Молекулярно-пучковая эпитаксия с плазменной активацией азота слоев и гетероструктур в системе (Al,Ga)N с высоким содержанием Al для ультрафиолетовой оптоэлектроники тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.10 ВАК РФ

РОССИЙСКАЯ АКАДЕМИЯ НАУК ФИЗИКО-ТЕХНИЧЕСКИЙ ИНСТИТУТ им. А.Ф. ИОФФЕ

МИЗЕРОВ Андрей Михайлович

МОЛЕКУЛЯРНО-ПУЧКОВАЯ ЭПИТАКСИЯ С ПЛАЗМЕННОЙ АКТИВАЦИЕЙ АЗОТА СЛОЕВ И ГЕТЕРОСТРУКТУР В СИСТЕМЕ (А1,Оа)Ы С ВЫСОКИМ СОДЕРЖАНИЕМ А1 ДЛЯ УЛЬТРАФИОЛЕТОВОЙ ОПТОЭЛЕКТРОНИКИ

Специальность 01.04.10-физнка полупроводников

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

4846724

На правах рукописи

Санкт-Петербург 2011

1 9 МАЙ 2011

Работа выполнена в Учреждении Российской академии наук Физико-техническом институте им. А. Ф. Иоффе РАН

Научный руководитель:

кандидат физико-математических наук Жмерик Валентин Николаевич (ФТИ им. А.Ф. Иоффе)

Официальные оппоненты:

доктор физико-математических наук Лебедев Александр Александрович (ФТИ им. А.Ф. Иоффе)

доктор физико-математических наук Зубков Василий Иванович (СПбГЭТУ)

Ведущая организация - Учреждение Российской академии наук Институт физики полупроводников им. A.B. Ржанова СО РАН, Новосибирск

Защита состоится " 19 " мая 2011 г. в _Д0_ час. на заседании диссертационного совета Д 002.205.02 при ФТИ им. А.Ф. Иоффе по адресу: 194021, Санкт-Петербург, ул. Политехническая, д.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 диссертационного совета.

Автореферат разослан " 18 " апреля 2011 г.

Ученый секретарь диссертационного совета,

доктор физико-математических наук

Л.М. Сорокин

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы Соединения AlGaN являются прямозонными полупроводниками с шириной запрещенной зоны, непрерывно варьируемой от 3.4 до 6.1 эВ, что позволяет им служить базовым материалом для светоизлучающих и лазерных диодов (СИД и ЛД), а также фотоприемных приборов, работающих в ультрафиолетовой (УФ) области спектра в диапазоне длин волн (к) от 360 до 210 нм. Твердотельные источники и приемники УФ излучения существенно превосходят по эффективности, габаритам и энергопотреблению традиционные газоразрядные приборы и начинают находить применение в системах УФ воздействия и мониторинга при решении задач материаловедения, медико-биологических исследований и обеспечения безопасности окружающей среды.

За последнее десятилетие в этой области наблюдается значительный прогресс, а спектральный диапазон лучших экспериментальных образцов УФ СИД на основе AlGaN гетероструктур (ГС), выпускаемых несколькими американскими и японскими фирмами, лежит в пределах длин волн 1=210-365 нм[1*-3*]. Однако, уровень выходной оптической мощности этих диодов (при Л.<300 нм) на постоянном токе не превышает ~5 мВт при квантовой эффективности менее 1% и сроке службы не более нескольких сотен часов. В 2009 году фирмой Hamamatsu Photonics был продемонстрирован УФ-ЛД на основе ГС AlGaN с рекордно минимальной длиной волны излучения 336 нм [4*]. Получение меньших значений длин волн стимулированного излучения (вплоть до 214 нм) возможно лишь с помощью оптического возбуждения ГС или объемных слоев AlGaN при относительно высоких значениях пороговой плотности мощности >1 МВт/см2 [5*,6*]. Из сравнительного анализа описанных параметров следует, что они существенно уступают показателям приборов видимого диапазона на основе ГС InGaN. Это обусловлено, прежде всего, низким структурным совершенством AlxGai_xN слоев с высоким содержанием А1 (х>0.2) - при росте на стандартных с-А120з подложках типичные плотности прорастающих дислокаций (ПД) в этом материале могут достигать уровня ~Ю|0см"2 и выше, что более чем на порядок превышает типичные плотности дислокаций в GaN. Кроме того, отсутствие ярко выраженных эффектов локализации носителей в квантовораз-мерных ГС на основе AlGaN, наподобие тех, что реализуются в квантовых ямах (КЯ) на основе InGaN, приводит к относительно низкой эффективности излуча-телыюй рекомбинации в них. И, наконец, с увеличением содержания А1 в слоях AlGaN их легирование примесями как р, так и n-типа становится все более сложной задачей, а концентрация свободных носителей обоих типов падает.

Одной из основных технологий получения ГС на основе АЮаК является молекулярно-пучковая эпитаксия с плазменной активацией азота (МПЭ ПА). К достоинствам этой технологии относятся возможность прецизионного контроля эпитаксиалышго роста и отсутствие паразитных газофазных реакций между потоками ростовых материалов, ведущих к формированию дефектов в слоях. Кроме того, присущие МПЭ ПА относительно низкие температуры подложки 7з<800°С при росте эпитаксиальных слоев AlGaN позволяют создавать наноге-тероструктуры с резкими интерфейсными границами за счет снижения эффектов поверхностной сегрегации, а отсутствие водородной атмосферы в ростовой камере исключает необходимость высокотемпературного постростового отжига для активации акцепторной примеси в слоях AlxGai.xN-.Mg. Цель работы заключалась в проведении исследований кинетических и термодинамических особенностей МПЭ ПА широкозонных полупроводниковых соединений АЮаИ и наногетероструктур на их основе, а также в комплексном исследовании их структурных, оптических и электрофизических свойств, направленных на разработку воспроизводимой технологии высокоэффективных источников спонтанного и стимулированного излучения УФ-диапазона (л=210-350 нм).

Достижение цели работы потребовало решения следующих основных задач:

1. Исследование условий МПЭ ПА, определяющих полярность соединений А1хСа|-хМ во всем диапазоне изменения их состава (х=0-1).

2. Исследование кинетики роста соединений А1хСа1.хК(х=0-1) методом МПЭ ПА при различных полярностях слоев, температурах подложки, соотношениях потоков элементов третьей группы и активированного азота.

3. Исследование влияния упругих напряжений на кинетику роста ГС на основе А1хСа1.хН(х=0-1) при различных стехиометрических условиях во всем диапазоне изменения состава.

4. Разработка методов получения с помощью низкотемпературной (Т$<800°С) технологии МПЭ ПА атомарно-гладких слоев А1хСа|.х>}(0001) с точно контролируемым содержанием А1 и наноразмерных ГС с КЯ А1хСа|.хМ/А1уСа|.уЫ, оптически активными в спектральном диапазоне длин волн 235-350 нм вплоть до комнатной температуры.

5. Разработка способов легирования при МПЭ ПА донорными (81) и акцепторными (М£) примесями твердых растворов А1хСа|.хЫ(0001) в широком диапазоне составов для создания р-п диодов.

6. Разработка технологии роста КЯ AlxGai.xNZAlyGai.yN с заранее заданным спектром излучения и создание на их основе экспериментальных прототипов лазерных и светодиодных ГС, излучающих в УФ диапазоне длин волн 300-350нм.

Научная новизна работы

1. Впервые определены условия МПЭ ПА необходимые для роста слоев AlGaN с различной полярностью во всем диапазоне состава на подложках с-А120з и темплейтах СаЫ.

2. Впервые для твердых растворов AlGaN обнаружено, что слои с металлической полярностью характеризуются более низкой тепловой стойкостью по сравнению с Ы-полярпыми слоями.

3. Впервые обнаружено и проанализировано влияние упругих напряжений сжатия на кинетику роста и морфологию поверхности слоев в напряженных ге-тероструктурах АЮаМ/АШ/с-АЬО? при различных стехиометрических условиях МПЭ ПА.

4. Впервые показано, что металл-обогащенные условия МПЭ ПА предпочтительней для роста слоев А1хСа^хЫ (х=0-1) с атомарно-гладкой морфологией поверхности и составом, точно контролируемым с помощью отношения калиброванных потоков атомов А1 и активированного азота: х-Рм/Р^. Обнаружен эффект снижения поверхностной подвижности адатомов при повышении содержания А1 в слоях АЮаЫ, для преодоления которого и обеспечения роста слоев с атомно-гладкой поверхностью необходимо применение существенно более сильно металл-обогащенных условий по сравнению с ростом бинарного ОаК

5. Впервые для МПЭ ПА разработаны технологии начальных стадий роста слоев AlGaN на подложках с-АЬОз и буферные ГС, позволяющие снизить распространение прорастающих дислокаций (ПД) в верхние (активные) области ГС до минимальных концентраций винтовых, краевых и смешанных ПД 109, 1010 и 1О|0см"2 соответственно.

6. Впервые с помощью холловских измерений продемонстрировано достижение концентрации свободных дырокр=2-1018см"3 и 3-1017 см"3 в слоях А^Оа^Ы, легированных Mg при МПЭ ПА до концентрации Ю20см"3, при содержании А1 в слоях х=0.15 и 0.42, соответственно.

7. Впервые методом субмонослойной дискретной эпитаксии (СДЭ) получены ГС с множественными КЯ AlxGai.xNZAlyGai.yN, которые продемонстрировали относительно яркую ФЛ с минимальной а=280 нм, электролюминесценцию в диапазоне >.=300-320 нм и лазерное излучение с >.=303 нм при комнатной температуре и пороговой плотности мощности -800 кBтZcм2.

Практическая ценность работы

Продемонстрирована применимость разработанных технологических методов и квантоворазмерных ГС для создания экспериментальных прототипов светодиодов и лазеров с оптической накачкой, работающих в спектральной области глубокого УФ при комнатной температуре. На основе полученных результатов возможно проведение прикладных научно-исследовательских и опытно-конструкторских работ.

