Электронная микроскопия полупроводниковых структур с наноразмерными включениями тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.10 ВАК РФ

^ .о

с ^ у Ъ Российская Академия Наук

\ Физико-технический институт им. А.Ф. Иоффе

На правах рукописи

/(/еШЬ

Мусихин Юрий Геннадьевич

УДК 537.533.35; 621.315.592

ЭЛЕКТРОННАЯ МИКРОСКОПИЯ ПОЛУПРОВОДНИКОВЫХ СТРУКТУР С НАНОРАЗМЕРНЫМИ ВКЛЮЧЕНИЯМИ

Специальность 01.04.10 - физика полупроводников и диэлектриков

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических

наук

Санкт-Петербург 1999 г,

Работа выполнена в Физико-техническом институте им А.Ф. Иоффе РАН

Научный руководитель: кандидат физико-математических наук

Берт Николай Алексеевич

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук

Титков Александр Николаевич

кандидат физико-математических наук Васильев Александр Леонидович

Ведущая организация: Институт аналитического приборостроения РАН,

Г. Санкт-Петербург

Защита состоится '^ " & ^_2000 г. в ^ часов на заседании

специализированного совета № К 003.23.01 при Физико-техническом институте

им. А.Ф. Иоффе РАН по адресу:

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

С диссертацией можно ознакомиться в научной библиотеке ФТИ им А.Ф. Иоффе РАН

Автореферат разослан 1999 г.

Ученый секретарь специализированного совета

кандидат физико-математических наук /Куликов С.Г/

В37У. и?/.£,03

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Диссертационная работа посвящена исследованию полупроводниковых структур, свойства которых определяются наноразмерными включениями, их размером и пространственным распределением методами просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ). Предложен метод оптимизации подготовки образцов для исследования с помощью ПЭМ. Показана связь структурных свойств полупроводниковых слоев с наноразмерными включениями с их физическими, электронными и оптическими свойствами.

Актуальность темы

Развитие полупроводниковой электроники имеет тенденцию к уменьшению размеров приборов и их активных элементов. Создание электронных компонентов все меньшего размера, понижение их размерности также, как надежность и долговечность, устанавливают жесткие требования на материал и структуру прибора. Разработка нового поколения приборов потребовала новых методов получения материалов эпитаксиалыюго роста, например, молекулярно-лучевой эпитаксии (МЛЭ) или эпитаксии из газовой фазы металлоорганических соединений. Новые методы эпитаксии обеспечили наиболее заметный прогресс в создании полупроводниковых материалов твердотельной электроники, особенно на основе гетеропереходов. Геометрические размеры прибора, его внутреннее строение и размерность активных элементов, наряду с его надежностью и долговечностью, являются одними из основных параметров на современном этапе развития электроники.

Создание материалов полупроводниковой электроники требует соответствующих методов характеризации и контроля. При понижении размера, как и при понижении размерности электронных элементов полупроводниковых структур, свойства и характер протекающих процессов определяются как их геометрическим размером, так и пространственным распределением. Оптимизация процессов создания структур с заданными

свойствами требует применения надежных методов получения информации об их размерах и внутреннем строении. Одним из методов, позволяющих извлекать такую информацию, а во многих случаях единственным, является просвечивающая электронная микроскопия (ПЭМ).

Появление электронного микроскопа в 1932 году и использование его в экспериментальной практике имело огромное значение для исследования кристаллических веществ. Очень важным было повышение разрешающей способности и совмещение в одном приборе возможностей высокоразрешающего микроскопа и дифракционного прибора. На современном этапе развития технологии и переходе к наноразмерным структурам, несмотря на дороговизну, сложность и трудоемкость, электронный микроскоп стал незаменимым инструментом. Это тем более актуально, так как по мере развития экспериментальной техники и улучшения конструкции приборов, разработки теории формирования контраста стало возможно получение изображения с атомным разрешением.

Примером полупроводниковых систем, привлекающих большое внимание, свойства которых определяются внутренними наноразмерными включениями, могут служить нестехиометрический СаАэ и структуры с квантовыми точками (КТ). Избыточный мышьяк в матрице ОаАэ, выращенной при низкой температуре (ЬТ-ОаАв), в результате последующего отжига образует систему наноразмерных кластеров. Эта система определяет уникальные свойства этого материала: высокое удельное сопротивление и короткое время жизни неравновесных носителей заряда, что делает перспективным применение ЬТ-СэЛб в полупроводниковой электронике.

На протяжении последних лет развитие физики полупроводниковых систем пониженной размерности, связано с квантовыми проволоками и КТ. Квантовые точки, как предельный случай трехмерного квантования, имеют полностью дискретный спектр энергетических уровней носителей заряда. Реализация подобного рода систем на основе самоорганизации в режиме роста

Странского - Крастанова делает многообещающим их применение в полупроводниковой оптоэлектронике, в частности, в полупроводниковых лазерах. Лазер на квантовых точках, как ожидается, будет иметь одновременно высокое дифференциальное усиление, низкую пороговую плотность тока и высокую температурную стабильность.

Цель работы:

Определение методами ПЭМ структурных особенностей ваАз, выращенного при низкой температуре, и полупроводниковых структур на основе ОаЛз с квантовыми точками и их связи с электрофизическими, оптическими свойствами этих материалов.

Поставленная цель разбивалась на следующие задачи:

Исследование методами ПЭМ дельта - слоев индия в матрице низкотемпературного ОаАэ. Получение основных закономерностей взаимодиффузии 1п и О а в полупроводниковой матрице нестехиометрического ваАэ с большим содержанием вакансий. Исследование структуры двухмерных слоев кластеров мышьяка, возникающих на дельта слоях индия.

Разработка методики определения формы и размеров КТ путем численного моделирования дифракционных изображений и изображений с высоким разрешением (ВРЭМ) и сравнения с экспериментальными электронно-микроскопическими изображениями. Исследование особенностей формирования структур с КТ, зарощепных квантовой ямой, и определение положения энергетических уровней носителей заряда в КТ для различных размеров квантовых точек.

