WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

   Добро пожаловать!


На правах рукописи

ЖМЕРИК Валентин Николаевич

Молекулярно-пучковая эпитаксия с плазменной активацией оптоэлектронных гетероструктур на основе широкозонных соединений (AlGaIn)N с п е ц и а л ь н о с т ь

01.04.10 – физика полупроводников

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

Санкт-Петербург 2012

Работа выполнена в Федеральном государственном бюджетном учреждении науки Физико-техническом институте им.А.Ф. Иоффе Российской академии наук

Официальные оппоненты:

Таиров Юрий Михайлович, доктор технических наук, профессор, Санкт-Петербургский государственный электротехнический университет «ЛЭТИ» им. В.И. Ульянова (Ленина) (СПбГЭТУ), профессор кафедры микроэлектроники Козловский Владимир Иванович, доктор физико-математических наук, Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Физический институт им. П.Н. Лебедева Российской академии наук, заведующий лабораторией лазеров с катодно-лучевой накачкой Сидоров Валерий Георгиевич, доктор физико-математических наук, профессор, Санкт-Петербургский государственный политехнический университет, профессор кафедры физики полупроводников и наноэлектроники Ведущая организация – Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт физики микроструктур Российской академии наук (ИФМ РАН)

Защита состоится “____” _______________ 2012 г. в ________ час. на заседании диссертационного совета Д 002.205.02 при ФТИ им. А. Ф. Иоффе по адресу:

194021, Санкт-Петербург, Политехническая ул., 26).

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ФТИ им.А.Ф.Иоффе Отзывы о диссертации в двух экземплярах, заверенные печатью, просим направлять по вышеуказанному адресу ученому секретарю специализированного совета.

Автореферат разослан “____” _____________ 2012 г.

Ученый секретарь диссертационного совета доктор физико-математических наук Сорокин Л.М.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

АКТУАЛЬНОСТЬ ПРОБЛЕМЫ Развитие физики и технологий широкозонных соединений (AlGaIn)N представляет впечатляющий пример возможностей современной науки по согласованнному в мировом масштабе исследованию новых явлений и материалов, быстрому развитию их технологической базы и проведению интенсивных прикладных разработок с широким внедрением их результатов в промышленность. Однако, взрывоподобный всплеск интереса к этим материалам последовал после кропотливых и, на первый взгляд, чисто фундаментальных работ отдельных лабораторий по широкозонным полупроводникам в течение 60-80-х годов XX века. Наиболее известны работы I.Akasaki, J.Pankov, B.Monemar [1*]. Работы по этой тематике велись и в СССР коллективами авторов в ЛЭТИ им.В.И.Ульянова (Ленина), МГУ им.М.В. Ломоносова. Неожиданная реализация S.Nakamura (Nichia) синих светоизлучающих (1992), а затем и лазерных диодов (1993) [2*] на основе гетероструктур InGaN/GaN привела к пересмотру и ускоренному развитию некоторых, казалось бы, уже устоявшихся основ физики полупроводников и полупроводниковых технологий, а также позволила достичь совершенно непредсказуемого экономического эффекта.

За неполные двадцать лет результаты исследований уже воплотились в создании новых сегментов полупроводниковой промышленности по крупносе-рийному производству светоизлучающих диодов для освещения, СВЧ-транзисторов и других приборов с многомиллиардными объемами производства [3*]. Для данной отрасли характерным остается широкое привлечение науки, сочетающей теоретическое описание явлений, математическое моделирование процессов и приборов с экспериментальными исследованиями на базе разно-образного аналитического и технологического оборудования. Поэтому мощный импульс к развитию получила и разработка специальных исследовательских технологий для изучения базовых процессов эпитаксиального роста, изготов-ления образцов тонких пленок и квантоворазмерных гетероструктур (ГС) для материаловедческих исследований и разработок прототипов приборов. Одной из основных таких технологий является молекулярно пучковая эпитаксия (МПЭ) с ее непревзойденными возможностями прецизионного контроля ростовых про-цессов на атомарном уровне, уникальными возможностями реализации сильно-неравновесных условий в различных ростовых средах - от традиционной для нитридов аммиачной до безводородной плазменно-активированной с широким набором химически активных частиц азота.

Сравнивая различные технологии, необходимо отметить, что в установках массового производства приборных структур и объемных материалов (подложек) используются главным образом различные газофазные эпитаксиальные (ГФЭ) технологии. Однако, наилучшие результаты эти технологии продемонстрировали при производстве светозлучающих диодов, работающих в относительно узком спектральном диапазоне с длиной волны =360-535 нм, что составляет примерно 10-15% от потенциально возможного. Несмотря на значительные усилия ни одна из технологий пока не решила проблемы резкого снижения эффективности излучательной рекомбинации и выходной оптической мощности приборов, работающих как в более коротковолновой области ультрафиолетового (УФ) излучения вплоть до предельной =205 нм, так и в длинноволновой области видимого спектра (>530 нм) и инфракрасном (ИК) диапазоне с максимальной предполага-емой =1900 нм [4*,5*]. Не до конца решены и проблемы достижения высокой выходной мощности при необходимой надежности СВЧ транзисторов на основе IIIN [6*].

В решении вышеперечисленных проблем важную роль играет МПЭ, которая характеризуется минимальными затратами на проведение базовых и прикладных исследований, а также возможностью переноса результатов этих исследований в другие технологии. Кроме того, МПЭ часто называется «университетской технологией», поскольку она имеет высокий образовательный потенциал. С экологической точки зрения эта технология является одной из наиболее безвредных как для обслуживающего персонала, так и окружающей среды. И, наконец, в настоящее время уровень результатов УФ-оптоэлектронных приборов (<360 нм), изготовленных с помощью МПЭ, по крайней мере, сопоставим с результатами, полученными с использованием ГФЭ технологий. Лучшие по качеству слои InN и Inобогащенного InGaN в настоящее время также выращены с помощью МПЭ. Поэтому по мере разработки новых высокопроизводительных промышленных установок МПЭ и решения задачи массового выпуска гомоэпитаксиальных подложек можно рассчитывать и на производственные приложения данной технологии.

К моменту начала диссертационной работы в 2002 году, несмотря на весьма бурное развитие исследований по нитридной тематике, существовал целый ряд «белых пятен» в знаниях фундаментальных свойств материалов и ГС в системе (AlGaIn)N, а технология МПЭ с плазменной активацией (МПЭ ПА) только вышла из начальной стадии развития, в течение которой решались главным образом проблемы получения достаточно интенсивных пучков плазменно-активированного азота в сверхвысоковакуумных условиях МПЭ.

Десять лет назад практически не были исследованы термохимические и кинетические особенности роста соединений III-N технологией МПЭ ПА, для которой характерны воздействие высокоэнергетичной плазменно-активированной компоненты азотного пучка на растущую поверхность и максимальная степень отклонения от равновесности процессов синтеза и разложения этих соединений по сравнению со всеми другими технологиями. Слабо были развиты методы получения данной технологией тройных соединений AlGaN и InGaN c заданным составом во всем диапазоне их изменения. На начальной стадии находились разработки по развитию методов управления морфологией слоев III-N с помощью воздействия на поверхностную подвижность адатомов. Крайне мало было информации о возможностях легирования слоев (AlGaIn)N (в первую очередь об акцепторном легировании Mg) в уникальных условиях «безводородной» атмосферы МПЭ ПА.

Практически неизученными оставались вопросы по генерации и релаксации упругих напряжений (прежде всего через генерацию прорастающих дислокаций) во время относительно низкотемпературного (<800°C) гетероэпитаксиального роста III-N соединений методом МПЭ ПА. И, наконец, в то время практически нереализованными оставались широкие возможности МПЭ ПА по формированию различных квантоворазмерных ГС и наноструктур в системе материалов (AlGaIn)N.

В нашей стране технология МПЭ ПА развивалась в одной исследовательской группе, в которой работал автор настоящей работы, разрабатывая оригинальные плазменные источники активного азота, позволивших получить первые результаты по росту и свойствам бинарных и тройных соединений III-N в конце 90-х годов [7*,8*]. В 2003 году ФТИ им.А.Ф.Иоффе была приобретена исследовательская установка МПЭ Сompact 21T, Riber СА, специально разработанная для роста соединений III-N. Это дало уникальный шанс проведения исследований в России по данной тематике на самом современном мировом уровне.

Таким образом, настоящая диссертационная работа, в которой комплексно решаются научные и технологические проблемы широкозонных соединений III-N и оптоэлектронных гетероструктур на их основе, является актуальной как с фундаментальной, так и прикладной точек зрения.

ЦЕЛИ И ЗАДАЧИ РАБОТЫ Цель работы состояла в создании научных основ и разработке технологии МПЭ ПА широкозонных соединений (AlGaIn)N и кванторазмерных ГС на их основе с заданными структурными, оптическими и электрофизическими свойствами для фундаментальных исследований и применений в оптоэлектронных приборах, работающих в «проблемных» УФ-коротковолновом (с <360нм) и длинноволновых (в видимом с >500нм, ИК и терагерцовом) спектральных диапазонах.

Для достижения указанной цели решался следующий комплекс задач:

- Развитие подходов к описанию неравновесного роста соединений III-N на основе теоретического рассмотрения и экспериментальных исследований различных термохимических реакций с учетом кинетических факторов.

- Исследование свойств объемных слоев бинарных и тройных соединений в системе (AlGaIn)N во всем диапазоне изменения составов с учетом различных физико-химических процессов, протекающих при МПЭ ПА.

- Разработка методов минимизации структурных дефектов (прежде всего прорастающих дислокаций), возникающих при гетероэпитаксиальном росте соединений III-N на решеточно рассогласованных подложках.

- Развитие новых способов формирования квантоворазмерных ГС на основе соединений InGaN и AlGaN с контролем толщины слоев на субмонослойном уровне и програмируемым изменением состава твердых растворов во всем диапазоне, а также их морфологии поверхности в условиях непрерывного процесса роста.

- Комплексные исследования структурных, оптических и электрофизических свойств квантоворазмерных ГС в системе (AlGaIn)N, предназначенных для различных оптоэлектронных приборов длинноволнового (c рабочими длинами волн >500нм) и коротковолнового УФ (<360 нм) диапазонов.

НАУЧНАЯ НОВИЗНА И ПРАКТИЧЕСКАЯ ЗНАЧИМОСТЬ • С помощью теоретических оценок и экспериментальных данных получены новые результаты по основным параметрам гетероэпитаксиального роста методом МПЭ ПА бинарных и тройных слоев соединений III-N, определяющих их морфологию (стехиометрию) и состав. Исследованы процессы адсорбции/десорбции плазменно-активированного азота и атомов III группы, а также развиты подходы к управлению подвижностью этих адатомов и процессами диссоциативного разложения слоев, которое может иметь как конгруэнтный (в Al- и Ga-содержащих соединениях), так и неконгруэнтный (в In-содержащих соединениях) характер испарения.

•Проведены детальные исследования начальных стадий роста соединений III-N, задающие полярность растущих слоев (для тройных материалов эти данные получены впервые). Кроме того, за счет оптимизации условий начальных стадий роста буферных слоев и введения в них различных дополнительных слоев (сверхрешеток) впервые для МПЭ ПА исследованы процессы генерации прорастающих дислокаций и развиты методы ограничения их распространения в активную область приборных ГС.

•Развиты новые методы импульсной модуляции ростовых потоков с целью получения слоев III-N c атомарно-гладкой и свободной от микрокапель поверхностью, растущих с той же скоростью, что и при непрерывной подаче материалов.

•Получен ряд новых результатов при исследованиях фазового распада и упорядочения твердых растворов InxGa1-хN в термодинамически нестабильных областях составов (x>0.3) в условиях МПЭ ПА, а также определены условия их неконгруэнтного разложения.

•Развит новый, защищенный патентом РФ и заявкой на международный патент, способ управления процессами встраивания атомов III группы в слои InGaN, позволяющий проводить безостановочный рост квантоворазмерных ГС InGaN/GaN с программируемым изменением состава и стехиометрии ростовой поверхности.

•Исследованы оптические свойства слоев InxGa1-xN(x=0-1) и ГС в завимости от параметров МПЭ ПА, и обнаружена перспективность использования высокотемпературного роста в азот-обогащенных условиях для получения эффективной люминесценции в широком спектральном диапазоне (=500-1700 нм), а также генерации терагерцового излучения.

•Впервые предложено и продемонстрировано применение дискретной субмонослойной эпитаксии (ДСЭ) для реализации квантоворазмерных ГС на основе AlGaN.

•Развиты процессы p и n-легирования соединений AlхGa1-хN, что позволило одними из первых в мире продемонстрировать возможности МПЭ ПА по изготовлению УФ-светоизлучающих диодов с =300-320 нм и солнечно-слепых фотокатодных структур (<300нм).