Научные положения, выносимые на защиту

1. Технология МПЭ ПА позволяет выращивать слои AlxGai_xN как с металлической, так и с азотной полярностью во всем диапазоне составов при использовании буферных слоев A1N и GaN, соответственно. Слои AlxGai.xN, выращенные на плазменно-нитридизованных подложках с-А120з, имеют азотную полярность при содержании А1 менее 20 мол.% и металлическую полярность при большем содержании А1, что объясняется образованием в последнем случае, как и в случае буфера A1N, двойного адслоя А1, инвертирующего полярность.

2. Упругие напряжения сжатия, возникающие на начальной стадии роста слоев AlGaN на буферном слое A1N, облегчают разрыв связи Ga-N, приводя к дополнительному переиспарению азота. В случае азот-обогащенных условий роста (Fii/Fif^0.7-^1) это обуславливает переход к металл-обогащенным условиям, снижение скорости роста и увеличение содержания А1 в слое до достижения им критической толщины, при которой напряжения релаксируют и параметры азот-обогащенного роста, характеризуемого неоднородным распределением А1 и шероховатой морфологией поверхности, восстанавливаются.

3. Для получения слоев AlGaN с атомарно-гладкой морфологией поверхности и однородным распределением А1 вдоль поверхности и по толщине слоя в условиях относительно низких температур МПЭ ПА (700±10°С) необходимо использование металл-обогащенных условий роста с соотношением потоков Fu/Fn, линейно возрастающим в диапазоне 1.2-И.8 за счет повышения потока Ga при увеличении x=FA/FN от 0 до 0.8. Это приводит к повышению поверхностной подвижности адатомов А1 и гомогенизации квази-жидкой фазы адатомов третьей группы на поверхности твердого раствора AlGaN.

4. Для снижения плотности ПД в ГС AlGaN, выращенных методом МПЭ ПА на подложках c-A1203, более чем на порядок величины (до уровня 109см"2 для винтовых и менее Ю|0см'2 для краевых и смешанных) за счет развития наклона ПД с последующим их слиянием и аннигиляцией наиболее эффективным является использование комбинации последовательно выращенных низко- и высокотемпературного буферных слоев A1N, обладающих 3D и 2D морфологией со-

ответственно, и короткопериодной напряженной сверхрешетки (CP) AIN/AlGaN с периодом 10 нм, средним содержанием А1 90% и переменной стехиометрией роста слоев, составляющих СР.

5. Квантовые ямы AlxGai_xN/AlyGai.yN (у-х= 0.1-Ю.2 при х=0.3^0.6), сформированные методом субмонослойной дискретной эпитаксии (СДЭ) в виде субмо-нослойных сверхрешеток GaN/AlyGa|.yN при неизменных интенсивностях потоков Ga и А1, обладают интенсивной фотолюминесценцией в диапазоне длин волн >,=260-360 нм с энергией локализации носителей 200-500 мэВ и в качестве активной области лазерных ГС демонстрируют рекордно низкую пороговую плотность мощности оптической накачки -800 кВт/см2 при комнатной температуре на длине волны ?i~300 нм.

Апробация работы

Материалы диссертационный работы докладывались и обсуждались на Всероссийских и международных конференциях и симпозиумах: 4-й Всероссийской Конференции "Нитриды галлия, индия и алюминия - структуры и приборы" (Санкт-Петербург, Россия, 2005), 14-м Европейском симпозиуме по мо-лекулярно-пучковой эпитаксии (Сьерра-Невада, Nevada, Гранада, Испания, 2007), 15-м Международном симпозиуме «Наноструктуры: физика и технология» (Новосибирск, Россия, 2007), 5-й Всероссийской конференции «Нитриды галлия, индия и алюминия - структуры и приборы» (Москва, Россия, 2007), 6-м Российско-Белорусском симпозиуме (Минск, Беларусь, 2007), VIII Российской конференции по физике полупроводников (Екатеринбург, Россия, 2007), 15-й Международной конференции по молекулярно-пучковой эпитаксии (Ванкувер, Канада, 2009), 8-й Международной конференции по нитридным полупроводникам (Дже-Джу, Корея, 2009), 7-й Всероссийской конференции «Нитриды галлия, индия и алюминия - структуры и приборы» (Москва, Россия, 2010), 18-м Международном симпозиуме «Наноструктуры: физика и технология» (Санкт-Петербург, Россия, 2010), 16-й Международной конференции по молекулярно-пучковой эпитаксии (Берлин, Германия, 2010).

Публикации

Перечень публикаций, раскрывающих основное содержание работы, содержит 12 печатных работ, в том числе 10 научных статей в рецензируемых журналах и 2 работы в материалах конференций.

Структура и объем диссертации

Диссертация состоит из введения, четырех глав, заключения и списка литературы. Общий объем работы составляет 126 страниц, включая 40 рисунков, 3 таблицы и список цитируемой литературы из 69 наименований.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы, сформулирована цель диссертации, отражены новизна и практическая значимость, приведены основные положения, выносимые на защиту.

Первая глава представляет собой обзор литературы по фундаментальным физическим свойствам полупроводниковых соединений GaN, AIN, InN и их твердых растворов. Кратко описаны основы метода МПЭ ПА соединений A3N на сапфировых подложках и рассмотрены основные реакции образования нит-ридных соединений с применением плазменно-активированных частиц азота (атомов и электронно возбужденных молекул), получаемых с помощью газоразрядной азотной плазмы с высокочастным (13.56 МГц) индуктивным возбуждением в специально сконструированных активаторах.

При рассмотрении проблемы полярности слоев A3N при МПЭ ПА описываются известные экспериментальные данные и объясняющие их модели, согласно которым полярность этих соединений определяется верхним мономолекулярным слоем подложки (буферного слоя). Полученные для GaN результаты демонстрируют уникальную особенность плазменной нитридизации поверхности с-сапфира, приводящей к образованию поверхностного слоя из азотных атомов, на котором для Ga атомов термодинамически выгодным оказывается рост слоев с азотной полярностью. Противоположная ситуация реализуется при росте соединения A1N, для которого типичной является металлическая полярность как самого слоя A1N, так и всех последующих слоев нитридных соединений [7*]. Отмечается, что проблема полярности тройного соединения AlGaN практически не исследовалась.

В этой главе также обсуждаются вопросы генерации упругих напряжений при гетероэпитаксиальном росте слоев A3N и основные механизмы их пластической релаксации. При этом рассматриваются как общие для ГС релаксационные процессы через генерацию дислокаций несоответствия на гетерограницах и переход к трехмерному (островковому) росту слоев, так и специфические процессы растрескивания (cracking) напряженных слоев AlGaN, самоорганизации в них упорядоченных структур - сверхрешеток различной размерности - от нескольких мнонослоев до десятков нанометров. Отмечается низкая вероятность развития в слоях AlGaN процесса фазового распада. Кроме того, в нескольких

работах была обнаружена и теоретически обоснована релаксация напряженных слоев АЮаЫ за счет отклонения краевых прорастающих дислокаций (ПД) от направления роста (0001) [8*, 9*]. Было показано, что наклон дислокаций происходит либо в результате увеличения шероховатости поверхности слоев А1-ваМ, либо этот процесс сопровождает генерацию дополнительных упругих напряжений на интерфейсных границах ГС А^Са^И, что может приводить к слиянию или даже аннигиляции дислокаций, сопровождаемой снижением их плотности до уровня ~1 х 109см"2 [2*].

В работах, посвященных кинетике МПЭ ПА тройных соединений АЮа1Ч, прежде всего, было продемонстрировано единичное встраивание А1 в температурном диапазоне 7,5=700-800°С. Встраивание ва атомов носит более сложный характер и определяется, во-первых, числом свободных азотных связей, т.е. разностью между потоком азота и потоком алюминия и, во-вторых, температурой подложки через аррениусовскую зависимость с энергией активации £„=2.88 эВ [10*]. Необходимо отметить, что хотя в некоторых работах отмечалось небольшое снижение коэффициента встраивания атомов Оа при увеличении содержания А1 в слоях АЮаИ, но подробно этот эффект не исследовался [11*].

В данной главе также подробно рассматриваются особенности кинетики роста соединений А3Ы в различных стехиометрических условиях, которые определяются как соотношением падающих потоков (^////'д), так и скоростью десорбции адатомов металлов с поверхности растущего слоя, зависящей, прежде всего, от температуры подложки. Многочисленные исследования роста бинарных соединений А:,Ы (прежде всего СаЫ) показали, что азот-обогащенные условия (Рш<./>) приводят к формированию непланарной (наноколончатой) морфологии поверхности. Для получения атомарно-гладкой поверхности слоев А3И необходимы металл-обогащенные условия с эффективным пресыщением металлической компоненты над азотной Рщ/Рц -1.2 (при Т$=700°С). Данное различие объясняется расчетами из первых принципов, согласно которым при переходе от азот- к металл-обогащенным условиям на поверхности образуются слои из металлических адатамов, толщины которых для ОаЫ составляют ~1 и ~2.5 монослоев(МС) для N и Оа-полярных поверхностей, соответственно [12*, 13*]. При этом для ва-полярной поверхности потенциальный барьер поверхностной диффузии металлических адатомов снижается с 1.8 до 0.7 эВ (в случае ва адатомов), что приводит к высокой поверхностной подвижности этих адатомов и, как следствие, к лучшей морфологии слоев [14*]. В Ы-полярных слоях этот эффект, хотя и присутствует, но проявляется в мень-

шей степени. Кроме того, N-полярные слои более химически активны, что приводит к большей концентрации остаточных примесей в них. Именно этими факторами объясняется превосходство структурных, оптических и электрических характеристик Ga-полярных слоев GaN по сравнению с N-полярными.

Отмечается, что до сих не существует единого мнения о выборе оптимальных стехиометрических условий МПЭ ПА во время роста AlGaN слоев и ГС, обеспечивающих эффективную излучательную рекомбинацию в них. В первых работах по этой теме, опубликованных в 2005 году группой M.Wraback et al. [15*] была обнаружена более интенсивная ФЛ в слоях AlxGai_xN(x=0.2-0.5) с трехмерной морфологией, выращенных в азот-обогащенных условиях, что связывалось с образованием в таких слоях локализованных состояний. Несмотря на относительно высокую концентрацию ПД в слоях (до ~3-1010см"2), авторы сумели продемонстрировать светодиодную структуру, выращенную в этих условиях.

