WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

   Добро пожаловать!


На правах рукописи

Якушев Максим Витальевич Гетероэпитаксия ZnTe, CdTe и твердых растворов CdHgTe на подложках GaAs и Si.

Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

Специальность 01.04.10 (Физика полупроводников) Новосибирск-2011г.

Работа выполнена в Учреждении Российской академии наук Институте физики полупроводников им. А.В. Ржанова Сибирского отделения РАН

Научный консультант:

доктор физико-математических наук, профессор Сидоров Юрий Георгиевич

Официальные оппоненты:

член-корреспондент РАН, профессор Хохлов Дмитрий Ремович доктор физико-математических наук, профессор Ивонин Иван Варфоломеевич доктор физико-математических наук, профессор Шумский Владимир Николаевич

Ведущая организация:

Физико-технический институт имени А.Ф. Иоффе РАН, г. С.-Петербург

Защита состоится « 15 » ноября 2011 г. в 15 часов на заседании диссертационного совета Д 003.037.01 при Учреждении Российской академии наук Институте физики полупроводников им.

А.В. Ржанова Сибирского отделения РАН по адресу: 630090, г. Новосибирск, проспект академика Лаврентьева, 13.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Учреждения Российской академии наук Институте физики полупроводников им. А.В. Ржанова Сибирского отделения РАН Автореферат разослан « » 2011г.

Ученый секретарь диссертационного совета доктор физико-математических наук, доцент Погосов А.Г.



Актуальность темы. В настоящее время лидирующее место среди материалов для изготовления инфракрасных (ИК) фотоприемников (ФП) занимают твердые растворы кадмийртуть-теллур (КРТ) [1]. Это обусловлено физическими свойствами КРТ: высокой подвижностью электронов и низкой диэлектрической постоянной, возможностью изменения ширины запрещенной зоны в широких пределах и высокой квантовой эффективностью в диапазоне перекрываемых длин волн [2]. За последние 25 лет технология получения КРТ интенсивно развивалась, что позволило перейти от изготовления объемных монокристаллов относительно небольшого диаметра (менее 10 мм) до эпитаксиальных слоев на подложках большого диаметра (до 150 мм). Эпитаксиальные слои КРТ на подложках большого диаметра необходимы для создания матричных ИК ФП с большим числом элементов, повышения производительности производства и снижения стоимости изделий.

Все эпитаксиальные методы связаны с общей проблемой – потребностью в дешёвых подложках большой площади, которые структурно, химически, оптически и механически согласованы с полупроводниками на основе Hg [3]. До настоящего времени не найдено подложки, которая бы удовлетворяла одновременно всем требованиям. Подложки из монокристаллического CdTe и тройных соединений на его основе, в первую очередь CdZnTe, физически и химически согласованы с CdHgTe и позволяют выращивать эпитаксиальные слои с параметрами, соответствующими качеству объёмных кристаллов [4]. Однако малый размер, проблемы чистоты, преципитация теллура, неоднородность состава по площади и высокая цена ($60 - $500 за 1 см2) делают невозможным использование таких подложек в массовом производстве и при создании широкоформатных матриц фотодетекторов [5].

Перспективный подход для получения подложек большого диаметра – применение гибридных или так называемых «альтернативных» подложек, которые представляют собой многослойные структуры, состоящие из пластин объёмного кристалла, закрытых буферными слоями с согласованной решёткой. Объёмные полупроводниковые материалы Si, GaAs, InSb и сапфир являются высококачественными, дешёвыми и легкодоступными кристаллами, которые в этом случае можно использовать. Низкий коэффициент пропускания в спектральном диапазоне 3 – 5 мкм для InSb и в спектральном диапазоне 8 – 12 мкм для сапфира ограничивает широкое использование данных материалов в качестве подложки, в отличие от Si и GaAs, которые прозрачны во всей области ИК-спектра и могут быть использованы при создании приборов для любого спектрального диапазона. В качестве буферных слоёв наносятся плёнки ZnTe и CdTe суммарной толщиной несколько микрон.

Принципиальной возможностью получения гетероэпитаксиальных структур на альтернативных подложках обладают различные парофазные эпитаксиальные методы, такие как модификации молекулярно-лучевой эпитаксии и эпитаксии из паровой фазы с использованием металлорганических соединений. Метод молекулярно-лучевой эпитаксии (МЛЭ) превосходит другие эпитаксиальные методы выращивания слоев КРТ на «альтернативных» подложках. К преимуществам МЛЭ по сравнению с остальными методами относятся: 1) низкая температура роста; 2) наиболее чистые условия выращивания и соответственно низкий уровень фонового легирования; 3) возможность получения многослойных объектов, включая сверхрешетки и структуры с квантовыми точками; 4) наличие встроенных методик анализа поверхности, позволяющих in situ исследовать и контролировать ключевые стадии изготовления гетероструктур [6].

Основная проблема при выращивании КРТ методом МЛЭ - высокая упругость паров и, как следствие этого, низкий коэффициент встраивания атомов ртути. Поэтому рост КРТ в методе МЛЭ происходит при низкой температуре подложки и высоком давлении паров ртути.

Термодинамический анализ показывает, что при МЛЭ рост пленок HgCdTe осуществляется в условиях, когда две фазы: HgTeкр и Teкр - являются устойчивыми [7]. При термодинамической вероятности образования нескольких фаз преимущественное образование той или другой фазы будет определяться исключительно кинетикой образования соответствующих фаз, которая, в свою очередь, зависит от ориентации подложки.

При гетероэпитаксии CdHgTe на подложках из GaAs и Si возникают проблемы, обусловленные различиями в параметрах решеток сопрягаемых материалов [8] и различной природой химической связи. Структурное совершенство при использовании альтернативных подложек может ухудшаться из-за образования промежуточных химических соединений на гетерограницах и интенсивного дефектообразования на них [9]. При сопряжении кристаллов, относящихся к разным структурным типам (CdHgTe и Si), возможно образование дефектов, вызванных ошибками в периодическом ряду упорядоченных плоскостей атомов, - антифазных границ [10]. Все эти проблемы приводят к сложности достижения высокого структурного совершенства гетероэпитаксиальных структур КРТ и его электрофизических параметров, необходимых для изготовления ИК-фотоприемников с предельным характеристиками.

К моменту начала работ по теме данной диссертации не существовало законченной модели гетероэпитаксиального роста КРТ. Для снижения вероятности образования фазы Teкр было предложено использовать подложки (112)В [11], рост на которых возможен в очень узком диапазоне условий. Поэтому актуальной оставалась задача выбора подложки с оптимальной ориентацией поверхности. Механизмы формирования гетеропереходов АIIВVI/GaAs и АIIВVI/Si были изучены не полностью. Не существовало четких представлений о влиянии промежуточных соединений, образующихся в гетеросистеме АIIВVI/GaAs, на структуру растущей пленки.

Исследования гетероэпитаксии на кремниевых подложках были выполнены для систем с более низким рассогласованием параметров кристаллических решеток GaAs/Si и ZnSe/Si. Кроме того, подавляющее число исследований гетероэпитаксиального роста было выполнено для подложек с ориентацией (100).

Поэтому для решения поставленной задачи необходимо дополнить существующие представления о гетероэпитаксиальном росте КРТ, а в случае оптимизации процессов роста за счет выбора ориентации подложки необходимо провести полный цикл исследований всех этапов выращивания гетероструктуры.

Целью работы является создание научных основ методов получения альтернативных подложек - высококачественных буферных слоев CdTe на подложках из GaAs и Si, пригодных для эпитаксии твердых растворов CdHgTe приборного качества. Для достижения этой цели необходимо было решить следующие основные задачи:

- изучение закономерностей формирования морфологии подложек, используемых для гетероэпитаксиального роста CdHgTe, при предэпитаксиальной подготовке и разработке методов получения поверхности подложки с заданным составом и морфологией;

- изучение механизмов образования дефектов кристаллической структуры в гетерокомпозициях АIIВVI/GaAs и АIIВVI/Si и нахождение способов снижения их плотности;

- изучение кинетики роста слоев CdZnTe и CdHgTe на высокоиндексных поверхностях и нахождение путей получения гетероструктур CdHgTe с заданными структурными и фотоэлектрическими параметрами.

Объекты и методы исследования. Результаты получены для слоев ZnSe, ZnTe, CdTe и CdHgTe, выращенных на подложках GaAs(112)B, GaAs(310) и Si(310) методом молекулярнолучевой эпитаксии. Гетеропара ZnSe/GaAs взята как модельная, так как она имеет минимальное рассогласование параметров кристаллических решеток, а вероятность образования промежуточных соединений в гетеропереходе наиболее высокая. Подложка GaAs(112)B наиболее часто встречается в литературе, посвященной проблеме выращивания КРТ методом МЛЭ (МЛЭ КРТ), а подложки, ориентированные по плоскости (310), позволяют приготавливать альтернативные подложки для выращивания КРТ с минимальной плотностью макроскопических прорастающих дефектов. Изучалось влияние условий предэпитаксиального отжига и роста на кристаллографическую структуру и состав гетероперехода, а также на морфологию поверхности пленки. Рост образцов проводился в установках МЛЭ «Катунь» и «Обь», разработанных в ИФП СО РАН и изготовленных совместно ИФП СО РАН и Опытным заводом ИФП СО РАН. В качестве методов исследования in situ использовались дифракция электронов высокой энергии на отражение (ДЭВЭО) и одноволновая эллипсометрия. Дополнительно исследование поверхности Si(310) проводилось методами дифракции медленных электронов (ДМЭ) и сканирующей туннельной микроскопии (СТМ). Состав образцов определялся методами рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии (РФЭС), вторичной ионной масс-спектроскопии (ВИМС) и Ожеспектроскопии. Исследования дефектов в объеме пленок проводились методами просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) и селективного травления. Все исследования проводились в ИФП СО РАН.

Научная новизна работы Исследованы механизмы роста и дефектообразования при выращивании на высокоиндексных поверхностях методом молекулярно-лучевой эпитаксии гетероэпитаксиальных структур с большим рассогласованием параметров кристаллических решёток, с различной природой химической связи и принадлежностью пленки и подложки к разным структурным типам. В результате установлены основные закономерности гетероэпитаксиального роста полупроводниковых соединений ZnTe, CdTe и CdHgTe на подложках GaAs(112)B, GaAs(310) и Si(310).

Определены закономерности изменения морфологии поверхности GaAs(112)B при адсорбции элементов VI группы. Установлена зависимость между составом поверхности подложки GaAs(112)B, отожженной в парах элементов VI группы, и образованием двойников в растущей пленке AIIBVI. Предложена кристаллохимическая модель гетероперехода АIIВVI/GaAs, основанная на анализе среднего числа валентных электронов на один атом. Показано, что образование халькогенидов галлия в гетеропереходе приводит к фасетированию подложки плоскостями (111)В и двойникованию в растущей пленке АIIВVI.

Исследована зависимость морфологии гидрогенезированной и окисленной поверхностей Si(310) от температуры отжига в вакууме. Установлено, что после десорбции пассивирующего покрытия поверхность имеет сильно развитый рельеф, образованный преимущественно ступенями высотой в два монослоя. Отжиг до температуры 900 ±150С с последующим резким остыванием приводит к фасетированию поверхности плоскостями (510). Исследована морфология поверхности Si(310), отожженной в парах As4. Установлено, что с повышением температуры отжига выше 7000С происходит изменение морфологии поверхности с образованием фасеток (311) и ступеней высотой в нечетное число межплоскостных расстояний. При температурах ниже 6000С фасетирования поверхности не происходит, и ступени имеют высоту в два межплоскостных расстояния.

