WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

   Добро пожаловать!

Pages:     || 2 | 3 |
Физика твердого тела, 2003, том 45, вып. 3 Собственная и активированная примесями Zn, Ce, Tb, Er, Sm и Eu фотолюминесценция псевдоаморфных тонких пленок GaN и InGaN © А.А. Андреев Физико-технический институт им. А.Ф. Иоффе Российской академии наук, 194021 Санкт-Петербург, Россия (Поступила в Редакцию 10 июня 2002 г.) Тонкие пленки псевдоаморфного GaN (a-nc-GaN), а также его сплавов с индием Inx Ga1-x N (x = 0.04 и 0.16) были приготовлены методом магнетронного распыления металлической мишени в плазме реактивной атмосферы смеси азота с аргoном. Пленки a-nc-GaN кодопировались акцепторной примесью Zn и набором РЗМ-примесей: Ce, Tb, Er, Sm и Eu. Спектры фотолюминесценции (ФЛ), возбуждаемой азотным лазером с длиной волны = 337 nm, были измерены для всех составов и набора примесей при комнатной температуре и 77 K. Показано, что псевдоаморфная (a-nc) матрица GaN имеет высокоэнергетический край ФЛ при тех же значениях энергии, что и кристаллический (эпитаксиальный) c-GaN. Акцепторная примесь Zn, как и в c-GaN стимулирует голубое излучение, однако спектр ФЛ существенно более размыт, температурное гашение ФЛ практически отсутствует. Введение In в количестве 16 at.% приводит к высокоинтенсивной ФЛ с размытым пиком при 2.1-2.2 eV; ФЛ сплава обнаруживает температурное гашение, составляющее 3-4 раза в интервале 77-300 K. Время спада ФЛ-ответа увеличивается до 50 µs. РЗМ-примеси входят в аморфную сетку GaN в виде трехвалентных ионов и дают узкополосные (за исключением Ce) спектры высокой интенсивности, что свидетельствует как о высокой растворимости РЗМ-примесей в a-nc-GaN, так и о формировании анионной подрешеткой GaN эффективного кристаллического поля с локальной симметрией, способствующей ослаблению правил запрета на внутрицентровые f - f -переходы.

Нитрид галлия (c-GaN) является широкозонным по- для которых в кристаллическом состоянии наблюдаетлупроводниковым материалом (Eg = 3.45 eV), исследо- ся сдвиг фотолюминесцентного излучения в видимый вания на котором получили большой научный резонанс диапазон; 3) ФЛ примесей редкоземельных металлов главным образом в связи с созданием лазеров голу- (РЗМ): Ce, Tb, Er, Sm и Eu, которые образуют особого излучения на квантовых точках на основе мно- бый класс внутрицентровых узкополосных излучателей.

гослойных структур GaN–InGaN [1]. Стимулированное Широкозонная матрица GaN прозрачна для излучения данным открытием дальнейшее изучение этих матери- примесей РЗМ в видимом диапазоне. Характерные энералов показало их перспективность в широком диапа- гии излучения РЗМ-примесей перекрывают почти весь зоне оптоэлектронных приложений [2]. В связи с этим видимый диапазон. Таким образом, открывается возпредставляется актуальным исследование и аморфной можность подбором примеси задавать длину волны ФЛ.

фазы GaN и InGaN, которая может быть получена Особенности ФЛ примесей РЗМ еще мало изучены в пов виде тонких пленок. Модификация структурной сетки, лупроводниковых матрицах, тем более в аморфном GaN.

т. е. ее частичное разупорядочение, которое происходит Из перечисленного следует, что в настоящей работе при аморфизации, может приводить к существенным в неявной форме ставится еще одна задача — исслеизменениям в излучательной рекомбинации вследствие дование возможностей управления эмиссией света из локализации электронных состояний в хвостах зон.

аморфной матрицы GaN различными способами; это Локализация затрудняет обмен энергией между состообстоятельство делает целесообразным рассмотрение яниями и соответственно ведет к ослаблению потерь результатов разнообразных исследований как единой энергии через конкурирующие безызлучательные канапроблемы.

лы рекомбинации. В результате в аморфных материалах наблюдается резкое снижение температурного гашения излучательной рекомбинации. 1. Экспериментальная часть В настоящей работе ставится задача оценки эффективности излучательной рекомбинации при ком- Тонкие пленки аморфного нитрида галлия готовились натной и азотной температурах в аморфных (или, методом магнетронного распыления на постоянном токе.