Другой подход, который был предложен в данной диссертационной работе и развивается параллельно в течение последних двух лет группой T.Moustakas et al., основан на использовании металл-обогащенных условий МПЭ ПА для получения ГС с КЯ, оптически активных в спектральном диапазоне 220-300 нм [16*].

В конце главы рассматривается метод т.н. цифрового ("digital alloying") формирования квазислоев AlGaN и квантоворазмерных ГС на их основе в виде CP AlGaN/GaN с толщиной составляющих слоев ~1 МС. С помощью этого метода были получены структуры с КЯ, продемонстрировавшие эффективную ФЛ в ближнем УФ спектральном диапазоне (А,=359 нм) [17*].

Во второй главе описывается использовавшаяся в данной работе технологическая установка МПЭ ПА Compact 2 IT (Riber С А), специально разработанная для роста соединений A3N. Для получения потоков элементов III группы (Al, Ga, In) и легирующих примесей (Si, Mg) использовались стандартные эф-фузионные ячейки различной емкости и конструкций, а пучок активированного азота обеспечивался плазменным активатором HD25 (Oxford Appl. Res.) с высокочастотным (13.56 МГц) индуктивным разрядом. Также описаны различные in situ методы контроля роста соединений A3N при МПЭ ПА, включающие как традиционный метод дифракции отраженных быстрых электронов (ДОБЭ) для характеризации морфологии слоев на атомарном уровне, так и относительно новый для МПЭ метод лазерной рефлектометрии (ЛР), позволяющий измерять скорости роста слоев по интерференционным осцилляциям Фабри-Перо в гете-роэпитаксиалыюй структуре слой-подложка. С помощью этих методов опреде-

лялись технологические параметры для различных стехиометрических условий роста соединений A3N, и кроме того, были прокалиброваны интенсивности потоков всех атомов III группы и активированного азота в одних единицах -обеспечиваемой ими максимальной скорости роста бинарных соединений A3N, как принято в большинстве современных работ [1, 2].

Особое внимание уделяется проблеме оптимизации способов управления потоком активного азота при МПЭ ПА соединений A3N, для чего были построены зависимости скорости роста GaN от основных параметров разряда -поглощаемой ВЧ-мощности и расхода азота [3]. В результате было установлено линейное возрастание скорости роста GaN в практически значимом диапазоне от 0.3 до 0.7 МС/с при увеличении ВЧ-мощности от 100 до 230 Вт, соответственно, (при постоянном расходе азота ~5нсм3/мин) в то время как зависимости скорости роста от расхода азота (при фиксированных значениях мощности) были нелинейными, содержащими максимумы. Поэтому для линейного (и практически безинерционного) управления интенсивностью активированного пучка азота в работе использовалось оригинальный запатентованный способ регулировка ВЧ-мощности разряда при постоянном расходе азота (RU 2344509 Cl, 17.01.2007).

Третья глава посвящена исследованиям кинетики роста бинарных и тройных соединений в системе (Al,Ga)N технологией МПЭ ПА на подложках с-АЬОз или Ga-полярных темплейтах GaN(0001)/c-Al203, выращенных методом газофазной эпитаксии из металл органических соединений [4-6]. С помощью in situ измерений скорости роста слоев AlGaN методом JIP было подтверждено единичное встраивание атомов AI и активированного азота, а также определены коэффициенты встраивания Ga во всем диапазоне изменения состава и при различных параметрах роста.

В начале этих исследований было установлено, что полярность слоев GaN, AIN и AlxGai.xN(x=0-l), выращенных в металл-обогащенных условиях Fui/Fn= 1.2-1.5 при 700°С повторяет полярность буферных слоев A1N или GaN, имеющих в случае их роста МПЭ ПА на подложке с-А1203 металлическую и азотную полярность, соответственно. Слои Al„Gai_xN(x=0-l), выращенные на Ga-полярных темлейтах GaN, наследуют металлическую полярность. При росте слоев AlxGai_xN на плазменно-нитридизованных подложках с-А120з слои имеют азотную полярность при небольшом содержании Al (х<0.2) и металлическую полярность при большем содержании Al (х>0.2), что может быть объяснено образованием в начале роста AlxGai_xN(x>0.2) на поверхности сапфировой под-

ложки нескольких монослоев А1-атомов, задающих связью Al(Ga)-N кристаллографическое направление (0001).

Исследования влияния температуры подложки на изменение скорости слоев GaN и AlGaN с различной полярностью, выращенных в единичных стехиомет-рических условиях (Fm=Fff=0.5 МС/с), показали, что N-полярные слои AlGaN имеют (как и бинарные слои GaN(OOOl)), более высокую температурную стабильность по сравнению с аналогичными Ga-полярными слоями - скорости роста этих слоев начинают снижаться при 7s=760° и 710°С, соответственно. Это свидетельствует о том, что термическая стойкость слоев AlGaN даже при относительно высоком содержании А1 (х~0.5) определяется менее прочной связью Ga-N, для которой (как и в случае GaN) более высокая скорость десорбции адатомов Ga наблюдается для металл-полярной поверхности.

В работе подробно исследовалось влияние упругих напряжений на кинетику роста слоев и ГС AlGaN [5, 6]. С этой целью прежде всего исследовались временные зависимости скорости роста слоев AlxGai.xN(0001) с различным х на буферных слоях AIN/c-AI2O3 при единичных стехиометрических условиях и постоянных значениях всех потоков (Fw=F,v=0.5 МС/с) и температуры подложки (Гз=700оС). Данные зависимости обнаружили возрастание скоростей роста слоев AlGaN по мере увеличения их толщины, что было связано с релаксацией упругих напряжений в слоях. Этот вывод был основан на карте остаточных напряжений (reciprocal space mapping - RSM) в слоях, построенных с помощью рентгено-дифракционных измерений, позволяющих независимо определять состав слоев и остаточные напряжения в них. В частности, с помощью данных RSM была определена более быстрая релаксация напряжений (до ~90% на толщине 110нм) в слоях с относительно небольшим содержанием А1 (х<0.2) по сравнению со слоями с большим содержанием А1 (х>0.5), для которых степень релаксации достигала 70% лишь при толщинах, превышающих 2.5 мкм.

Аналогичные эффекты, свидетельствующие о сильном влиянии упругих напряжений на кинетику роста, были обнаружены и при МПЭ ПА слоев AlGaN в азот-обогащенных условиях (Fw/F\~0.75-1). В этом случае в начале роста наблюдалось замедление скорости роста слоя, а его поверхностная морфология, согласно картине ДОБЭ и данным РЭМ, оставалась двухмерной, что свидетельствовало о реализации металл-обогащенных условий. Лишь при достижении некоторой критической толщины (~100нм) происходило возрастание скорости роста и переход к трехмерному механизму роста, свойственному азот-обогащенным условиям. Анализ пространственного изменения состава слоев с

помощью построения ЯБМ обнаружил отрицательный градиент содержания А1 в направлении роста слоя.

Таким образом, вышеописанные эффекты изменения скорости роста слоев А1хСа|.хЫ/А1Ы были объяснены влиянием напряжений сжатия, которые облегчают разрыв связи ва-Ы за счет уменьшения энтальпии образования ваИ на величину упругой энергии Гиббса. Прежде всего, это приводит к заметному увеличению переиспарения азота и смене стехиометрии роста на металл-обогащенную, а вслед за этим и к переиспарению оставшегося несвязанным Са. Увеличение встраивания ва происходит лишь по мере релаксации упругих напряжений в гетероструктуре А1х0а|.хЫ/20-А1М. В результате при использовании единичных и азот-обогащенных стехиометрических условий роста слои характеризуются неоднородным распределением А1 в направлении роста. Кроме того, в этих условиях оказалось невозможным получение толстых слоев АЮаЫ с двумерной морфологией поверхности.

Задача получения атомарно-гладких слоев А1хОа].^ с постоянным и контролируемым составом во всем диапазоне изменения содержания А1 была решена только при использовании металл-обогащенных условий роста (F^^^>FЛг, РА1<Р/,г). Прежде всего, для этих условий экспериментально была подтверждена возможность задания содержания А1 в слоях с помощью соотношения х=Рл/Рц (х=0-1). Кроме того, были определены минимальные значения отношения потоков обеспечивающие переход от ЗБ к 20 механизму роста слоев при различных 7,Х=685-715°С для наиболее интересного диапазона составов х=0-0.8 (рис. 1). Полученная зависимость свидетельствует о необходимости существенного увеличения суммарного потока металлов при возрастании содержания А1 в слоях. Важно отметить, что полный поток ва, необходимый для ЗБ—>2Б перехода, при постоянной температуре оставался неизменным и составлял /<"&,~0.6 и 0.8 МС/с при температурах 7^—700 и 715°С, соответственно. Таким образом, при увеличении (уменьшении) потока А1 значение избыточного потока ва, необходимого для 30—>20 перехода увеличивалось (уменьшалось) на аналогичную величину.

FM, ML/s

0.00 0.05 0.10 0.15 0.20 0.25 0.30 0.35 О.ЛО

x=FJFN

Рисунок 1. Соотношения Fih/Fn необходимые для обеспечения перехода от 3D к 2D режиму роста при МПЭ ПА слоев AlxGai_xN/AlN с Fn=0.5 МС/с и различными значениями x=FA|/FN и температурами роста Ts=685°C (кривая 1), Ts=700°C (кривая 2) и Ts=715°C (кривая 3).