Исследована кинетика начальной стадии роста пленок ZnTe на подложках GaAs(310) и Si(310). Анализ кинетики роста пленок ZnTe на подложках GaAs(310) для различных пересыщений показывает отсутствие лимитирующего влияния образования и роста центров кристаллизации. Скорость роста после образования адсорбционного слоя определяется скоростью поступления осаждаемого материала на подложку. При осаждении ZnTe на подложке Si(310) имеет место образование и рост зародышей, которые определяют скорость формирования пленки на начальных стадиях. Скорость образования зародышей растет с понижением температуры подложки и соответствующим повышением пересыщения.

Установлено, что плотность антифазных границ (АФГ) в гетероструктурах CdHgTe/CdTe/ZnTe/Si(310) зависит от соотношений давлений паров Zn и Te2 и температуры подложки в начальный момент роста теллурида цинка. Высокое давление паров цинка приводит к получению монодоменных слоев. Повышение температуры роста и давления паров Te2 вызывает появление АФГ и увеличение их плотности вплоть до роста поликристалла.

Обнаружено, что в гетероструктуре CdHgTe/Si(310) присутствуют дефекты упаковки, анизотропно распределенные относительно кристаллографических направлений [-130] и [001].

Дефекты упаковки лежат в плоскости (111), пересекающей плоскость (310) под углом 68 градусов.

Зарождение дефектов упаковки носит гетерогенный характер и происходит на границе раздела ZnTe/Si(310). Отжиг гетероструктур при 3500С в атмосфере теллура приводит к аннигиляции дефектов упаковки.

Установлена зависимость морфологии поверхности CdTe(310) от условий роста. Рост пленки в условиях избытка элементов VI группы приводит к огрублению поверхности и увеличивает высоту микрорельефа до 100 нанометров. В условиях избытка элементов II группы происходит выглаживание поверхности, что позволяет выращивать пленки с высотой микрорельефа в несколько нанометров. Установлено, что при увеличении толщины адсорбционного слоя Te поверхность CdZnTe(310) фасетируется плоскостями (100).

Впервые получены гетероэпитаксиальные структуры CdHgTe/Si(310), в которых отсутствуют антифазные границы и дефекты упаковки, с плотностью прорастающих дислокаций ~ 107см-2. На их основе изготовлены матричные фотоприемные устройства для инфракрасного диапазона спектра с высокими фотоэлектрическими параметрами. Продемонстрирована возможность применения эпитаксиальных слоев CdHgTe, выращенных методом МЛЭ на подложках Si(310), для создания надежных, стойких к термоциклированию многоэлемнтных фотоприемных модулей для спектрального диапазона 3-5 и 8-12 мкм.

На защиту выносятся следующие основные научные положения.

1. Основной причиной образования структурных дефектов при гетероэпитаксии AIIBVI/GaAs наряду с рассогласованием параметров кристаллических решеток является нарушение баланса валентных электронов в гетеропереходе за счет образования промежуточных соединений между компонентами пленки и подложки. Образование связей галлий - халькоген в решетке сфалерита является причиной фасетирования подложки плоскостями (111)В и двойникования в растущей пленке AIIBVI.

2. Микрорельеф чистой поверхности Si(310) после предэпитаксиального отжига в широком интервале температур образован террасами плоскости (100), разделенными эквидистантными ступенями двухатомной высоты.

3. Ансамбль структурных дефектов в гетероструктурах CdHgTe/CdTe/ZnTe/Si(310) определяется условиями формирования гетерограницы ZnTe/Si(310). Плотность антифазных границ зависит от соотношений давлений паров Zn и Te2 и температуры подложки в начальный момент роста теллурида цинка. Высокое давление паров цинка обеспечивает получение монодоменных слоев. В свою очередь, высокое давление паров Zn предопределяет огранение трехмерных островков на начальной стадии роста фасетками (111) одной полярности и приводит к анизотропному распределению дефектов упаковки в объеме гетероструктуры.

4. Различие в структурном совершенстве слоев CdTe/ZnTe, выращенных на подложках GaAs(310) и на подложках Si(310), определяется различием кинетики формирования гетеропереходов ZnTe/GaAs(310) и ZnTe/Si(310), а не вкладом рассогласования параметров кристаллических решеток пленки и подложки. Скорость роста теллурида цинка на подложках GaAs(310) на начальных стадиях осаждения не лимитируется образованием и ростом зародышей и определяется только скоростью поступления осаждаемого материала на подложку. При осаждении ZnTe на подложке Si(310) имеет место образование и рост зародышей, которые определяют скорость формирования пленки на начальных стадиях. Большая часть прорастающих дефектов в гетероструктуре CdTe/ZnTe/Si(310), такие как дислокации и дефекты упаковки, образуется при коалесценции островков ZnTe в начальный момент роста.

5. Кристаллизация CdHgTe на поверхности (310) не имеет кинетических ограничений.

Коэффициент встраивания атомов Hg для CdHgTe(310) в четыре раза выше, чем для CdHgTe(100).

Диссоциация двухатомных молекул теллура на поверхности CdHgTe (310) происходит с преодолением более низкого активационного барьера. В результате в процессе роста (в пределах ошибки измерения - 0,1 монослоя) не происходит образования адсорбционного слоя теллура. На поверхности (310) выращивание слоёв CdHgTe с высокими электрофизическими и структурными характеристиками возможно в более широком диапазоне давлений ртути, чем на поверхности (112)В.

Достоверность полученных результатов и выдвигаемых на защиту научных положений определяется тем, что все экспериментальные данные получены с использованием современной экспериментальной техники и апробированных методик измерений на большом числе образцов.

Полученные в работе данные согласуются с известными экспериментальными результатами других авторов. Результаты работы не противоречат современным представлениям об эпитаксиальном росте полупроводниковых соединений.

Научная и практическая значимость работы заключается в том, что осуществлено решение научной проблемы, имеющей важное практическое значение.

Исследования, проведенные в диссертации, позволяют глубже понять механизмы формирования гетеропереходов AIIBVI/GaAs и AIIBVI/Si. Полученная в результате выполнения работы информация о механизмах введения структурных дефектов при гетероэпитаксии неизовалентных полупроводников и влиянии условий роста на морфологию поверхности CdTe, позволяет оптимизировать условия получения «альтернативных подложек» - высококачественных буферных слоев CdTe на подложках из GaAs и Si, пригодных для эпитаксии твердых растворов CdHgTe.

В результате разработана технология, позволяющая создавать методом МЛЭ на подложках из кремния нелегированные образцы КРТ дырочного типа проводимости приборного качества. На полученных структурах изготовлены матричные фотоприемники различного формата на диапазоны длин волн 3-5 и 8-14 мкм, работающие при 77K, и диапазон 3-5 мкм, работающие при 210K.

Впервые разработаны и изготовлены полноформатные матричные фотоприемные модули (ФПМ) на основе ГЭС МЛЭ КРТ, выращенных на подложке из кремния. Такие фотоприемники обладают повышенной стойкостью к термоциклированию, поскольку коэффициенты термического расширения кремниевой схемы считывания и фотоприемной матрицы на кремниевой подложке одинаковы. Изготовленные ФПМ позволяют получать изображение телевизионного стандарта без использования систем механического сканирования. ФПМ обладают высоким пространственным и тепловым разрешением, позволяющим достоверно идентифицировать наблюдаемый объект.

Личный вклад соискателя в диссертационную работу заключается в определении цели, постановке задач, выборе способов решения и методов исследования, проведении методических разработок, необходимых для их реализации. Он также заключается в активном участии в организации и выполнении экспериментов, в анализе и интерпретации полученных результатов.

Автором внесен определяющий вклад в разработку технологии выращивания КРТ на подложках из кремния.

На разных этапах работы участие в исследованиях принимали научные сотрудники различных подразделений ИФП СО РАН. Работы проводились в тесном взаимодействии с соавторами, которые не возражают против использования в диссертации полученных совместно результатов.

Апробация работы. Основные результаты работы докладывались и обсуждались на российских и международных конференциях: II Международное совещание по МЛЭ (г.Варшава, Польша, 1996г.); VII Европейская Конференция по методам анализа поверхности и границ раздела (г.Гётеборг, Швеция, 1997г.); VI Международная конференция по научному материаловеденью и свойствам материалов для инфракрасной оптоэлектроники (г.Киев, Украина, 2002 г.); Конгресс по оптике и оптоэлектронике ( г.Варшава, Польша, 2005); 14 Международная конференция по II-VI полупроводникам (С.-Петербург, 2009); IX Российская конференция по физике полупроводников (Новосибирск-Томск, 2009); Совещание «Актуальные проблемы полупроводниковой фотоэлектроники» (Новосибирск, 2003, 2008); Международная научно-техническая конференция по фотоэлектронике и приборам ночного видения (Москва, 2002, 2004, 2006, 2008, 2010).





Публикации. По материалам диссертации опубликованы 41 печатная работа. Список работ приведен в конце автореферата.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, семи глав, выводов, заключения и списка литературы. В конце каждой главы также приводится заключение.

Диссертация содержит 219 страницы текста, 116 рисунков, 11 таблиц и список литературы из 1наименований.

Содержание работы Во введении обоснована актуальность темы диссертации, сформулированы цель и задачи работы.

Глава 1. In situ методы исследования при гетероэпитаксии соединений А2В6. Одним из наиболее важных преимуществ метода молекулярно-лучевой эпитаксии по сравнению с другими эпитаксиальными методами является возможность контролировать процесс роста непосредственно во время осаждения пленки. Наиболее широкое распространение среди методов in situ контроля получил метод дифракции электронов высокой энергии на отражение (ДЭВЭО).

При гетероэпитаксии соединений А2В6 возможности ДЭВЭО ограничены, так как для роста халькогенидов часто используют высокоиндексные поверхности, а на начальных стадиях роста происходит сильное развитие рельефа. Другим методом контроля, используемым в молекулярнолучевой эпитаксии, является эллипсометрия.

В главе рассмотрены методические проблемы интерпретации эллипсометрических измерений при контроле in situ процесса роста слоев CdTe и ZnTe. Теллурид цинка – широкозонный полупроводник с шириной запрещенной зоны 2.26 эВ, поэтому оптическое поглощение на длине волны излучения He-Ne лазера (который чаще всего используется в одноволновых эллипсометрах) у него практически отсутствует. Это приводит к определенным особенностям при эллипсометрическом контроле роста слоев ZnTe. Главная из них заключается в том, что глубина зондирования оказывается неограниченно большой (по крайней мере, больше, чем толщина выращиваемого слоя – порядка микрометра), поэтому эллипсометрические параметры зависят от распределения по глубине оптических свойств всего слоя, а не только от приповерхностной его области, как в случае сильно поглощающих полупроводников.

Эллипсометрический мониторинг ведется в течение всего процесса роста, и полученные экспериментальные данные – зависимости эллипсометрических параметров и от времени – несут большой объем информации. Расшифровка этой информации и составляет методическую часть проблемы контроля слоев ZnTe.

Предложена оптическая модель гетероструктуры ZnTe/GaAs, позволяющая проводить эллипсометрический контроль in situ при выращивании толстых (толщиной в несколько интерференционных периодов) слоев ZnTe и отслеживать динамику изменения оптических свойств пленки в процессе роста. Показано, что с помощью одноволновой эллипсометрии можно исследовать кинетику формирования и эволюции трехмерных зародышей роста на начальной стадии гетероэпитаксии ZnTe/GaAs и ZnTe/Si (Рис.1).

1Рис.1. Номограмма для островковой пленки ZnTe dэф=10nm на GaAs. Сплошные линии соответствуют 1постоянным значениям плотности q и толщины 1эффективного слоя dэф (цифры возле q=30 соответствующих кривых - толщина в 10,0,0,7 нанометрах). Точками показаны изменения 0,эллипсометрических параметров на начальной 4 6 8 10 12 14 16 18 Y, град стадии роста.