Для достижения поставленных задач предварительно, с целью оптимизации подготовки ПЭМ образцов, были исследованы закономерности образования рельефа поверхности поперечного сечения полупроводниковой гетероструктуры при распылении ускоренными ионами Аг+.

Научная новизна:

Предложена модель образования рельефа на поверхности поперечного сечения полупроводниковой гетероструктуры под воздействием бомбардировки ускоренными ионами Аг+. Предложенная модель хорошо описывает экспериментальные данные.

Установлено, что ростовая поверхность СаАБ, выращенного методом МЛЭ при температуре 200°С, имеет шероховатость величиной 4 монослоя, что отражается на структуре дельта- слоя.

Впервые определены эффективная энергия активации и коэффициенты взаимодиффузии 1п и ва в матрице нестехиометрического ваАэ в температурном диапазоне 500 - 700° С. Показано, что эффективная энергия активации взаимодиффузии в этом случае меньше аналогичной величины для стехиометрического ОаАэ на значение энергии аннигиляции вакансий галлия.

Показано, что преципитаты мышьяка преимущественно формируют двухмерную систему на дельта - слоях 1п, причем эффективная толщина слоя не превышает удвоенного диаметра кластера Лб. Продемонстрирована возможность получения вертикально упорядоченной системы кластеров.

Предложена методика определения реальных размеров и формы квантовых точек по дифракционным электронно-микроскопическим изображениям. Показано, что распределение дифракционного контраста на изображениях, полученных вдоль оси зоны, 1пАб квантовых точек в матрице ОаАэ определяется полями деформации и корректно отражает ориентационные соотношения между КТ и матрицей.

Экспериментально определены энергии локализации энергетических уровней электронов в квантовой точке для различных латеральных размеров точек. Показано, что энергия локализации дырок больше, чем электронов.

Показано, что заращивание ГпАб квантовой точки индий содержащей квантовой ямой приводит к перераспределению 1п в квантовой яме, как следствие взаимодействия квантовых точек и напряженной квантовой ямы.

Основные научные положения, выносимые на защиту

1. Топография поверхности поперечного сечения полупроводниковой гетероструктуры, образующаяся в процессе бомбардировки ионами Аг+ вследствие разницы скоростей распыления составляющих материалов, характеризуется резким подавлением рельефа при превышении угла падения ионов критического значения, зависящего от соотношения скоростей распыления материалов.

2. Ростовая поверхность ваАз, выращиваемого методом молекулярно-лучевой эпитаксии при низкой температуре (~200°С), содержит шероховатости с амплитудой 4 монослоя, что отражается на микроструктуре дельта - слоя индия, представляющего собой набор островков, распределенных по четырем соседним атомным плоскостям, с латеральными размерами, не превышающими 10 нм.

3. Эффективная энергия активации взаимодиффузии 1п и Са в эпитаксиальном слое ОаАБ, выращенном при температуре 200°С, в температурном диапазоне 500-700°С составляет 1.110.3 эВ, что ниже аналогичной величины (1.93 эВ) для стехиометрического арсенида галлия на величину энергии аннигиляции вакансий галлия.

4. Дифракционный контраст на электронно-микроскопическом изображении квантовой точки 1пАэ в матрице ОаАБ, полученном при симметричном освещении вдоль осей зон [010] и [001], определяется в первую очередь распределением поля деформаций и размер этого изображения превышает реальный размер квантовой точки на 20%. При этом распределение дифракционного контраста верно отражает ориентационные соотношения между квантовой точкой и матрицей.

5. Экспериментатъно определенные, на основе анализа данных просвечивающей микроскопии и емкостной спектроскопии, энергии локализации электронов и дырок в квантовых точках 1пАз в матрице

ОаАэ увеличиваются с ростом размера точек, при этом энергия локализации дырок в квантовых точках превышает энергию локализации электронов.

6. Заращивание квантовых точек 1пАз напряженной квантовой ямой ЫЗаАБ или АПпСаАэ вызывает перераспределение индия в яме в области квантовых точек и, как следствие, приводит к эффективному увеличению их размеров.

Практическая ценность:

Предложенная модель объясняет образование рельефа поверхности поперечного сечения полупроводниковой гетероструктуры и позволяет оптимизировать процесс подготовки образцов для ПЭМ исследований. Кроме того, знание изменения закономерностей образования рельефа необходимо в аналитических методах исследований с применением ионов.

Определение морфологии ростовой поверхности позволяет оптимизировать процессы получения структур при низкой температуре. Исследование процессов взаимодиффузии 1п и Оа, структуры слоев кластеров и кинетики преципитации открывает возможность создания структур с пространственно упорядоченным распределением кластеров, которые могут иметь приборное применение.

На основе анализа распределения дифракционного контраста на изображении квантовых точек и определенной зависимости от ориентационных соотношений между основанием КТ и матрицей, а также полученной оценки ошибки измерения разработана методика оценки реальных размеров КТ.

Использование разработанной методики оценки реальных размеров позволяет совместно с данными емкостной спектроскопии определить электронную структуру квантовых точек, а кроме того, корректно интерпретировать и результаты, полученные другими методами исследования.

Обнаруженный эффект перераспределения индия при заращивании КТ квантовой ямой открывает возможность определить условия получения бездислокационных структур с квантовыми точками в квантовой яме с заданными оптическими свойствами. Подобные структуры перспективны в применении в качестве активных элементов в лазерах на квантовых точках с длиной волны генерации в диапазоне 1.3 мкм.

Апробация работы:

Основные результаты работы докладывались:

1) 10th European Congress on Electron Microscopy, Granada, Spain, 1992.

2) 9th International Conference on on Superlattices, Microstructures and Microdevices, Liege, Belgium, 14-19 July 1996.

3) 23rd International Conference on the Physics of Semiconductors, Berlin, Germany, 21-26 July 1996.