Таким образом, МПЭ ПА рост слоев AlxGai.xN(x=0-l) в различных сте-хиометрических условиях показал, что неоднородное пространственное распределение состава слоев может быть обусловлено действием упругих напряжений сжатия в ГС, а к возрастанию неоднородности может приводить существенная разница в энергии связи и периоде кристаллической решетки бинарных соединений, составляющих твердый раствор AlGaN, а также различие поверхностных подвижностей адатомов А1 и Ga. Относительно низкая поверхностная подвижность адатомов А1 в этих условиях приводит к развитию неоднородности в латеральном направлении, в результате чего наблюдается развитие 3D морфологии поверхности слоев даже в условиях обогащения поверхности металлическими атомами (Al,Ga). Данная проблема может быть решена за счет увеличения поверхностной подвижности адатомов А1 путем повышения поверхностной концентрации атомов Ga и переходу в сильно металл-обогащенные условия роста, что приводит к гомогенизации жидкой и, вслед за ней, твердой фаз и, в конечном счете, к планаризации поверхности роста. Важно, что при этом содержание А1 в слоях постоянно и определяется лишь разницей между калиброванными потоками активированного азота и алюминия, что позволяет его контролировать в процессе роста с помощью отношения x=Fa/Fn [5,6].

Полученные зависимости были использованы для роста слоев Alo.7Gao.3N при Г5=700°С и Fm/Fn~l.9 с различной толщиной (50-500 нм) на буферном слое A1N с 2D морфологией поверхности. Таким образом, слои Alo.7Gao.3N также ха-

растеризовались 2D морфологию, а скорость их роста соответствовала калиброванному потоку активированного азота (v/""=Fjv=0.5 МС/с). Исследования с помощью АСМ данных слоев продемонстрировали значение среднеквадратичного отклонения шероховатости rms<l им на площади 1x1 мкм2. Исследования РД подтвердили одинаковое содержание Al (x=F/(//f,w=0.72±0.03) в этих слоях и постоянство состава по толщине независимо от величины остаточных напряжений в слое. Полученные режимы использовались в дальнейшем при МПЭ ПА росте большинства ГС.

В четвертой главе демонстрируется, что для снижения плотности ПД в ГС AlGaN на с-А1203 подложках наиболее эффективным является использование трехстадийного буферного слоя A1N общей толщиной 300 нм, состоящего из низкотемпературного (~550°С) зародышевого слоя толщиной 30 нм, выращенного в азот-обогащенных условиях с 3D морфологией, высокотемпературного (~800°С) слоя 3D-A1N толщиной 100 нм, полученного в тех же условиях, и верхнего слоя A1N толщиной 130 нм, выращенного при той же температуре, но в металл-обогащенных условиях и имеющего 20-морфологию. Показано что в таком слое с переменной морфологией релаксация напряжений A1N/c-A1203 происходит через развитие наклона ПД, приводящего к их слиянию и аннигиляции. Дальнейшее снижение плотности ПД до уровня 109см"2 для винтовых и менее 1010 см'2 для смешанных и краевых ПД достигается в результате введения в структуру сверхрешетки AIN/AlGaN с периодом 10 нм и средним содержанием А1 90%, которая выращивалась в переменных стехиометрических условиях, и, следовательно, также характеризовалась переменной морфологией составляющих решетку слоев [7-9].

В этой главе также демонстрируется успешное применение метода СДЭ для получения квантоворазмерных ГС на основе AlGaN. В этом методе снижение содержания А1 в КЯ достигалось за счет формирования короткопериодной CP с субмонослойными вставками GaN в материал AlGaN барьера путем импульсного прерывания потока А1. Таким образом, были получены несколько ГС с множественными КЯ AlxGai.xN/AlyGai.yN (х-у=0.1-0.2 при х=0.3-0.6), демонстрирующие относительно яркую ФЛ в УФ-спектральном диапазоне от 260 до 360 нм с двумя пиками, соответствующими ФЛ КЯ и барьерных слоев. Температурные зависимости ФЛ демонстрировали исчезновение интенсивного коротковолнового пика при повышении температуры, что указывает на его связь с рекомбинацией носителей в барьерном слое, концентрация которых в барьере уменьшается с ростом температуры из-за ускорения их транспорта к КЯ. Спектры ФЛ объемных слоев AlGaN демонстрировали одиночные полосы излучения

во временных и температурных зависимостях, подтверждающие отсутствие фазового распада. Наличие КЯ, сформированных методом СДЭ, и их соответствие заданным параметрам также подтверждалось исследованиями ГС с помощью ПЭМ[10, И].

Далее описываются результаты по легированию слоев А1хОа1_^ примесями п- (81) и р-типа (Г^). Холловские измерения концентрации носителей заряда в слоях А1о.7Сао,з№8(, легирование которых проводилось из твердотельного Бь источника, показали концентрацию электронов и~8-10|8см"3. Слои А1хОа|-^, легированные М§ до концентрации 102осм"3, продемонстрировали с помощью холловских и СУ-измерений концентрации, электрически активной примеси (дырок) р=2-10|8см~3 и 3-1017 см"3 при содержании А1 в слоях х=0.15 и 0.42, соответственно [12].

В заключительной части главы демонстрируются диодные структуры, изготовленные на основе ГС с тремя КЯ А1о.4оОао.боМ(Знм)/А1о.55Сао.45^Г(7нм), в которых для достижения концентрации электронов в буферном слое до уровня >10|8см"3 использовалось легирование кремнием, а верхний слой А1хОа1.х№М§ (х=0-Ю.15) имел р-тип проводимости с концентрацией дырок до 2-10|8см"3, которая достигалась легированием без применения постростового высокотемпературного отжига. Данная структура демонстрировала электролюминесценцию в спектральном диапазоне 300-320 нм (рис. 2а). Кроме того, было показано, что с помощью оптического возбуждения нелегированных ГС КЯ А1о4оОао.боЖЗнм)/А1о,50ао,5М7нм) возможно получение лазерного излучения с минимальной длиной волны А.=303 нм и рекордной пороговой плотностью мощности ~800 кВт/см2 при комнатной температуре (рис. 26).

Энергия, эВ 4 3.5 3

Энергия, эВ

4.4 4.3 4.2 4.1 4.0 3.9 3.8 3.7

á о 203 400 8СО 600 11Ш120О TWríWCTb withwcwíü мощности к8т/си'

300 350 400 450 280 290 300 310 320 330 340

Длина волны, нм Длина волны, нм

Рисунок 2 (а)- Спектры электролюминесценции диодной гетероструктуры с тремя КЯ

Alo.40Gao.60N/AIo.55Gao.60N при различных прямых токах; (б)- спектры выходного излучения

при оптическом возбуждении лазерной гетероструктуры с тремя КЯ Alo.4Gao.6N/Alo sGao.sN.

В заключении приводятся основные достижения и результаты работы, которые состоят в следующем:

1. Оптимизированы режимы работы плазменного источника азота. Показано, что изменение ВЧ-мощности в диапазоне от 100 до 250 Вт при постоянных значениях расхода азота 5 нсм3/мин обеспечивает линейное изменение скорости роста слоев A3N от 0.2 до 0.8 мкм/ч.

2. Определены условия МПЭ ПА, обеспечивающие рост слоев AlGaN с различной полярностью во всем диапазоне составов. В случае роста слоев AlxGa|. XN на нитридизованных подложках с-А120з при относительно низких концентрациях А1 (х<0.2) наблюдается рост N-полярных слоев, в то время как при высоких значениях х>0.2 слои имеют металлическую полярность, что было объяснено образованием адслоя А1, инвертирующим полярность. Полярности слоев AlxGai.xN(jc=0-l) при росте на N- и Ga-полярных буферных слоях GaN и A1N повторяют полярности последних.

3. Показано, что слои AlGaN/GaN/c-АЬОз с металлической полярностью характеризуются меньшей температурной стойкостью по сравнению с N-полярными слоями, что ограничивает температуру их роста в единичных сте-хиометрических условиях с максимальным встраиванием атомов Ga в диапазоне 7s<710°C, в то время как рост аналогичных N-полярных слоев возможен при 7К760°С.

4. Обнаружено, что упругие напряжения сжатия, возникающие при росте ге-тероструктур AlxGai_xN(x=0-l)/AlN/c-Al203 ослабляют связь Ga-N, что приводит к уменьшению эффективности встраивания Ga при использовании азот-обогащенных и единичных стехиометрических условий роста {Fm/Ffi= 0.7-1), и, как следствие, к снижению скорости роста слоев AlGaN и возникновению в них градиента состава в направлении роста уже при температурах роста 7V~700°C. Для решения этой проблемы предложено использовать металл-обогащенные условия роста, при которых действие упругих напряжений приводит лишь к изменению концентрации избыточного Ga на поверхности растущего слоя.

5. Представлена диаграмма роста гетероструктур AlxGai_xN(x=0-0.8)/AlN/c-АЬОз, определяющая металл-обогащенные условия МПЭ ПА, необходимые для получения слоев AlGaN с атомарно-гладкой морфологией поверхности при температурах подложки в диапазоне 7^=685-715°С за счет достижения высокой поверхностной подвижности адатомов III группы и их однородного распределение в жидкой фазе на поверхности AlGaN, и, как следствие, в самом твердом растворе. Показано, что в практически важном случае при 7$=700°С для этого необходимо использование Ga-обогащенных условий с соотношением потоков

Fh[/Fn, практически линейно повышающимися от 1.2 до 1.8 при увеличении содержания алюминия X от 0 до 0.8.

6. Развиты способы эффективного снижения плотности прорастающих дислокаций при МПЭ ПА ГС AlGaN на c-A1203 за счет последовательного использования: (1) низкотемпературного (7V~550°C) 3D зародышевого слоя A1N толщиной 30 нм, выращенного в азот-обогащенных условиях (Fa/Fn~0.8), (2) высокотемпературного (7s~800°C) 2D слоя A1N, выращенного при FA!/Fm~ 1 -1, и (3) короткопериодной (~10 нм) CP 30x(AlN/AlxGai_xN) со средним содержанием Al 90%, растившейся в азот/галлий-обогащенных условиях, соответственно. Показано, что в данной буферной структуре релаксация упругих сжимающих напряжений происходит главным образом за счет отклонения прорастающих дислокаций от направления роста (0001), что приводит к их слиянию и аннигиляции. Это позволяет снизить концентрацию ПД в активной области структур (на расстоянии 1.5 мкм от подложки) до уровня ~109 см*2 для винтовых и менее 1010 см"2 для краевых и смешанных дислокаций.