Предложен высокочувствительный эллипсометрический метод контроля температуры поверхности образцов в сверхвысоком вакууме. Метод основан на зависимости фазовой толщины исследуемого слоя от температуры. Чувствительность эллипсометрических параметров к температурным изменениям пропорциональна произведению температурной чувствительности показателя преломления dNf/dT на толщину d и возрастает с увеличением толщины пленки.

Численным моделированием и экспериментально показано, что модифицированный эллипсометрический метод контроля температуры обладает высокой дифференциальной чувствительностью и позволяет обнаружить изменение температуры порядка 0.01С. Проведен анализ спектральной зависимости чувствительности и установлено, что наиболее оптимальный диапазон длин волн для данного материала находится в области ниже края его фундаментального D, град поглощения. На длине волны He-Ne лазера в область высокой температурной чувствительности попадают такие полупроводниковые материалы, как Si, CdZnTe, AlGaAs, GaP и другие.

Выполнены измерения показателя преломления пленки ZnTe для различных температур и для диапазона 0 – 3500С получена аппроксимационная зависимость n(T)=2.97+210-4T+410-7T2.

Разработан программно-аппаратный комплекс на основе спектрального эллипсометра, интегрированного в установку молекулярно-лучевой эпитаксии, предназначенный для контроля состава твердого раствора Cd1-zZnzTe (КЦТ) при малых значениях z.

Анализ спектров эллипсометрических параметров пленок КЦТ, измеренных в процессе их роста, показал, что наиболее чувствительным к составу параметром является положение края поглощения. Определение края поглощения по началу интерференционных осцилляций в области прозрачности позволяет контролировать состав твердого раствора Cd1-zZnzTe с точностью 1.2%.

Для повышения точности определения состава растущего слоя необходимо решать обратную эллипсометрическую задачу, используя в качестве подгоночных параметров толщину и состав слоя. В этом случае, используя параметрическую модель дисперсионной зависимости показателей преломления и поглощения от состава КЦТ вблизи края поглощения, можно повысить точность до величины 0.6%.

Глава 2. Эпитаксиальный рост соединений AIIBVI на подложках GaAs(112)B К моменту начала работ по теме данной диссертации, наибольшее распространение для выращивания слоев CdHgTe методом МЛЭ получили подложки с ориентацией поверхности по плоскости (112)В, так как использование подложек с такой ориентацией позволяет подавить процессы двойникования и получить максимальный коэффициент встраивания ртути.

В главе на примере гетероструктуры ZnSe/GaAs(112)B изучена роль химического взаимодействия компонентов пленки и подложки в формировании морфологии и образовании дефектов структуры.

Установлено, что адсорбция элементов VI группы приводит к образованию на поверхности подложки GaAs химического соединения состав, которого соответствует формуле Ga2Se3.

Проведено кристаллохимическое рассмотрение взаимодействия компонентов гетеросистемы ZnSe/GaAs. В основу рассмотрения были положены следующие утверждения:

атомы селена (или теллура), попадая на поверхность GaAs, вытесняют мышьяк из кристаллической решетки GaAs и образуют химическую связь с галлием; в кристаллической решетке с тетраэдрической конфигурацией связей на один атом в среднем должно приходиться валентных электрона.

Сохранение Смена полярности полярности 1/Рис.2 Схематичное изображение Zn Zn конфигураций связей, приводящих к 6/4x3+2-3x2=1/(6+3x3/4+3x1/2)/6=13/смене полярности в гетеросистеме 3x3/4+6-3x2=9/4 АIIВVI/GaAs.

Zn Атом халькогена образует 6 связей в 3x3/4+5-3x2=5/As Se Se Se As виде октаэдра.

3/Ga В результате рассмотрения были сделаны следующие выводы.

1. Поверхность GaAs, на которой атомы As замещены атомами Se (или Te), имеет насыщенные связи.

2. При насыщении поверхности арсенида галлия селеном или теллуром выгодной становится огранка плоскостями (111).

3. На поверхности с насыщенными связями возможно одновременное зарождение кристаллической решетки как в нормальном, так и в двойниковом положении. Причем размеры нормальных и сдвойникованных участков в начальный момент не будут превышать несколько межатомных расстояний.

Экспериментально показано, что отжиг поверхности GaAs в парах Se вызывает образование фасеток (111). Рост пленок ZnSe на поверхности GaAs, обработанной Se, начинается с образования 3-х мерных островков с развитой поверхностью (111) и сопровождается интенсивным двойникованием, предположительно связанным со сменой полярности (Рис.3).

а б Рис.3. Дифракционные картины в начальный момент роста ZnSe на подложке GaAs(112)В, стабилизированной Se: а - 30 секунд роста, б - 90 секунд роста, азимут [110].

Исследования состава гетероперехода ZnSe/GaAs(112)B методами РФЭС и Оже спектроскопии показали, что в том случае, когда в начальный момент роста пленки происходит интенсивное фасетирование и двойникование, толщина переходного слоя увеличивается и одновременно с этим происходит локальное внедрение Ga и As из подложки в пленку.

Установлено, что рост ZnTe и CdTe на подложке GaAs(112)В, отожженной в парах Te, также начинается с развития фасеток (111) и интенсивного двойникования. На чистой поверхности GaAs(112)B возможен рост без фасетирования и двойникования. Повышение температуры роста и давления паров халькогена увеличивает вероятность фасетирования и двойникования во время роста соединений АIIВVI.

Экспериментально показано, что поверхности GaAs(112)B, ZnTe(112)B и CdTe(112)B являются морфологически неустойчивыми. При гетероэпитаксии АIIВVI/GaAs(112)B возможна перестройка поверхности с образованием фасеток (011), (111) и (113). Присутствие на фронте кристаллизации фасеток (111) приводит к появлению двойниковых ламелей.

С учетом результатов физико-химических исследований, представленных в главе 2, разработано и изготовлено отечественное оборудование для выращивания слоев КРТ методом МЛЭ. Основой является установка МЛЭ «Катунь», модернизированная для работы с ртутью. Она включает три технологические камеры, две камеры загрузки-выгрузки и ламинарный обеспыленный бокс.

Для снижения плотности дефектов на гетерогранице А2В6/GaAs необходимо предотвратить взаимодействие паров элемента шестой группы (теллура) с подложкой GaAs при высоких температурах. Для этого процессы удаления остаточных оксидов и выращивания буферного слоя пространственно разнесены по разным технологическим камерам.

Остаточная атмосфера технологической камеры предэпитакиальной термической подготовки поверхности подложек не содержит паров элемента шестой группы (теллура). В этой камере проводится термическое удаление остаточных оксидов с поверхности подложки.

Другим важным практическим выводом, сделанным в главе 2, является заключение о том, что поверхность (112)B как CdTe, так и CdHgTe является морфологически неустойчивой и может ограняться в процессе роста плоскостями (111), (113) и (011). Для предотвращения фасетирования и вызванного им образования дефектов необходимо очень точно поддерживать условия роста в узком интервале значений, при которых не происходит морфологических перестроек поверхности.

Делается вывод, что поверхность (112)B не является оптимальной для молекулярно-лучевой эпитаксии соединений АIIВVI. Предложено использовать в технологии молекулярно-лучевой эпитаксии ГЭС КРТ подложки GaAs(310). Так как использование подложек (310) позволяет получать минимальную плотность морфологических дефектов.

Глава 3. Формирование структуры поверхности подложки во время предэпитаксиального отжига. В главе представлены результаты исследования состава и морфологии поверхности подложки Si(310).

Одним из типов дефектов, образующихся при эпитаксии CdTe на кремниевых подложках, являются антифазные домены. Антифазный домен, ограниченный антифазными границами (АФГ), получается, если в какой-либо области кристалла АIIВVI поменять местами атомы элементов А и В.

Как было показано в [12], антифазные домены в аналогичных гетеросистемах формируются тогда, когда в условиях слоевого роста на поверхности подложки присутствуют ступени высотой в нечетное количество атомов. Ошибка в периодическом ряду упорядоченных плоскостей атомов приводит к возникновению антифазных границ. Для того, чтобы избежать образования антифазных доменов при гетероэпитаксии CdTe/Si, необходимо, чтобы после предэпитаксиальной подготовки на поверхности подложки присутствовали только ступени высотой в четное количество атомов.

Методами сканирующей туннельной микроскопии (СТМ) и дифракции электронов высоких и низких (ДМЭ) энергий исследовано влияния отжига в вакууме на морфологию чистой поверхности Si(310).

В широком интервале температур отжига (500 – 12500C) поверхность Si(310) имеет развитый рельеф, среднеквадратичное значение шероховатости для которого по данным СТМ составляло 0.15 – 0.3 нм (см. рис.4).

Рис. 4. СТМ-изображения поверхности Si(310) после отжига при температуре 8500С.

По данным ДМЭ на такой поверхности присутствуют эквидистантные ступени двухатомной высоты. На всех образцах, исследуемых нами методом ДМЭ, после отжигов при температурах от 500оС до 1250оС наблюдались одни и те же дифракционные картины. С увеличением температуры отжига качественных изменений дифракционных картин не происходило. Отжиг при 1250оС приводил к увеличению яркости дифракционных рефлексов.

Пример дифракционной картины от поверхности Si(310) представлен на рисунке 5. На картине ДМЭ можно видеть ряды рефлексов, расположенные вдоль направления [-130]. Расстояние между рядами рефлексов обозначено буквой а. Также видно, что отдельные рефлексы расщеплены надвое. Расстояние между парными рефлексами обозначено как b. Такие дифракционные картины характерны для системы эквидистантных ступеней. В пользу присутствия ступеней на поверхности образца говорят два факта. Во-первых, это расщепление дифракционных рефлексов и, во-вторых, характерное «переливание» парных рефлексов при изменении энергии первичного пучка [13]. Отношение а/b в пределах погрешности измерений равно отношению сторон элементарной ячейки гладкой поверхности Si(310) (a/b = 1.63). При этом расстояние между парными рефлексами соответствует большей стороне элементарной ячейки Si(310). На основании этого можно сделать вывод о том, что такие дифракционные картины получены от ступенчатой поверхности Si(310) с расстоянием между ступенями, равным размеру большей стороны элементарной ячейки этой поверхности. Используя простые геометрические вычисления, можно видеть, что в этом случае высота ступени равна двум межплоскостным расстояниям для грани Si(100).

Рис.5. Дифракционная картина от поверхности Si(310) после десорбции пассивирующего слоя при 8000С. а - расстояние между рядами рефлексов; b – расстояние между парными рефлексами.

Было установлено, что для повышения доли поверхности, образованной ступенями двухатомной высоты и, соответственно, для снижения вероятности образования антифазных доменов, необходимо добиться низкой концентрации остаточных загрязнений на поверхности.

Так, при концентрации кислорода и углерода на поверхности более 5% от монослоя (по данным Оже спектроскопии) на поверхности Si(310) присутствуют в основном только ступени одноатомной высоты.

Нагрев до температур 900 - 10000С с последующим быстрым охлаждением приводит к огранке поверхности Si(310) террасами (510)-12. Поверхность Si(310) целиком ограняется террасами (510) в очень узком диапазоне температур – 900 ± 150С. При прогревах при более высоких температурах террасы (510) присутствуют на разупорядоченной поверхности Si(310) фрагментарно.

Современные технологии получения высококачественных структур CdHgTe/CdTe/Si предполагают проведение предэпитаксиального отжига подложки в парах As4 [14]. Методами дифракции быстрых электронов и сканирующей туннельной микроскопии исследована морфология поверхности Si(310), отожженной в парах As4. Установлено, что с повышением температуры отжига выше 7000С происходит изменение морфологии поверхности с образованием фасеток (311) и ступеней высотой в нечетное число межплоскостных расстояний. При температурах ниже 6000С фасетирования поверхности не происходит, и ступени имеют высоту в два межплоскостных расстояния. Это делает поверхность пригодной для выращивания гетероструктур на основе соединений AIIBVI.