4) 23rd International Symposium on Compound Semiconductors, St. Petersburg, Russia, 23-27 Sep.1996.

5) Microscopy of Semiconducting Materials, Oxford, UK, 7-10 April 1997.

6) Workshop on High Performance Electron Devices for Microwave and Optoelectronic Applications, London, 24-25 Nov. 1997.

7) 6th International Symposium "Nanostructures: Physics and Technology", St. Petersburg, Russia, 22-26 June 1998.

8) 11th International Conference on Superlattices, Microstructures and Microdivices, Hurgada, Egypt, 27-31 July 1998.

9) 24th International Symposium on Compound Semiconductors, Jerusalem, Israel, 2-7 August 1998.

10) 1st Symposium on Non-Stoichiometric III-V Compounds,. Erlangen, Germany, 5-7 October 1998.

Публикации по теме диссертации:

Список публикаций по теме диссертации приведен в конце автореферата и содержит 13 работ.

Объем и структура работы:

Диссертация состоит из введения и трех глав, заключения и списка литературы. Общий объем работы содержнт-^Ьтраниц машинописного текста, •^рисунков и^таблиц, список литературы содержит /^^наименований.

ОБЩЕЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Введение:

Во введении обоснована актуальность работы, сформулирована основная цель и поставлены задачи диссертационной работы. Освещена научная новизна и приведены основные положения, выносимые на защиту.

Первая глава (литературный обзор)

Первая глава состоит из четырех разделов. В первом разделе дан обзор методов подготовки образцов для ПЭМ исследований. Подробно рассмотрены все стадии подготовки как в планарной геометрии, так и в геометрии поперечного сечения применительно к полупроводниковым материалам. Особое внимание уделено стадии финишного ионного распыления и ее особенностям, возникающим в процессе проблемам и способам их устранения.

Во втором разделе дан обзор методов формирования электронно-микроскопических изображений, полученных как в режиме амплитудного (дифракционного) контраста, так и в режиме фазового контраста, в частности, режиме высокого разрешения. Особое внимание уделено методике определения ширины слоев в режиме темного поля (ТП) с использованием химически чувствительного рефлекса (200) для материалов со структурой сфалерита. Кроме того, приводится обзор методов по определению толщин слоев

различного состава из ВРЭМ изображений. Обсуждаются методы получения изображения когерентных включений, описаны критерии их визуализации и измерения размеров.

В третьем разделе дан обзор литературы, посвященной современному состоянию исследований ЬТ-ваАз. Большое внимание уделено структурным исследованиям преципитатов мышьяка и их ориентационным соотношениям с матрицей, а также кристаллического совершенства пленки. Кроме того, обсуждается вопрос о механизме формирования полуизолирующих свойств слоя ЬТ-ОаАз. Приводится обзор литературных данных по созданию упорядоченных слоев кластеров мышьяка. Особое внимание уделено процессам диффузии в условиях неравновесного содержания вакансий галлия.

В четвертом разделе приведен обзор литературных данных по исследованию КТ, их формированию, распределению напряжений вокруг и внутри квантовых точек. Особое внимание уделено проблемам выбора оптимальных условий формирования изображений КТ при исследованиях методами электронной микроскопии. Обсуждаются проблемы равновесного состояния массива КТ. Представлены исследования, в основном теоретические, определения энергии локализации электронов. Обсуждается также возможность вариации структуры слоев с целью получения заданных оптических свойств путем изменения ростовых условий или применения постростовой обработки, а также модификации структуры.

Вторая глава. Развитие топографии поверхности поперечного сечения полупроводниковой гетероструктуры под воздействием бомбардировки ускоренными ионами Аг+

2.1. Мотивация

Большинство полупроводниковых приборов основано на применении гетерострукутур. Основным методом исследования пространственного

распределения по толщине полупроводниковой гетероструктуры является исследование поперечных сечений. Для подготовки поперечных сечений, в основном применяется распыление ионами аргона при ускоряющем напряжении 3-5 кВ. Кроме того, бомбардировка ионами аргона применяется в некоторых аналитических методах исследования. Все это делает актуальным исследование возникающей топографии поверхности гетероструктуры под воздействием ионного пучка.

2.2. Теоретическая модель

Развитие топографии поверхности однородного полупроводника вызвано, в основном случайными внутренними неоднородностями. С другой стороны, наличие гетерограницы материалов подложки и эпитаксиального слоя с разной скоростью распыления 85(9) и 5е(0) является постоянно действующим и сильным источником образования рельефа.

Полиноминальная зависимость скорости распыления СаАэ была найдена на основе экспериментальных данных и описана в работе [1]. Эта зависимость характеризуется наличием максимума вт скорости распыления при углах падения 40° - 60°. Большинство полупроводников распыляется как аморфные материалы, поэтому зависимости их скорости распыления от угла падения пучка подобны. Поэтому в условиях, когда материалы имеют небольшое отличие в среднем атомном номере, соотношение скоростей можно записать как:

5,(0) = И, (в). (1)

Стационарное состояние распыляемой поверхности гетероструктуры достигается при условии, что все точки поверхности перемещаются перпендикулярно исходной поверхности с одинаковой скоростью. Для выполнения этого условия материал с меньшей скоростью распыления должен развернуться на угол а с тем, чтобы обеспечить увеличение скорости

травления. Это условие математически может быть записано для ситуации неподвижного образца:

= (2)

со $ (а;

2.3. Численные расчеты

Принимая к< 1, что соответствует распылению эпитаксиальных слоев /\lGaAs, численное решение уравнения (2) позволило получить зависимость угла разворота эпитаксиального слоя а от угла падения пучка ионов. Эта зависимость характеризуется наличием критического угла 0СГ. При угле падения ионов до в„ ситуация характеризуется наличием значительного рельефа на поверхности гетероструктуры, тогда как при углах больших всг происходит его резкое подавление. Кроме того, при Аг—> 1 0„ приближается к 0т и наблюдается общее уменьшение значения угла а.