•С использованием полученных методом ДСЭ ГС c КЯ AlхGa1-хN/AlyGa1-yN продемонстрированы одни из лучших мире результатов по генерации стимулированного излучения в диапазоне глубокого УФ (289-303 нм) и пороговой плотностью оптической накачки ~0.8-1.2МВт/см2.

НА ЗАЩИТУ ВЫНОСЯТСЯ 1. Физико-химические основы технологии МПЭ ПА слоев и гетероструктур широкозонных соединений (AlGaIn)N различной полярности, разработанные в результате теоретических и экспериментальных исследований процессов их роста, легирования, дефектообразования и саморганизации в широких диапазонах изменения состава и морфологии поверхности.

2. Результаты по разработке и развитию новых способов формирования квантоворазмерных гетероструктур на основе (AlGaIn)N методами: субмонослойной дискретной эпитаксии (для AlGaN) и модуляции интенсивности пучка активированного азота (для InGaN), c использованием возможностей МПЭ ПА по контролю процессов на атомарном уровне.

3. Результаты экспериментальных исследований структурных, оптических и электрофизических свойств объемных слоев (AlGaIn)N и квантоворазмерных ГС на их основе, направленных на повышение эффективности излучательной рекомбинации в оптоэлектронных приборах, предназначенных для работы в «проблемных» спектральных областях (с <360 и >500 нм).

4. Конструкции и технологии получения методом МПЭ ПА УФсветоизлучающих диодов, «солнечно-слепых» фотокатодных структур, а также лазерных гетероструктур с оптической накачкой с раздельным ограничением и множественными и одиночными квантовыми ямами с локализованными состояниями.

Материалы диссертационной работы докладывались и обсуждались на Всероссийских и международных конференциях и симпозиумах:

• VI-X российские конференции по физике полупроводников (С.-Петербург, 2003г., Москва 2005, Екатеринбург, 2007, Новосибирск, 2009, Н.Новгород, 2011г., (приглашенный)).

• 2, 5-8 Всероссийские конференции «Нитриды галлия, индия и алюминия – структуры и приборы», Москва, С.-Петербург, (2003, 2007-2011).

• 1-й Международный форум по нанотехнологиям (Москва, 2008) • XII Международный Симпозиум "Нанофизика и нанотехнологии", Н. Новгород, (2008).

• 21-ая Международная научно-техническая конференция по фотоэлектронике и приборам ночного видения, Москва, 2010.

• 2-й Симпозиум "Полупроводниковые лазеры: физика и технология", С.Петербург, 2010 г.

• 12,14,15,18 International conferences “Nanostructures: Physics and Technology”, С.-Петербург: 2004, 2006, 2010, Новосибирск: 2007.

• 27th International Conference on the Physics of Semiconductors (ICPS-27), Flagstaff, USA, 2004.

• 14-16 Interantional Conferences on MBE, Tokyo, Japan, 2006, Vancouver, Canada, 2008, Berlin, Germany, 2010.

• 5,6,8,9 International Confences on Nitride Semiconductirs (ICNS), Nara,Japan, 2003, Bremen, Germany, 2005, Jeju, Korea, 2009, Glasgow, UK, 2011.

• International Workshop on nitride semiconductors (IWN-2008), Montreux, Switzeralnd, 2008.

• International symposium on blue laser and light emitting diodes (ISBLLED), Montpellier, France, 2006.

• 1-st International symposium on growth of nitrides, Linkopping, Sweden, 2006.

• 14 European MBE Workshop, Sierra Nevada, Spain, 2007.

• 5,6 Belorusian-Russian Workshops, Minsk, Belorussia, 2005, 2007 (invited) • 6-th Russian-French workshop on nanoscience and nanotechnologies, Paris, 2010.

Публикации. Основные результаты исследований опубликованы в 33 печатных работах, 1 монографии и одном патенте РФ.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, 5 глав, заключения и списка цитируемой литературы, включающего 239 наименований.

Общий объем диссертации составляет 287 страниц, включая 197 страниц текста, 114 рисунка и 12 таблиц.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении указаны предпосылки и основные причины интенсивного развития в последние два десятилетия физики и технологии широкозонных соединений (AlGaIn)N, как базовых материалов квантоворазмерных ГС для оптоэлектронных приборов, потенциально способных работать в беспрецедентно широком спектральном диапазоне (от 200 до 1800 нм), как показано на рисунке 1. Кратко изложены основные отличительные особенности этих материалов, сформулирован круг научно-технологических проблем, имевшихся к моменту начала работы в 2002 г. и рассмотрены возможности МПЭ по их решению. Обоснована актуальность исследований, сформулированы цель и задачи работы, изложены основные положения, выносимые на защиту, научная новизна и практическая значимость работы.

Первая глава представляет собой обзор текущего состояния исследований в мире по основным проблемам, поднимаемым в диссертации. В ней кратко описываются основные представления о МПЭ ПА бинарных и тройных слоев соединений III-N и ГС на их основе, делается обзор их основных физико-химических, кристаллографических, электронных и оптических свойств, обозначается достигнутый уровень для приборных структур и ставятся задачи работы.

В §1.1.1 приводятся необходимые сведения о способах генерации и свойствах химически активного азота, получаемого в наиболее распространенных газовых разрядах с ВЧ индуктивным возбуждением. Отмечается, что именно успешные разработки высокоэффективных источников активированного азота в 90-х годах позволили успешно развить технологию МПЭ ПА нитридных соединений и решить актуальную в то время задачу повышения скоростей роста.

Отмечается, что в настоящее время на первый план вышли задачи качественного понимания процессов МПЭ ПА. С этой целью анализируются зависимости энергий и концентраций электронов от параметров ВЧ-разряда, и с учетом сечений реакций электронного возбуждения метастабильных состояний молекул азота и атомарного азота, а также молекулярных и атомарных ионов, делаются предварительные выводы о составе выходного пучка этих активаторов [8*]. Отмечается, что данная проблематика из-за ее сложности с теоретической и экспериментальной точек зрения изучена крайне мало и большинство исследователей предпочитают использовать фиксированные значения параметров активаторов азота. Тем не менее ставится задача по разработке способов получения регулируемых пучков химически активного азота с заданным составом.

§1.1.2 посвящен специфике механизмов роста нитридных соедиений, который происходит либо через реакцию прямого встраивания атомов азота и/или в результате диссоциативной хемосорбции электронно-возбужденных молекул. Далее рассматриваются стехиометрические условия роста, которые играют чрезвычайно важную роль в МПЭ ПА и определяются отношением потоков атомов третьей группы к потоку активного азота (FIII/FN) и температурой подложки (TS). Согласно экспериментальным исследованиям технологических групп, наиболее активно работающих в МПЭ ПА [9*-13*], и теоретическим моделям состояния поверхности соединений III-N, развитым в [14*], для достижения атомарно гладкой морфологии поверхности слоев III-N небходимо использовать условия с достаточно высоким значением FIII/FN*>1 (т.е. металл-обогащенные условия). И, напротив, использование потоков со значением FIII/FN*<1 (называемых азот-обогащенными условиями) приводит к формированию неоднородной грубой морфологии поверхности вплоть до образования отдельных наноклонн.

В этом разделе подробно рассматриваются модели тонкого приповерхностного металлического слоя толщиной от 1 до 3 монослоев (МС), для которого энергия активации поверхностной диффузии Ga-адатомов составляет 0.7 эВ в отличие от 2.4 эВ для поверхности, свободной о металла. Именно это явление используется главным образом для достижения высокой поверхностной подвижности адатомов с целью снижения дефектности растущих слоев в низкотемпературных (TS<800°C) условиях МПЭ ПА. С другой стороны отмечается, что использование сильно металлообогащенных условий роста приводит к образованию на поверхности слоев металлических микрокапель, наличие которых крайне нежелательно в приборных структурах, где это может приводить к образованию закороток. Хотя имеются отдельные сообщения о возможном удалении микрокапель путем воздействия на поверхность потока активированного азота, но такие процессы были ограничены случаями относительно небольшого количества избыточного металла и детально не исследовались.

В §1.1.3 рассматриваются реакции термического разложения нитридных соединений. Отмечается описанное в литературе расхождение между термодинамическими расчетами скорости разложения и данными, полученными термогравитометрическим и другими методами. Также рассматриваются результаты термодинамического моделирования роста соедиений III-N, проводившегося группой Koikitu [15*] на основании простой равновесной модели с участием одной химически активной частицы – атомарного азота. Отмечается крайне большое расхождение между рекомендуемыми в этой работе условиями МПЭ ПА роста GaN и InN (TS ~900°С и 700°С, соответсвенно) и экспериментально наблюдаемыми максимальными температурами роста.

На основании вышесказанного ставится задача более подробного рассмотрения этих процессов с учетом новых данных по термохимическим параметрам соединений III-N согласно общей теории диссоциативного разложения с учетом различных кинетических факторов [16*]. Кроме того, отмечается, что в литературе практически не рассматривается вопрос конгруэнтности разложения соединений III-N, хотя это явление хорошо известно для других материалов III-V и II-VI.

§1.2.1 посвящен проблеме значительных упругих напряжений при гетероэпитаксиальном росте соединений III-N на коммерчески доступных подложках ссапфира со степенью рассогласования а-постоянных решеток, изменяющейся от ~13%(AlN) до ~26%(InN). Релаксация этих напряжений происходит главным образом через образование дислокаций несоответствия и формирование микрозеренной структуры слоев. Возникающие при этом вертикальные прорастающие винтовые и краевые дислокации с характерной плотностью 108-1010см-2 легко могут достигать активных областей приборов, где они, являясь в основном центрами безызлучательной рекомбинации, приводят к деградации характеристик излучаетельной рекомбинации. Сложность проблемы связана с низкой подвижностью дислокаций в гексагональных решетках III-N, что затрудняет борьбу с ними [17*].

Тем не менее в следующем разделе §1.2.2 рассматриваются основные методы исключения влияния дислокаций на свойства слоев и ГС. Отмечается недостаточная исследованность процессов плазменной нитридизации подложки и роста зародышевых слоев в МПЭ ПА, во время которых происходит зарождение дислокаций. В литературе отсутствуют также данные по использованию в МПЭ ПА различных способов ограничения распространения дислокаций в активные области приборов, прежде развитых для ГФЭ технологий. Поэтому в этом разделе ставится задача по переносу и развитию этих методов.

В §1.3 подробно рассматриваются наиболее важные особенности роста тройных соединений в системе (AlGaIn)N c высоким содержанием Al и In (>20%).

В §1.3.1 представлены сведения о росте InGaN во всем диапазоне изменения составов и приводятся экспериментальные и теоретические данные, подтверждающие формирование на поверхности InGaN металлического слоя толщиной несколько монослоев при использовании металл-обогащенных условий роста.

Этот слой, также как и в случае бинарных соединений, обеспечивает ускоренную миграцию адатамов и позволяет получать атомарно-гладкие слои [14*]. Далее рассматриваются результаты сравнительных исследований слоев InGaN полученных различными технологиями (МПЭ ПА и ГФЭМО) [12*]. В этих работах было обнаружено различное поведение зависимостей ширины запрещенной зоны, положения пиков фотолюминесценции (ФЛ) от содержания In. Однако причины данного различия практически не анализировались. Отмечается, что первые исследования, приведшие к пересмотру значения ширины запрещенной зоны InN были получены при исследованиях образцов, выращенных МПЭ ПА [18*].

В работах по тройным соединениям InGaN практически не рассматривался рост слоев различной полярности в азот-обогащенных условиях и мало изучены вопросы пространственного распределения In в слоях InxGa1-xN c x>(0.2-0.3), а также связь этого распределения с оптическими свойствами слоев и ГС. §1.3.посвящен обзору работ по чрезвычайно важному для InGaN слоев явлению фазового распада и термического разложения. Отмечается, что верхняя граница термодинамической стабильности этих тройных соединений может смещаться от 11% до 20-25% при наличии упругих напряжений в слоях. Кроме того, возможно кинетическое ограничение развития фазового распада при относительно низких температурах роста МПЭ ПА (<500°C) [19*]. Также отмечается недостаток знаний об особенностях термического разложения слоев InGaN c высоким содержанием In вплоть до InN и металлического In.

В §1.3.3 делается обзор работ основных групп, исследовавших рост МПЭ ПА слоев AlGaN. Так группой под руководством Moustakas [20*] впервые было экспериментально подтверждено единичное встраивание Al в слои AlGaN из-за большей энергии связи Al-N по сравнению с Ga-N. Более подробно кинетика роста этих слоев исследовалась в работах Daudin et al. [21*], где в частности было предложено использовать металл-обогащенные условия для перехода к двухмерному росту AlGaN, но подробно эти процессы не исследовались.

Последний раздел обзора §1.4 посвящен проблемам изготовления методом МПЭ ПА оптоэлектронных приборов со слоями (AlGaIn)N и ГС на их основе с высоким содержанием In и Al (>20%), для которых характерно резкое снижение эффективности излучательной рекомбинации, иллюстрируемое на рисунке 2.