7. Разработаны оптимальные условия легирования Mg слоев AlxGai_xN до концентрации Ю20см'3, позволяющие достичь концентрации свободных дырок />=2-1018см"3 и 3-1017см"3 при содержании Al в слоях х=0.15 и 0.42, соответственно, что было подтверждено с помощью холловских измерений.

8. Развит метод субмонослойной дискретной эпитаксии структур с КЯ AIxGai_xN/AlyGai.yN (х менее 0.5, х-у=0.1-0.2), демонстрирующих фотолюминесценцию и электролюминесценцию в УФ диапазонах длин волн 1=260-360 нм и 1=300-320 нм соответственно при комнатной температуре. Данный метод позволил получить оптически накачиваемые лазерные ГС с КЯ AlGaN, излучающие на длине волны 1=303 нм с рекордно низкой пороговой плотностью мощности -800 кВт/см2 при комнатной температуре.

Основные результаты диссертации опубликованы в работах:

1. 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.

2. A.M. Мизеров, B.H. Жмерик, B.K. Кайбышев, T.A. Комисарова, C.A. Maca-лов, C.B. Иванов, Особенности молекулярно-пучковой эпитаксии слоев GaN (0001) и GaN (OOOl) при использовании различных способов активации азота, Физика и техника полупроводников, Т. 43 N. 8, (2009), С. 1096-1101.

3. В.Н. Жмерик, A.M. Мизеров, Т.В. Шубина, С.Б. Листошин, C.B. Иванов, Способы управления потоком активного азота при росте А3-нитридов методом

молекулярно-пучковой эпитаксии с плазменной активацией // Письма в ЖТФ, Т. 33, (2007), С. 36-45.

4. A.M. Mizerov, V.N. Jmerik, P.S. Kop'ev, S.V. Ivanov, Growth kinetics of AlxGau XN layers (0<x<l) in plasma-assisted molecular beam epitaxy // phys. stat. sol. (c), V. 7, N. 7-8, (2010) P. 2046-2048.

5. A.M. Mizerov, V.N. Jmerik, M.A. Yagovkina, S.I. Troshkov, P.S. Kop'ev and

5.V. Ivanov, Role of strain in growth kinetics of AlGaN layers during plasmaassisted molecular beam epitaxy // J. Cryst. Growth, in press (available online 14 December 2010).

6. A.M. Mizerov, V.N. Jmerik, P.S. Kop'ev and S.V. Ivanov, Peculiarities of plasma-assisted molecular beam epitaxy of AlxGai_xN layers grown in the whole composition range // Proceedings of 18 Int. Symp. "Nanostructures: Physics and Technology", St. Petersburg, Russia, (2010), P. 41.

7. B.H. Жмерик, A.M. Мизеров, T.B. Шубина, A.A. Ситникова, M.A. Яговкина, E.B. Луценко, Н.П. Тарасюк, A.B. Данильчик, H.B. Ржеуцкий, Г.П. Яблонский, С.В. Иванов, AlGaN гетероструктуры для оптоэлектроники глубокого ультрафиолетового диапазона, полученные методом молекулярно-пучковой эпитаксии с плазменной активацией азота // Тезисы 7 Всероссийской конференции «Нитриды галлия, индия и алюминия - структуры и приборы», Москва, Россия, (2010), С. 92.

8. 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. Danilchik, N.V. Rzheutskii, G.P. Yablonskii, B. Monemar, S.V. Ivanov, Optically pumped lasing at 300.4nm in AlGaN MQW structures grown by plasma-assisted molecular beam epitaxy on с-А120з // phys. stat. sol. (a), V. 207, N. 6, (2010) P. 1313-1317.

9. V.N. Jmerik, A.M. Mizerov, A.A. Sitnikova, P.S. Kop'ev, E.V. Lutsenko, N.P. Ta-rasuk, N.V. Rzheutskii, 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.

1 O.V.N. Jmerik, T.V. Shubina, A.M. Mizerov, K.G. Belyaev, A.V. Sakharov, M.V. Zamoryanskaya, A.A. Sitnikova, V.Yu. Davydov, P.S. Kop'ev, E.V. Lutsenko, N.V. Rzheutskii, A.V. Danilchik, G.P. Yablonskii, S.V. Ivanov, AlGaN quantum well structures for deep-UV LEDs grown by plasma-assisted MBE using sub-monolayer digital-alloying technique, J. Cryst. Growth, V. 311, N. 7, (2009), P. 2080-2083. 11.B.H. Жмерик, A.M. Мизеров, T.B Шубина, A.B. Сахаров, A.A. Ситникова, П.С. Копьев, C.B. Иванов, E.B. Луценко, A.B. Данильчик, H.B. Ржеуцкий, Г.П.

Яблонский, Квантово-размерные гетероструктуры на основе AlGaN для свето-диодов глубокого ультрафиолетового диапазона, полученные методом субмо-нослойной дискретной молекулярно-пучковой эпитаксии с плазменной активацией азота // Физика и техника полупроводников, Т. 42 Вып. 12, (2008), С. 14521458.

12.Т.А. 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 AlxGai.xN // phys. stat. sol. (с), V. 6, (2009), P. S466-S469.

Использованная литература. [1*] Y. Taniyasu, M. Kasu, T. Makimoto, An aluminium nitride light-emitting diode with a wavelength of 210 nanometres // Nature, V. 441, (2006), P. 325. [2*] 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 A1N template // Proc. of SPIE N. 7216, (2009), P. 721621-1. [3*] S. Nikishin, M. Holtz, H. Temkin, Digital Alloys of AIN/AlGaN for deep UV light emitting diodes // Jpn. J. Appl. Phys. V. 44, (2005), P. 7221. [4*] H. Yoshida, Y. Yamashita, M. Kuwabara, H. Kan, Demonstration of an ultraviolet 336 nm AlGaN multiple-quantum-well laser diode // Appl. Phys. Lett. V. 93, (2008), P. 241106,.

[5*] T. Takano, Y. Narita, A. Horiuchi, H. Kawanishi, Room-temperature deep-ultraviolet lasing at 241.5 nm of AlGaN multiple-quantum-well laser // Appl. Phys. Lett. V. 84, (2004), P. 3567,.

[6*] M. Shatalov, M. Gaevski, V. Adivarahan, A. Khan, Room-Temperature Stimulated Emission from A1N at 214 nm // Jpn. J. Appl. Phys. V. 45, (2006), P. L1286. [7*] A. Yoshikawa, K. Xu, Polarity selection process and polarity manipulation of GaN in MOVPE and RF-MBE growth // Thin Solid Films V. 412, (2002), P. 38. [8*] P. Cantu, F. Wu, P. Waltereit, S. Keller, A. E. Romanov, S. P. DenBaars, J. S. Speck, Role of inclined threading dislocations in stress relaxation in mismatched layers // J. Appl. Phys. V. 97 (2005), P. 103534.

[9*] D.M. Follstaedt, S.R. Lee, A. A. Allerman, J.A. Floro, Strain relaxation in AlGaN multilayer structures by inclined dislocations // J. Appl. Phys. V. 105, (2009), P. 083507.

[10*] E. lliopoulos, T. D. Moustakas, Growth kinetics of AlGaN films by plasmaassisted molecular-beam epitaxy // Appl. Phys. Lett. V. 81, (2002), P. 295. [11*] E. Monroy, B. Daudin, E. Bellet-Amalric, N. Gogneau, D. Jalabert, F. Enjal-bert, J. Brault, J. Barjon, Le Si Dang, Surfactant effect of In for AlGaN growth by plasma-assisted molecular beam epitaxy // J. Appl. Phys.V. 93, (2003), P. 1550.

[12*] X.Q. Shen, T. Ide, S.H. Cho, M. Shimizu, S. Hara, T. Okumura, Stability of island Ga-polarity GaN surfaces during the growth interruption studied by reflection high-energy electron diffraction //Appl. Phys. Lett. V. 77 (24), (2000), P. 4013. [13*] E. Monroy, E. Sarigiannidou, F. Fossard, N. Gogneau, E. Bellet-Amalric, J.-L. Rouvière, S. Monnoye, H. Mank, B. Daudin, Growth kinetics of N-face polarity GaN by plasma-assisted molecular-beam epitaxy // Appl. Phys. Lett. V. 84 N. 18, (2004), P. 3684.

[14*] T. Zywietz, J. Neugebauer, M. Scheffler, Theory of surfaces and interfaces of group Ill-nitrides // Appl. Phys. Lett. V. 74, (1999), P. 1695. [15*] C.J. Collins, A.V. Sampath, G.A. Garrett, W.L. Sarney, H. Shen, M. Wraback, S. Yu. Nikiforov, G.S. Cargill III, V. Dierolf, Enhanced room-temperature luminescence efficiency through carrier localization in AlxGai-xN alloys // Appl. Phys. Lett. V. 86, (2005), P. 031916.

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

[17*] A. Kikuchi, M. Yoshizawa, M. Mori, N. Fujita, K. Kushi, H. Sasamoto, K. Ki-shino, Shutter control method for control of A1 contents in AlGaN quasi-ternary compounds grown by RF-MBE // J. Cryst. Growth V. 189/190, (1998), P. 109-113.

Лицензия ЛР № 020593 от 07.08.97

Подписано в печать 14.04.2011. Формат 60x84/16. Печать цифровая. Усл. печ. л. 1,0. Уч.-изд. л. 1,0. Тираж 100. Заказ 7478Ь.

Отпечатано с готового оригинал-макета, предоставленного автором, в Цифровом типографском центре Издательства Политехнического университета. 195251, Санкт-Петербург, Политехническая ул., 29. Тел.: (812) 550-40-14 Тел./факс: (812) 297-57-76

специальность 01.04.10 - физика полупроводников

ДИССЕРТАЦИЯ на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

На правах рукописи

Научный руководитель: кандидат, физ.-мат. наук,

Жмерик В.Н.

Санкт-Петербург

Содержание

Содержание.

Список сокращений.

Введение.

Глава 1 Выращивание III-N слоев и гетероструктур (обзор)

1.1. Свойства нитридов металлов третьей группы.

1.2. Метод молекулярно-пучковой эпитаксии нитридных соединений с плазменной активацией азота.

1.2.1. Особенности реализации МПЭ в случае роста нитридов.