2.4. Экспериментальные результаты

Эксперимент по распылению гетероструктур с эпитаксиальными слоями Л^Оа^ЛБ для х^ 0.12, 0.27 и 0.60, проведенный на установке Вакегэ 1ЕШ00 для ионов Аг+ при ускоряющем напряжении 5 кВ, показал совпадение полученных результатов с расчетными кривыми для к = 0.81, 0.88, 0.93 соответственно. Численное дифференцирование подгоночных кривых позволило определить критический угол всг как среднюю точку области резкого изменения зависимости угла разворота. Критический угол равен 59°, 62° и 64° для л: = 0.12, 0.27 и 0.60 соответственно.

Третья глава. Исследование ваАз, выращенного методом МЛЭ при низкой температуре

3.1. Мотивация исследований

Одним из полупроводниковых материалов, свойства которого определяются наличием наноразмерных включений, является ОаАэ, выращенный методом молекулярно-пучковой эпитаксией при низкой температуре 150-300°С. Как известно, при таких условиях выращивания происходит захват избыточного мышьяка в эпитаксиальный слой. Дальнейший отжиг при температурах выше 400°С приводит к выпадению избыточного Аб в наноразмерные кластеры. Для управления пространственным распределением системы кластеров было предложено дельта легирование матрицы СаАБ. Изучение природы влияния легирования изовалентным 1п, структуры дельта-слоев 1п и их изменение при отжиге представляется весьма актуальным.

3.2 Структура дельта - индиевых слоев

С помощью применения методов дифракционной микроскопии было показано, что пространственное распределение упорядоченной системы кластеров мышьяка в слое низкотемпературного арсенида галлия, формирование которой происходит после отжига, соответствует пространственному расположению дельта - слоев индия в неотожженном образце. Исследование структуры дельта - слоев индия с помощью микроскопии высокого разрешения показало, что 1п-содержащий слой имеет толщину 4 монослоя (МС) как при осаждении номинального количества 0.5 МС, так и 1 МС. Учитывая, что при температуре роста 200°С диффузия осаждаемых атомов вглубь материала сильно подавлена, этот факт может свидетельствовать, что дельта-слой индия представляет собой островки 1пАб, распределенные по 4-м соседним атомным уровням. Поскольку диффузия 1п в материале при этих температурах пренебрежимо мала, такое распределение

указывает на то, что ростовая поверхность GaAs имеет шероховатости величиной 4 МС.

Исследование отожженных образцов показало, что наряду с образованием кластеров мышьяка вследствие диффузии происходит размытие дельта-слоев индия. Измерение толщины слоев дает возможность получить оценку закона взаимодиффузи 1п и Ga в эпитаксиальном слое низкотемпературного GaAs (LT-GaAs).

3.3. Численное решение уравнения диффузии (коэффициенты взаимодиффузии)

Полагая, что 1п распределен по соседним атомным слоям согласно закону

Гаусса C,„(z) = -A=expí- —], решением стационарного уравнения диффузии V2my ^ 2ег J

для тонких слоев при отсутствии источника будет гауссовское распределение с о y = -J2D1 + ст„ , где о0, üt - дисперсия начального и конечного гауссовского распределений, D - коэффициент диффузии, a t - время отжига. Экспериментальное определение уровня концентрации индия, по которому происходит измерение толщины индий - содержащего слоя, позволило численно решить уравнение и получить коэффициенты взаимодиффузии.

Построение графика зависимости логарифма коэффициента взаимодиффузии 1п и Ga от обратной температуры позволяет определить основные параметры закона взаимодиффузии как

D,n аа = 5ЛхКГпкф(-1.1еКДГ) ст2/с.

Энергия активации диффузии Eq =1.1±0.3 эВ значительно меньше, чем аналогичная величина для стехиометрического GaAs, что может быть объяснено присутствием значительного количества VGa (концентрация

вакансий галлия в ЬТ-ваАБ ~ Ю20 см"3), которые играют важную роль в процессе диффузии.

3.4. Создание двухмерных систем кластеров в полупроводниковых структурах с ЬТ-СаАв

Сравнение процесса взаимодиффузии 1п и ва и кинетику преципитации [2] для двумерной и трехмерной систем преципитатов позволило выбрать оптимальные условия (температуру роста, отжига, расстояние между дельта -слоями) для создания сверхрешетки из кластеров мышьяка.

Четвертая глава. Полупроводниковые системы с квантовыми точками

4.1. Мотивация

Другим из наиболее интенсивно исследуемых объектов, где размер определяет как оптические, так и электронные свойства полупроводниковых структур, являются квантовые точки (КТ). Квантовые точки характеризуются пространственным размерным квантованием по всем трем измерениям, что создает водородоподобное распределение энергетических уровней. Такое распределение, как ожидается, является весьма многообещающим для создания нового поколения полупроводниковых приборов. Как и следовало ожидать, и было показано в ряде теоретических работ, форма и размер квантовых точек определяют их свойства, однако их корректная идентификация как формы, так и размера представляет значительные трудности и обсуждается до настоящего времени.

4.2. Теоретическое моделирование электронно- микроскопических изображений квантовых точек, оценка их размеров и формы

С целью определения основных закономерностей формирования дифракционного контраста на изображениях квантовых точек InAs в матрице GaAs, полученных при симметричном освещении вдоль оси зоны, проведено численное моделирование подобных изображений. Атомная структура пирамидальных КТ с гранями {101}, {111} и {013}, как полных, так и усеченных, была создана с помощью программного пакета CERIUS II фирмы Molecular Dynamic Simulation Inc. Равновесная конфигурация была найдена при проведении процесса релаксации (поиска положений атомов, обеспечивающих минимальную потенциальную энергию системы) на основе встроенного потенциала взаимодействия Univrsal_1.01. Кроме того, также проводилось численное моделирование изображений сферической КТ на основе решения уравнений Хови - Уэлана методом Рунге Кута.