В §1.4.1 рассматриваются особенности МПЭ ПА роста квантоворазмерных ГС InGaN/GaN и сравниваются различные способы модуляции содержания индия в слоях ГС - либо с помощью нескольких источников атомов III-группы, либо за счет изменения температуры подложки. Приводятся результаты сравнительных исследований ГС InGaN/GaN, выращенных МПЭ и ГФЭ. Также сообщается об успешной реализации эффективных СД и ЛД на основе планарных ГС InGaN/GaN, выращенных с помощью МПЭ при использовании гомоэпитаксиальных подложек и GaN-ГФЭ-темплейтов [22*,23*]. Отдельно рассматриваются особенности СД на основе наноколончатых ГС InGaN/GaN, выращенных МПЭ ПА на различных гетероподложках. Такой подход представляется перспективным как с точки зрения повышения эффективности излучательной рекомбинации, так и для получения более длиноволновой электролюминесценции (с максимальной ~644нм [24,25*]).

Состояние дел в области создания ГС на основе AlGaN для УФоптоэлетроники описывается в §1.4.2. Хотя за последнее десятилетие продемонcтрирован впечатляющий прогресс в создании УФ СД, работающих в диапазоне =210-360 нм, их выходная мощность не превышают 5 мВт (для одиночного кристалла), а квантовая эффективность - 5% [26-28*]. Это на несколько порядков хуже по сравнению с СД видимого диапазона на основе ГС InGaN/GaN. Еще хуже ситуация с реализацией УФ ЛД, для которых лишь недавно было продемонстрировано в импульсном режиме минимальное значение =336нм [29*], а получение более коротковолновой генерации возможно лишь для структур с оптической накачкой при типичной пороговой плотности мощности >1 МВт/см2[30*]. Эти проблемы связываются в первую очередь с резким ухудшением структурного качества ГС на основе AlGaN c высоким содержанием Al. Также проводится обзор работ по созданию ФК структур на основе слоев (In)GaN:Mg, которые проводились прежде всего с помощью МПЭ ПА [31*].

Отмечается, что уровень лучших результатов для всех описанных выше приборов, полученных с помощью таких различных технологий, как ГФЭ и МПЭ, примерно сопоставим, что резко отличается от ситуации, сложившейся в приборах видимого и ближнего УФ диапазонов [32*,33*].

Вторая глава посвящена техническим и методологическим аспектам МПЭ ПА широкозонных соединений и гетероструктур в системе (AlGaIn)N.

В §2.1 кратко описывается установка МПЭ ПА Compact21T фирмы Riber CA.

Сверхвысовакуумные условия в установке с остаточным давлением <10-10Торр поддерживаются с помощью как стандарных магниторазрядных насосов, так и с помощью турбомолекулярного насоса с производительностью не хуже 2000л/с, что необходимо для работы с плазменным активатором азота при рабочем давлении в ростовой камере ~3·10-5 Торр.

Подробно рассматриваются особенности резистивного Мо-нагревателя подложек, который, к сожалению, позволял нагревать сапфировые подложки с напыленным 200-нм слоем Ti лишь до TS~800°С, что недостаточно для их предварительного отжига и роста Al-содержащих соединений. Приводятся данные по градиентам температур, которые при использовании двухдюймовой (50.8мм) подложки и ее части составляют ±10° и ±30°С, соотвественно, в радиальном направлении. Точность поддержания температуры в центральной области этих подложек существенно выше и составляет <2%.

Дается описание размещаемого в стандартном канале установки плазменного активатора азота HD-25 фирмы Oxford Appl.Res, в котором использовался азот чистотой 6N. Такую же чистоту имели и материалы III группы в эффузионных источниках с одиночной (для Al) и двойной (Ga,In) зонами нагрева, которые располагались в нижней части установки и были направлены наверх в направлении горизонтальной подложки. Для получения потоков легирующих элементов p- и n- типа использовались эффузионные источники Mg и Si, соответственно.

Далее в §2.2 подробно рассматриваются вопросы калибровки молекулярных пучков основных ростовых элементов. С этой целью наряду с традиционными относительными измерениями потоков с помощью датчиков Байярда-Альперта использовался новый для МПЭ метод калибровки абсолютных значений потоков атомов III группы и активированного азота с помощью in situ измерений скоростей роста соединений III-N в азот и металл-обогащенных условиях, соответственно, при температурах, исключающих тепловую десорбцию. Для этих измерений использовалась лазерная рефлектометрия (ЛР) с =532 нм, позволяющая быстро (за 7-10 минут) определять скорость роста по значениям периода интерференционных колебаний. Поэтому в работе в основном использовались значения потоков, выраженные в единицах скростей роста. Также показывается, что с использованием этих измерений становится возможным определять состав тройных соединений непосредственно в процессе роста.

Для характеризации морфологии поверхности и определения переходов между различными режимами роста использовалась стандартная методика дифракции отраженных быстрых электронов (ДОБЭ) с энергией до 30кВ.

В разделе §2.3 подробно описываются принципы расчета параметров плазменного активатора азота HD-25 с возможностью линейного регулирования интенсивности активированного пучка азота [1]. Описывается расчет вакуумной проводимости источника и порядок определения параметров газового разряда, при которых наблюдается линейная зависимость интенсивности свечения от входной ВЧ-мощности. Контрольные эксперименты по росту слоев GaN в металлобогащенных условиях подтвердили для этого диапазона параметров линейную зависимость скорости роста, изменявшейся в пределах от 0.2 до 0.8 МС/с при возрастании ВЧ-мощности от 120 до 200 Вт. Для минимизации содержания и энергии ионов в выходном пучке активатора использовались минимально возможные диаметры выходных отверстий апертурной диафрагмы (~0.3мм) и минимальные уровни мощности разряда.

В заключительном §2.5 кратко приводятся основные сведения об аналитических методиках, использовавшихся в работе. Для характеризации морфлогии поверхности и оценок толщин слоев структур использовались растровый элетронный и атомно-силовой микроскопы (РЭМ и АСМ, соответственно). Для более тщательных исследований структурных свойств ГС использовалась просвечивающая электронная микросокпия (ПЭМ) в сочетании с двух и трехкристальной рентгеновской дифрактометрией (РД), измерениями спектров катодолюминесценции (КЛ) и измерениями состава слоев методом возбуждения харатеристического рентгеновского излучения электронным пучком. Для определения состава использовалась также спектроскопия комбинационного рассеяния (КР). Для оптической характеризации образцов использовались измерения спектров фотолюминесценции (ФЛ), в том числе и с временным разрешением (ФЛВР), а также спектры возбуждения ФЛ (ВФЛ), оптического отражения (ОО) и пропускания (ОП) с различными источниками возбуждения. Концентрация электрически активных примесей определялась из С-V измерений на Hg-барьерах Шоттки. С помощью холловских измерений (ХИ) определялась концентрация носителей и их подвижность. Для определения концентрационных профилей примесей использовалась вторичная ионная масс-спектроскопия (ВИМС).

Кроме того, в этом разделе кратко описываются основные постростовые технологии напыления металлических контактов и формирования с помощью фотолитографии меза-структурур для измерений основных электролюминесцентных характеристик прототипов СД. Рассматриваются способы подготовки образцов на сапфировых подложках для исследований стимулированного излучения в ГС.

В третьей главе рассматриваются экспериментально-теоретические основы технологии МПЭ ПА широкозонных соединений (AlGaIn)N [1-7].

В вводном разделе §3.1 проводится сравнение МПЭ ПА соединений III-N с обычной МПЭ других полупроводников III-V. Которые определяются отношением потоков FIII/FN* и температурой подложки. При этом скорость роста III-N определяется потоком атомов той группы, которая находится в недостатке на поверхности роста. Общим является и многостадийность процессов встраивания атомов в кристаллическую решетку (хемосорбции), происходящих, как правило, через различные предсорбционные состояния, занимая которые атом(молекула) может сохранять подвижность и, следовательно, диффундировать по поверхности растущего слоя. Как и для других соединений при МПЭ ПА соединений III-N наблюдаются обратные реакции их термического разложения.

Вместе с тем отмечается и ряд существенных различий, которые связаны, прежде всего, с использованием в ростовых процессах неравновесных плазменноактивированных частиц – атомарного азота, электронно-возбужденных молекул, заряженных частиц ионов. Вследствие этого исключается классическое термодинамическое рассмотрение МПЭ ПА соедиений III-N из-за нарушения условия обратимости реакций синтеза/разложения во время роста и невозможности определения единой температуры для системы пучок-подложка. При рассмотрении реакций синтеза необходимо учитывать не только температуру роста, но и внутренние энергии активных частиц азота, которые могут на несколько порядков превосходить обычные тепловые энергии атомов металлов.

Наряду с отмечавшейся выше возможностью ускорения диффузии адатомов, в МПЭ ПА возможно создание условий, резко ограничивающих их поверхностную подвижность. Свою специфику имеют и реакции разложения, которые хотя и возможно рассматривать с использованием термохимических параметров, но при этом необходимо предварительно исследовать состав десорбирующего потока с поверхности и выполнение условия конгруэнтности.

Кроме того, при росте соединений III-N нарушается одно из основных правил выбора оптимальной температуры эпитаксии, согласно которому ее значение должно быть примерно равно половине температуры плавления соединения. Однако, для всех нитридов значение этого параметра выше температуры начала термического разложения и выполнение этого правила невозможно.

Свою специфику в ростовые процессы III-N соединений вносит и существенная разница в энергиях связи Ga-Ga(~3эВ) и молекулы N2(~5эВ), что резко отличается от ситуации в других полупроводниковых соединениях III-V, для которых эти значения примерно равны. С термодинамической точки зрения эта разница должна приводить к обогащению поверхности металлическими атомами.

С учетом вышесказанного в следующих разделах последовательно анализируются основные стадии и процессы МПЭ ПА соединений III-N.

В §3.2 на основе анализа различных реакций синтеза соединений III-N делается вывод о предпочтительном использовании потоков активированного азота с большей долей электронно-возбужденных молекул из-за меньшего выделения энергии в этом случае по сравнению с реакцией непосредственного встраивания атомарного азота. Именно поэтому в работе использовались режимы возбуждения активатора с относительно высоким давлением (расходом азота ~5 нсм3мин-1) и низкими ВЧ мощностями (<200 Вт), что приводит к доминированию возбужденных молекул в выходном пучке.

На относительно небольшую дефектность, вносимую в образцы III-N использовавшимся плазменно-активированным пучком, указывают параметры структурного качества GaN – относительно узкий экситонный пик ФЛ с минимальной полушириной 3 мэВ при 4.3К и небольшие полуширины симметричного РД максимума GaN(0002) 280 и 80 угл. сек. для и -2 мод сканирования, соответственно. В этой же части отмечается чрезвычайно высокая химическая активность плазменно-активированного азота, позволяющая независимо проводить процессы эпитаксиального роста при минимальных температурах подложки (TS<500°C), что принципиально необходимо для роста термически нестойких нитридных соединений на основе InN.

В §3.3 разбираются основные механизмы управления поверхностной подвижностью адатомов в процессе МПЭ ПА соединений III-N. Прежде всего описываются результаты экспериментов, свидетельствующие о трехмерном механизме роста всех бинарных слоев в системе (AlGaIn)N при невысоких соотношениях FIII/FN*<1.1 (т.е. при росте в N-обогащенных условиях). Демонстрируется получение слоев всех соединений III-N с шероховатой морфологией поверхности вплоть до отдельно стоящих наноколонн с диаметром несколько десятков нанометров [5].

С другой стороны, при увеличении отношения FIII/FN*1.1 минимальные значения шероховатостей поверхностей слоев с Ga (0001) и N (000) полярностью составили ~1 и ~3 нм, соответсвенно, на площади 55мкм2, а при меньших площадях менее 1 нм, что говорит о микрозеренной структуре этих слоев с атомарно гладкой поверхностью каждого зерна [7]. Кроме того, подобный переход наблюдался во время роста GaN при добавлении к падающим пучкам дополнительного пучка атомов In [3]. При этом даже при высоких температурах роста ~700°C, исключающих встраивание In, наблюдалось выглаживание морфологии и усиление краевой ФЛ. Эти результаты объясняются образованием на поверхности растущего слоя тонкого «квазижидкого» металлического слоя (толщиной до ~2.7 МС), который, согласно расчетам, обеспечивает минимальные значения энергии активации поверхностной диффузии адатомов III группы - до 0.2/0.9 эВ для Ga/N адатомов на поверхности GaN(0001).