точнее, как будет показано далее, в псевдоаморф- Ранее в [3] было показано, что методом катодного ных) пленках нитрида галлия в следующих случа- распыления можно получить достаточно качественные ях: 1) фотолюминесценции (ФЛ) собственного мате- слои GaN. Магнетронное распыление обеспечивает рериала и ФЛ, обусловленной введением акцепторной жимы нанесения пленок с меньшим уровнем ионной примеси Zn, которая активирует высокоэнергетическое бомбардировки, что делает этот метод более предпочтикрыло собственной ФЛ благодаря интенсификации до- тельным. Металлическая мишень — жидкий галлий — норно-акцепторных излучательных переходов; 2) ФЛ размещалась в концентрической лодочке, выполненной в твердых растворах Inx Ga1-xN (x = 0.04 и 0.16), из графита или из нержавеющей стали, поверхность 396 А.А. Андреев которой предварительно покрывалась нитридом титана в качестве антидиффузионного барьера. Форма лодочки (и форма расплава галлия) выбиралась в соответствии с конфигурацией магнитного поля магнетрона таким образом, чтобы получить зону наиболее интенсивного разряда плазмы, а следовательно, и зону распыления непосредственно над поверхностью жидкого галлия. Для снижения роли возможных источников загрязнения применялись маскирование и электростатическое экранирование краевых зон мишени. В процессе оптимизации режимов роста пленок были испытаны различные комбинации набора параметров магнетронного разряда.

В результате был выбран режим „низкого давления“, при котором длина свободного пробега атома галлия, выбитого из мишени, примерно равна дистанции Рис. 1. Фотография микроструктуры псевдоаморфного (a-nc) GaN, полученная методом просвечивающей электронмишень–подложка. Давление газовой смеси Ar + N2 при ной микроскопии высокого разрешения (HRTEM). Участки с этом равно (или меньше) 7.0 · 10-4 Torr, соотношение упорядочением атомных плоскостей соответствуют нанокрипарциальных давлений Ar / N2 = 3/2. Мощность разрясталлам. На вставке — дифракционная электронограмма для да соответствовала минимальной, при которой горение упорядоченных областей. Электронограммма для аморфной плазмы остается еще устойчивым. Контроль за проматрицы имеет вид гало без рефлексов.

цессом роста осуществлялся лазерным интерферометром. Скорость роста пленки не превышала 3-4 / s.

В качестве подложек использовались плавленый кварц и пластины кремния. Максимальная толщина пленок до- и по этой причине, возможно, эффективно замещают Ga [5].

стигала 5 µm. Зависимость структурных свойств пленок от температуры подложки Ts была изучена в интер- 2) Растворимость в аморфной матрице всегда выше, вале 300-480C. Экспериментально было установлено, чем в кристаллической, в силу лабильности структурной что наиболее устойчивые к спонтанной кристаллизации сетки аморфного материала.

пленки получаются при Ts 300-330C. Именно поэто- С целью оптимизации свойств пленок и оптической = му все ростовые процессы были проведены при этих активации примесей производились термические отжиги значениях Ts. в вакууме, азотно-аргоновой и азотно-кислородной атмосферах. При одноступенчатом отжиге Tann выбиралась Примеси Zn и РЗМ вводились путем размещения малых пластинок удлиненной формы и заданной пло- равной 650C, при повтороном — 750C. Необходимо подчеркнуть, что отжиги не являлись регулярной составщади, выдвинутых одним концом на контролируемую ляющей технологии и проводились лишь в тех случаях, величину в зону разряда над поверхностью жидкого когда это приводило к улучшению ФЛ-ответа.

галлия. Пластинки Zn ввиду его высокого коэффициента распыления помещались в зоне слабого разряда. Пленки Структурные свойства пленок контролировались рентгеновской и электронной дифракцией, просвечиваюсплавов Inx Ga1-xN получали путем замены расплава Ga щей электронной микроскопией высокого разрешения на соответствующий расплав In–Ga. Ввиду постепенного (HRTEM) и рамановской спектроскопией. Результаистощения расплава по содержанию In в процессе роста ты этих исследований были опубликованы ранее [6], мишень эксплуатировалась ограниченное время. Это в данной статье приводятся лишь основные итоги. Как позволяло минимизировать ошибки в составе сплава.

видно из рис. 1, на котором приведено изображение Количество вводимой примеси подбиралось по опмикроструктуры, полученное методом просвечивающей тимальному эффекту проявления примеси в спектрах электронной микроскопии,1 пленки представляют собой люминесценции, т. е. по максимальной яркости свенепрерывную аморфную матрицу, в которую включены чения при комнатной температуре. По оценкам абнаноразмерные области с кристаллическим упорядочесолютное значение концентрации для Er равнялось нием и хаотической ориентацией. Картина электрон5.0 · 1020 cm-3 [4], что составляет 1 at.%. Условия распыной дифракции от этих областей, показанная на вставления остальных примесей РЗМ были примерно такими ке, позволяет определить межплоскостные расстояния же. Учитывая близкие значения коэффициентов распылев решетке нанокристаллита, которые с достаточной ния РЗМ, можно полагать, что вводимые концентрации точностью соответствуют межплоскостным расстояниуказанных выше примесей РЗМ были того же порядка.

ям гексагонально-упакованного GaN. Объемная фракция Столь высокая растворимость РЗМ-примесей связана nc-GaN достигает 10% для образцов непосредственно с двумя факторами.

1) РЗМ-примеси так же как и Zn, имеют катионный Фотография HRTEM представлена H.P. Strunk (Университет Эррадиус, лишь незначительно превышающий радиус Ga, лангена, Германия).