Показано, что распределение дифракционного контраста на изображениях, полученных в планарной геометрии при симметричном освещении вдоль оси зоны, определяется полем деформации квантовой точки, кроме того, верно отражает ориентационные соотношения между основанием квантовой точки и матрицей. Анализ профилей распределения контраста показал, что ширина изображения превышает реальный размер точки не более, чем на 20 %, тогда как ошибка, связанная с отклонением экспериментальных условий и параметров микроскопа, не превышает 3%.

Моделирование изображений в геометрии поперечного сечения пирамидальных КТ показало, что дифракционный контраст имеет линзовидную форму распределения независимо от формы КТ. Кроме того, изображения, полученные вдоль направления [010] предпочтительны для оценки размеров КТ. Отмечено также, что соотношение высоты изображения к длине основания позволяет судить об изменениях формы квантовых точек.

4.3. Экспериментальное определение электронной структуры квантовой точки

Наличие плоскости квантовых точек в однородно легированной матрице приводит к перераспределению заряда в структуре: носители аккумулируются в плоскости КТ, вокруг которой образуется две области пространственного заряда. Плоскость КТ может быть рассмотрена как набор невзаимодействующих центров. Таким образом, поверхностная плотность точек определяет количество энергетических состояний, а разброс по размерам - форму энергетического спектра носителей. Определение поверхностной концентрации и глубины залегания слоя КТ из ПЭМ исследований позволяет сократить количество параметров при численном анализе С-У профилей на основе решения квазистатического уравнения Пуассона. Такой анализ на основе численного моделирования позволяет восстановить положение электронных и дырочных уровней в полупроводниковой системе с квантовыми точками.

Было установлено, что в п- и р- легированных структурах с квантовым точками размером » 9 нм, имеющих гауссову функцию разброса по размерам с дисперсий « 15%, поверхностная плотность точек составляла 5x1010 см"2. Уширение пика фотолюминесценции при аппроксимации с помощью функции Гаусса соответствовало 10%. Анализ С-У характеристик на основе численного решения квазистатического уравнения Пуассона позволило определить положение электронного уровня на 80 мэВ ниже дна зоны проводимости СаАэ и двух дырочных уровней на 100 мэВ и 170 мэВ выше валентной зоны.

При исследовании структур с размерами точек до 16 нм наблюдалось уменьшение полуширины (стандартного отклонения) гауссовой функции разброса по размерам до 10%. Поверхностная плотность точек составляла 3.5x1010 см"2. Спектр фотолюминесценции для этих структур при высокой

степени возбуждения содержал 5 пиков, с полушириной пика рекомбинации на основное состояние 5%. Анализ С-У характеристик на основе полученных данных позволил восстановить положение двух электронных уровней на 60 мэВ и 140 мэВ ниже дна зоны проводимости. Таким образом, экспериментально показано уменьшение энергии локализации электронных состояний при увеличении размера КТ, при этом энергия локализации дырочных состояний больше энергии локализации электронных.

4.4. Полупроводниковые структуры с квантовыми точками в напряженной квантовой яме

Одним из преимуществ использования квантовых точек в качестве активного элемента оптоэлектронных полупроводниковых приборов является возможность широкой вариации оптических свойств за счет изменения структуры. Так, помещение КТ во внешнюю напряженную квантовую яму позволяет значительно расширить длинноволновый предел излучения. При этом кроме размеров квантовой точки на положение пика должны влиять как ширина квантовой ямы, так и концентрация 1п во внешней квантовой яме.

Исследования зависимости структуры от концентрации 1п в квантовой яме показали немонотонный характер изменений. Если при низких концентрациях индия в яме, до 15 мольных процентов, наблюдается незначительное монотонное увеличение размера квантовых точки, тогда как для 20% наблюдается его заметное увеличение. При концентрации 1п более 20 % происходит генерация дефектов в напряженной квантовой яме, что приводит к перераспределению 1п. При этом наблюдается уменьшение размера точек, что приводит к значительному сдвигу пика фотолюминесценции. Таким образом, подобное поведение зависимости размеров КТ от концентрации индия в квантовой яме, наряду с отсутствием значительного изменения их концентрации, позволяет предположить, что происходит перераспределение индия в области квантовой точки. Такое перераспределение индия позволяет

объяснить эффективное увеличение размеров КТ. Следует отметить, что введение в напряженную квантовую яму центров концентрации напряжений в виде квантовых точек понижает энергию порога генерации дефектов, что значительно уменьшает возможность вариации параметров для получения необходимых оптических свойств.

Использование четверной квантовой ямы, вместо тройной, также позволяет получить положение пика фотолюминесценции в диапазоне 1.3 мкм. Было показано, что размер точки в квантовой яме четверного твердого раствора Alo.15Ino.15Gao.7As увеличивается вследствие локального перераспределения 1п вокруг квантовой точки. Такое увеличение размера квантовой точки приводит к длинноволновому сдвигу пика фотолюминесценции от КТ. Кроме того, наблюдается более однородное распределение точек по размерам при увеличении толщины квантовой ямы. Такое изменение размеров также связано с локальными изменениями в распределении 1п. Нежелательным эффектом увеличения толщины квантовой ямы является генерация прорастающих дислокаций. В качестве доказательства локального изменения концентрации 1п в квантовой яме были проведены ПЭМ исследования поперечных сечений структур. Анализ ПЭМ изображений показал изменение контраста в квантовой яме непосредственно над КТ. Сравнение изменения контраста изображения с расчетами контраста от квантовой ямы в зависимости от содержания 1п дают нам право утверждать, что такое изменение связано с изменением концентрации 1п. Известно, что четверные твердые растворы, выращенные при температурах 400-500° С, неустойчивы к спинодалыюму распаду. Однако на изображениях квантовой ямы без КТ не наблюдалось изменения контраста, связанного с перераспределением 1п. Таким образом, можно утверждать, что перераспределение индия непосредственно над квантовой точкой связано с напряжениями, вносимыми КТ в квантовую яму.