1.2.2. Управление полярностью слоев A3N в случае их роста

МПЭ ПА.

1.2.3. Генерация упругих напряжений в гетероструктурах на основе A3N и основные механизмы их релаксации.

1.2.4. Особенности кинетики роста A3N соединений методом МПЭ ПА.

1.3. МПЭ ПА бинарных соединений A3N.

1.4 МПЭ ПА тройных соединений A3N.

1.5 Особенности релаксации упругих напряжений при росте AlGaN.

1.6 Зависимость ширины запрещенной зоны AlxGaixN от содержания А1.

1.7 Метод цифровых твердых растворов ("digital alloying").

Глава 2 Описание установки молекулярно-пучковой эпитаксии с плазменной активацией азота COMPACT 21Т и методы диагностики.

2.1 Устройство и основные системы установки МПЭ ПА.~

2.2 Методы in situ характеризации роста при МПЭ ПА.

2.3 In situ калибровка потоков.

Глава 3 Кинетика роста слоев в системе (А1, ва^ при молекулярно-пучковой эпитаксии с плазменной активацией 57 азота.:.

3.1 Описание эксперимента.

3.2 Феноменологическая модель роста соединений (А1, при МПЭ ПА.

3.3 Исследования полярности слоев в системе (А1, Оа)Ы выращенных МПЭ ПА.

3.3 МПЭ ПА слоев в системе (А1, Оа^ в различных стехиометрических условиях роста.

3.3.1 Единичные стехиометрические условия роста.

3.3.2 Азот-обогащенные условия роста.

3.3.3 Металл-обогащенные условия роста.

Глава 4 Получение гетероструктур AlGaN для оптоэлеюгроники ультрафиолетового диапазона методом молекулярно-пучковой эпитаксии с плазменной активациеи.

4.1 Структурные исследования гетероструктур АЮаИ.

4.2 Выращивание гетероструктур АЮаЫ с квантовыми ямами методом СДЭ.

4.3 Выращивание легированных примесями п- и р-типа слоев 105 АЮаК.

4.4 Получение источников УФ излучения на основе гетероструктур АЮаК.

Актуальность темы Соединения AlGaN являются прямозонными полупроводниками с шириной запрещенной зоны, непрерывно варьируемой от 3.4 до 6.1 эВ, что позволяет им служить базовым материалом для светоизлучающих и лазерных диодов (СИД и ЛД), а также фотоприемных приборов, работающих в ультрафиолетовой (УФ) области спектра в диапазоне длин волн (А,) от 360 до 210 нм. Твердотельные источники и приемники УФ излучения существенно превосходят по эффективности, габаритам и энергопотреблению традиционные газоразрядные приборы и начинают находить применение в системах УФ воздействия и мониторинга при решении задач материаловедения, медико-биологических исследований и обеспечения безопасности окружающей среды.

За последнее десятилетие в этой области наблюдается значительный прогресс, а спектральный диапазон лучших экспериментальных образцов УФ СИД на основе AlGaN гетероструктур (ГС), выпускаемых несколькими американскими и японскими фирмами, лежит в пределах длин волн А.=210-365 нм [1-3]. Однако, уровень выходной оптической мощности этих диодов (при ^,<300 нм) на постоянном токе не превышает ~5 мВт при квантовой эффективности менее 1% и сроке службы не более нескольких сотен часов. В 2009 году фирмой Hamamatsu Photonics был продемонстрирован УФ-ЛД на основе ГС AlGaN с рекордно минимальной длиной волны излучения 336 нм [4]. Получение меньших значений длин волн стимулированного излучения (вплоть до 214 нм) возможно лишь с помощью оптического возбуждения ГС или объемных слоев AlGaN при относительно высоких значениях пороговой плотности мощности >1 МВт/см2 [5, 6]. Из сравнительного анализа описанных параметров следует, что они существенно уступают показателям приборов видимого диапазона на основе ГС InGaN. Это обусловлено, прежде всего, низким структурным совершенством AlxGai.xN слоев с высоким содержанием А1 (х>0.2) - при росте на стандартных с-А120з подложках типичные плотности прорастающих дислокаций (ПД) в этом материале могут

1П о достигать уровня —10 см' и выше, что более чем на порядок превышает типичные плотности дислокаций в ва!^. Кроме того, отсутствие ярко выраженных эффектов локализации носителей в квантоворазмерных ГС на основе АЮаЫ, наподобие тех, что реализуются в квантовых ямах (КЯ) на основе 1пОа1^5 приводит к относительно низкой эффективности излучательной рекомбинации в них. И, наконец, с увеличением содержания А1 в слоях АЮаЫ их легирование примесями как р, так и п-типа становится все более сложной задачей, а концентрация свободных носителей обоих типов падает.

Одной из основных технологий получения ГС на основе АЮаМ является молекулярно-пучковая эпитаксия с плазменной активацией азота (МПЭ ПА). К достоинствам этой технологии относятся возможность прецизионного контроля эпитаксиального роста и отсутствие паразитных газофазных реакций между потоками ростовых материалов, ведущих к формированию дефектов в слоях. Кроме ' того, присущие МПЭ ПА относительно низкие температуры подложки Г5<800°С при росте эпитаксиальных слоев АЮаИ позволяют создавать наногетероструктуры с резкими интерфейсными границами за счет снижения эффектов поверхностной сегрегации, а отсутствие водородной атмосферы в ростовой камере исключает необходимость высокотемпературного постростового отжига для активации акцепторной примеси в слоях А1хОа1х]Ч:М§. Цель работы заключалась в проведении исследований кинетических и термодинамических особенностей МПЭ ПА широкозонных полупроводниковых соединений АЮаК и наногетероструктур на их основе, а также в комплексном исследовании их структурных, оптических и электрофизических свойств, направленных на разработку воспроизводимой технологии высокоэффективных излучателей спонтанного и стимулированного излучений УФ-диапазона (АКП0-350 нм).

Достижение цели работы потребовало решения следующих основных задач:

1. Исследование условий МПЭ ПА, определяющих полярность соединений А1хСа1хМ во всем диапазоне изменения их состава (х=0-1).

2. Исследование кинетики роста соединений А1хОа1-хК(х=0-1) методом МПЭ ПА при различных полярностях слоев, температурах подложки, соотношениях потоков элементов третьей группы и активированного азота.

3. Исследование влияния упругих напряжений на кинетику роста ГС на основе

А1хОа].хН(х=0-1) при различных стехиометрических условиях во всем диапазоне изменения состава.

4. Разработка методов получения с помощью низкотемпературной (Тз<800°С) технологии МПЭ ПА атомарно-гладких слоев А1хОах ХМ(0001) с точно контролируемым содержанием А1 и наноразмерных ГС с КЯ AlxGai.xNZAlyGai.yN, оптически активными в спектральном диапазоне длин волн 235-350 нм вплоть до комнатной температуры.

5. Разработка способов легирования при МПЭ ПА донорными (81) и акцепторными (М§) примесями твердых растворов А1х0а1.х^0001) в широком диапазоне составов для создания р-п диодов.

6. Разработка технологии роста КЯ AlxGai.xNZAlyGai.yN с заранее заданным спектром излучения и создание на их основе экспериментальных прототипов лазерных и светодиодных ГС, излучающих в УФ диапазоне длин волн 300-350нм.

Научная новизна работы

1. Впервые определены условия МПЭ ПА необходимые для роста слоев AlGaN с различной полярностью во всем диапазоне состава на подложках с-А1203 и темплейтах ва]Ч.

2. Впервые для твердых растворов АЮаИ обнаружено, что слои с металлической полярностью характеризуются более низкой тепловой стойкостью по сравнению с ^полярными слоями.

3. Впервые обнаружено и проанализировано влияние упругих напряжений сжатия на кинетику роста и морфологию поверхности слоев в напряженных гетероструктурах АЮаЫ/АШУс-АЬОз при различных стехиометрических условиях МПЭ ПА.

4. Впервые показано, что металл-обогащенные условия МПЭ ПА предпочтительней для роста слоев А1хСа1,Д<[ (х=0-1) с атомарно-гладкой морфологией поверхности и составом, точно контролируемым с помощью отношения калиброванных потоков атомов А1 и активированного азота: Обнаружен эффект снижения поверхностной подвижности адатомов при повышении содержания А1 в слоях АЮа1Ч, для преодоления которого и обеспечения роста слоев с атомно-гладкой поверхностью необходимо применение существенно более сильно металл-обогащенных условий по сравнению с ростом бинарного ваК.

5. Впервые для МПЭ ПА разработаны технологии начальных стадий роста слоев АЮаК на подложках с-А1203 и буферные ГС, позволяющие снизить распространение прорастающих дислокаций (ПД) в верхние (активные) области ГС до минимальных концентраций винтовых, краевых и смешанных ПД 109, Ю10 и Ю10см"2 соответственно.

6. Впервые с помощью холловских измерений продемонстрировано достижение концентрации свободных дырок /?=2-1018см"3 и 3-Ю17 см"3 в слоях А1хОа].хМ, легированных Mg при МПЭ ПА до концентрации 1020см"3, при содержании А1 в слоях х=0.15 и 0.42, соответственно.

7. Впервые методом субмонослойной дискретной эпитаксии (СДЭ) получены ГС с множественными КЯ AlxGai.xN7AlyGai.yN, которые продемонстрировали относительно яркую ФЛ с минимальной А.=280 нм, электролюминесценцию в диапазоне À,=300-320 нм и лазерное излучение с А.=303 нм при комнатной температуре и пороговой л плотности мощности —800 кВт/см .

Практическая ценность работы

Продемонстрирована применимость разработанных технологических методов и квантоворазмерных ГС для создания экспериментальных прототипов светодиодов и лазеров с оптической накачкой, работающих в спектральной области глубокого УФ при комнатной температуре. На основе полученных результатов возможно проведение прикладных научно-исследовательских и опытно-конструкторских работ.