Так как высокая температура отжига вызывает образование ступеней трех- и одноатомной высоты, то для избегания зарождения антифазных доменов при гетероэпитаксии бинарных полупроводников на подложках Si(310) необходимо использовать низкотемпературные методы предэпитаксиальной подготовки.

Процессы адсорбции – десорбции теллура на поверхность кремния Si(310) изучались с помощью методов эллипсометрии, Оже-спектроскопии (ЭОС) и дифракции электронов. Для этого образец при заданной температуре выдерживался в молекулярном потоке теллура с одновременной регистрацией эллипсометрических углов и дифракционных картин и последующей записью Оже-спектров. Затем этот же образец отжигался при заданной температуре в вакууме с использованием тех же самых аналитических методов.

Было установлено, что процессы адсорбции – десорбции теллура на поверхности кремния можно разделить на три температурных интервала.

При температурах образца ниже 2000С экспозиция в парах теллура приводит к росту поликристаллической пленки теллура. Рост начинается с образования отдельных островков теллура и их дальнейшей коалесценции. При потоке Те2, эквивалентном давлению 2·10-6 Торр, плотность островков составляет 6.0·1012 и 1.0·1012 см-2 для температур подложки -33 и +270С соответственно. При потоке Те2, эквивалентном давлению 2·10-5 Торр, и температуре подложки 150 – 1700С плотность островков оценивается как величина меньшая 6.31010 см-2. Процесс десорбции теллура в этом температурном интервале не происходит.

В интервале температур образца 200-4500С, независимо от плотности потока и времени экспозиции, по данным ЭОС количество теллура на поверхности кремния не превышает 20% от числа атомов в исследуемом объёме. При этом на дифракционных картинах никаких сверхструктурных перестроек не наблюдается и изменений эллипсометрических углов, соответствующих появлению адсорбционного слоя, не происходит. Отжиг до 200-4500С образца с уже напыленным слоем теллура независимо от времени отжига снижает количество теллура на поверхности до 20% от числа атомов в исследуемом объёме (ЭОС). Дальнейшее повторение циклов осаждение-нагрев (до 4000С) не приводит к увеличению количества теллура на поверхности образца. Детальное исследование свойств получаемого адсорбционного слоя методами Оже спектроскопии и спектральной эллипсометрии показывает, что адсорбционный слой теллура, получаемый при температуре 200-4500С, является несплошным, состоящим из отдельных островков. Экстраполяция данных, полученных при более низких температурах, позволяет оценить плотность островков теллура на уровне меньшем, чем 1.0·1010 см-2.

Если образец имеет температуру больше 4500С, теллур на поверхности не обнаруживается никаким методом.

Также методами эллипсометрии и ЭОС были проведены исследования адсорбции Zn на чистой поверхности Si(310) и адсорбции Te и Zn на стабилизированной As поверхности Si(310) (As:Si(310)). Полученные результаты приведены в таблице 1.

Таблица 1. Характеристики процесса адсорбции Zn и Te на поверхности Si(310) и As:Si(310).

Zn Te До 200 0С – конденсация в виде Чистая поликристалла поверхность Не адсорбируется Si(310) 200 – 450 0С – островковый, адсорбционный слой Выше 450 0С – не адсорбируется До 140 0С – конденсация в До 200 0С – конденсация в виде As:Si(310) виде поликристалла поликристалла 200 – 450 0С – островковый, адсорбционный Выше 140 0С – не слой адсорбируется Выше 450 0С – не адсорбируется Глава 4. Кинетика роста гетероэпитаксиальных структур CdTe/ZnTe/GaAs(310) и CdTe/ZnTe/Si(310).

В главе рассмотрены закономерности эпитаксии пленок ZnTe и CdTe на подложках GaAs(310) и Si(310).

На основании эллипсометрических измерений in situ определены скорости роста и степень заполнения пленок ZnTe на подложках GaAs(310) и Si(310) на начальных стадиях роста.

Проведено сравнение экспериментально измеренных и расчетных зависимостей толщины пленки ZnTe от времени роста. В расчетах использовалась временная зависимость степени заполнения () от скорости зарождения (J) и роста зародышей (c):

= 1- exp(-Jc2t3/3) (1) Эффективная скорость роста пленки Сэфф = Сn = Сn(1- exp(-Jc2t3/3)), (2) где Сn - нормальная скорость роста пленки на стационарной стадии. Данный подход предполагает, что эффективная скорость роста пленки меняется до тех пор, пока на поверхности подложки не образуется сплошной слой осаждаемого вещества. После чего Сэфф. становится равной Сn.

Толщину растущей пленки определяли как D = Сэффt. В проведенных расчетах скорость зарождения J использовалась как подгоночный параметр. Значение величин Сn и с брались из эксперимента, полагая что с Сn.

На рис.6 приведены экспериментальная и расчетные зависимости толщины пленки ZnTe от времени роста на подложке GaAs(310). Экспериментально измеренное Cn = 0.415А/сек. Из рисунка видно, что совпадение экспериментальной и расчетной кривой происходит, если положить J=6.0·1014см-2с-1. При более низких значениях J в начальный момент роста скорость кристаллизации стремится к нулю, а затем увеличивается и стабилизируется при величине, равной скорости стационарного роста. Толщина, соответственно, сначала растет крайне медленно, а затем выходит на линейную зависимость от времени осаждения, как это показано на рисунке 6.

Скорость зарождения J=61014см-2с-1 означает, что размер зародыша равен одному атому.

Рис.6. Экспериментальное (точки) и расчетное (сплошные линии) изменение толщины пленки ZnTe со временем на начальных стадиях роста.

Для экспериментальной кривой температура 1 роста – 3700С. Для расчетов использовалось:

Cn = 0.415А/сек; 1 - J=6.0·1014см-2с-1, 2 - J=6.0·1012см-2с-1, 3 - J=6.0·1011см-2с-1.

0 20 40 60 80 1Время осаждения, сек.

При более низких температурах роста расчетные зависимости толщины растущей пленки от времени также совпадали с экспериментально измеренными зависимостями при J6·1014см-2с-1. Из всего выше сказанного следует, что кинетика зарастания поверхности в рассматриваемом случае гетероэпитаксии ZnTe на подложках (310)GaAs не определяется лимитирующей ролью процесса образования зародышей ZnTe.

При переходе на подложки Si(310) кинетика формирования гетероперехода меняется существенным образом. Зависимостей толщины пленки от времени роста с высокой степенью достоверности описывается моделью, учитывающей скорость зарождения и роста зародышей (Рис.7).

Толщина пленки ZnTe, нм 7,6,Рис.7. Изменение толщины пленки ZnTe 5,на подложке из кремния от времени 4,осаждения при температуре 3000C. Точки 3,– экспериментальные данные; сплошная 2,линия – расчетная завмсимость.

1,0,0 20 40 60 80 1Время осаждения, с Осаждение ZnTe начинается с формирования «смачивающего» слоя со скоростями несколько ангстрем в секунду, что соответствует скоростям поступления осаждаемого материала.

Состав слоя отличается от стехиометрического и может быть описан формулой Zn2Te.

При росте стехиометрической эпитаксиальной пленки ZnTe после формирования «смачивающего» слоя наблюдается индукционный период, в течение которого толщина пленки медленно увеличивается со временем. Длительность индукционного периода с понижением температуры уменьшается. Индукционный период прекращается после достижения пленкой эффективной толщины около 2 нм. Скорость образования зародышей растет с понижением температуры подложки и соответствующим повышением пересыщения (рис.8).

Рис.8. Зависимость скорости образования зародышей от обратной температуры подложки при гетероэпитаксии ZnTe/Si(310).

1,55 1,6 1,65 1,7 1,75 1,8 1,85 1,1000/T, K Температурная зависимость скорости зарождения J хорошо аппроксимируется прямой линией в координатах ln(J) - 1/(T)2T, что указывает на лимитирующую роль образования зародышей критического размера. Наклон линии определяется работой образования критического зародыша и дает изменения поверхностной энергии при образовании зародышей ZnTe, равное эрг/см2. Оценочный расчет поверхностной энергии поверхности ZnTe(001) дает 490 эрг/см2.

Толщина пленки ZnTe, нм Ln(J) Из низкого значения изменения поверхностной энергии при зарождении следует, что для низких температур роста при использованных интенсивностях потоков высота зародыша критического размера не должна превышать монослой ZnTe. В этом случае форму зародышей критического размера можно аппроксимировать двумерными образованиями, основание которых больше высоты, что согласуется с результатами анализа кинетики начальных стадий роста эпитаксиальных пленок ZnTe и плотности пленок q.

Определены факторы, влияющие на морфологию поверхности пленки CdTe/ZnTe (310) на стационарной стадии роста.

Если во время роста давление паров Te2 больше, чем давление паров Cd или Zn, (PCd/PTe2<1), то по мере увеличения толщины пленки происходит развитие рельефа. При этом на поверхности формируются характерные фигуры роста в виде узких ямок, глубина которых достигает 100нм (Рис. 9а).

б а Рис. 9. Изображение поверхности CdTe(310) в атомно-силовом микроскопе. Температура роста 2900С; а - PCd/PTe2<1, б - PCd/PTe2>В случае, когда PCd/PTe2>1, формируется однородный рельеф высотой несколько нанометров (Рис. 9б). При отношении потоков PCd/PTe2 = 2-4 получаются слои со средней величиной шероховатости 2 нм. При дальнейшем увеличении потока Cd относительно Teпроисходит плавное возрастание высоты микрорельефа до величины 4-8 нм.

По данным дифракции быстрых электронов стабилизированная Cd поверхность CdTe(310) является атомарно-гладкой. Её реконструкция описывается элементарной ячейкой, которая совпадает с элементарной ячейкой нереконструированной поверхности (310).

Рассмотрены процессы адсорбции Te на поверхности CdTe(310). Адсорбция теллура в количестве менее 0.2 монослоя вызывает реконструкцию поверхности с образованием террас плоскости (100), разделённых эквидистантными ступенями двухатомной высоты. С увеличением толщины адсорбционного слоя Te до значений 0.2 монослоя и более на поверхности CdTe(310) происходит развитие системы фасеток (100) – (210).

Глава 5. Дефекты кристаллического строения в слоях ZnTe и CdTe, выращенных на подложках GaAs(310) и Si(310).

Во второй главе на примере гетероструктуры ZnSe/GaAs(112)B изучена роль химического взаимодействия компонентов пленки и подложки в формировании морфологии и образовании дефектов структуры. Там же предложены способы снижения плотности дефектов кристаллической структуры вызванных присутствием на гетерогранице АIIВVI-АIIIВV переходных слоев.

Разработанные представления позволяют получать на подложках GaAs(310) слои CdTe/ZnTe, в которых присутствуют дефекты только одного типа – дислокации. В слоях CdTe/ZnTe, выращенных на подложках Si(310), могут присутствовать три вида дефектов: прорастающие дислокации, дефекты упаковки и антифазные домены.

Антифазные домены. Антифазные домены в гетеросистемах AIIIBV/AIV AIIBVI/AIV формируются тогда, когда в условиях слоевого роста на поверхности подложки присутствуют ступени высотой в нечетное количество атомов. Ошибка в периодическом ряду упорядоченных плоскостей атомов приводит к возникновению антифазных границ (АФГ).

