguyên tử 3D cho thấy các đám P được 
phân bố khắp toàn miền của vi đầu dò. Với vi 
đầu dò có chiều dài là 750 nm thì tổng số đám 
P chứa trong đó là 245 đám. Số nguyên tử 
trung bình cho mỗi đám là 14 nguyên tử/đám 
và mật độ đám trong lớp Ge là 6,2x1016 
đám.cm-3. 
Hình 4. Sự phân bố của các nguyên tử Ge và 
nguyên tử P sau khi xử lý nhiệt ở 700oC trong thời 
gian 60 giây 
Ảnh chụp từ trên xuống (top-view) ở hình 5b 
chỉ ra rằng các đám P không được phân bố 
đều trong vi đầu dò. Như vậy so với trường 
hợp chưa xử lý nhiệt thì thì sau khi xử lý 
nhiệt, các nguyên tử pha tạp P có xu hướng 
tập hợp lại với nhau và hình thành các đám 
nhỏ. Thật vậy, các nghiên cứu thực nghiệm 
gần đây cho thấy sư khuếch tán của các 
nguyên tố pha tạp loại n như P, Asen (As), Sb 
trong Ge được phân bố liên quan đến cơ chế 
lỗ trống. Đây là hệ quả của việc năng lượng 
hình thành của lỗ trống (1,88 eV) thấp hơn 
của vị trí xen kẽ (3,07 eV) trong Ge. 
Hình 5. Hình ảnh ba chiều của các đám nguyên tử 
P phân bố theo chiều sâu của màng Ge (hình 5a) 
và ảnh từ trên xuống của các đám P (hình 5b) 
KẾT LUẬN 
Kết quả chụp cắt lớp đầu dò nguyên tử của 
màng Ge pha tạp P từ nguồn rắn GaP đã chỉ 
ra rằng các nguyên tử P đã hình thành các 
đám nhỏ trong mạng tinh thể của Ge. khoảng 
cách lớn nhất giữa mỗi P đám lân cận là 3,5 
nm và số nguyên tử P thấp nhất trong mỗi 
đám là 8 nguyên tử/đám. Các đám P được 
phân bố khắp toàn miền của vi đầu dò. Số 
nguyên tử trung bình cho mỗi đám là 14 
nguyên tử/đám và mật độ đám trong lớp Ge là 
6,2x10
16
 đám.cm-3. Tuy nhiên, các đám P 
không được phân bố đều trong micro tip. Sau 
khi xử lý nhiệt ở 700oC trong vòng 60 giây thì 
các nguyên tử P được phân bố đều hơn trong 
mạng nền Ge và mật độ các sai hỏng giảm 
đáng kể. 
Lương Thị Kim Phượng Tạp chí KHOA HỌC & CÔNG NGHỆ 189(13): 79 - 84 
83 
LỜI CÁM ƠN 
Xin chân thành cảm ơn GS. TS Lê Thành Vinh 
và PhD. Lương Minh Anh 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. L. Canham (2000), “Gaining light from 
silicon”, Nature, 408, pp. 411. 
2. N. Koshida and H. Koyama (1992), “Visible 
electroluminescence from porous silicon”, Appl. 
Phys. Lett., 60, pp. 347. 
3. B. Zheng, J. Michel, F.Y.G. Ren, L.C. 
Kimerling, D.C. Jacobson and J.M. Poate (1994), 
“Room-temperature sharp line 
electroluminescence at λ=1.54 μm from an 
erbiumdoped silicon light-emitting diode”, Appl. 
Phys. Lett., 64, pp. 2842. 
4. A.J. Kenyon, P.F. Trwoga, M. Federighi and 
C.W. Pitt (1994), “Optical properties of PECVD 
erbium-doped silicon-rich silica: evidence for 
energy transfer between silicon microclusters and 
erbium ions”, J. Phys.: Condens. Matter, 6, L319. 
5. L. Pavesi, L. Dal Negro, C. Mazzoleni, G. 
Franzo and F. Priolo (2000), “Optical gain in 
silicon nanocrystals”, Nature, 408, pp. 440. 
6. C. S. Peng, Q. Huang, W. Q. Cheng, J. M. 
Zhou, Y. H. Zhang, T. T. Sheng, and C. H.Tung 
(1998), “Optical properties of Ge self-organized 
quantum dots in Si”, Phys. Rev., B 57, pp. 8805. 
9. M. El Kurdi, S. David, P. Boucaud, C. 
Kammerer, X. Li, V. Le Thanh, S. Sauvage, J.-M. 