Научные положения, выносимые на защиту

1. Технология МПЭ ПА позволяет выращивать слои AlxGaixN как с металлической, так и с азотной полярностью во всем диапазоне составов при использовании буферных слоев A1N и GaN, соответственно. Слои AlxGaixN, выращенные на плазменно-нитридизованных подложках с-А1203, имеют азотную полярность при содержании А1 менее 20 мол.% и металлическую полярность при большем содержании А1, что объясняется образованием в последнем случае, как и в случае буфера A1N, двойного адслоя А1, инвертирующего полярность.

2. Упругие напряжения сжатия, возникающие на начальной стадии роста слоев AlGaN на буферном слое A1N, облегчают разрыв связи Ga-N, приводя к дополнительному переиспарению азота. В случае азот-обогащенных условий роста это обуславливает переход к металл-обогащенным условиям, снижение скорости роста и увеличение содержания А1 в слое до достижения им критической толщины, при которой напряжения релаксируют и параметры азот-обогащенного роста, характеризуемого неоднородным распределением А1 и шероховатой морфологией поверхности, восстанавливаются.

3. Для получения слоев AlGaN с атомарно-гладкой морфологией поверхности и однородным распределением А1 вдоль поверхности и по толщине слоя в условиях относительно низких температур МПЭ ПА (700±10°С) необходимо использование Ga-обогащенных условий роста с соотношением потоков, линейно возрастающим в диапазоне 1.2—1.8 за счет повышения потока Ga при увеличении x=FA!/FN от 0 до 0.8. Это приводит к повышению поверхностной подвижности адатомов А1 и гомогенизации квази-жидкой фазы адатомов третьей группы на поверхности твердого раствора AlGaN.

4. Для снижения плотности ПД в ГС AlGaN, выращенных методом МПЭ ПА на подложках с-А1203, более чем на порядок величины (до уровня о 9 1П

10 см" для винтовых и менее 10 см" для краевых и смешанных) за счет развития наклона ПД с последующим их слиянием и аннигиляцией наиболее эффективным является использование комбинации последовательно выращенных низко- и высокотемпературного буферных слоев A1N, обладающих 3D и 2D морфологией соответственно, и короткопериодной напряженной сверхрешетки (СР) AIN/AlGaN с периодом 10 нм, средним содержанием А1 90% и переменной стехиометрией роста слоев, составляющих СР.

5. Квантовые ямы AlxGai.xN/AlyGai.yN (у-х=0.1-Ю.2 при х=0.3^0.6), сформированные методом субмонослойной дискретной эпитаксии (СДЭ) в виде субмонослойных сверхрешеток GaN/AlyGaiyN при неизменных интенсивностях потоков Ga и А1, обладают интенсивной фотолюминесценцией в диапазоне длин волн ^=260-360 нм с энергией локализации носителей 200-500 мэВ и в качестве активной области лазерных ГС демонстрируют рекордно низкую пороговую плотность

•л мощности оптической накачки -800 кВт/см при комнатной температуре на длине волны А,~300 нм.

Материалы диссертационный работы докладывались и обсуждались на Всероссийских и международных конференциях и симпозиумах: 4-й Всероссийской Конференции "Нитриды галлия, индия и алюминия — структуры и приборы" (Санкт-Петербург, Россия, 2005), 14-м Европейском симпозиуме по молекулярно-пучковой эпитаксии (Сьерра-Невада, Nevada, Гранада, Испания, 2007), 15-м Международном симпозиуме «Наноструктуры: физика и технология» (Новосибирск, Россия, 2007), 5-й Всероссийской конференции «Нитриды галлия, индия и алюминия -структуры и приборы» (Москва, Россия, 2007), 6-м Российско-Белорусском симпозиуме (Минск, Беларусь, 2007), VIII Российской конференции по физике полупроводников (Екатеринбург, Россия, 2007), 15-й Международной конференции по молекулярно-пучковой эпитаксии (Ванкувер, Канада, 2009), 8-й Международной конференции по нитридным полупроводникам (Дже-Джу, Корея, 2009), 7-й Всероссийской конференции «Нитриды галлия, индия и алюминия - структуры и приборы» (Москва, Россия, 2010), 18-м Международном симпозиуме «Наноструктуры: физика и технология» (Санкт-Петербург, Россия, 2010), 16-й Международной конференции по молекулярно-пучковой эпитаксии (Берлин, Германия, 2010).

Перечень публикаций, раскрывающих основное содержание диссертационной работы, представлен на стр. 124-126.

Заключение

В ходе диссертационной работы были получены следующие основные результаты.

1. Оптимизированы режимы работы плазменного источника азота. Показано, что изменение ВЧ-мощности в диапазоне от 100 до 250 Вт при постоянных значениях расхода азота 5 нем /мин обеспечивает линейное изменение скорости роста слоев A3N от 0.2 до 0.8 мкм/ч.

2. Определены условия МПЭ ПА, обеспечивающие рост слоев AlGaN с различной полярностью во всем диапазоне составов. В случае роста слоев AlxGaixN на нитридизованных подложках с-А1203 при относительно низких концентрациях А1 (х<0.2) наблюдается рост N-полярных слоев, в то время как при высоких значениях х>0.2 слои имеют металлическую полярность, что было объяснено образованием адслоя А1, инвертирующим полярность. Полярности слоев AlxGaixN(x=0-l) при росте на N- и Ga-полярных буферных слоях GaN и A1N повторяют полярности последних.

3. Показано, что слои AlGaN/GaN/c-Al203 с металлической полярностью характеризуются меньшей температурной стойкостью,по сравнению с N-полярными слоями, что ограничивает температуру их роста в единичных стехиометрических условиях с максимальным встраиванием атомов Ga в диапазоне Ts<710°С, в то время как рост аналогичных N-полярных слоев возможен при Ts<760°С.

4. Обнаружено, что упругие напряжения сжатия, возникающие при росте гетероструктур AlxGa!xN(jc=0-1 )/AlN/c-Al203 ослабляют связь Ga-N, что приводит к уменьшению эффективности встраивания Ga при использовании азот-обогащенных и единичных стехиометрических условий роста (Fy//F^=0.7-1), и, как следствие, к снижению скорости роста слоев AlGaN и возникновению в них градиента состава в направлении роста уже при температурах роста 7V~700°C. Для решения этой проблемы предложено использовать металл-обогащенные условия роста, при которых действие упругих напряжений приводит лишь к изменению концентрации избыточного Ga на поверхности растущего слоя.

5. Представлена диаграмма роста гетероструктур AlxGaixN(x=0-0.8)/AlN/c-А12Оз, определяющая металл-обогащенные условия МПЭ ПА, необходимые для получения слоев AlGaN с атомарно-гладкой морфологией поверхности при температурах подложки в диапазоне

7s=685-715°C за счет достижения высокой поверхностной подвижности адатомов III группы и их однородного распределение в жидкой фазе на поверхности AlGaN, и, как следствие, в самом твердом растворе. Показано, что в практически важном случае при ГЛ=700°С для этого необходимо использование Ga-обогащенных условий с соотношением потоков Fm/FN, практически линейно повышающимися от 1.2 до 1.8 при увеличении содержания алюминия л: от 0 до 0.8.

6. Развиты способы эффективного снижения плотности прорастающих дислокаций при МПЭ ПА ГС AlGaN на C-AI2O3 за счет последовательного использования: (1) низкотемпературного (7s~550°C) 3D зародышевого слоя A1N толщиной 30 нм, выращенного в азот-обогащенных условиях {FAi/F}f~0.8), (2) высокотемпературного (7>~800оС) 2D слоя A1N, выращенного при F^/F^-IA, и (3) короткопериодной (~10 нм) СР 30x(AlN/AlxGai.xN) со средним содержанием А1 90%, растившейся в азот/галлий-обогащенных условиях, соответственно. Показано, что в данной буферной структуре релаксация упругих сжимающих напряжений происходит главным образом за счет отклонения прорастающих дислокаций от направления роста (0001), что приводит к их слиянию и аннигиляции. Это позволяет снизить концентрацию ПД в активной области структур (на расстоянии 1.5 мкм от подложки) до уровня ~109 см"2 для винтовых и менее Ю10 см"2 для краевых и смешанных дислокаций.

7. Разработаны оптимальные условия легирования Mg слоев AlxGaixN до концентрации 10 см", позволяющие достичь концентрации свободных дырок /?=2-1018см"3 и 3-1017 см"3 при содержании А1 в слоях л?=0.15 и 0.42, соответственно, что было подтверждено с помощью холловских измерений.

8. Развит метод субмонослойной дискретной эпитаксии структур с КЯ AlxGai.xN/AlyGa^yN (х менее 0.5, х-у=0.1-0.2), демонстрирующих фотолюминесценцию и электролюминесценцию в УФ диапазонах длин волн А/=260-360 нм и À.=300-320 нм соответственно при комнатной температуре. Данный метод позволил получить оптически накачиваемые лазерные ГС с КЯ AlGaN, излучающие на длине волны А.=303 нм с рекордно низкой пороговой плотностью мощности -800 кВт/см при комнатной температуре.

В заключении мне хочется выразить глубокую признательность тем, без кого данная работа была бы невозможна. Прежде всего, моего научного руководителя Жмерика Валентина Николаевича и руководителя группы молекулярно-пучковой эпитаксии Иванова Сергея Викторовича, а так же всех, чье участие, помощь и поддержка способствовали реализации этой программы исследований и написанию диссертационной работы - моих коллег, без совместных напряженных усилий которых эта работа была бы невозможна: Алексея Семенова, Сергея Сорокина, Татьяну Комиссарову, Алексея Торопова, Татьяну Шубину, Алевтину Копьеву, Антона Лебедева, Якова Терентьева, Бориса Мельцера, Виктора Соловьева, Сергея Трошкова, Марию Яговкину, Аллу Ситникову и других сотрудников лабораторий института. Отдельные слова благодарности заведующему нашей лабораторией Копьеву Петру Сергеевичу за постоянное внимание к работе и поддержку.

117

1. Y. Taniyasu, М. Kasu and Т. Makimoto // An aluminium nitride light-emitting diode with a wavelength of 210 nanometres, Nature, 2006, V. 441, P. 325.

2. H. Hirayama, N. Noguchi, S. Fujikawa, J. Norimatsu, N. Kamata, Т. Takano, K. Tsubaki, 222-282 nm AlGaN and InAlGaN based deep-UV LEDs fabricated on high-quality A1N template // Proc. of SPIE, 2009, N7216, P. 721621-1.