Однако при использовании металл-обогащенных условий, как правило, наблюдается образование на поверхности слоев металлических микрокапель, что подробно описывается в §3.4. Для решения этой проблемы был развит оригинальный метод непрерывного роста в металл-обогащенных условиях с кратковременными прерываниями пучков атомов III группы и экспозицией поверхности под потоком активированного азота в течении времени, определяемого с помощью лазерной рефлектометрии. Таким образом, в частности, была продемонстрирована возможность роста слоев AlN при TS=750°C со свободной от капель и атомарно-гладкой поверхностью (с шероховатостью 0.46 нм на площади 55мкм2) при скорости роста 0.6мкм/ч. С помощью этого метода были проведены исследования кинетики адсорбционно/десорбционных процессов, позволившие определить энергию активации десорбции алюминия с поверхности AlN (3.0эВ), что соответствует данным других методов.

Раздел §3.5 посвящен вопросам термического разложения соединений III-N в процессе МПЭ ПА [2]. Для этого используется термохимический анализ в равновесном приближении с учетом различных кинетических факторов реакций как конгруэнтного, так и неконгруэнтного разложения соединений (AlGaIn)N:

III-N(s/l) III(g)+m·N2(g)+n·N(g) (1) III-N(s/l)III(s/l)+m·N2(g)+n·N(g) (2) После критического анализа данных различных авторов по значениям стандартной энтальпии образования (fHIII-N) для III-N=AlN,GaN и InN в качестве рекомендованных были выбраны cоответственно значения 318, 132 и 1кДж/моль при температурах начала разложения ~1000°C, ~750°С и ~500°С.

В результате расчетов скоростей реакций было обнаружено, что с поверхности нитридных соединений III-N десорбирует в первую очередь молекулярный азот (m=0.5>>n). Кроме того были рассчитаны значения равновесного давления атомов третьей группы (PIII) при конгруэнтном термическом разложении различных соединений III-N:

o o r ST ln r HT [Па] (3) PIII (TS ) = 105 exp - - R RTS o o где rHT и rST стандартные энтальпия и энтропия реакции испарения III-N при m / n / M абсолютной температуре TS,K, = m + n, = mmnn N2 M M N M , M и NIII III M - молекулярные массы молекулы и атома азота, R-универсальная газовая поN стоянная.

На рисунке 3 приводятся экспериментально измерявшиеся температурные зависимости скоростей разложения соединения GaN с различной полярностью поврхности и рассчитанные в соответсвии с (3) равновесное давление Ga при разложении GaN. Эти зависимости обнаруживают одинаковый наклон, определяемый участием в реакции десорбции главным образом молекулярного азота и существенно меньшие экспериментальные абсолютные значения скоростей. Последнее является типичным для испарения со свободной поверхности (десорбция Лэнгмюра). В качестве основного кинетического фактора, ограничивающего испарение, рассматривается сложность образования молекул азота на поверхности растущих слоев из-за того, что типичные расстояния между атомами в кристаллических решетках III-N (минимальное расстояние >2) существенно больше межатомного расстояния в N2-молекуле (~1.1).

На рисунке 3 также приводится температурная за-висимость равновесного давле-ния Ga над жидкой фазой, рассчитанная по формуле Клаузиуса-Клайперона, которое оказывается существенно выше наблюдаемых давлений атомов III группы. Это свидетельствует о конгруэнтном разложении GaN - т.е. идущем в соответст-вии с (1). Однако, для cоеди-нения InN, имеющего среди III-N наименьшую стандартную энтальпию образования, было обнаружено, что давление In, рассчитанное по (3), может существенно превосходить значение давления насыщенного пара In. Это должно приводить к протеканию неконгруэнтной реакции разложения (2). Именно с этим эффектом, по-видимому, во-многом связаны существенные проблемы получения InN при повышенных температурах.

В следущих двух главах 4 и 5 рассматриваются МПЭ ПА и свойства соединений InxGa1-xN [8-27] и AlxGa1-xN (x=0-1) [28-40], а также квантоворазмерных ГС на их основе.

В разделе §4.1 описывается МПЭ ПА слоев InхGa1-хN(х=0-1) с использованием различных потоков активированного азота (FN*=0.2-1.2МС/с), что позволило варьировать стехиометрические условия роста в зависимости от соотношений потоков FIII/FN* и FIn/FGa [9]. Поскольку при обычно используемых для роста InGaN температурах (TS<700°C) можно пренебречь испарением Ga, то ключевым фактором кинетики роста InGaN в условиях высокого пресыщения входного потока азотом (FIII/FN*<1) является эффективность встраивания In и содержание In FIn In в слоях может быть рассчитано в соответствии с формулой хmax =.

FIn + FIn In Измерения содержания In в слоях, выращенных при различных температурах в диапазоне 580-700°С, обнаружили аррениусовскую зависимость эффективности встраивания In(TS)~exp(-Ea/kT) с энергией активации Ea=2.0±0.3 эВ (Рисунок 4), что хорошо согласуется с испарением In из жидкой фазы и свидетельствует о наличии на поверхности, даже в азотобогащенных условиях, квазижидкой Inобогащенной фазы или сегрегационного слоя [10]. В соответствии с этими данными были рассчитаны максимальные значения содержания In в слоях для роста в температурном диапазоне TS=600-670°C и определены необходимые значения потоков In и Ga.

Кроме вышеописанных результатов, экспериментально были обнаружены кинетические ограни-чения на встраивание In, связанные с полярностью слоев (для слоев InGaN(0001) коэффицент встраива-ния был в несколько раз меньше). Кроме того, эффективность встра-ивания возрастала при увеличении скорости роста, что свидетельствует о конечном времени пребывания In в предсорбционных состояниях.

При исследованиях роста InGaN в металлобогащенных условиях роста (F*III/FN*>1, где F*III=In FIn+FGa) было обнаружено, что кинетика вcтраивания In в этих условиях несколько иная по сравнению с вышеописанными азотобогащенными условиями и зависит не только от температуры, полярности и скорости роста InGaN, но и во-многом определяться наличием свободных позиFGa ций для адсорбции In на его поверхности (т.е. мест незанятых Ga) xmax = 1-.

FN* Это является следствием большей энергии связи Ga-N по сравнению с InN (2.2 и 1.93 эВ cоответственно). Для подтверждения этой зависимости была проведена серия экспериментов по росту InGaN слоев при постоянном потоке индия FIn=1МС/с (при TS=620°C) и различных значениях FGa/FN* вплоть до единичного отношения (при котором индий в слоях отстутсвовал) [12].

Таким образом была продемонстрирована возможность безинерционного и линейного управления встраиванием индия в этих (металлообогащенных) условиях с помощью изменения потока азота, который легко регулируется величиной ВЧ-мощности плазменного активатора азота [1].

В заключении этого раздела описываются особенности кинетики роста бинарных слоев InN с различной полярностью, задавашейся полярностью нижележащих буферных слоев GaN. Были определены температурные ограничения роста слоев InN равные ~450°С и ~520°С для индиевой и азотной полярностей слоев, соответственно, которые задавались полярностью буферных нижележащих слоев GaN [11].

Кроме того, отмечается образование In металлических кластеров в слоях InN и InGaN при небольшом или кратковременном повышении температуры роста выше температуры начала разложения вследствие неконгруэнтного разложения этого соединения [2,21,24], что подробно было изложено в предыдущей главе с термохимической точки зрения.

Раздел §4.2 описываются результаты исследований оптических свойств, морфологии и структурного качества слоев InxGa1-xN(x=0-1)/GaN/c-Al2O3, проводившихся в тесном взаимодействии с технологическими исследованиями. Основной целью этих комплексных исследований было повышение интенсивности ФЛ и ее смещение в длинноволновую область спектра (>520 nm).

В §4.2.1 описываются результаты исследований слоев с относительно небольшим содержанием In (x<0.3), которые показали возможность получения атомарно-гладких слоев In0.1Ga0.9N/GaN(3 мкм)-темплейт c толщиной до 80 нм без каких-либо признаков фазового распада. Этот слой имел не только узкие полуширины РД (345 и 2угл.сек. для и -2 кривых качания), но и демонстрировал интерференционную картину, период которой позволил независимо определить толщину и состав слоя (Рисунок 5) [15,16]. Однако, данные слои проявили относительно слабую и спектрально уширенную ФЛ с =470 нм, что было объяснено существенной безизлучательной рекомбинацией носителей на прорастающих дислокациях (их плотность составляла <2·109 см-2).

Существенного увеличения (более чем на порядок) и сужения линии ФЛ удалось получить в слоях с неодно-родной наноколончатой морфологией, выращенных в сильно азот-обогащен-ных условиях (FGa/FN*0.7) (Рисунок 6). Это позволило предположить, что рост в 3D моде предпочтительней, поскольку позволяет существенно увеличить плотность когерентных локализацион-ных состояний – In-обогащенных узко-зонных кластеров InGaN. Последние способны эффективно локализовать носители заряда, подавить их транспорт к центрам безызлучательной реком-бинации и тем самым увеличить эффективность излучательной рекомбинации [9], [34*,35*]. Поэтому в дальнейшем слои выращивались преимущественно в азот-обогащенных условиях [19].

Кроме того, в ходе этих первичных исследований было подтверждено положительное влияние подъема температуры роста до максимально возможной (определяемой кинетикой встраивания In) с целью усиления ФЛ в этих слоях, что связано как с улучшением структурного качества слоев, так и со снижением загрязнения слоев примесями из остаточной атмосферы. Особено заметно этот эффект проявлялся для N-полярных слоев, имеющих более химически активную поверхность по сравнению c Ga-полярными слоями. Поэтому только с повышением температуры роста до TS=620-650°C удалось получить N-полярные слои InGaN/GaN-МПЭ ПА/с-Al2O3 (концентрация дислокаций >5·109см-2) с интенсивностью ФЛ, сравнимой с получаемой из слоев, выращенных на GaN-ГФЭ МО темплейтах с плотностью дислокаций 109см-2. При использовании для роста низких значений отношения FIII/FN*<0.8 эти N-полярные слои со средним содержанием In 25 мол.% демонстрировали яркую ФЛ в зеленом диапазоне (~520нм) вплоть до комнатной температуры [9].

Исследования спектров ВФЛ слоев, выращенных при FIII/FN*>1, продемонстрировали наличие достаточно узких экситонных пиков, спектральное положение которых менялось в зависимости от положения линии наблюдения на контуре ФЛ. Это свидетельствовало о наличии неоднородного массива изолированных локализованных состояний типа квантовых точек InGaN в более широкозонной матрице InGaN. Этот результат был подтвержден измерениями катодолюминесценции с высоким пространственным разрешением (вставка рисунка 6), обнаружившим локальное распределение центров ФЛ в слоях. Эти образцы использовались при исследованиях эффекта плазмонного усиления излучения [17]. В то же время однородные слои с планарной морфологией демонстрировали не только менее логией демонстрировали не только менее интенсивную ФЛ, но и больший стоксов сдвиг, а также двойную структуру края поглощения [13].

В §4.2.2 подробно рассматриваются явления фазового распада (ФР) в условиях МПЭ ПА роста InxGa1-xN x>0.3 [8]. Прежде всего исследовались начальные стадии т.н. ограниченного ФР, при котором наблюдались лишь умеренные изменения РД кривых качания и спектров ФЛ. С этой целью при одинаковых условиях было выращено несколько слоев InxGa1-xN (c номинальным x~0.4) с различной толщиной. С помощью ДОБЭ был обнаружен отчетливый переход от первоначального двухмерного роста к трехмерному росту после роста начальных ~60 нм слоя. Именно эта толщина оказалась критической и для резкого изменения характера РД кривых качания, на которых появлялись дополнительные макси-мумы, соответствующие меньшим составам InGaN. Еще более существенными были изменения спектров ФЛ, интенсивность которых возрастала на порядок и одиночный пик тонкого образца трансформировался в несколько пиков, распределенных в спектральном диапазоне 450-690 нм. Полученные результаты подтвердили ограничивающее действие упругих напряжений на протекание ФР во время начальной стадии роста, который развивался лишь после релаксации упругих напряжений. Такие же двухпичковые спектры ФЛ в диапазоне 0.7-2.0 эВ наблюдались для толстых слоев InGaN с содержанием In в диапазоне x=0.4-0.56 (рисунок 7) [13].

Еще более явные признаки ФР были обнаружены для слоев InxGa1N с более высоким номинальным x содержанием In x~0.77, который демонстрировал широкий набор различных пиков в -2 кривой качания РД, соответствовавших не только различным составам тройного соединения в диапазоне 0.45-0.67, но и одиночный пик, соответствующий бинарному соединению InN. Образование вышеперечисленных соединений подтверждалось спектрами ФЛ, в которых присутствовали как относительно коротковолновые пики, так и длинноволновой пик 0.64эВ, наблюдаемый обычно в InN. И, наконец, явление ФР подтверждается с помощью измерений селективной микродифракции в ПЭМ, позвовливших также обнаружить более высокую степень развития данного процесса в верхней (релаксировавшей) части образца [16].

В заключении отмечается, что в слоях InGaN c высоким содержанием In наблюдалось не только образование различных полупроводниковых фаз InGaN, но происходило выделение металлической фазы In. Об этом в частности свидетельствуют спектры термически детектируемого оптического поглощения (ТДОП), на которых наблюдались широкие полосы поглощения в инфракрасной области, соответствующие спектрам поглощения индия [13].