Lourtioz (2004), “Strong 1.3-1.5 μm luminescence 
from Ge/Si self-assembled islands in highly-
confining microcavities on silicon-on-insulator”, 
J. Appl. Phys., 96, pp. 997. 
8. X. Sun, J.F. Liu, L.C. Kimerling, and J. Michel 
(2009), “Direct gap photoluminescence of n-type 
tensile strained Ge-on-Si”, Appl. Phys. Lett., 95, 
pp. 011911. 
9. M. El Kurdi, T. Kociniewski, T.-P. Ngo, J. 
Boulmer, D. Débarre, P. Boucaud, J. F. 
Damlencourt, O. Kermarrec, and D. Bensahel 
(2009), “Enhanced photoluminescence of heavily 
n-doped germanium”, Appl. Phys. Lett., 94, pp. 
191107. 
10. X. Sun, J. F. Liu, L. C. Kimerling and J. 
Michel (2010), “Toward a germanium laser for 
integrated silicon photonics, IEEE J. Sel. Top. 
Quantum Electron., 16, pp. 124. 
11. El Kurdi M., Fishman G., Sauvage S. and 
Boucaud P. (2010), “Band Structure and Optical 
Gain of Tensile-Strained Germanium Based on a 
30 Band k-p Formalism”, Journal of Applied 
Physics, 107, pp. 013710. 
12. 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, pp. 70-75. 
13. Shitara T. and Ebert K. (1994), “Electronic 
Properties of InGaP Grown by Solid source 
Molecular Beam Epitaxy With a GaP 
Decomposition Source”, Applied Physics Letters, 
65, pp.356. 
14. Lippert G., Osten H. J., Krüger D., 
Gaworzewski P. and Eberl K. (1995), “Heavy 
Phosphorus Doping in Molecular Beam Epitaxial 
Grown Silicon with a GaP Decomposition 
Source”, Applied Physics Letters, 66, pp. 3197. 
15. 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, pp. 015013. 
16. Hsin-Chiao Luan, Desmond R. Lim, Kevin K. 
Lee, Kevin M. Chen, Jessica G. Sandland, Kazumi 
Wada, and Lionel C. Kimerling (1999), “High-
quality Ge epilayers on Si with low threading-
dislocation densities”, Appl. Phys. Lett., 75, No 19. 
17. Luong T K P et al (2013), “Control of Tensile 
Strain And Interdiffusion In Ge/Si(001) Epilayers 
Grown By Molecular-Beam Epitaxy”, J. Appl. 
Phys., 114, pp. 083504 
18. T. K. P. Luong (2018), “A New Approach for 
Heavy N-Doping Process in Ge Epilayers Using 
Specific Solid Source”, Opt. Photonics J., 8, pp. 11. 
Lương Thị Kim Phượng Tạp chí KHOA HỌC & CÔNG NGHỆ 189(13): 79 - 84 
84 
ABSTRACT 
STUDY OF P DOPANT DISTRIBUTION IN GE FILM EPITAXIAL GROWN ON 
SI (001) SUBSTRATE BY ATOMIC PROBE TOMOGRAPHY TECHNIQUE 
Luong Thi Kim Phuong
* 
Hong Duc University 
It is shown that a strongly optical gain could be obtained when applying a tensile strain and n-
doping in the Germanium (Ge) layers to modifier its energy band structure. Electron dopant in the 
Ge film was obtained by phosphorus (P) doping from GaP solid source. The total P atom 
concentration in the Ge layers was 7.5x10
20 
cm
-3
. Nevertheless, the activated electron 
concentration after thermal annealing was only 2x10
20 
cm
-3
. Thus, there are still 7.3x10
20 
cm
-3
 P 
atoms were not activated which occupy in the interstitial sites in the Ge matrix. In this work, we 
focus on investigating the distribution of P dopant in the Ge film. The place of P atoms was 
reconstructed by Atomic Probe Tomography (APT) technique. After growth, the Ge film was 
thermally annealed at 700
o
C in 60s. Post-thermal treatment after growing is a necessary step to 
enhance tensile strain value and crystal quality of the Ge film. The film is grown by Molecular 
Beam Epitaxy (MBE) technique. The surface quality was investigated using Reflection of High 
Energy Electron Diffraction (RHEED). The photoluminescence efficiency of the Ge layers was 
evaluated by the photoluminescence spectrum in the infra-red range. 
Keywords: Germanium; phosphorus dopant; photoluminescence; atomic probe tomography; 
optoelectronic. 
Ngày nhận bài: 02/10/2018; Ngày hoàn thiện: 16/10/2018; Ngày duyệt đăng: 30/11/2018 
*
 Tel: 0904 621503, Email: luongthikimphuong@hdu.edu.vn