Несмотря на наличие на поверхности Si(310) ступеней двухатомной высоты (глава 3), в гетероструктурах CdHgTe/CdTe/ZnTe/Si(310) присутствуют антифазные домены. По данным просвечивающей электронной микроскопии антифазная граница представляет собой прослойку нарушенной структуры. Это позволяет выявлять антифазные домены при помощи селективного травления.

Для установления связи между условиями роста ZnTe/Si(310) и плотностью АФГ выращивались гетероструктуры CdTe/ZnTe/Si(310) с толщиной слоя CdTe 6 – 8 мкм и толщиной слоя ZnTe 0.01 – 0.02 мкм. При росте всех гетероструктур варьировались только условия роста ZnTe, а условия роста CdTe и предэпитаксальной подготовки не менялись. Выращенные структуры травились в растворе: 10мл HNO3 + 20мл H2O + 4г K2Cr2O7 + 1,5 мг AgNO3.

При сопоставлении режимов роста ZnTe с результатами селективного травления было установлено, что существуют оптимальные условия формирования гетерограницы ZnTe/Si(310), при которых не наблюдаются антифазные границы (рис. 10.а). Такими условиями являются:

температура подложки 200 – 2200С, поток молекул Te2, эквивалентный давлению (5 – 20)·10-Торр, и поток атомов Zn, эквивалентный давлению (1 – 10)·10-6 Торр. Отклонение от этих условий, а именно снижение потока атомов Zn или повышение температуры подложки приводит к появлению антифазных границ. На рисунке 10 представлены фотографии поверхности гетероструктур CdTe/ZnTe/Si(310) после селективного травления. Образцы получены в одинаковых условиях, за исключением температуры роста ZnTe, которая составляла 200, 240 и 2800С (рисунки 10a, 10б и 10в соответственно). Из представленных рисунков видно, что чем выше температура роста теллурида цинка относительно оптимальной, тем больше плотность АФГ.

Подобная последовательность картин наблюдаются и в случае, если температура роста и давление паров молекул теллура остаются неизменными, а снижается давление паров атомов цинка.

Повышение потока атомов Zn выше оптимального не вызывает образование АФГ.

a б в Рис.10. Ямки травления на поверхности гетероструктур CdTe/ZnTe/Si(310), выращенных при разных температурах подложки: 2000С(а), 2400С(б), 2800C(в).

Дефекты упаковки. Проведенные нами исследования позволили установить, что в гетероструктурах CdHgTe/CdTe/ZnTe/Si(310) присутствуют многослойные дефекты упаковки (ДУ) преимущественно типа вычитания с плотностью 105 – 107 см-2. (Рис. 11а). Дефекты упаковки лежат в близко расположенных параллельных плоскостях (111), пересекающих плоскость (310) под углом 68 градусов. Дефекты упаковки зарождаются на границе раздела ZnTe/Si(310) и прорастают через всю толщину пленки до её поверхности (Рис. 11б).

а б Рис.11. Дефекты упаковки в гетероструктуре CdHgTe/CdTe/ZnTe/Si(310), выявленные методом просвечивающей электронной микроскопии. a) – планарное изображение приповерхностной области. б) – поперечный срез гетероструктуры CdTe/ZnTe/Si(310).

Обнаружена анизотропия в распределении дефектов упаковки относительно кристаллографических направлений [-130] и [001]. По данным просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) и селективного травления плотность дефектов упаковки в плоскостях (111)А и (111)В различается на несколько порядков, а латеральный размер – в несколько раз.

Для гетероструктуры ZnTe/Si(310) рассогласование параметров кристаллических решеток пленки и подложки составляет величину f = 12.3%. Поэтому образование дефектов упаковки может быть вызвано напряжениями несоответствия в гетеропереходе [15], то есть образованием на начальной стадии релаксации напряжений частичных дислокаций несоответствия (ДН).

Косвенным подтверждением этого факта является, во-первых, тип дефектов упаковки (почти все ДУ типа вычитания и образуются путем скольжения частичных дислокаций Шокли) и, во-вторых, образование ДУ происходит в близко расположенных параллельных плоскостях (111).

В наших исследованиях было установлено, что рост ZnTe на поверхности Si(310) происходит по трехмерному механизму и скорость роста лимитируется образованием и ростом зародышей (глава 4). Поэтому для гетероперехода ZnTe/Si(310) нельзя исключать возможность существования, помимо деформационного, ростового механизма образования дефектов упаковки.

Такой механизм реализуется при коалесценции трехмерных островков на начальной стадии роста подобно тому, как это описано в работе [16]. Как было установлено в данной работе, для подавления образования антифазных доменов необходимо, чтобы давление паров Zn больше чем на порядок превосходило давление паров Те2. Создавая такие условия, мы делаем предпочтительным появление фасеток (111) одной полярности, что и приводит к наблюдаемой анизотропии дефектов упаковки.

Подтверждением существования ростовых дефектов упаковки в гетероструктурах CdHgTe/CdTe/ZnTe/Si(310) является обнаруженная нами корреляция между плотностью ДУ в приповерхностном слое CdHgTe и условиями роста ZnTe (Рис. 12).

Рис.12. Зависимость плотности дефектов упаковки в гетероструктурах CdHgTe/CdTe/ZnTe/Si(310) от условий роста ZnTe.

Отжиг гетероструктур CdHgTe/CdTe/ZnTe/Si(310) в инертной атмосфере при температуре 200 – 2500С в течение 5 – 10 часов приводит к исчезновению дефектов упаковки во всем объёме слоя CdHgTe. Была проведена серия отжигов гетероструктур CdTe/ZnTe/Si(310) толщиной 6 – мкм в различных средах и при различных температурах. Отжиги проводились в атмосфере теллура, кадмия и в инертной атмосфере. Было установлено, что только отжиг в атмосфере теллура при 3500С приводит к исчезновению дефектов упаковки в слоях CdTe. Отжиг в атмосфере кадмия и в инертной атмосфере не уменьшает количество ДУ в гетероструктурах CdTe/ZnTe/Si(310).

Прорастающие дислокации. Для гетероэпитаксиальных слоев дефекты кристаллического строения и, в первую очередь, дислокации несоответствия (ДН) являются необходимым равновесным элементом структуры, который обеспечивает релаксацию напряжений. Поэтому в большинстве случаев избежать генерации дислокации при гетероэпитаксии невозможно, а иногда и нецелесообразно, поскольку это может привести к сильной макродеформации эпитаксиального слоя, вплоть до его разрушения. В связи с этим, одной из важных проблем гетероэпитаксии является не устранение дефектов структуры вообще, а создание их оптимального распределения по объему гетеросистемы. Прежде всего, под этим понимается максимальное уменьшение количества структурных дефектов в рабочей области гетеросистемы, которые в наибольшей мере ухудшают электрофизические и оптические свойства материала.

Для выявления дислокаций использовался метод селективного травления. Данный метод позволяет экспрессно получать не только информацию о плотности дислокаций в гетероструктуре, но и о латеральном распределении дислокаций по пластине. Метод селективного травления получил широкое распространение при исследовании структурного совершенства слоев CdTe и CdHgTe и при разработке технологии производства фотодетекторов. Несмотря на то, что вопрос о полном соответствии плотности ямок травления плотности прорастающих дислокаций остается открытым, данный метод позволяет сопоставлять между собой структуры, выращенные в разных условиях и разными методами, а также строить зависимости фотоэлектрических параметров приборов от структурного совершенства исходного материала.

В слоях теллурида кадмия толщиной 6 мкм, выращенных на подложках GaAs(310) в условиях, когда давление паров Cd больше давления паров Te2, плотность ямок травления составляет величину ~ 106 см-2. При снижении относительного давления Cd до 1 плотность ямок травления начинает резко возрастать. В слоях CdTe, выращенных на подложках Si(310) в аналогичных условиях, плотность ямок травления на порядок больше и составляет величину ~ 1см-2.

Более низкая плотность прорастающих дислокаций в буферных слоях, выращенных на подложках GaAs (310), вызвана более эффективным блокированием прорастания дислокаций (рис.13.) за счет более высокой концентрации точечных дефектов. Таким рассевающим центром, который есть в CdTe/GaAs(310) и которого нет в CdTe/Si(310), может быть Ga попадающий в буферный слой из подложки.

1,0E+Рис. 13. Распределение дислокаций по толщине буферного слоя CdTe, выращенного на различных 1,0E+подложках.

GaAs Si 1,0E+0,0001 0,0003 0,0005 0,00Толщина CdTe, см Глава 6. Кинетика роста CdHgTe на поверхности (310).

Для выращивания совершенных слоев КРТ методом МЛЭ оптимальной ориентацией поверхности подложки является та, для которой выполняются три следующих условия.

1. Коэффициент встраивания атомов ртути должен быть максимально высок.

-Плотность ямок травления, см 2. Диссоциация двухатомных молекул теллура происходит с преодолением более низкого активационного барьера.

3. Поверхность должна быть морфологически стабильной как в можно более широком диапазоне условий роста.

Были проведены исследования кинетики роста слоев HgTe и CdHgTe на поверхностях (310) и (100). Слои HgTe выращивались на подложках GaAs(310) и GaAs(100) с буферными слоями из ZnTe толщиной 0.1 мкм и CdTe толщиной 6 мкм. В результате было установлено, что при прочих равных условиях бездефектный рост CdHgTe на поверхности (310) возможен при давлениях паров Hg в 4 раза меньшем, чем на поверхности (100). Используя собственные и литературные данные [4,17], мы определили относительные минимальные давления паров ртути, необходимые для эпитаксиального роста HgTe на подложках различной ориентации (см. рис.14).

(111)В (310) (100) (111)А Рис. 14. Минимальные относительные (112)В давления паров ртути, необходимые для 4,1 эпитаксиального роста HgTe на (111)В(310) (112)В подложках различной ориентации.

1 1,1 1,5 Полученные результаты означают, что подложки, ориентированные по плоскостям (111)В, (112)В и (310), позволяют выращивать слои CdHgTe при наименьших давлениях паров ртути и что минимальное давление ртути для ориентации (310) ниже, чем для ориентации (112)В.

Установлено, что диссоциация двухатомных молекул теллура на поверхности (310) происходит с преодолением более низкого активационного барьера. В результате этого в процессе роста слоев CdHgTe (в пределах ошибки измерения – 0.1 монослоя) не происходит образования адсорбционного слоя теллура, в отличие от поверхности CdHgTe(100), на которой в процессе роста происходит образование адсорбционного слоя теллура с эквивалентной толщиной до ангстрема (см. рис.15).

0,Рис.15. Зависимость толщины 0,адсорбционного слоя теллура, 0,накапливающегося на поверхности 0,HgTe(100) в процессе роста, от давления 0,0,ртути. Температура образца – 1800С, 0,эквивалентное давление теллура в потоке – 0,5·10-4 Па.

0,02 0,025 0,03 0,035 0,04 0,045 0,05 0,055 0,PHg, Па По сравнению с поверхностью CdHgTe(112)В поверхность CdHgTe(310) является морфологически стабильной в более широком диапазоне условий роста. Поэтому на поверхности (310) выращивание слоёв CdHgTe с высокими электрофизическими и структурными характеристиками возможно в более широком диапазоне давлений ртути и температур подложки, чем на поверхности (112)В (см. рис.16).

110 1Тип Тип 4 Тип 2 или Тип 100 1Тип Тип 2 или Тип двойникование поликристалл "voids" или поликристалл 160 165 170 175 180 185 190 195 2170 175 180 185 190 195 2Температура роста (0C) Температура роста (0C) а б Рис. 16. Зависимость типа поверхностных дефектов от условий роста слоев CdHgTe на подложках ориентированных по плоскости (112)В (а) и (310) (б). 1 и 2 – дефекты, образованные фазой элементарного Te; 3 – дефекты, проросшие из буферного слоя; 4 – двойниковые ламели. Рисунок (а) взят из работы [18].

