表面原子團成長推論

在加熱退火達到 570K 之前，表面上的鐵鍺合金島的外型仍不具規則，

成長也看不出調理。至 570K 時開始能在 0.6ML 鐵鍺系統表面觀察到 2x2 的 結構出現。圖 5.4-5 為兩種鐵鍍量於 570K 時各別的表面影像。

圖 5.4-5 570K 下不同鐵鍍量的原子島 (40×40 nm²)

.A: 0.2ML 鐵鍺系統 原子團表面雖平緩但觀察不到結構 +0.7V .B: 0.6ML 鐵鍺系統 部分原子島表面出現 2x2 結構 -1.0V

當加熱退火溫度提升至 640K 後，兩種鍍量下原子團已聚集成形狀完整 的島（圖 5.4-6）。此時表面上主要分為兩種島嶼，一種是由兩側斜面所相 夾而成的屋頂島；另一種是依然只有在 0.6ML 鐵鍺系統中發現的 2x2 週期 性結構島（黃色圈圈框起處），其外型為三個各夾 120°的斜面向上堆疊而成，

於頂端形成三角形平台和 2x2 週期性結構。此兩種原子島的數量比約 10：1，

表示鐵鍺合金較容易長成屋頂島。

A B

圖 5.4-6 640K 下不同鐵鍍量的原子島 (60×60 nm²)

A: 0.2ML 鐵鍺系統 表面上幾乎只有屋頂島存在 +0.7V B: 0.6ML 鐵鍺系統 大量的屋頂島和少許 2x2 結構島 -1.0V

從先前的 STM 影像分析中可以得知，屋頂島的稜線方向是各夾 120°的 三對稱方向，和 2x2 週期性結構島頂端的三角形平台邊線正好相似。此外 從高溫段所掃描到的短屋頂島 STM 影像中，常常能觀察到其中一斜面明顯 較另一斜面大。因此推斷鐵鍺合金島的成長是從特定三個方向的斜面做為 主要的成長面，在主成長面成長擴大後再由其他的次成長面去補足島的形 狀。如圖 5.4-7 可以在短屋頂島上明顯地見到其主要的成長面。

圖 5.4-7 高溫段所掃描到的屋頂島 紅色箭頭為主成長面方向 (120×120 nm²) A: 840K +1.0V B: 900K +1.0V

B A

B

A

我們檢視 0.6ML 鐵鍺系統加熱退火至 640K 時所形成屋頂島，發現屋頂 島角度較緩的斜面都剛好位於三個對稱的方向（圖 5.4-8 箭頭標示），而 2x2 結構島頂端的三角形平台也正好切齊這三個方向。故推論其緩坡為主成長 面，且若能三個方向彼此平衡地成長，將會層狀地向上堆疊並於頂端形成 2x2 週期性結構，也因此這種島數量較一般的屋頂島來的稀少。

圖 5.4-8 0.6ML 鐵鍺系統加熱退火至 640K 出現的屋頂島和 2×2 島 .A: +1.0V (60×60 nm²) B: +1.0V (80×80 nm²)

當溫度提昇至 740K 時，屋頂島成長至一定高度後（1.5nm 以上）後便 偏好改為橫向擴張，使得表面上出現大量長形屋頂島。

B A

B A

圖 5.4-9 鐵鍺系統加熱退火至 740K 時出現的大量長形屋頂島

2 2

而當加熱退火溫度再往上提昇至 840K 以上後，長條屋頂島開始逐漸減 少；推測可能是這些島嶼潛入基底，或轉而形成其他如平台島與角錐狀島 嶼。以圖 5.4-10 的角錐狀島為例，島上較大的斜面正好符合主成長面的三 對稱方向以及屋頂島緩坡的角度特徵。

2min570K 5min570K

圖 5.4-10 不同成長面向的角錐狀島 (紅色箭頭為主要成長面向)

A: +1.0V (120×120 nm²) B: +1.0V (200×200 nm²) C: +1.0V (120×120 nm²)

在更高的加熱退火溫度時（900K），甚至會觀測到由短屋頂島所組合而 成的奇特合成島嶼，如圖 5.4-11；並且都能畫出其主成長面方向。

5min900K

圖 5.4-11 不同成長面向的合成島 (紅色箭頭為主要成長面向)

A: +1.0V (120×120 nm²) B: +1.0V (120×120 nm²) C: +1.0V (120×120 nm²)

A B C

B

A C

在觀察屋頂島主成長面的同時，常常發現另一側較陡的斜面上會出現特 殊的垂直紋路。相似的紋路在其他人的研究中也有在原子島上發現（zigzag pattern）[49]，但不同處在於我們僅在其中一側發現（主成長面的相對側）。

圖 5.4-12 A: 屋頂島的特殊紋路 +1.0V (40×40 nm²) B: 圖 A 屋頂島綠線高度剖面圖

C: 相似條紋的 Ge 島在 Si(001) 面上發現[42] (50×50 nm²)

A B

C

緩 陡