Физика твердого тела, 2003, том 45, вып. Собственная и активированная примесями Zn, Ce, Tb, Er, Sm и Eu фотолюминесценция... импульсным лазером ЛГИ-21 ( = 10 ns, = 337 nm).

Аппаратура регистрации сигнала содержала широкополосный МШУ, блок импульсного фазового детектора и систему измерения вариации спектра во времени.

2. Собственная фотолюминесценция и фотолюминесценция, стимулированная Zn На рис. 3 приведены данные по ФЛ образцов собственного a-nc-GaN, a-nc-GaN, легированного Zn, и сплава InxGa1-x N (x = 0.16) при комнатной и азотной темРис. 2. Оптическое поглощение в псевдоаморфном GaN пературах. Измерения были выполнены на множестве и Inx Ga1-x N (x = 0.04, 0.16) до (1) и после отжига при образцов. Но поскольку результаты для подобных групп 650C (2) и в InN. Для сравнения приведены краевое пообразцов не отличаются качественно, на рис. 3 представглощение для c-GaN и расчетная кривая (3) поглощения лены наиболее типичные зависимости, не усредненные, = 0 - Eg)0.5, где (h = 1.1 · 105 cm-1 и Eg = 3.4eV. На а соответствующие реальным образцам.

вставке — положение пиков фотолюминесценции для сплавов С целью выявить те изменения в спектрах ФЛ, котос индием до (1) и после отжига при 650C (2).

рые связаны с аморфизацией структурной сетки, были измерены спектры ФЛ высококачественного эпитаксиального образца c-GaN, которые также приведены на после приготовления и увеличивается до 35% после рис. 3. Из сопоставления спектров ФЛ эпитаксиального отжига. Аморфный характер структуры и тенденцию и псевдоаморфного GaN, как собственного, так и легик кристаллизации при отжиге полностью подтверждают рованного Zn, можно сделать следующие выводы.

рамановские спектры, полученные Давыдовым [6,7].

1) Высокоэнергетические границы спектров ФЛ для Результаты измерения собственного оптического покристаллической и аморфной фаз в первом приближении глощения, представленные на рис. 2, подтверждасовпадают. Этот результат, как и оптические данные ют данные структурных исследований. Нетрудно вии данные прямых структурных исследований, свидетельдеть, что край поглощения, определенный по уровню = 2.0 · 104 cm-1,2 для c-GaN и a-nc-GaN соответствует примерно одной и той же энергии, что возможно только в случае общности ближнего порядка этих материалов. Затянутый в область низких энергий хвост поглощения в a-nc-GaN описывается правилом Урбаха ( exp(h/E0)), при этом E0 170 meV. Урбаховский хвост поглощения является типичным явлением в аморфных телах. В сплаве In0.04Ga0.96N константа Урбаха растет (E0 190 meV), тогда как сдвиг края поглощения практически незаметен. Оптическое поглощение в сплаве In0.16Ga0.84N становится еще более размытым.

Оценка положения края поглощения представляется чисто ориентировочной. Неожиданным является факт увеличения константы Урбаха при высокотемпературном отжиге (650C). В классической ситуации отжиг залечивает дефекты и константа Урбаха падает. Для a-InN, приготовленного нами для сравнения, крутизна края увеличивается. Обсуждение оптических данных приведено далее.

Измерения спектров ФЛ проводились с помощью монохроматора SPM с кварцевой призмой, оснащенРис. 3. Спектры фотолюминесценции в кристаллическом ного ФЭУ 79. Возбуждение осуществлялось азотным (эпитаксиальном) c-GaN (1, 2), собственном a-nc-GaN (3, 4), a-nc-GaN, легированном Zn (5, 6), и сплавe In0.16Ga0.84N (7, 8) Уровень 2.0 · 104 cm-1 дает наилучшее совпадение с величиной при 77 K (сплошные линии) и комнатной температуре (штрикрая поглощения, определяемой с помощью аппроксимации прямых ховые линии). Возбуждение осуществлялось азотным лазером оптических переходов 0(h - Eg)0.5, где 0 = 1.1 · 105 cm-и Eg = 3.4eV. ( = 337 nm).

Физика твердого тела, 2003, том 45, вып. 398 А.А. Андреев ствует о сохранении локальной атомной структуры GaN 3. Фотолюминесценция в сплавах при аморфизации.

In0.04Ga0.96Nи In0.16Ga0.84N 2) Имеется, однако, существенное различие в структуре края ФЛ кристаллического и аморфного образ- Особенностью спектра сплавов является резкий спад цов. Для c-GaN отчетливо видна тонкая структура высокоэнергетического крыла ФЛ и появление интенсивспектра, образованная излучением экситона (краевая ного излучения с отчетливо выраженным максимумом полоса 3.45 eV при 77 K и 3.4 eV при 300 K) и двумя при энергиях 2.1-2.2 eV, что значительно ниже края.

Pages:     || 2 | 3 |



© 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.