Таким образом, было подтвержено протекание процесса ФР в релаксировавших InGaN слоях с x>0.4 при относительно высоких температурах роста (TS>600°C) методом МПЭ ПА. Отсутствие проявлений этого явления для термодинамически нестабильной области составов (0.2

В §4.2.3 рассматривается взаимосвязь между свойствами InN и особенностями его структурных свойств, определявшихся, прежде всего технологическими условиями роста. Эти работы проводились во время пересмотра значения ширины запрещенной зоны этого соединения с 2.0эВ до существенно более низких значений (0.7-1.5эВ) [15*]. Данный пересмотр связан с существенными проблемами получения качественных эпитаксиальных слоев этого материала, и технология МПЭ ПА сыграла и продолжает играть лидирующую роль в этих исследованиях.

Во время этих исследований была выявлена основная технологическая проблема этих соедиений - их невысокая тепловая стойкость, ограничивающая их максимальные температуры роста значениями 450 и 520°С для In и N полярных слоев. По-видимому, с этой разницей температур связаны и более высокие интенсивности люминесценции, а также лучшие значения электрофизических параметров для N-полярных слоев. В ходе этих исследований была обнаружена высокая чувствительность параметров ФЛ от температуры роста. При исследованиях одного слоя InN, выращенного при различных температурах с разницей 20°С, возникающей из неоднородности распределения температуры по поверхности подложки, было обнаружено существенно неоднородное распределение интенсивности и положения ФЛ, а также формы ТДОП [21]. Наиболее сильная линия с энергией 0.69 эВ наблюдалась в области высотемпературного InN, в котором наблюдалась существенная пространственная неоднородность, связанная по-видимому с началом разложения этого материала. Для более однородного «низкомпературного» материала интенсивность ФЛ была существенно меньше.

Признаки образования In-кластерной фазы с металлическим характером проводимости были подтверждены характером электрофизических свойств InN в сильных магнитных полях (до 60Тл), обнаруживших аномальное возрастание модуля коэффициента Холла с увеличением магнитного поля и положительное линейное магнитосопротивление [18]. И, наконец, металлические кластеры с характерным размером были обнаружены с помощью ПЭМ [24].

В заключение отметим, что обозначенные выше проблемы нисколько не означают безперспективность этого материала, а скорее предполагают исследование возможностей его приложений, где требуются нанокомпозитные материалы металл/полупровдник. Продемонстрирвоанные возможности генерации терагерцового излучения с помощью InN слоев, в которые намеренно были введены металлические слои In подтверждают этот вывод [25,26].

В разделе §4.3 приводятся результаты исследований кванторазмерных гетероструктур на основе InGaN с целью получения ФЛ в широком спектральном диапазоне (от 470 до 620нм) [10,11]. Для роста этих структур был разработан новый метод управления вхождением In в слои InGaN в металл-обогащенных условиях и быстрого изменения стехиометрических условий роста за счет изменения потока азота путем практически безинерционного регулирования ВЧ-мощностью разряда азотного активатора, что было рассмотрено выше в §4.1. В этом разделе демонстрируются применения результатов исследований по оптимизации режимов возбуждения ВЧ-разряда, открывших возможность линейного реуглирования интенсивности активированного пучка азота.

Основная идея разработанного и запатентованного метода на основе этих разработок заключается в росте барьерных (In)GaN слоев в металлобогащенных условиях, которые обуславливают их двухмерный механизм роста с содержанием In соответствующим значению 1-FGa/FN* (Рисунок 8).

Резкое повышение потока азота приводит к росту в азот-обога-щенных условиях, при которых коли-чество встраивамого азота увели-чивается, а при снижении мощности возвращается к исходному уровню. Возможности этого нового «метода модуляции азотного пучка» были продемонстрированы для роста гетероструктур InxGa1-xN/InyGa1-yN с толщиной КЯ от 2.5 до 5 нм и содержаниях In x=0.2-0.4 и y=0.01-0.55.

Для повышения длины волны излучения было испытано несколько способов, включая снижение температуры роста для повышения содержания In в бырьерных и КЯ слоях, повышения толщины КЯ от типичной 2.5 нм до >5 нм,при которых в результате действия внутренних пьезоэлектрических полей, модифицируется зоннуя диаграмму ГС и происходит т.н. красное смещение ФЛ. К сожалению, последнее сопровождается существенным падением эффективности излучательной рекомбинации и поэтому для управления положением ФЛ использовался первый способ.

С помощью разработанного метода была выращена серия структур с множественными КЯ 3InxGa1-xN(5нм)/InyGa1-yN(20nm) при различных температурах роста TS=640° до 625°С, что позволило наблюдать ФЛ от 480нм до длиноволновой области вплоть до =630 нм (Рисунок 9). Для высокотемпературных образцов интегральная интенсивность коротковолновой ФЛ (=470-520 нм) даже превосходила интенсивность ФЛ (=460-480 нм), наблюдавшуюся в тех же условиях у контрольного образца с пятью КЯ, выращенного методом ГФЭ МО одной из ведущих лабораторий в мире, ведущей разработки в этой области. Интегральная интенсивность длинноволноволновой ФЛ (=580-630 нм) составляла лишь 11% относительно коротковолновой структуры ГФЭ МО [10].

Раздел §5.1 посвящен исследованиям кинетики роста слоев AlGaN методом МПЭ ПА при различных полярностях слоев, температурах подложки, соотношении потоков атомов третьей группы и активированного азота.

В §5.1.1 описываются результаты исследований проблемы полярности слоев AlxGa1-xN(x=0-1), выращенных в металлообогащенных условиях FIII/FN=1.2-1.при TS~700°C повторяет полярность буферных слоев AlN или GaN, имеющих в случае их роста на плазменно-нитридизованных подложках с-Al2O3 металлическую (катионную) и азотную полярность, соответственно [34]. Также было установлено, что слои AlxGa1-xN(x=0-1) выращенные на Ga-полярных темплейтах наследуют эту полярность, а при росте на плазменно-нитридизованном с-сапфире слои с относительно небольшим содержанием (x<0.2) имеют азотную полярность, а при большем содержании Al(x=0.2-1) – металлическую. Эти особенности могут быть объяснены образованием в начале роста AlxGa1-xN(x>0.2) нескольких монослоев Al-атомов, задающих связью Al(Ga)-N кристаллографическое направление (0001) в соответствии с термодинамическими расчетами в [36*].

Исследования влияния температуры роста на изменение скорости роста слоев AlGaN c различной полярностью, выращенных в единичных стехимотерических условиях (FIII=FN=0.5МС/с), показали, что N-полярные слои AlGaN имеют (как и бинарные слои GaN(000), более высокую температурную стабильность по сравнению с аналогичными Ga-полярными слоями – их скорости роста начинают снижаться при Ts=760° и 710°С, соответственно. Это свидетельствует о том, что термическая стойкость слоев AlGaN даже при относительно высоком содержании Al (x~0.5) определяется менее прочной связью Ga-N, для которой (как и в случае GaN) более высокая скорость десорбции наблюдается для металл-полярной поверхности из-за кинетических ограничений на испарение молекул азота.

В §5.1.2 подробно исследуется влияние упругих напряжений на кинетику роста слоев и ГС AlGaN [37]. С этой целью прежде всего анализировались временные зависимости скорости роста слоев AlxGa1-xN(0001) с различным х на буфреных слоях AlN/c-Al2O3 при единичных стехиометрических условиях и постоянных значениях всех потоков (FIII=FN=0.5МС/с) и температуры подложки (TS=700°C). Главным в этих зависимостях был обнаруженный эффект возрастания скорости роста слоев по мере увеличения их толщины, что было связано с релаксацией упругих напряжений в слоях. Этот вывод был подтвержден с помощью измерений карт остаточных напряжений (reciprocal space mapping- RSM) в слоях, построенных с помощью РД измерений, позволяющих независимо определять состав слоев и остаточные упругие напряжения в них. Подобные эффекты изменения скороcти роста и изменения морфологии поверхности наблюдались и при росте AlGaN слоев в азот-обогащенных услвовиях.

Вышеописанные эффекты были объяснены влиянием напряжений сжатия на скорость разложения cвязи Ga-N за счет уменьшения энтальпии образования GaN на величину упругой энергии Гиббса. Прежде всего это приводит к заметному увеличению переиспарения азота и смене стехиометрии роста на металлобогащенную, а вслед за этим и к переиспарению оставшегося несвязанным Ga.

Увеличение встраивания Ga происходит лишь по мере релаксации упругих напряжений. В результате при использовании единичных и азот-обогащенных услвоий роста слои характеризуются неоднородным распределением Al в направлении роста. Кроме того, в этих условиях оказалось невозможным получение толстых слоев AlGaN с двумерной морфологией поверхности.

Решение задачи получения атомарно-гладких слоев с постоянным и контрлируемым составом описывается в разделе §5.1.3. С этой целью использовались металл-обогащенные условия (FIII>FN, FAl

Важно отметить, что полный поток Ga, необходимый для 3D2D перехода, при постоянной температуре оставался неизменным и составлял FGa~0.6 и 0.8МС/с при температурах TS=700° и 715°С, соответственно. Таким образом, был ообнаружено, что относительно низкая поверхностная подвижность адатомов Al может быть повышена за счет обогащения поверхности металлическими ато-мами Ga, концентрация которых определяется только поступающим потоком FGa Таким образом, были выращены различные слои AlxGa1-xN(x=0.07-0.7)/AlN/cAl2O3 c атомарно-гладкой поверхностью (со среднеквадратич-ным отклонением шероховатости rms<1нм на площади 11µм2) [34]. Для этих слоев c помощью РД измерений была подтверждено пос-тоянство составов по толщине, которые не зависели от упругих напряжений. Определенные таким образом режимы затем использо-вались в дальнейшем при росте большинства ГС.

В разделе §5.2 описываются разработка различных способов снижения AlGaN ГС плотности прорастающих дислокаций (ПД), которые являются серьезной проблемой этого материала, поскольку типичные плотности ПД в нем (~1010cм-2) при использовании любой технологии по крайней мере на порядок больше по сравнению с плотностями ПД в слоях GaN. Эти дислокации, зарождаясь в самом начале роста во время формирования микрозеренной структуры буферных слоев AlN, иогут затем легко распространяться в направлении роста на несколько микрон, легко достигая активных областей ГС.

Прежде всего, анализировалось влияние начальных условий роста на процессы зарождения ПД и было выявле-но, что размер зерна зародыше-вых слоев AlN является ключевым фактором, опреде-ляющим плотность как винто-вых, так и краевых ПД (Рисунок 11). С помощью РД измерений симметричного и асимметрич-ного рефлексов AlN(0002) и AlN(105) в толстых (1-3µm) слоях AlN было обнаружено, что при высоких температурах (до TS=800°С) роста первых 50 нанометров зародышевого слоя в режиме эпитаксии с повышенной подвижностью плотности винтовых и краевых дислокаций (6·108 и 5·109см-2 соответственно) более чем на порядок меньше по сравнению с их плотностями в слоях c низкотемпературным (TS~550°С) AlN зародышевым слоем [38].

Кроме того, были разработаны различные способы ограничения распространения ПД в направлении роста (0001) за счет введения дополнительных упругих напряжений в растущий буферный слой AlN [37*]. С помощью ПЭМ было продемонстрирвоано, что с этой целью могут использоваться, во-первых, одиночные вставки бинарного GaN толшиной 3-5 нм (ограниченной возможностью полной релаксации слоев с последующей генерацией растягивающих упругих напряжений, которые приводят к растрескиванию слоев). С этой же целью могут использоваться сверхрешетки AlN/AlxGa1-xN c переменной морфологией слоев, которая за счет соответствующего задания стехиометрических условий поддерживалась двухмерной для слоев тройного соединения и трехмерной для бинарных AlN слоев. Полученные результаты объясняются происходящим при этом наклоном ПД по отношению к направлению роста (0001), что приводит к их слиянию и/или аннигиляцию.

В разделе §5.3 описываются результаты по легированию слоев AlxGa1-xN примесями n-(Si) и р-типа (Mg) [32]. Холловские измерения концентарции носителей заряда в слоях Al0.6Ga0.4N:Si, легирование которых проводилось из твердотельного Si-источника, обнаружили концентрацию электронов до n~1.7·1019см-3 при подвижности 18см2/В·с. Слои AlxGa1-xN:Mg до концентраций 1020см-3, продемонстрировали с помощью холловских и CV-измерений концентрации электрически активных примеси (дырок) р=2·1018см-3 и 3·1017см-3 при содержании Al в слоях x=0.15 и 0.42 соответственно.