Заключение

В заключении подведены основные итоги работы:

1. Разворот поверхности поперечного сечения эпитаксиального слоя гетероструктуры, возникающий при бомбардировке ионами Аг+, зависит от угла падения пучка ионов и характеризуется его резким подавлением при превышении критического угла, зависящего от соотношения скоростей распыляемых материалов.

2. Распыление гетероструктуры Л1хСа,.хЛз/СаА5 с различным содержанием алюминия показало, что ПЭМ образцы могут быть успешно приготовлены при углах значительно меньших, чем обычно применяемые в стандартной процедуре. При этом не наблюдается заметного уменьшения размера прозрачных областей, пригодных для исследоваггий.

3. Дельта-слой индия в матрице ЬТ-ваАз представляет собой индий -содержащий слой толщиной 4 монослоя независимо от номинальной толщины осажденного материала (0.5 и 1 МС). Так как при температуре 200°С диффузия вглубь материла заметно подавлена, то такое распределение свидетельствует, что ростовая поверхность имеет шероховатости величиной 4МС, а дельта - слой представляет собой набор островков, распределенных по четырем соседним атомным плоскостям.

4. При отжиге в диапазоне 500 - 700°С наблюдается заметное уширение дельта-слоев индия вследствие взаимодиффузии 1п и ва. Определены коэффициенты взаимодиффузии фы_с,а ), которые на 2-3 порядка выше аналогичных величин для стехиометрического арсенида галлия. Температурная зависимость коэффициента взаимодиффузии хорошо описывается законом:

=5.1х1СГ12 ехр(-1.1/£Г).

Определена эффективная энергия активации взаимодиффузии (1.110.3) эВ 1п и ва в эпитаксиальном слое ОаАэ, выращенном при температуре 200°С. Полученная величина ниже аналогичной величины для стехиометрического СаАэ (1.9 эВ) на величину энергии аннигиляции вакансий галлия 0.8 эВ.

5. Дифракционный контраст на изображениях квантовых точек 1пАб в матрице СаАэ, полученных вдоль оси зоны [001], в первую очередь определяется распределением деформаций в структуре и корректно отражает ориептационные соотношения между включением и матрицей. Ширина изображения не превышает реальный размер КТ более, чем на 20 %. Изменение отношения «высота-база», измеренное по изображению поперечного сечения образца вдоль оси зоны [010], может служить показателем изменения формы точки.

6. Показана возможность экспериментального определения положения уровней электронов и дырок в квантовых точках 1пАб для различных размеров Энергии локализации электронов соответствуют 80 мэВ для квантовых точек с латеральным размером 9 нм, 60 мэВ и 140 мэВ для -16 нм,

7. Размер КТ, зарощенной квантовой ямой, зависит от концентрации 1п в квантовой яме. Увеличение концентрации приводит, наряду с генерацией дефектов, к локальному перераспределению 1п, что приводит к эффективному увеличению размера точки.

Публикации по теме диссертации:

1. Н.А. Берт, А.О. Косогов, Ю.Г. Мусихин. Формирование рельефа поверхности гетероструктуры АЮаАБДЗаАз при воздействии ионного распыления//Письма в ЖТФ, т.17^ 19-20, с.39-43, 1991.

2. N.A. Bert, A.O. Kosogov, Yu.G. Musikhin. Topography development on the surface of a semiconductor heterostructure under Ar+ ion-beam milling // Appl. Surf. Sci., 72,4, pp.381-392, 1993.

3. N.A. Bert, V.V. Chaldyshev, A.E. Kunitsyn, Yu.G. Musikhin, N.N. Faleev, V.V. Tretyakov, V.V. Preobrazhenskii M.A Putyato. B.R. Semyagin Enhanced arsenic excess in low-temperature grown GaAs due to indium doping. // Appl. Phys. Lett., 70, 23, pp.3146-3148, 1997.

4. P.N. Brounkov, N.N. Faleev, Yu.G. Musikhin, A.A. Suvorova, V.M. Ustinov, A.E. Zhukov, A.Yu. Egorov, V.M. Maximov, A.F. Tsatsulnikov, P.S. Kop'ev,

5.G. Konnikov Capacitance-voltage characterization of electron energy levels in InAs/GaAs quantum dots grown by MBE. // Proceeding of 23rd International Conference on the Physics of Semiconductors. Part2 vol.2 pp.1361-1364, World Scientific, Singapour, 1996

5. P.N. Brounkov, N.N. Faleev, Yu.G. Musikhin, A.A. Suvorova, V.M,. Ustinov, A.E. Zhukov, A.Yu. Egorov, V.M. Maximov, A.F. Tsatsulnikov, N.N. Ledentsov, P.S. Kop'ev, S.G. Konnikov New method for quantitative characterization of ordered QD arrays // Proceeding of 23rd International Symposium on Compound semiconductors, pp.841-846, IOP Publishing Bristol, UK, 1997.

6. N.N. Bert, V.V. Chaldyshev, Yu.G. Musikhin, P. Werner. Features of excess arsenic precipitation in LT-GaAs delta-doped with indium. // Proc. Inter Conf on Microscopy of Semiconducting pp.287-90 IOP Publishing, Bristol, UK, 1997.

7. P.N. Brounkov, A. Plimeni, S.T. Stoddart, M. Henini, L. Eaves, P.C. Main, A.R. Kovsh, Yu.G. Musikhin, S.G. Konnikov, Electronic structure of self-assembled InAs quantum dots in GaAs matrix.// Appl. Phys. Lett, 73, 8, pp.10921094, 1998.

8. H.A. Берт, Ю.Г. Мусихин, B.B. Преображенский, M.A Путято., Б.Р. Семягин, А.А Суворова., В.В Чалдышев., Р Werner., Структура слоев индия в низкотемпературном арсениде галлия и ее изменения при отжиге в интервале температур 500-700Т. // ФТП, т32 N7, с.769-775, 1998.