Из полученных результатов следует, что на поверхности с ориентацией (310) создаются наиболее благоприятные условия для молекулярно-лучевой эпитаксии HgTe и CdHgTe по сравнению с поверхностями, ориентированным по другим плоскостям.

Оптимизировав предэпитаксиальную подготовку подложек и режимы роста буферных слоев, удается получать слои КРТ на подложках, ориентированных по плоскости (310), с плотностью v-дефектов на уровне 102 см-2 для подложек из арсенида галлия и на уровне 103см-для подложек из кремния.

Толщина адслоя Te, A паров Hg, Hg/Te паров Hg, Hg/Te Относительное давление Относительное давление Глава 7. Фотоэлектрические параметры гетероструктур CdxHg1-xTe на подложках GaAs(310) и Si(310) и фотоприемных устройств на их основе.

В главе представлены результаты измерений электрофизических параметров гетероструктур КРТ, электрооптических параметров фотоэлементов на основе ГЭС КРТ МЛЭ и характеристики фотоприемных устройств на их основе.

Непосредственно после выращивания, независимо от используемой подложки (GaAs или Si), не легированные пленки КРТ имеют n- тип проводимости. Концентрации носителей заряда в них лежат в интервале от 1·1014 см-3 до 1·1015 см-3 и не зависят от состава выращенного слоя.

Экспериментальные значения подвижности основных носителей заряда в гетероструктурах CdxHg1-xTe/GaAs(310) хорошо согласуются при температурах жидкого азота и комнатной с теоретическими (линии на рис.17) из работы [19], рассчитанными в предположении доминирующего рассеяния на оптических фононах. Подвижность для состава ХCdTe=0.1достигает величины 710000 см2/Вс при температуре 77К и сравнима с подвижностью в лучшем объемном материале [12].

Рис.17. Зависимость подвижности от состава пленок МЛЭ КРТ для 77 и 300К. Сплошные линии – расчет [12], точки – экспериментальные значения подвижности электронов проводимости в пленках КРТ, выращенных методом МЛЭ на подложках GaAs(310) () и Si(310) ().

В слоях КРТ n-типа, выращенных на подложках из кремния, подвижность носителей при 77К несколько ниже, чем в слоях КРТ с тем же составом, выращенных на подложках из арсенида галлия (см. рис. 17), что, по-видимому, объясняется рассеянием носителей на дефектах кристаллической структуры, плотность которых существенно выше в слоях выращенных на подложках из Si.

Зависимость времени жизни неосновных носителей заряда от состава пленки показана на рис.18. Сплошными линиями показаны расчет времени жизни в соответствии с работами [20, 21].

Кривые 1 и 2 рассчитаны в предположении преобладания излучательной и Оже рекомбинации для пленок с концентрацией носителей 1.0·1014 см-3 и 5.0·1014 см-3 соответственно. Кривые 3 и рассчитаны с дополнительным учетом рекомбинации Шокли-Рида в пленке с концентрацией носителей 5.0·1014 см-3 и концентрацией центров Шокли-Рида 5.0·1013 см-3 и 1.0·1015 см-соответственно. При расчетах для Оже рекомбинации величина интеграла перекрытия |F1F2| = 0.15. Для рекомбинации Шокли-Рида энергетическое положение центров рекомбинации бралось посредине запрещенной зоны, а сечения захвата для электронов (n) и дырок (p) принимали n = 5.0·10-17 см2 и p = 5.0·10-16 см2. Слои КРТ с варизонными слоями на подложках GaAs(310) при 77К имеют высокие времена жизни неосновных носителей заряда, близкие к теоретическому пределу.

По времени жизни выращенные структуры превосходят аналогичные, описанные в литературе [22]. В слоях КРТ, выращенных на подложках из кремния, время жизни неосновных носителей ниже, чем в слоях КРТ с тем же составом, выращенных на подложках из арсенида галлия (см. рис.

18), что, по-видимому, объясняется преобладанием в рекомбинации механизма Шокли-Рида из-за высокой плотности дефектов кристаллической структуры в слоях выращенных на подложках из Si.

1Рис.18. Зависимость времени жизни неосновных носителей заряда от состава GaAs(310) пленок МЛЭ КРТ при 77К. Сплошные линии – расчет, точки – экспериментальные значения времени жизни в пленках КРТ, выращенных Si(310) методом МЛЭ на подложках GaAs(310) и Si(310) 0,0,2 0,22 0,24 0,26 0,28 0,3 0,32 0,34 0,XCdTe Использование подложек GaAs(310) позволяет получать пленки CdHgTe с высокими фотоэлектрическими параметрами, близкими к параметрам пленок КРТ на согласованных подложках из CdZnTe и объемных кристаллов. Гетероструктуры CdHgTe/GaAs(310) соответствуют требованиям, предъявляемым при изготовлении фоточувствительных элементов, как на основе фоторезисторов, так и на основе фотодиодов. Разработанная технология молекулярно-лучевой эпитаксии слоев КРТ на подложках из GaAs является основой для практических разработок и производства матричных фотоприемных систем как фоторезисторных, так и фотодиодных для обоих инфракрасных окон прозрачности атмосферы 3-5 и 8-14 мкм.

Вместе с тем ИК ФП на основе CdHgTe/GaAs(310) обладают одним существенным недостатком. В силу большого различия коэффициентов термического расширения кремния, из которого сделан мультиплексор, и арсенида галлия такие ИК ФП обладают низкой термомеханической прочностью, что затрудняет использование гетероструктур CdHgTe/GaAs(310) в ИК ФП большого формата.

Параметры ГЭС КРТ МЛЭ на подложках из Si(310) существенно ниже предельных значений, однако данные гетероструктуры могут быть использованы для создания матричных m t, s фотодиодных приемников излучения, как для средневолновой, так и для длинноволновой областей ИК спектра.

Из гетероструктур CdxHg1-xTe р-типа с составом х = 0.29 – 0.33 с помощью ионной имплантации бора были изготовлены матричные фоточувствительные элементы формата 3202с шагом 30 мкм и матричные фоточувствительные элементы формата 640512 с шагом 25 мкм для спектрального диапазона 3 – 5 мкм и измерены их вольтамперные характеристики (ВАХ). Из измеренных ВАХ были рассчитаны произведения дифференциального сопротивления при нулевом смещении R0 на его оптическую площадь A. Значение R0A для измеренных диодов составило величину 105 – 106 Ом·см2.

Изготовлены гибридные матричные ИК ФП формата 320256 и 640512 для спектрального диапазона 3 – 5 мкм (1/2 (77К) = 4.2 и 5.1 мкм). Количество дефектных элементов в матрицах составило менее 2 %. Средние значения вольтовой чувствительности и разности температур эквивалентной шуму (NEDT), были более 1.3·109 В/Вт и менее 20 мК соответственно (рис.19а).

Тепловое изображение, полученное с помощью макета тепловизионного канала на основе ФПУ формата 320256 (640512), визуально наблюдается в реальном масштабе времени, на изображении наблюдается характерное распределение температуры на лице человека (рис.19б).

б а Рис. 19. Гистограмма разности температур эквивалентной шуму фотоприемника 6405элементов (а) и пример теплового изображения, полученного с его помощью в составе макета тепловизионного канала (б).

Из структур CdxHg1-xTe р-типа с составом х = 0.22 – 0.24 с помощью ионной имплантации бора были изготовлены субматричные фоточувствительные элементы для спектрального диапазона 8 – 12 мкм формата 2884 с размерами пикселя 2825 мкм и шагом сканирования мкм и измерены их ВАХ. Из измеренных ВАХ были рассчитаны произведение R0A. Значение R0A для измеренных диодов лежало в диапазоне 10 - 100 Ом·см2.

Из субматриц фотодиодов методом гибридной сборки этих матриц с мультиплексором были изготовлены матричные фотоприемники формата 2884 для спектрального диапазона 8 – мкм (1/2 (77К) = 9.5 мкм). Были проведены измерения параметров ИК ФП. Среднее значение D* составляет 1.83·1011 смГц1/2/Вт при среднеквадратичном отклонении (СКО) 28%, а средняя величина вольтовой чувствительности составляет 1.64·108 В/Вт (СКО – 12.4%) Проведено исследование влияния циклических температурных изменений от 77К до 300К на параметры ИК ФП (1/2(77К)=4.2 мкм) на основе ГЭС КРТ МЛЭ на подложках из Si формата 320256 элементов. Показано, что среднее значение NEDT и количество дефектных элементов не изменилось после более чем 3500 циклов.

Основные результаты и выводы 1. Установлено, что адсорбция элементов VI группы приводит к образованию на поверхности подложки GaAs химического соединения состав, которого соответствует формуле Ga2Se3. Образование связей Ga-халькоген в решетке сфалерита является причиной фасетирования подложки плоскостями (111)В и двойникования в растущей пленке АIIВVI.

2. Определено, что поверхность CdTe(112)B является морфологически неустойчивой. В процессе роста возможна перестройка поверхности с образованием фасеток (011), (111) и (113).

Присутствие на фронте кристаллизации фасеток (111) приводит к появлению двойниковых ламелей. Для предотвращения фасетирования необходимо, с точностью 10% поддерживать давление паров атомов Cd в 2 раза больше чем давление паров молекул Te2. Поверхность CdTe(310) является морфологически стабильной и в условиях, когда давление паров атомов Cd больше чем давление паров молекул Te2 формируется атомарно-гладкая поверхность со слабовыраженным рельефом.

3. Найдено, что поверхность Si(310) в широком интервале температур отжига в вакууме имеет развитый, неупорядоченный рельеф, среднеквадратичное значение шероховатости для которого составляет 0.15 – 0.3 нм. Основной составляющей такой поверхности является ступенчатая поверхность (310) со ступенями двухатомной высоты. Ступени высотой в два межплоскостных расстояния на поверхности подложки Si(310) наблюдаются сразу после десорбции пассивирующего слоя. Присутствие на поверхности Si(310) ступеней двухатомной высоты делает возможным использовать подложки Si, ориентированные по плоскости (310), для гетероэпитаксии бинарных полупроводников и, в частности, CdHgTe.

4. Обнаружены различия кинетики начальной стадии роста пленок ZnTe на подложках Si(310) и GaAs(310). Кинетика роста пленки ZnTe на подложках Si(310) описывается моделью образования и роста зародышей. Скорость образования зародышей растет с понижением температуры подложки и соответствующим повышением пересыщения. Анализ кинетики роста пленок ZnTe на подложках GaAs(310) для различных пересыщений показывает отсутствие лимитирующего влияния образования зародышей на рост слоя, поэтому скорость роста на подложках GaAs(310) определяется скоростью поступления осаждаемого материала. Рост пленок ZnTe на подложках Si(310) проходит по трехмерному механизму с образованием развитого рельефа, тогда как при росте пленок ZnTe на подложках GaAs(310) реализуется ступенчатослоевой механизм роста и происходит слабое развитие рельефа.

5. Установлено, что в условиях молекулярно-лучевой эпитаксии (температура образа выше 2000С) Zn и Te2 не образуют сплошных адсорбционных слоев на поверхности Si(310).

6. Найдено, что плотность антифазных границ в гетероструктурах CdTe/ZnTe/Si(310) зависит от соотношений давлений паров Zn и Te2 и температуры подложки в начальный момент роста теллурида цинка. Высокое давление паров цинка обеспечивает получение монодоменных слоев. Повышение температуры роста или понижение давления паров Zn вызывает появление антифазных границ и увеличение их плотности вплоть до роста поликристалла.