В этом же разделе кратко описываются разработанные основные постростовые технологии создания меза-структур и контактов к легированным AlGaN слоям для измерений харатеристик прототипов светоизлучающих диодов. С этой целью использовлась сухое ионно-плазменное травление в Сl2, а многослойные контакты Ti(15nm)/Al(35nm)/Ti(20nm)/Au(100nm) и Ni(15нм)/Au(50нм) к слоям с n- и p-типами проводимости осаждались с помощью электронно-лучевого испаре-ния.

Для получения омических контак-тов использовался быстрый отжиг структур в азоте в течение 1 минуты.

Раздел §5.4 посвящен развитию метода субмонослойной дискретной эпитаксии для получения кванторазмерных ГС (квантовых ям - КЯ) на основе AlGaN (Рисунок 12) [28,29,38*]. В данном методе снижение содержания Al в КЯ достигалось за счет формирования короткопериодной СР с субмонослойными вставками GaN в материал AlGaN барьера путем импульсного прерывания потока Al. Таким образом была развита технология получения ГС с множественными КЯ AlxGa1-xN/AlyGa1-yN (x=0.3-0.6 при x-y=0.1-0.2), которые продемонстрировали относительно яркую ФЛ в УФ спектральном диапазоне от 260 до 360 нм с двумя пиками, соответсвующими ФЛ квантовых ям и барьерных слоев.

Наличие КЯ в ГС было подтверждено с помощью комплексных исследований ГС с использованием ПЭМ (Рисунок 13), температурных зависимостей спектров ФЛ, а также их измерений с временным разрешением в сочетании с измерениями спектров ВФЛ, оптического поглощения и отражения. Кроме того, эти исследо-вания позволили оценить степень локализации носителей зарядов в КЯ, наличие и величины внутренних поляризационных полей в ГС с КЯ, выращенных с различ-ной морфологией путем использования различных технологических условий.

В заключительном разделе §5.5 сообщается об основных конструкциях и технологиях изготовления ГС на основе МПЭ ПА AlGaN для их различных приложений в УФ-оптоэлектронике.

Диодные структуры, демонстрируемые в §5.5.1, были изготовлены на основе ГС с тремя КЯ Al0.3Ga0.7N(3nm)/Al0.45Ga0.55N(7нм), полученных с использованиеим СДЭ. В структурах для достижения концентрации электронов в буферном слое до уровня >1018см-использовалось легирование кремнием, а верхний слой AlxGa1-xN(x=0-0.15) имел р-тип проводимости с концентрацией дырок до 2·1018см-3, которая достигалась легированием Mg без использования высокотемпературного отжига. С использованием Ti/Al/Ti/Au и Ni/Au были получены омические контакты к n и p слоям диодной меза структуры, изговленной с помощью сухого (плазменного) травления и имеющей площадь от 300 до 1000м2.

Данная структура демонстрировала электролюминесценцию в УФ спектральном диапазоне =300-320 нм, последовательно возраставшую при увеличении прямого тока до 80мА (Рисунок 14) [39].

В разделе §5.5.2 описываются фотокатодные структуры AlxGa1-xN:Mg/ AlN(x=0-0.3)/c-Al2O3, которые после Cs-O активировки поверхности показали квантовый выход 10-25% (в режиме отражения) с длинноволновой границей фоточувствительности в солнечно-слепом диапазоне (до 300 нм). Неравномерность чувствительности фотокатода на длине 8 mm находилась в пределах ± 15%, что указывает на высокую однородность свойств гетероструктуры [40].

Раздел §5.5.3 описывает результаты использования разработанной технологии для изготовления источников лазерного излучения [33,36,38]. С этой целью были рассчитаны и изготовлены ГС, в котором множественные (3) или одиночная КЯ AlxGa1-xN(3nm)/AlyGa1N (x=0.39-0.45, x-y=0.1) располагались в волy новодном слое асимметрично с целью наиболее эффективного сбора носителей заряда.

Параметры КЯ, волноводного слоя и всей ГС рассчитывались с целью достижения максимального усиления и минимальных потерь для нулевой моды лазерного излучения.

В результате было продемонстрирована возможность генерации лазерного (стимулированного) излучений с =303(289)нм с пороговой плотностью оптической мощности 0.8(1.2)МВт/см2 (Рисунок 15) [33]. Эти результаты являются одними из лучших в мире и рекордными для лазерных ГС, выращенных на гетероэпитаксиальных подложках с-Al2O3, что подтверждает высокий потенциал МПЭ ПА для развития ультрафиолетовой оптоэлектроники.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ В ходе диссертационной работы были получены следующие основные результаты.

1. Созданы научные основы технологии получения методом МПЭ ПА широкозонных соединений III-N:

- Развит подход к описанию процессов роста при МПЭ ПА соединений III-N, рассматривающий неравновесную кинетику реакций синтеза этих соединений с участием различных плазменно-активированных частиц азота и атомов III группы. Для описания обратных процессов термического разложения соединений III-N в процессе их роста МПЭ ПА предложено использовать термохимический анализ реакций разложения с учетом основных кинетических факторов.

- Сравнительный анализ взаимодействия метастабильных электронновозбужденных молекул, атомов и ионов азота выявил преимущества первых частиц с точки зрения минимизации энергетического воздействия на поверхность растущего слоя, что приводит к меньшей дефектности слоев.

- В результате рассмотрения реакций разложения соединений III-N расчитаны характеристики конгруэнтного испарения продуктов реакций разложения соединений в системе материалов (Al,Ga)N и обнаружена возможность неконгруэнтного испарения при разложении слоев In-содержащих соединений, что приводит к образованию в них избыточного свободного In.

- На основании расхождения результатов расчетов в равновесном приближении и экспериментальных данных делается вывод о лэнгмюровской десорбции продуктов реакций разложения, которую необходимо рассматривать с учетом различных кинетически контролируемых процессов, включая, прежде всего, анализ процессов образования молекул азота на поверхности III-N соединений.

2. Развита технологическая и методологическая база проведения процессов МПЭ ПА слоев соединений III-N и ГС на их основе:

- Определены условия возбуждения ВЧ-разряда в плазменном активаторе азота, обеспечивающие линейное и практически безинерционное регулирование интенсивности выходного пучка постоянного состава в пределах (0.2-0.8)МС/с.

- Разработан и защищен патентом РФ, новый способ управления процессом встраивания атомов III группы, обладающих меньшей энергией связи с азотом, в МПЭ ПА тройных соединений в системе (AlGaIn)N. Требуемый эффект достигается за счет изменения поверхностной плотности вакантных мест для встраивания атомов III группы в растущий слой, которая задается потоком активированного азота и может контролируемо и безинерционно регулироваться путем изменения ВЧ-мощности активатора азота.

- Предложено формировать квантоворазмерные гетероструктуры в материалах III-N с помощью метода субмонослойной дискретной эпитаксии, в котором используется концепция дискретных твердых растворов (“digital alloying”). Модуляция состава в таких слоях, представляющих собой полупроводниковые сверхрешетки с периодом 2МС, происходит с помощью изменения временных параметров подачи молекулярных пучков.

- Развит диагностический комплекс для in situ контроля и исследований физикохимических процессов при МПЭ ПА, в который входят:

- лазерная рефлектометрия для определения скоростей роста и состава растущих слоев, а также оценки морфологии слоев на микроуровне.

- система и методика анализа картин дифракции отраженных быстрых электронов для оценки морфологии поверхности растущих слоев, их стехиометрии и количественной характеризации степени релаксации упругих напряжений в ГС.

3. На основании экспериментальных исследований с учетом теоретических представлений о процессах роста методом МПЭ ПА разработана воспроизводимая технология получения слоев различных бинарных и тройных растворов в системе (AlGaIn)N с заданными структурными, оптическими и электрофизическими свойствами:

- определены оптимальные условия проведения начальных стадий гетероэпитаксиального роста на подложках с-Al2O3 и GaN-темплейтах, а также развиты различные методы ограничения распространения структурных дефектов (прорастающих дислокаций) в активную область гетероструктур до уровня <5·108см-2.

- выявлены основные факторы, определяющие полярности эпитаксиальных слоев всех бинарных и тройных соединений в системе (AlGaIn)N, что позволило провести сравнительные исследования особенностей их роста и свойств.

- исследована МПЭ ПА тройных соединений (InGaAl)N с различными составами и морфологией поверхности, которые задавались стехиометрическими условиями роста, определемые отношением потоков ростовых материалов и температурой подложки, упругими напряжениями в гетероструктурах, полярностью слоев, наличием поверхностно-активных веществ и др.

- исследованы особенности пространственного распределения In в слоях InхGa1-хN с морфологией, изменявшейся от атомарно-гладкой (возможной лишь при х<0.20) до наноколончатой (x=0-1), переход к которой происходит при азот-обогащенных условиях роста. Использование последних при относительно высоких температурах роста (TS=620-650°C) необходимо для достижения максимальной эффективности излучательной рекомбинации в слоях, что связывается с формированием в них большой плотности когерентных нанообластей эффективной локализации и рекомбинации неравновесных носителей заряда.

- исследованы явления, обуславливающие и сопровождающие фазовый распад в слоях InxGa1-xN(x>0.2). Показано, что этот процесс может быть кинетически ограничен упругими напряжениями, низкими температурами роста МПЭ ПА (до 450°), а также формированием наноколончатой структуры слоев.

- обнаружены и исследованы особенности высокотемпературного (>500°C) роста InN в условиях неконгруэнтного испарения, приводящего к образованию индиевых металлических кластеров, наличие которых подтверждено с помощью просвечивающей электронной микроскопии, а также комплексными исследованими оптических и электрофизических свойств такого композитного материала с использованием широкого набора современных методик.

- выполнен цикл работ по исследованиям кинетики роста слоев AlхGa1-хN(х=0-1) с различной стехиометрией поверхности. Исследованы особенности металлобогащенных условий, необходимых для получения атомарно-гладких поверхностей слоев (с шероховатостью меньше 1 нм на площади 22мкм2). Использование азот-обогащенных условий, наоборот, позволяет достичь шероховатой поверхности слоев с неоднородным распределением состава, что принципиально важно для реализации эффектов локализации носителей в AlGaN соединений, в которых (в отличие от In-содержащих твердых растворов) отсутствует эффект фазового распада.

- исследованы особенности p- и n-легирования AlxGa1-xN слоев молекулярными пучками Мg и Si, позволившие получить концентрации дырок до 2·1018см-(для x=0-0.15) и 3·1017(x=0.42), а также электронов до 4·1019(x=0-0.6).

4. С использованием развитых методов, диагностических методик и результатов исследований выращены различные квантоворазмерные ГС на основе InGaN и AlGaN соединений, включая:

- структуры InxGa1-xN/InyGa1-yN с одиночной и множественными КЯ с различным содержанием In (до 30 мол. %), которые демонстрируют ФЛ в спектральном диапазоне от =470 нм до 650нм. В коротковолновой области этого диапазона (470-500нм) интегральные интенсивности ФЛ ГС полученных МПЭ ПА и аналогичных структур, выращенных другими (газофазными) методами, примерно равны, а в длинноволновой области (>550 нм) интенсивность ФЛ первых существенно выше.

- фотокатодные ГС AlxGa1-xN:Mg/AlN(x=0-0.3), демонстрирующие квантовый выход 10-25% (в режиме отражения) с длинноволновой границей фоточувствительности в солнечно-слепом диапазоне (до 300нм).

- ГС с КЯ AlxGa1-xN/AlyGa1-yN (x<0.5, x-y=0.1-0.2) обнаруживающие эффективную ФЛ и ЭЛ в УФ диапазонах с =260-360 нм и =300-320 нм, соответственно, при комнатной температуре.

- оптически накачиваемые лазерные гетероструктуры AlxGa1-xN/AlyGa1-yN (x<0.5, x-y=0.1), демонстрирующие стимулированное излучение на длинах волн 303 и 289 нм с рекордно низкими пороговыми плотностями мощности ~0.8 и ~1.2 МВт/см2 при комнатной температуре.

Совокупность полученных в работе результатов может быть сформулирована, как решение важной для нашей страны проблемы создания научных основ и разработки воспроизводимой технологии получения методом МПЭ ПА слоев широкозонных соединений (AlGaIn)N и квантово-размерных гетероструктур на их основе с заданными свойствами, необходимых для фундаментальных научных исследований и применений в различных оптоэлектронных приборах, работающих от глубокого УФ диапазона до инфракрасной области спектра.

ОСНОВНЫЕ РАБОТЫ, ВКЛЮЧЕННЫЕ В ДИССЕРТАЦИЮ [1] В.Н. Жмерик, А.М. Мизеров, Т.В. Шубина, С.Б. Листошин, С.В. Иванов, Способы управления потоком активного азота при росте A3-нитридов методом молекулярно-пучковой эпитаксии с плазменной активацией // Письма в ЖТФ, Т. 33 Вып. 8, (2007), С. 36-45.

[2] S.V. Ivanov, V. N. Jmerik, InN growth by plasma-assisted molecular beam epitaxy // Chapter in Nitrides as Seen by the Technology, edited by T. Paskova and B.