9. В.В. Чалдышев, Н.А. Берт, А.Е. Куницын, Ю.Г.Мусихин, В.В Преображенский, М.А. Путято, Б.Р. Семягин В.В. Третьяков, Р Werner. Сверхрешетка кластеров мышьяка в арсениде галлия, выращенного молекулярно-лучевой эпитаксией при низкой температуре // ФТП, т32, N 10, с.1161-1164, 1998.

10. М Henini, P.N. Brounkov, A. Polineni, S.T. Stoddart, PC. Main, L Eaves, A.R. Kovsh, Yu.G. Musikhin, S.G. Konnikov // Superlattice and Microstructures 25, 1/2, pp.105-111, 1999.

11. А.Е. Жуков, A.P. Ковш, АЛО Егоров, Н.А. Малеев, В.М. Устинов, Б.Р. Воловик, М.В. Максимов, А.Ф. Цацульников, Н.Н. Леденцов, Ю.М. Шерняков, А.В. Лунев, Ю.Г. Мусихин, П.С. Копьев, Ж.И Алферов. Фото- и электролюминесценция в близи 1.3 мкм структур с квантовыми точками на подложках GaAs. // ФТП, т.ЗЗ, N2, с180-183 1999.

12. N.A. Bert, V.V. Chaldyshev, Yu.G. Musikhin, A.A. Suvorova, V.V. Preobrazhenskii, M.A. Putyato, B.R. Semyagin, P. Werner. In-Ga intermixing in low-temperature grown GaAs delta doped with in. // Appl. Phys. Lett. 74, 10, pp.1442-1444, 1999.

13. P.N. Brounkov, A.R. Kovsh, V.M. Ustinov, Yu.G. Musikhin, N.N Ledentsov, S.G. Konnikov, A. Polimeni, A. Patane, P.C. Maine, L. Eaves, C.M.A. Kapteyn. Emission of electron from the ground and first excited state of self-organized InAs/GaAs quantum dots structure // Journal of Elecronic Materials, 28, 5 pp.486491, 1999.

Литература:

[1] Берт H.A. Погребицкий К.Ю и др. // ЖТФ 62, 4,162,1992.

[2] Chaldyshev, Bert, et all //Mater. Sei. Eng. А 238, 148, 1997.

Введение

Глава 1. Электронная микроскопия полупроводниковых структур

1.1. Подготовка образцов

1.2. Формирование контраста на электронно-микроскопических изображениях

1.3. Измерение толщин слоев и визуализация наноразмерных включений (преципитатов и квантовых точек) 57 1.4 Арсенид галлия, выращенный при низкой температуре методом молекулярно лучевой эпитаксии 62 1.5. Полупроводниковые структуры с квантовыми точками

Глава 2. Развитие топографии поверхности поперечного сечения полупроводниковой гетероструктуры под воздействием бомбардировки ионами Аг+

2.1. Мотивация

2.2. Теоретическая модель

2.3. Численные расчеты

2.4. Экспериментальные результаты распыления гетероструктур

2.5. Выводы

Глава 3. Исследование СаАв, выращенного при низкой температуре. (Дельта легирование 1п, структура 5- слоев 1п, взаимодиффузия 1п и Са)

3.1. Мотивация

3.2. Микроструктура дельта - слоев индия в матрице ваАэ, выращенного при низкой температуре

3.3.Численное решение уравнения диффузии (коэффициенты взаимодиффузии In и Ga в матрице низкотемпературного арсенида галлия)

3.4.Создание двухмерных систем кластеров в полупроводниковых структурах с LT-GaAs

3.5. Выводы

Глава 4. Полупроводниковые системы с квантовыми точками

4.1. Мотивация

4.2.Теоретическое моделирование электронно-микроскопических изображений квантовых точек, оценка размеров и формы.

4.3. Определение электронной структуры квантовых точек

4.4. Квантовые точки в квантовой яме

4.5. Выводы 143 Заключение 147 Список литературы

Вторая половина ХХ-ого века характеризуется заметными успехами в развитии электронных приборов. Значительная часть этого прогресса связана с полупроводниковой технологией. Развитие полупроводниковой технологии и ее приборное применение имеет тенденцию к уменьшению размеров приборов и их активных элементов. Геометрические размеры прибора и размер его внутренних элементов, наряду с его надежностью и долговечностью, являются одним из основных показателей, характеризующих полупроводниковый прибор. Таким образом, создание нового поколения приборов полупроводниковой электроники определяет жесткие требования на материал и структуру прибора.

Одной из наиболее важной областью развития полупроводниковой технологии является создание новых методов получения материалов так называемого эпитаксиального роста. Разработка новых методов эпитаксии, например, молекулярно лучевой эпитаксии (МЛЭ) или эпитаксии из газовой фазы, сделали возможным получение нового класса материалов. Применение этих методов обеспечило наиболее заметный прогресс в создании полупроводниковых приборов на основе гетеропереходов. Самое большое распространение получили приборы на основе гетеропереходов в бинарных полупроводниках А3В5 их тройных и четверных твердых растворах.

Получение новых материалов полупроводниковой электроники требует соответствующих методов характеризации и контроля. Это становится особенно важно при уменьшении размера и понижении размерности активных элементов полупроводниковых структур, так как характер протекающих процессов в этом случае определяется как их геометрическим размером, так и пространственным распределением. Оптимизация процессов создания структур с заданными свойствами требует применения надежных методов получения данных о ее строении, размере и распределении внутренних включений. Одним из методов, позволяющих получать такую информацию, а во многих случаях единственным, является просвечивающая электронная микроскопия (ПЭМ).

Электронная микроскопия существует уже более 60 лет. В 1932 году был построен первый двухлинзовый электронный микроскоп [1]. Появление электронного микроскопа и использование его в экспериментальной практике имело огромное значение для исследования кристаллических веществ, а также в биологических и физико-химических исследованиях. Очень важным было повышение разрешающей способности, по сравнению со световым микроскопом, и совмещение в одном приборе возможностей более высокоразрешающего микроскопа и дифракционного прибора.