7. Обнаружено, что в гетероструктуре CdHgTe/Si(310) присутствуют дефекты упаковки преимущественно типа вычитания, сгруппированные в близко расположенных параллельных плоскостях (111), пересекающих плоскость (310) под углом 68 градусов. Дефекты упаковки анизотропно распределены относительно кристаллографических направлений [-130] и [001].

Плотность дефектов упаковки составляет величину 105 - 106 см-2. Зарождение дефектов упаковки происходит на границе раздела ZnTe/Si(310). Дефекты упаковки преимущественно образуются при коалесценции островков ZnTe в начальный момент роста. Послеростовые отжиги гетероструктур приводят к аннигиляции дефектов упаковки.

8. Установлено, что плотность прорастающих дислокаций, выявленных методом селективного травления, составляет ~ 106 см-2 для гетероструктур CdTe/ZnTe/GaAs(310) и ~ 1см-2 для CdTe/ZnTe/Si(310). Более низкая плотность прорастающих дислокаций в буферных слоях, выращенных на подложках GaAs(310), вызвана более эффективным блокированием прорастания дислокаций за счет более высокой концентрации точечных дефектов. Таким рассевающим центром, который есть в CdTe/GaAs(310) и которого нет в CdTe/Si(310), может быть Ga попадающий в буферный слой из подложки.

9. Показано, что на поверхности с ориентацией (310) создаются наиболее благоприятные условия для молекулярно-лучевой эпитаксии CdHgTe по сравнению с поверхностями, ориентированным по другим плоскостям. Рост монокристаллических слоев CdHgTe на поверхности (310) возможен при более низких давлениях ртути, чем на поверхностях (100) и (111)А. Диссоциация двухатомных молекул теллура на поверхности (310) происходит с преодолением более низкого активационного барьера, чем на поверхности (100). Поверхность CdHgTe(310) является морфологически стабильной в широком диапазоне условий роста. Поэтому на поверхности (310) выращивание слоёв CdHgTe с высокими электрофизическими и структурными характеристиками возможно в более широком диапазоне давлений ртути и температур подложки, чем на поверхности (211)В.

10. Найденные методы снижения плотности дефектов кристаллической структуры позволяют выращивать слои CdHgTe на подложках GaAs(310), фотоэлектрические характеристики которых не уступают параметрам пленок CdHgTe на согласованных подложках из CdZnTe и объемных кристаллов. Гетероструктуры CdHgTe/GaAs(310) соответствуют требованиям, предъявляемым при изготовлении фоточувствительных элементов, как на основе фоторезисторов, так и на основе фотодиодов для обоих инфракрасных окон прозрачности атмосферы 3-5 и 8-мкм. В силу большого различия коэффициентов термического расширения кремния, из которого сделан мультиплексор, и арсенида галлия такие фотоприемники обладают низкой термомеханической прочностью, что затрудняет использование гетероструктур CdHgTe/GaAs(310) в фотоприемных модулях большого формата.

11. Показано, что эпитаксиальные слои CdHgTe, выращенные методом молекулярнолучевой эпитаксии на кремниевых подложках Si(310), пригодны для создания надежных, стойких к термоциклированию многоэлементных фотоприемных модулей для спектральных диапазонов 35 и 8-12 мкм.

Проведенные комплексные исследования всех этапов выращивания гетероэпитаксиальных структур CdTe и CdHgTe позволили решить научную проблему, имеющую важное практическое значение. Созданы научные основы методов получения фоточувствительного материала для перспективных фотоэлектронных приборов.

Разработана технология, позволяющая создавать методом молекулярно-лучевой эпитаксии на подложках из кремния нелегированные образцы CdHgTe дырочного типа проводимости приборного качества. На полученных структурах изготовлены матричные фотоприемники различного формата на диапазоны длин волн 3-5 и 8-14 мкм, работающие при 77K, и диапазон 3-мкм, работающие при 210K, с параметрами не уступающими зарубежным аналогам.

Впервые разработаны и изготовлены полноформатные матричные фотоприемные модули на основе гетероэпитаксиальных структур CdHgTe, выращенных на подложке из кремния. Такие фотоприемники обладают повышенной стойкостью к термоциклированию, поскольку коэффициенты термического расширения кремниевой схемы считывания и фотоприемной матрицы на кремниевой подложке одинаковы. Разработанные фотоприемники позволяют получать изображение телевизионного стандарта без использования систем механического сканирования. Фотоприемные модули обладают высоким пространственным и тепловым разрешением, позволяющим достоверно идентифицировать наблюдаемый объект.

По теме диссертации опубликованы следующие работы:

1. Кузьмин В.Д. Исследование низкотемпературной эпитаксии CdTe на (001)GaAs / В.В.Калинин, В.Д.Кузьмин, Ю.Г.Сидоров, М.В.Якушев // Письма в ЖТФ. - 1992. - Т.18,№.4. - С.

42-45.

2. Якушев М.В. О локальных неоднородностях вхождения Ga и As в пленку ZnSe из подложки GaAs / Т.А.Гаврилова, Ю.Г.Сидоров, М.В.Якушев // Письма в ЖТФ. – 1995. - Т.21,№1. - С.72-75.

3. Якушев М.В. Двойникование на начальных стадиях эпитаксии полупроводниковых соединений А2В6 на подложках GaAs / М.В.Якушев, Ю.Г.Сидоров, Л.В.Соколов // Поверхность. – 1996. - №10. - С. 35-46.

4. Якушев М.В. РФЭС анализ гетеросистем ZnSe/GaAs(112)B полученных МЛЭ / М.В.Якушев, В.Г.Кеслер, Л.М.Логвинский, Ю.Г.Сидоров // Поверхность. – 1997. - №2. - С. 58-67.

5. Sidorov Yu.G. Pecularities of the MBE growth physics and tecnology of narrow- gap II-VI compounds / Yu.G.Sidorov, S.A.Dvoretsky, M.V.Yakushev, N.N.Mikhhailov, V.S.Varavin, V.I.Liberman // Thin Solid Films. – 1997. - Vol.311. - P.253-266.

6. Иванов И.С. Сопряжение решеток CdTe(112)/GaAs(112) при молекулярно лучевой эпитаксии / И.С.Иванов, Ю.Г.Сидоров, М.В.Якушев // Неорганические материалы. – 1997. - Т.33,№3. - С. 298-302.

7. Shvets V.A. Ellipsometric study of tellurium molecular beam interaction with dehydrogenated vicinal silicon surface / V.A.Shvets, S.I.Chikichev, D.N.Pridachin, M.V.Yakushev, Yu.G.Sidorov, A.S.

Mardezhov // Thin Solid Films. – 1998. - Vol.313-314. - P.561 – 564.

8. Придачин Д.Н. Изучение процессов адсорбции теллура на кремнии методами эллипсометрии, ДБЭ и Оже-спектроскопии / Д.Н.Придачин, М.В.Якушев, Ю.Г.Сидоров, В.А.Швец // Автометрия. – 1998. - №4. - С.96 – 104.

9. Pridachin D.N. A study of tellurium adsorption processes on silicon by ellipsometry, RHEED and AES methods / D.N.Pridachin, M.V.Yakushev, Yu.G.Sidorov, V.A.Shvets // Journal of Applied Surface Science. – 1999. - Vol.142. - P.485-489.

10. Якушев М.В. Использование эллипсометрических измерений для высокочувствительного контроля температуры поверхности / М.В.Якушев, В.А.Швец // Письма в ЖТФ. – 1999. - Т.25,№14. - С. 65-68.

11. Сидоров Ю.Г. Конструирование и выращивание фоточувствительных структур на основе КРТ МЛЭ для ИК-фотоприемников / Ю.Г.Сидоров, С.А.Дворецкий, Н.Н.Михайлов, В.С.Варавин, В.В.Васильев, А.О.Сусляков, В.Н.Овсюк, М.В.Якушев // Прикладная физика. – 2000. - №5.

- С. 121-131.

12. Михайлов Н.Н. Изучение процессов адсорбции и десорбции теллура на поверхности СdTe методом эллипсометрии / Н.Н.Михайлов, Ю.Г.Сидоров, С.А.Дворецкий, М.В.Якушев, В.А.Швец // Автометрия. – 2000. - №4. - С. 124 - 130.

13. Швец В.А. Применение метода эллипсометрии in situ для контроля гетероэпитаксии широкозонных полупроводников и характеризации их оптических свойств / В.А.Швец, М.В.Якушев, Ю.Г.Сидоров // Автометрия. – 2001. - №3. - С. 20 - 28.

14. Швец В.А. Высокочувствительный эллипсометрический метод контроля температуры / М.В.Якушев, В.А.Швец // Автометрия. - 2002. - №1. - С. 95 - 106.

15. Швец В.А. Влияние поверхностного слоя на определение диэлектрических функций пленок ZnTe методом эллипсометрии / М.В.Якушев, В.А.Швец // Оптика и спектроскопия. – 2002. - Т.92,№5. - С.847-850.

16. Shvets V.A. Ellipsometric measurements of the optical constants of solids under impulse heating / V.A.Shvets, N.N.Mikhailov, E.V.Spesivtsev, M.V.Yakushev // Proc. SPIE. – 2002. - Vol.4900. - Р.46-52.

17. Придачин Д.Н. Получение эпитаксиальных слоев кадмий-цинк-теллур на подложках арсенида галлия (310) / Д.Н. Придачин, А.К. Гутаковский, Ю.Г. Сидоров, И.В. Сабинина, А.В.

Колесников, Т.С. Шамирзаев, М.В.Якушев // Изв. Вузов. Приборостроение. – 2004. - Т.47.№9. - С.30-34.

18. Якушев М.В. Изучение эпитаксиальных слоев ZnTe на подложках GaAs(310) методами эллипсометрии и методом рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии / М.В.Якушев, В.А.Швец, В.Г.Кеслер, Ю.Г.Сидоров // Автометрия. – 2001. - №3. - С. 30 - 38.

19. Сидоров Ю.Г. Молекулярно-лучевая эпитаксия твердых растворов кадмий-ртуть-теллур на «альтернативных» подложках / Ю.Г.Сидоров, С.А.Дворецкий, В.С.Варавин, Н.Н.Михайлов, М.В.Якушев, И.В.Сабинина // ФТП. – 2001. - Т.35,№9. - С.1092-1101.

20. Сидоров Ю.Г. Молекулярно-лучевая эпитаксия узкозонных соединений CdxHg1-xTe.

Оборудование и технология / Ю.Г. Сидоров, С.А. Дворецкий, Н.Н. Михайлов, В.С. Варавин, А.П.

Анциферов, М.В.Якушев // Оптический журнал. – 2000. - Т.67,№1. - С. 39 -45.

21. Sidorov Yu.G. The heteroepitaxy of II-VI compounds on the non-isovalent substrates (ZnTe/Si) / Yu.G.Sidorov, M.V.Yakushev, D.N.Pridachin, V.S.Varavin, L.D.Burdina // Thin Solid Films. – 2000. - Vol.367,iss.1-2. - Р. 203-209.

22. Придачин Д.Н. Исследование начальных стадий зарождения при эпитаксиальном росте теллурида цинка на поверхности кремния различной ориентации / Д.Н.Придачин, Ю.Г.Сидоров, М.В.Якушев // Поверхность. – 2002. - №2. - С. 25-29.

23. Дворецкий С.А. Состояние и перспективы молекулярно-лучевой эпитаксии CdxHg1-xTe / В.С.Варавин, А.К.Гутаковски, С.А.Дворецкий, В.А.Карташев, Н.Н.Михайлов, Д.Н.Придачин, В.Г.Ремесник, С.В.Рыхлицкий, И.В.Сабинина, Ю.Г.Сидоров, В.П.Титов, В.А.Щвец, М.В.Якушев, А.Л.Асеев // Прикладная физика. - 2002. - №6. - С.25-41.