Monemar, Publisher Research Signpost, Kerala, (2002), P. 369-400.

[3] В.Н. Жмерик, В.А. Векшин, М.Г. Ткачман, В.В. Ратников, Т.В. Шубина, С.В.

Иванов, П.С. Копьев, Изоэлектронное легирование In при низкотемпературном росте GaN методом МПЭ с плазменной активацией азота // Тезисы VI Российской конференции по физике полупроводников, Санкт-Петербург, Россия 158 (2003).

[4] М.Г. Ткачман, Т.В. Шубина, В.Н. Жмерик, С.В. Иванов, П.С. Копьев, Т. Паскова, Б. Монемар, Фононная люминесценция экситонов в слоях GaN, выращенных методами молекулярно-пучковой и хлорид-гидридной газофазной эпитаксии // Физика и техника полупроводников, Т. 37 Вып. 5, (2003), С. 552556.

[5] T.V. Shubina, V.N. Jmerik, S.V. Ivanov, D.D. Solnyshkov, N.A. Cherkashin, K.F.

Karlsson, P.O. Holtz, A. Waag, P.S. Kop'ev, B. Monemar, Polarized microphotoluminescence spectroscopy of GaN nanocolumns // Phys. Stat. Sol. (c), 0 (7), 2602–2605 (2003) [6] V.N. Jmerik, T.V. Shibina, M.G. Tkachman, and S.V. Ivanov, Reflectometry of InN films during plasma-assisted MBE growth // Proc. of 6th Int. Conf. on Nitride Semiconductirs (ICNS-6), Bremen, Germany, Th-P-132 (2005).

[7] A.M. Mizerov, V.N. Jmerik, V.K. Kaibyshev, T.A. Komissarova, S.A. Masalov, A.A. Sitnikova, S.V. Ivanov, Growth control of N-polar GaN in plasma-assisted molecular beam epitaxy // Acta Physica Polonica A, V. 114 N. 5, (2008), P. 12531258.

[8] V.N. Jmerik, T.V. Shubina, M. Yagovkina, A.A. Sitnikova, S.V. Ivanov, M.-H.

Kim, M. Koike, B.-J. Kim, Phase separation in InGaN epilayers grown by plasmaassisted MBE // Abstracts of ISGN-I, Linkopping, Sweden, WeP-27 (2006).

[9] V.N. Jmerik, A.M. Mizerov, T.V. Shubina, M. Yagovkina, V.B. Listoshin, A.A.

Sitnikova, S.V. Ivanov, M.-H. Kim, M. Koike, B.-J. Kim, Plasma-assisted MBE of InGaN epilayers with atomically smooth and nanocolumnar morphology, grown on MOVPE GaN/Al2O3-templates // J. Cryst. Growth, V. 301/302, (2007), P. 469-472.

[10] S.V. Ivanov, V.N. Jmerik, T.V. Shubina, S.B. Listoshin, A.M. Mizerov, A.A. Sitnikova, M.-H. Kim, M. Koike, B.-J. Kim, and P.S. Kop’ev, InGaN-based epilayers and quantum wells with intense room-temperature photoluminescence in a 500-6nm range // J. Cryst. Growth, V. 301/302, (2007), P. 465-468.

[11] K.B. Joon, K. Masayoshi, K.M. Ho, Ivanov S.V., Jmerik V.N., “Method of Growing InGaN-Based Multilayer Structure by Plasma-Assisted MBE and Manufacturing Group III-Nitride Light Emitting Device Using the Same // RU 2344509 C20.01.2009 (заявка 17.01.2007).

[12] В.Н. Жмерик, А.М. Мизеров, А.Н. Семенов, Т.В. Шубина, С.Б. Листошин, М.В. Заморянская, М.А. Яговкина, Я.В. Домрачева, А.А. Ситникова, С.В.

Иванов, Исследования неоднородного распределения In в слоях InхGa1-хN (x<0.6), выращенных молекулярно-пучковой эпитаксией с плазменной активацией // Тезисы докладов VIII российской конференции по физике полупроводников, Екатеринбург, Россия 325 (2007) [13] T.V. Shubina, S.V. Ivanov, V.N. Jmerik, A.M. Mizerov, J. Leymarie, A. Vasson, B. Monemar, and P. S. Kop'ev, Inhomogeneous InGaN and InN with In-enriched Nanostructures // AIP Conf. Proc., V. 893, (2007), P. 269-272.

[14] Т.А. Комиссарова, Н.Н. Матросов, Л.И. Рябова, Д.Р. Хохлов, В.Н. Жмерик, С.В. Иванов, Особенности электрофизических свойств твердых растворов InxGa1-xN // Физика и техника полупроводников, Т. 41 Вып. 5, (2007), С.

558-560.

[15] Y.V. Domracheva, L.A. Bakaleinikov, E. Yu. Flegontova, V.N. Jmerik, T.B. Popova, M.V. Zamoryanskaya, Investigation of InxGa1-xN layers by local methods // Microchimica Acta, V. 161, N. 3-4, (2008), P. 371-375.

[16] В.Н. Жмерик, А.М. Мизеров, Т.В. Шубина, Д.С. Плотников, М.В. Заморянская, М.А. Яговкина, Я.В. Домрачева, А.А. Ситникова, С.В. Иванов, Особенности пространственного распределения In в эпитаксиальных слоях InGaN, выращенных молекулярно-пучковой эпитаксией с плазменной активацией // Физика и техника полупроводников, Т. 42 Вып. 5, (2008), С. 630-638.

[17] A.A. Toropov, T.V. Shubina, V.N. Jmerik, S.V. Ivanov, Y. Ogawa and F. Minami, Optically Enhanced Emission of Localized Excitons in InxGa1-xN Films by Coupling to Plasmons in a Gold Nanoparticle // Phys. Rev. Lett., V. 103, (2009), P.

0374[18] T.A. Komissarova, V.N. Jmerik, and S.V. Ivanov, P. Paturi, Detection of metallic In nanoparticles in InGaN alloys // Appl. Phys. Lett., V. 99, (2011), P. 072107.

[19] V.N. Jmerik, A.A. Toropov, A.M. Mizerov, K.G. Belyaev, D.V. Nechaev, S.I. Troshkov, P.S. Kop’ev, S.V. Ivanov, Phase separation in In0.4Ga0.6N nanocolumns grown by catalystfree PA MBE at an extremely low growth temperature (<500°C) // Abstracts of the 9 Int. Conf. on Nitride Semiconductors (ICNS 9), Glasgow, Scotland, (2011), P. D1.5.

[20] V.N. Jmerik, V.A. Vekshin, T.V. Shubina, V.V. Ratnikov, S.V. Ivanov, B. Monemar, Growth of optically-active InN with AlInN buffer by plasma-assisted molecular beam epitaxy // Phys. Stat. Sol. (c), V. 0, N. 7, (2003), P. 2846-2850.

[21] T.V. Shubina, S.V. Ivanov, V.N. Jmerik, D.D. Solnyshkov, V.A. Vekshin, P.S.

Kop'ev, A. Vasson, J. Leymarie, A. Kavokin, H. Amano, K. Shimono, A. Kasic, B.

Monemar, Mie Resonances, Infrared Emission, and the Band Gap of InN // Phys.

Rev. Lett., V. 92, N. 11, (2004), P. 1174[22] S.V. Ivanov, T.V. Shubina, V.N. Jmerik, V.A. Vekshin, P.S. Kop'ev, B. Monemar, Plasma-assisted MBE growth and characterization of InN on sapphire // J. Cryst.

Growth, V. 269, N. 1, (2004), P. 1-[23] T.V. Shubina, S.V. Ivanov, V.N. Jmerik, M.M. Glazov, A.P. Kalvarskii, M.G. Tkachman, A. Vasson, J. Leymarie, A. Kavokin, H. Amano, I. Akasaki, K.S.A. Butcher, Q. Guo, B. Monemar, P.S. Kop'ev, Optical properties of InN with stoichoimetry violation and indium clustering // Phys. Stat. Sol. (a), V. 202, N. 3, (2005), P. 377-382.

[24] T.P. Bartel, C. Kisielowski, P. Specht, T.V. Shubina, V.N. Jmerik, S.V. Ivanov, High resolution transmission electron microscopy of InN // Appl. Phys. Lett., V.

91, N. 10, (2007), P. 101908.

[25] T.V. Shubina, A.V. Andrianov, A.O. Zakhar’in, V.N. Jmerik, I.P. Soshnikov, T.A.

Komissarova, A.A. Usikova, P.S. Kop’ev, S.V. Ivanov, V.A. Shalygin, A.N.

Sofronov, D.A. Firsov, L.E. Vorob’ev, N.A. Gippius, J. Leymarie, X. Wang, A.

Yoshikawa, Terahertz electroluminescence of surface plasmons from nanostructured InN layers // Appl. Phys. Lett., V. 96, N. 18, (2010), P. 183106.

[26] Т.В. Шубина, В.Н. Жмерик, В.А. Шалыгин, Н.А. Гиппиус, С.В. Иванов, Многофункциональные металл-полупроводниковые нанокомпозиты // Известия РАН, серия физическая, Т. 74 Вып. 1, (2010), P. 68-71.

[27] Г.В. Бенеманская, В.Н. Жмерик, М.Н. Лапушкин, С.Н. Тимошнев, Аккумуляционный нанослой -- 2D-электронный канал ультратонких интерфейсов Cs/nInGaN // ФТТ Т.51 Вып.2, (2009), С.372-376.

[28] Jmerik V.N., Semenov A.N., Mizerov A.M., Shubina T.V., Toropov A.A., Listoshin S.B., Sakharov A.V., Zamoryanskaya M.V., Kop'ev P.S., Ivanov S.V. Plasmaassisted MBE of AlGaN-based heterostructures for UV spectral region // Proc. European MBE Workshop, 5-7-March, Sierra Nevada, Granada, Spain, TuP(2007).

[29] В.Н. Жмерик, Разработка светодиодов ультрафиолетового диапазона на основе широкозонного соединения AlGaN // Proc. 6 Belarusian-Russian Workshop, Minsk, Belarus, (2007), P. 102. (приглашенный).

[30] В.Н. Жмерик, А.М. Мизеров, Т.В. Шубина, А.В. Сахаров, А.А. Ситникова, П.С. Копьев, С.В. Иванов, Е.В. Луценко, А.В. Данильчик, Н.В. Ржеуцкий, Г.П. Яблонский, Квантово-размерные гетероструктуры на основе AlGaN для светодиодов глубокого ультрафиолетового диапазона, полученные методом субмонослойной дискретной молекулярно-пучковой эпитаксии с плазменной активацией азота // Физика и техника полупроводников, Т. 42 Вып. 12, (2008), С. 1452-1458.

[31] В.Н. Жмерик, А.М. Мизеров, Т.В. Шубина, А.В. Сахаров, К.Г. Беляев, В.Ю.

Давыдов, М.В. Заморянская, А.А. Ситникова, П.С. Копьев, С.В. Иванов, Е.В.

Луценко, А.В. Данильчик, Н.В. Ржеуцкий, Г.П. Яблонский, Разработка технологии дискретной субмонослойной молекулярно-пучковой эпитаксии полупроводниковых наногетероструктур в системе AlGaN для оптоэлектронных приборов глубокого ультрафиолетового диапазона // Тезисы 1-го Межд. Форум по Нанотехнологиям (Rusnanotech), 5-8 декабря, Москва, Россия, (2008) [32] T.A. Komissarova, V.N. Jmerik, A.M. Mizerov, N.M. Shmidt, B.Ya. Ber, D.Yu.

Kasantsev, S.V. Ivanov, Electrical properties of Mg-doped GaN and AlxGa1-xN // Phys. Stat. Sol. (c), V. 6, (2009), P. S466-S469.

[33] V.N. Jmerik, A.M. Mizerov, A.A. Sitnikova, P.S. Kop’ev, S.V. Ivanov, E.V. Lutsenko, N.P. Tarasuk, N.V. Rzheutskii, and G.P. Yablonskii, Low-threshold 303 nm lasing in AlGaN-based multiple-quantum well structures with an asymmetric waveguide grown by plasma-assisted molecular beam epitaxy on c-sapphire // Appl. Phys. Lett., V. 96, N. 14, (2010), P. 141112.

[34] A.M. Mizerov, V.N. Jmerik, P.S. Kop'ev, S.V. Ivanov, Growth kinetics of AlxGa1N layers (0

[35] В.В. Бакин, С.Н. Косолобов, Г.Э. Шайблер, А.С. Терехов, В.Н. Жмерик, А.М. Мизеров, С.В. Иванов, Планарный вакуумно-полупроводниковый фотоприемник с полупрозрачным фотокатодом p-GaN(Cs,O)/AlN/c-Al2O3, Тезисы 7 Всероссийской конференции «Нитриды галлия, индия и алюминия – структуры и приборы», 1-3 февраля 2010 г., Москва, Россия, 127 (2010).