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

4. 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.

5. T. Takano, Y. Narita, A. Horiuchi, H. Kawanishi, Room-temperature deep-ultraviolet lasing at 241.5 nm of AlGaN multiple-quantum-well laser // Appl. Phys. Lett., 2004, V 84, P. 3567.

6. M. Shatalov, M. Gaevski, V. Adivarahan, A. Khan Room-Temperature Stimulated Emission from A1N at 214 nm, Jpn. J. Appl. Phys., 45, LI286(2006).

7. O. Ambacher, Growth and applications of Group Ill-nitrides. // J. Phys. D: Appl. Phys. 1998, V. 31, P. 2653-2710.

8. Ambacher О., Majewski J., Miskys C. et al. Pyroelectric properties of Al(In)GaN/GaN heteroand quantum well structures // J. Phys.: Condens.Matter. 2002, N.14.

9. Grahn H. Т., Ploog К. H. Polarization properties of nonpolar GaN films and (In, Ga)N/GaN multiple quantum wells // Appl. Phys. A. 2004. V. 78.

10. Katzir Sh. The discovery of the Piezoelectric Effect // Arch. Hist. Exact. Sei. 2003. V. 57.

11. Heying В., 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.

12. 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.

13. Wong M. N., S. Rajan, Chu R. M., Palacios Т., Suh C. S., McCarthy L. S., Keller S., Speck J. S., Mushra U. K. N-face high electron mobility transistors with a GaN-spacer Phys. Stat. Sol. A, 2007, V. 204, N. 6, P. 2049.

14. Cho A.Y., Arthur J.R., Molecular beam epitaxy // Progress in solid state chemistry, ed. by G. Somorjaj, J. McCaldin, Pergamon, 1975, V. 10, P. 157-190.

15. Sung Chul Choi, Jong-Hee Kim, Ji Youn Choi, Kang Jae Lee, Kee Young Lim, and Gye Mo Yanga, Al concentration control of epitaxial AlGaN alloys and interface controlof GaN/AlGaN quantum well structures // J. Appl. Phys., 2000, V. 87, P. 172.

16. F. Briones, L. Gonzalez, and A. Ruiz, Atomic layer molecular beam epitaxy (Almbe) of III-V compounds: Growth modes and applications // Appl. Phys. A, 1989, V. 49, P. 729.

17. A.Yoshikawa, K.Xu, Polarity selection process and polarity manipulation of GaN in MOVPE and RF-MBE growth // Thin Soid Films, 2002, V.412, P. 38.

18. Fude Liu, Ramon Collazo, Seiji Mita, Zlatko Sitar, Gerd Duscher, Stephen J. Pennycook, The mechanism for polarity inversion of GaN via a thin A1N layer: Direct experimental evidence // Appl. Phys. Lett., 2007, V. 91, P. 203115.

19. K. Pakua, J. Borysiuk, R. Boz'ek, J.M., Long-range order spontaneous superlattice in AlGaN epilayers // J. Cryst. Growth, 2006, V. 296, P. 191.

20. N. Grandjean, J. Massies, Y. Martinez, P. Vennegues, M. Leroux, M. Laugt. GaN epitaxial growth on sapphire (0001): the role of substrate nitridation. // J.Crystal Growth., 1997, V. 178, P. 220-228.

21. Ki-Sung Kim, Kyoung-Bo Kim, Seon-Hyo Kim. Nitridation mechanism of sapphire and its influence on the growth and properties of GaN overlayers. // J. Cryst. Growth, 2001, V. 233, P. 167-176

22. H. Okumura, K. Balakrishnan, H. Hamaguchi, T. Koizumi, S. Chichibu, H. Nakanishi, T. Nagatomo and S. Yoshida, Analysis of MBE Growth Mode for GaN Epilayers by RHEED // J. Cryst. Growth, 1998, V. 189/190, P. 364.

23. R. Held, D. E. Crawford, A. M. Johnston, A. M. Dabiran and P. I. Cohen, J. Electron. Mater., In Situ Control of GaN Growth by Molecular Beam Epitaxy, 1997, Y. 26, P. 272.

24. R. Held, G. Nowak, B. E. Ishaug, S. M. Seutter, A. Parkhomovsky, A. M. Dabiran, P. I. Cohen, I. Grzegory and S. Porowski, Structure and composition of GaN(OOOl) A and B surfaces // J. Appl. Phys., 1999, V. 85, 7697.

25. 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.

26. E. J. Tarsa, B. Heying, X. H. Wu, P. Fini, S. P. DenBaars and J. S. Speck, Homoepitaxial growth of GaN under Ga-stable and N-stable conditions by plasma-assisted molecular beam epitaxy // J.Appl. Phys., 1997, V. 82, P. 5472.

27. H. Riechert, R. Averbeck, A. Graber, M. Schienle, U. Strauss and H. Tews, in MBE Growth of (In) GaN for LED Applications (Materials Research Society, Boston), 1997, P. 149-159.

28. G. Muía, C. Adelmann, S. Moehl, J. Oullier and B. Daudin, Surfactant effect of gallium during molecular-beam epitaxy of GaN on A1N (0001) // Phys. Rev. B, 2001, V. 64, P. 195406.

29. Zywietz T., Neugebauer J., Scheffler M., Theory of surfaces and interfaces of group Ill-nitrides // Appl. Phys. Lett., 1999, V. 74, P. 1695.

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

31. S. Fernández-Garrido, G. Koblmüller, E. Calleja, J. S. Speck, In situ GaN decomposition analysis by quadrupole mass spectrometry and reflection high-energy electron diffraction // J. Appl. Phys, 2008, V. 104, P. 033541.

32. F.A. Ponce, Microstructure of GaN Epitaxy on Sapphire // Proc. of the International Symposium on Blue Laser and Light Emitting Diodes, Chiba University, Japan, March 1996, P. 225-229.

33. O. Brandt, H. Yang, K.H. Ploog, Surface kinetics of zinc-blende (001) GaN // Phys. Rev. B, 1996, V. 54, P. 4432.

34. Shen X.Q., Ide Т., Cho S.H., Shimizu M., Hara S., and Okumura H., Stability of N- and Ga-polarity GaN surfaces during the growth interruption studied by reflection high-energy electron diffraction // Appl. Phys. Lett, 2000, V. 77, N. 24, P. 4013.

35. Z. A. Munir, A. W. Searcy, Activation energy for the sublimation of gallium nitride // J. Chem. Phys. 42, 1965, V. 42, P. 4223-28

36. Monemar В., Paskov P. P., Bergman J. P., Toropov A. A., Shubina T. V.,Malinauskas Т., Usui A., Recombination dynamics of free and bound excitons in bulk GaN // Phys. Stat. Sol. B, 2008, V. 245, N. 9, P. 1723.

37. F. B. Naranjo, M. A. Sanchez-Garcia, 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.

38. 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.

39. M. Schroeder, D. E. Wolf, Diffusion on strained surfaces //Surf. Sci., 1997, V. 375, P. 129.

40. D. Korakakis, К. F. Ludwig, Jr., and Т. D. Moustakas, Long range order in AlxGai.xN films grown by molecular beam epitaxy // Appl.Phys. Lett., 1997, V. 71, N. 1.

41. E. Iliopoulos and T. D. Moustakas, Growth kinetics of AlGaN films by plasma-assisted molecular-beam epitaxy // Appl. Phys. Lett., 2002, V. 81, P. 295.

42. 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.

43. F. Fedler, R.J. Hauenstein, H. Klausing, D. Mistele, O. Semchinova, J. Aderhold, J. Graul, Strain, morphological, and growth mode changes in AlGaN single layers at high A1N mole fraction // J. Cryst. Growth, 2002, V. 241, P. 535.

44. 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.

45. 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.

46. Yitao Liao, Christos Thomidis, Chen-kai Kao, Theodore. D. Moustakas // Appl. Phys. Lett., 2011, V. 98, P. 081110.

47. 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.

48. 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.

49. Hideki Hirayama, Norimichi Noguchil, Sachie Fujikawa, Jun Norimatsu, Norihiko Kamata, Takayoshi Takano, Kenji Tsubaki, 222-282 nm AlGaN and InAlGaN based deep-UV LEDs fabricated on high-quality A1N template // Proc. of SPIE, 2009, V. 7216, P. 721621-1.

50. S.Yoshida, S. Misava, S.Gonda, Properties of AlxGaixN films prepared by reactive molecular beam epotaxy // J. Appl. Phys., 1982, V. 53, P. 6844.

51. M. Holtz, T. Prokofyeva, M. Seon, K. Copeland, J. Vanbuskirk, S. Williams, S. A. Nikishin, V. Tretyakov, H. Temkin, Composition dependence of the optical phonon energies in hexagonal AlxGaixN, // J. Appl. Phys., 2001, V. 89, P. 12.

52. Smith A. R., Feenstra R. M., Greve D. W., ShinM.-S., Skowronsky M., Neugebauer J., Northrup J. E. Determination of wurtzite GaN lattice polarity based on surface reconstruction // Appl. Phys. Lett., 1998, V. 72, P. 2114.

53. П. С. Копьев, Н. Н. Леденцов, Молекулярно-пучковая эпитаксия2 сгетероструктур на основе соединений А В // ФТП, 1988, Т. 22, Вып. 10, С. 1729-1742.

54. S. Yu. Karpov, Suppression of phase separation in InGaN due to elastic strain // MRS Internet J. Nitride Semicond. Res., 1998, V. 3, P. 16.

55. Polian, A., M. Grimsditch, I. Grzegory, Elastic constants of gallium nitride // J. Appl. Phys., 1996, V. 79, N. 6, P. 3343.

56. Bernardini F, Fiorentini V and Vanderbilt D, Spontaneous polarization and piezoelectric constants of III-V nitrides Phys. Rev. В 56 RIO 024 (1997).

57. Vezian S., Natali F., Semond F., Massies J., From spiral growth to kinetic roughening in molecular-beam epitaxy of GaN.0001 // Phys. Rev. B, 2004, V. 69, P. 125329.