24. Mikchailov N.N. Vasiliev V.V. Dvoretsky S.A. Ovsyuk V.N. Varavin V.S. Suslyakov A.O.

Sidorov Yu.G, M. Yakushev, Aseev A.L. CdHgTe epilayers on GaAs: growth and devices. Optoelectronics review, 2003, v.11, №2, p. 99-125. Дворецкий С.А. Статус молекулярно-лучевой эпитаксии кадмий-ртуть-теллур в тепловизионной технике / В.М.Белоконев, А.Д.Крайлюк, Е.В.Дегтярев, В.С.Варавин, В.В.Васильев, С.А.Дворецкий, Н.Н.Михайлов, Д.Н.Придачин, Ю.Г.Сидоров, М.В.Якушев, А.Л.Асеев // Изв. Вузов, Приборостроение. – 2004. - Т.47,№9. - С. 7-19.

26. Якушев М.В. Кинетика начальных стадий роста пленок ZnTe на Si(013) / Д.Н.Придачин, Ю.Г.Сидоров, М.В.Якушев, В.А.Швец // Автометрия. - 2005. - №1. - С.104-114.

27. Yakushev M. V-defects at MBE MCT heteroepitaxy on GaAs(310) and Si(310) substrates / M.Yakushev, A.Babenko, D.Ikusov, V.Kartashov, N.Mikhailov, I.Sabinina, Yu.Sidorov, V.Vasiliev // Proc. SPIE. – 2005. - Vol.5957. – Р.59570G.

28. Якушев М.В. Структурные и электрофизические свойства гетероэпитаксиальных пленок CdHgTe, выращенных методом МЛЭ на подложках Si(310) / М.В.Якушев, А.А.Бабенко, В.С.Варавин, В.В.Васильев, Л.В.Миронова, Д.Н.Придачин, В.Г.Ремесник, И.В.Сабинина, Ю.Г.Сидоров, А.О.Сусляков // Прикладная физика. – 2007. - №4. - С. 108-115.

29. Якушев М.В. Микроморфология поверхности слоев CdTe(310), выращенных методом молекулярно-лучевой эпитаксии / М.В.Якушев, Д.В.Брунев, Ю.Г.Сидоров // Поверхность. – 2010. - №1. - С.89-96.

30. Якушев М.В. Влияние ориентации подложки на условия выращивания пленок HgTe методом молекулярно-лучевой эпитаксии / М.В.Якушев, А.А.Бабенко, Ю.Г.Сидоров // Неорганические материалы. - 2009. - Т.45,№1. - С. 15-20.

31. Варавин В.С. Исследование зависимости электрофизических параметров пленок CdxHg1Te, выращенных методом молекулярно-лучевой эпитаксии, от уровня легирования индием x В.С.Варавин, С.А.Дворецкий, Д.Г.Икусов, Н.Н.Михайлов, Ю.Г.Сидоров, Г.Ю.Сидоров, М.В.Якушев // ФТП. - 2008. - Т.42, №6. - С. 664-667.

32. Якушев М.В. Морфология поверхности подложки Si(310), используемой для молекулярно лучевой эпитаксии CdHgTe: I. Чистая поверхность Si(310) / М.В.Якушев, Д.В.Брунев, К.Н.Романюк, А.Е.Долбак, А.С.Дерябин, Л.В.Миронова, Ю.Г.Сидоров // Поверхность. - 2008. - №2. - С. 41-47.

33. Якушев М.В. Морфология поверхности подложки Si(310), используемой для молекулярно лучевой эпитаксии CdHgTe: II. Поверхность Si(310), отожженная в парах As4 / М.В.Якушев, Д.В.Брунев, К.Н.Романюк, Ю.Г.Сидоров // Поверхность. - 2008. - №6. - С. 25-34. Сабинина И.В. Наблюдение антифазных доменов в пленках МЛЭ CdxHg1-xTe на кремнии методом фазового контраста в атомно-силовой микроскопии / Ю.Г.Сидоров, А.К.Гутаковский, В.С.Варавин, А.В.Латышев, И.В.Сабинина, М.В.Якушев // Письма в ЖЭТФ. - 2005. - Т.82,№5. - С.

326 – 330.

35. Якушев М.В. Взаимодействие паров кадмия с поверхностью слоёв CdxHg1-xTe при их выращивании на подложках GaAs методом молекулярно-лучевой эпитаксии / М.В.Якушев, А.А.Бабенко, Д.В.Брунев, Ю.Г.Сидоров, В.А.Швец // Неорганические материалы. - 2008. - Т.44,№4. - С.431-435.

36. Якушев М.В. Гетероструктуры CdHgTe на подложках Si(310) для инфракрасных фотоприемников / М.В.Якушев, Д.В.Брунев, В.С.Варавин, С.А.Дворецкий, А.В.Предеин, И.В.Сабинина, Ю.Г.Сидоров, А.В.Сорочкин, А.О.Сусляков // Автометрия. - 2009. - Т.45,№.4. - С.23-31.

37. Якушев М.В. Контроль состава гетероэпитаксиальных слоев Cd1-zZnzTe методом спектральной эллипсометрии / М.В.Якушев, В.А.Швец, И.А.Азаров, С.В.Рыхлицкий, Ю.Г.Сидоров, Е.В.Спесивцев, Т.С.Шамирзаев // ФТП. - 2010. - Т.44.№1. - С.62-68.

38. Мынбаев К.Д. Фотолюминесценция эпитаксиальных слоев CdHgTe, выращенных на подложках Si / К.Д.Мынбаев, Н.Л.Баженов, В.И.Иванов-Омский, В.А.Смирнов, М.В.Якушев, А.В.Сорочкин, В.С.Варавин, Н.Н.Михайлов, Г.Ю.Сидоров, С.А.Дворецкий, Ю.Г.Сидоров // Письма ЖТФ. - 2010. - Т.36,№11. - С. 39–46.

39. Якушев М.В. Гетероструктуры CdHgTe на подложках Si(310) для инфракрасных фотоприемников средневолнового спектрального диапазона / М.В.Якушев, Д.В.Брунев, В.С.Варавин, В.В.Васильев, С.А.Дворецкий, И.В.Марчишин, А.В.Предеин, И.В.Сабинина, Ю.Г.Сидоров, А.В.Сорочкин // ФТП. - 2011. - Т.45,№3. - С. 396-402.

40. Якушев М.В. Субматричный фотоприемный модуль на основе гетероструктуры CdHgTe/Si(310) / М.В.Якушев, В.С.Варавин, В.В.Васильев, С.А.Дворецкий, А.В.Предеин, И.В.Сабинина, Ю.Г.Сидоров, А.В.Сорочкин, А.О.Сусляков // Письма в ЖТФ. - 2011. - Т.37,№4. - С. 1–7.

41. Якушев М.В. Дефекты кристаллической структуры в слоях CdxHg1-xTe выращенных на подложках из Si(310) / М.В.Якушев, А.К.Гутаковский, И.В.Сабинина, Ю.Г.Сидоров // ФТП. – 2011. - Т.45,№7. - С.956-964.

Цитируемая литература 1. A. Rogalski, Comparison of the performance of quantum well and conventional balk infrared photodetectors - Infrared Phys. Technol. 1997, V.38, P.295-32. Mercury Cadmium Telluride, INSPEC, EMIS Datareviews Series N.3, edited by J.Brice and P.Gapper, IEE, London, UK,1987.

3. R. Triboulet, A. Tromson-Carli, D. Lorans, and T. Nguyen Duy, Sabstrate issues for the growth of mercury cadmium telluride - J. Electron. Mater. 1993, V.22, P.827 - 84. B.Pelliciare, State of art of LPE HgCdTe at LIR - J. Cryst. Crowth, 1988, V.86, P.146-15. Durose A.K., Russel G.J., Structural defects in CdTe crystals grown by two different vapour phase techniques - J. Cryst. Growth 1988, V.86, P.471.

6. O.K.Wu, Status of HgCdTe MBE technology for IRFPA - Proc. SPIE, 1994, V.2021, P.79-7. V.S.Varavin, S.A.Dvoretsky, Liberman V.I., N.N.Mikhailov, Yu.G.Sidorov, The controlled growth of high-quality mercury cadmium telluride - Thin Solid Films, 1995, v.267, p.121-125.

8. Болховитянов Ю.Б., Пчеляков О.П., Чикичев С.И. Кремний-германиевые эпитаксиальные пленки: физические основы получения напряженных и полностью релаксированных гетероструктур. - УФН., 2001, т.171, в.7, с. 689-715.

9. Tamargo M.C., De Miguel J.L., Hwang D.M., Farrell H.H. Structural characterization of ZnSe/GaAs interface. - J.Vac.Sci.Technol. B, 1988, v. 6, p. 784-789.

10. S.F.Fang, K.Adomi, S.Iyer, H.Makros, H.Zabel, C.Choi, N.Otsuka Gallium arsenide and other compound semiconductors on silicon - J. Appl. Phys. 1990, V.68, p.R31.

11. Koestner R. J., Schaake H. F. Kinetics of molecular-beam epitaxial CdHgTe growth - J.

Vac.Sci.Technol. A 1988, V.6, P.2834-2812. A.K. Gutakovsky, A.V. Katkov, M.I. Katkov, O.P. Pchelyakov, M.A. Revenko, Efect of Ga predeposition layer on the growth of GaAs on vicinal Ge(0 0 1) - J. Cryst. Growth. 1999, V.201/202, P.232-213. Спектроскопия и дифракция электронов при исследовании поверхности твердых тел // В.Ф.Кулешов, Ю.А.Кухаренко, С.А.Фридрихов и др., М., Наука, 1985, 290с.

14. L.A Almeida, L.Hirsch, M.Martinka, P.R.Boyd, and J.H.Dinan. Improved morphology and crystalline quality of MBE CdZnTe/Si. - J. Electron. Mater., 2001, V.30, P.615. А.К.Гутаковский, С.И.Стенин. Электронно-микроскопичкские исследования механизмов образования дефектов в гетеросистемах. В кн.: Современная электронная микроскопия в исследовании вещества, 1982, М., Наука, с.116. N.N. Wang, K. K. Fung, and I. K. Sou Direct observation of stacking fault nucleation in the early stage of ZnSe-GaAs pseudomorphic epitaxial layer growth - Appl. Phys. Lett. 2000, V.77, P.2846 – 2848.

17. S. Sivananthan, X. Chu, J. Reno, J. P. Faurie. Relation between crystallographic orientation ands the condensation coefficients of Hg, Cd, and Te during molecular-beam-epitaxial growth of Hg1-xCdxTe and CdTe. - J. Appl. Phys. 1986, V.60 P.359.

18. L. He, Y. Wu, L. Chen, S.L. Wang, M.F. Yu, Y.M. Qiao, J.R. Yang, Y.J. Li, R.J. Ding, Q.Y.

Zhang Composition control and surface defects of MBE-grown CdHgTe - J. Cryst. Growth 2001, V.227– 228, P.677–619. Rogalski A., Piotrowski J. Intrinsic infrared detectors - Progress in Quantum Electronics, 1988, V.12, P.87-277.

20. А.Рогальский. Инфракрасные детекторы. Н., Наука, 2003. ч. 3, гл. 8, с. 195.

21. J. Chu and A. Sher, Device Physics of Narrow Gap Semiconductors, Microdevices, DOI 10.1007/978-1-4419-1040-0 3, c Springer Science+Business Media, LLC 2022. Arias J.M., Pasko J.G., Zandian M. et al. Molecular beam epitaxy (MBE) HgCdTe flexible growth technology for the manufacturing of infrared photovoltaic detectors - Proc. SPIE, 1994, V.2228, P.210-224.






© 2011 www.dissers.ru - «Бесплатная электронная библиотека»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.