[36] V.N. Jmerik, A.M. Mizerov, T.V. Shubina, A.A. Toropov, K.G. Belyaev, A.A. Sitnikova, M.A. Yagovkina, P.S. Kop’ev, E.V. Lutsenko, A.V. Danilchyk, N.V.

Rzheutskii, G.P. Yablonskii, B. Monemar, S.V. Ivanov, Optically Pumped Lasing at 300.4 nm in AlGaN MQW Structures Grown by Plasma-Assisted Molecular Beam Epitaxy on c-Al203 // Phys. Stat. Sol. (a), V. 207, N. 6, (2010), P. 1313-1317.

[37] A. Mizerov, V. Jmerik, M. Yagovkina, S. Troshkov, P. Kop’ev, and S. Ivanov, Role of strain in growth kinetics of AlGaN layers during plasma-assisted molecular beam epitaxy // J. Crys. Growth, V. 323, (2011), P. 68-71.

[38] V.N. Jmerik, A.A. Toropov, A.M. Mizerov, D.V. Nechaev, E.A. Shevchenko, A.A. Sitnikova, P.S. Kop’ev, E.V. Lutsenko, N.V. Rzheutskii, S.V. Roussinov, G.P. Yablonskii, S.V. Ivanov, Enhanced UV-emission from localized states in AlGaN layers and quantum well structures grown by plasma-assisted molecular beam epitaxy // Abstracts of the 9 Int. Conf. on Nitride Semiconductors (ICNS 9), Glasgow, Scotland, (2011), PB 1.19.

[39] В.Н. Жмерик, С.В. Иванов, Е.В. Луценко, Оптоэлектроника глубокого УФ диапазона на основе наногетероструктур AlGaN, выращенных методом молекулярно-пучковой эпитаксии // Тезисы X Российской конференции по физике полупроводников, Нижний Новгород, Россия, (2011), P. 229. (приглашенный).

[40] М.Р. Айнбунд, А.Н. Алексеев, О.В. Алымов, В.Н. Жмерик, Л.В. Лапушкина, А.М. Мизеров, С.В. Иванов, А.В. Пашук, С.И. Петров, Солнечно-слепые УФфотокатоды на основе гетероструктур AlGaN с границей спектральной чувствительности в диапазоне 300-330 nm // Письма в ЖТФ, Т. 38 Вып. 9, (2012), С. 88-95.

СПИСОК ЦИТИРОВАННОЙ ЛИТЕРАТУРЫ [1*] О.Рабинович, История изучения светоизлучающих диодов на основе многокомпонентных гетероструктур AlGaInN // Журнал "Компоненты и технологии", №8,(2008), С. 160-166.

[2*] S. Nakamura and G. Fasol, The Blue Laser Diode // Springer, Berlin, 1997, P.340.

[3*] LED Manufacturing Technologies // EPIC & Yole Development, 2008 Edition, Paris, France, P.330.

[4*] M. Shatalov, M. Gaevski, V. Adivarahan, A. Khan Room-Temperature Stimulated Emission from AlN at 214 nm // Jpn. J. Appl. Phys., 45, L1286(2006).

[5*] T. Mukai, Recent progress in group-III nitride light-emitting diodes // IEEE journal on selected topics in quantum electronics, V. 8, N. 2, (2002), P. 264-270.

[6*] А. Алексеев, Д. Красовицкий, С. Петров, В. Чалый, Многослойные гетероструктуры AlN/AlGaN/GaN/AlGaN — основа новой компонентной базы твердотельной СВЧ-электроники // Журнал "Компоненты и технологии", №2,(2008), С. 138-142.

[7*] С. В. Дроздов, Г. Д. Кипшидзе, В. Б. Лебедев, С. В. Новиков, Л. В. Шароно ва,А. Я. Шик, В. Н. Жмерик, В. М. Кузнецов, А. В. Андрианов, А. М. Гурев ичН. Н. Зиновьев, C.T. Foxon, T.S. Cheng, Использование источника активи-рованного азота в геометрии обращенного магнетрона при молекулярно-лучевой эпитаксии GaN // ФТП, 1996, Т.30, В.7, С.1313-1319.

[8*] V. N. Jmerik, V. V. Mamutin, V. A. Vekshin, T. V. Shubina, S. V. Ivanov, P. S.

Kop’ev, Сoaxial rf-magnetron nitrogen activator for GaN MBE growth // Materials Science and Engineering B, 1999, V.59, P.60-64.

[9*] Heying B., Averbeck R., Chen L.F. and Haus E., Riechert H., Speck J. S., Control of GaN surface morphologies using plasma-assisted molecular beam epitaxy // J. Appl. Phys., 2000, V. 88, N. 4, P. 1855.

[10*] G. Mula, C. Adelmann, S. Moehl, J. Oullier and B. Daudin, Surfactant effect of gallium during molecular-beam epitaxy of GaN on AlN (0001) // Phys. Rev. B, 2001, V. 64, P. 195406.

[11*] A. R. Smith, R. M. Feenstra, D. W. Greve, A. Ptak, T. H. Myers, M.-S. Shin, M.

Skowronski, Surface Reconstruction During Molecular Beam Epitaxial Growth of GaN(0001),MRS Internet J. Nitride Semicond. Res., 1998, V. 3, N. 12.

[12*] Akihiko Kikuchi, Masaki Yoshizawa, Masashi Mori, Nobuhiko Fujita, Kouichi Kushi, Hajime Sasamoto, Katsumi Kishino, Shutter control method for control of Al contents in AlGaN quasi-ternary compounds grown by RF-MBE // J.

Crystal Growth, 1998, V. 189/190, P. 109-113.

[13*] S. Fernndez-Garrido, G. Koblmller, E. Calleja, J. S. Speck, In situ GaN decomposition analysis by quadrupole mass spectrometry and reflection highenergy electron diffraction // J. Appl. Phys, 2008, V. 104, P. 033541.

[14*] Neugebauer J., Zywietz T., Scheffler M., Northrup, Theory of surfaces and interfaces of group III-nitrides // J., Appl. Surf. Science., 2000, V. 159-160, P. 355-359.

[15*] Akinori Koukitu and Yoshinao Kumagai, Thermodynamic analysis of group III nitrides grown by metal–organic vapour-phase epitaxy (MOVPE), hydride (or halide) vapour-phase epitaxy (HVPE) and molecular beam epitaxy (MBE) // J.

Phys.: Condens. Matter 13, (2001), P.6907–6934.

[16*] B.L’vov, Thermal Decomposition of Solids and Melts // in Hot Topics in Thermal Analysis and Calorimetry, ed. J.Simon, Springer, 2007.

[17*] D. M. Follstaedt, S. R. Lee, A. A. Allerman, and J. A. Floro, Strain relaxation in AlGaN multilayer structures by inclined dislocations // Journal of Appl.

Phys.,2009, V. 105, P. 083507.

[18*] V.Yu. Davydov, A. A. Klochikhin, V. V. Emtsev, A. Kurdyukov, S. V. Ivanov, V. A. Vekshin, F. Bechstedt, FurthmuЁller, J. Aderhold, J. Graul, A. V. Mudryi, Harima, A. Hashimoto, A. Yamamoto, E. E. Haller, Band Gap of Hexagonal InN and InGaN Alloys // Phys. stat. sol. B, 2002, V. 234, N. 3, P. 787-7(2002) [19*] S. Yu. Karpov, Suppression of phase separation in InGaN due to elastic strain // MRS Internet J. Nitride Semicond. Res., 1998, V. 3, P. 16.

[20*] E. Iliopoulos and T. D. Moustakas, Growth kinetics of AlGaN films by plasmaassisted molecular-beam epitaxy // Appl. Phys. Lett., 2002, V. 81, P. 295.

[21*] E. Monroy, B. Daudin, E. Bellet-Amalric, N. Gogneau, D. Jalabert, F. Enjalbert, J. Brault, J. Barjon, Le Si Dang, Surfactant effect of In for AlGaN growth by plasma-assisted molecular beam epitaxy // J. Appl. Phys., 2003, V. 93, P. 1550.

[22*] W.S. Tan, M. Kauer, S.E. Hooper, J.M. Barnes, M. Rossetti,T.M. Smeeton, V.

Bousquet and J. Heffernan, High-power and long-lifetime InGaN blue–violet laser diodes grown by molecularbeam epitaxy // Electronics Letters, 2008 V. No.5.

[23*] C. Skierbiszewski,a_ P. Winiewski, M. Siekacz, P. Perlin, A. FeduniewiczZmuda, G. Nowak, I. Grzegory, M. Leszczyski, and S. Porowski, 60 mW continuous-wave operation of InGaN laser diodes made by plasma-assisted molecular-beam epitaxy // Appl. Phys. Let, (2006), V. 88, P.221108.

[24*] K. Kishino, A. Kikuchia, H. Sekiguchia, S. Ishizawa, InGaN/GaN Nanocolumn LEDs Emitting from Blue to Red // Gallium Nitride Materials and Devices II, edited by Hadis Morkoc, Cole W. Litton, Proc. of SPIE V.6473, P.64730T, (2007).

[25*] H.-W. Lin, Yu-J. Lu, H.-Y. Chen, H.-M. Lee, S. Gwo, InGaN/GaN nanorod array white light-emitting diode // Appl. Phys. Lett., V. 97, N. 7, (2010), P. 073101.

[26*] Y. Taniyasu, M. Kasu and T. Makimoto // An aluminium nitride light-emitting diode with a wavelength of 210 nanometres, Nature, 2006, V. 441, P. 325.

[27*] H. Hirayama, N. Noguchi, S. Fujikawa, J. Norimatsu, N. Kamata, T. Takano, K. Tsubaki, 222-282 nm AlGaN and InAlGaN based deep-UV LEDs fabricated on high-quality AlN template // Proc. of SPIE, 2009, N 7216, P. 721621-1.

[28*] S. Nikishin, M. Holtz and H. Temkin, Digital Alloys of AlN/AlGaN for deep UV light emitting diodes // Jpn. J. Appl. Phys., 2005, V. 44, P. 7221.

[29*] H. Yoshida, Y. Yamashita, M. Kuwabara, H. Kan, Appl. Demonstration of an ultraviolet 336 nm AlGaN multiple-quantum-well laser diode // Phys. Lett., 2008, V. 93, P. 241106.

[30*] T. Takano, Y. Narita, A. Horiuchi, H. Kawanishi, Room-temperature deepultraviolet lasing at 241.5 nm of AlGaN multiple-quantum-well laser // Appl.

Phys. Lett., 2004, V 84, P. 3567.

[31*] J.W. Glesener, A.M. Dabiran, J.P. Estrera, Nitride Image Intensifiers // Enabling Photonics Technologies for Defense, Security, and Aerospace Applications V, edited by Michael J. Hayduk, Peter J. Delfyett Jr., Andrew R. Pirich, Eric J.

Donkor, Proc. of SPIE V. 7339, P.73390S (2009).

[32*] A.V. Sampath, G.A. Garrett, C.J. Collins, W.L. Sarney, E.D. Readinger, P.G. Newman, H. Shen, and M. Wraback, Growth of AlGaN Alloys Exhibiting Enhanced Luminescence Efficiency // J. Electron. Mater., 2006, V. 35, N. 4.

[33*] A. Bhattacharyya, T. D. Moustakas, Lin Zhou, David. J. Smith, W. Hug, Deep ultraviolet emitting AlGaN quantum wells with high internal quantum efficiency // Appl. Phys. Lett., 2009, V. 94, P. 181907.

[34*] F. B. Naranjo, M. A. Sanchez-Garca, F. Calle, E. Calleja, B. Jenichen, K. H.

Ploog., Strong localization in InGaN layers with high In content grown by molecular-beam epitaxy // Appl.Phys. Lett., 2002, V. 80, N. 2, P. 231.

[35*] C. Adelmann, J. Simon, G. Feuillet, N.T. Pelekanos, B. Daudin, G. Fishman, Self-assembled InGaN quantum dots grown by molecular-beam epitaxy // Appl.

Phys. Lett., 2000, V. 76, P. 1570.

[36*] Xu K. and Yoshikawa A. Appl. Phys. Lett., Effects of film polarities on InN growth by molecular-beam epitaxy // 2003, V. 82, N. 2, P. 251.

[37*] P. Cantu, F. Wu, P. Waltereit, S. Keller, A. E. Romanov, S. P. DenBaars, and J.

S. Speck // Role of inclined threading dislocations in stress relaxation in mismatched layers, Journal of Appl. Phys.,2005, V. 97, P. 103534.

[38*] Kikuchi, M. Yoshizawa, M. Mori, N. Fujita, K. Kushi, H. Sasamoto, K. Kishino, Shutter control method for control of Al contents in AlGaN quasi-ternary compounds grown by RF-MBE // J. Crystal Growth, 1998, V. 189/190, P. 109-1.






© 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.