По мере развития электронной микроскопии постоянно возрастало использование дифракции электронов, не только как вспомогательного инструмента, но равнозначного с изображением источником информации о структуре объекта, а иногда, и о его составе. С развитием теории формирования контраста на электронно-микроскопическом изображении при взаимодействии электронного пучка с кристаллической пленкой, электронная микроскопия кристаллических веществ окончательно сформировалась как дифракционная микроскопия, где структурный анализ проводится с помощью анализа дифракционного или фазового контраста изображения.

На современном этапе развития технологии и переходе к наноразмерным структурам, несмотря на дороговизну, сложность и трудоемкость, электронный микроскоп стал незаменимым инструментом. Электронная микроскопия дает уникальную возможность прямого наблюдения разного рода дефектов, включений, пластических деформаций, взаимодействия дефектов между собой. Это тем более актуально, так как по мере развития экспериментальной техники и улучшения конструкции приборов, разработки теории формирования контраста стало возможным получение изображения с атомным разрешением.

Примером полупроводниковых систем, привлекающих большое внимание, свойства которых определяются внутренними наноразмерными включениями, служит нестехиометрический арсенид галлия, выращенный при низкой температуре (ЬТ-ОаАз), и полупроводниковые структуры с так называемыми квантовыми точками (КТ), представляющими собой включения узкозонного полупроводникового материала в широкозонной матрице и обеспечивающие трехмерное пространственное квантование энергетических состояний носителей заряда.

Избыточный мышьяк в матрице ОаАз, выращенный методом молекулярно-лучевой эпитаксии при низкой температуре, в результате отжига образует систему наноразмерных кластеров. Такая система кластеров определяет уникальные свойства этого материала такие, как высокое удельное сопротивление и короткое время жизни носителей, что делает перспективным его применение в полупроводниковой электронике в качестве буферных изолирующих слоев или материала быстродействующих транзисторов.

На протяжении последних лет развитие физики полупроводниковых систем пониженной размерности связано с так называемыми квантовыми проволоками и квантовыми точками. Квантовые точки, как предельный случай трехмерного квантования, должны иметь полностью дискретный спектр энергетических уровней. Реализация подобного рода систем на основе самоорганизации делает многообещающим их применение, в частности, в полупроводниковых лазерах. Лазер на квантовых точках, как ожидается, будет иметь одновременно высокое дифференциальное усиление, низкую пороговую плотность тока, и высокую температурную стабильность.

Цель работы

Целью данной работы было: Определение методами ПЭМ структурных особенностей ОаАэ, выращенного при низкой температуре, и полупроводниковых структур на основе ОаАБ с квантовыми точками и их связи с электрофизическими и оптическими свойствами.

Поставленная цель разбивалась на следующие задачи:

Исследование методами ПЭМ 8-слоев индия в матрице низкотемпературного ваАз. Получение основных закономерностей взаимодиффузии 1п и Оа в полупроводниковой матрице нестехиометрического ОаАз с большим содержанием вакансий. Изучение структуры двухмерных слоев кластеров мышьяка, возникающих на дельта -слоях индия.

Разработка методики определения формы и размера КТ путем численного моделирования дифракционных изображений и изображений с высоким разрешением (ВРЭМ) и сравнения их с экспериментальными электронно-микроскопическими изображениями. Исследования особенностей формирования структур с КТ, зарощенных квантовой ямой, и определение энергетических уровней носителей заряда в КТ для различных размеров квантовых точек.

Для достижения поставленных задач предварительно, с целью оптимизации подготовки ПЭМ образцов, были исследованы закономерности образования рельефа на поверхности поперечного сечения полупроводниковой гетероструктуры при распылении ускоренными ионами аргона.

Научная новизна

Предложена модель образования рельефа на поверхности поперечного сечения полупроводниковой гетероструктуры под воздействием бомбардировки ускоренными ионами Аг+. Предложенная модель хорошо описывает экспериментальные данные.

Установлено, что ростовая поверхность ОаАБ, выращенного методом МЛЭ при температуре 200° С, имеет шероховатости поверхности величиной 4 монослоя, что отражается на структуре дельта-слоя.

Впервые определены эффективная энергия активации и коэффициенты взаимодиффузии 1п и йа в матрице нестехиометрического ваАБ в температурном диапазоне 500"700°С.

Показано, что преципитаты мышьяка преимущественно формируют двухмерную систему на дельта- слоях 1п, причем эффективная толщина слоя не превышает удвоенного диаметра кластера Аб. Продемонстрирована возможность получения вертикально упорядоченной системы кластеров.

Предложена методика определения реальных размеров и формы квантовых точек по дифракционным электронно-микроскопическим изображениям. Показано, что распределение дифракционного контраста на изображениях, полученных вдоль оси зоны, 1пАз квантовых точек в матрице ваАБ определяется полями деформации и корректно отражает ориентационные соотношения между КТ и матрицей.

Экспериментально определены энергии локализации энергетических уровней электронов и дырок в квантовой точке для различных латеральных размеров точек. Показано, что энергия локализации дырок больше чем электронов.

Показано, что заращивание ГпАя квантовой точки индий содержащей квантовой ямой приводит к перераспределению индия в квантовой яме в области точки, как следствие взаимодействия квантовой точки и квантовой ямы.

Практическая ценность

Предложенная модель образования рельефа на поверхности поперечного сечения полупроводниковой гетероструктуры позволяет оптимизировать процесс подготовки образцов для ПЭМ исследований. Кроме того, знание закономерностей образования рельефа необходимо в аналитических методах исследований с применением ионов.

Определение морфологии ростовой поверхности позволяет оптимизировать процессы получения структур при низкой температуре. Исследование процессов взаимодиффузии 1п и Оа, структуры слоев кластеров и кинетики преципитатов открывает возможность создания структур с пространственно упорядоченным распределением кластеров, которые могут иметь приборное применение.

На основе анализа распределения дифракционного контраста на изображениях квантовых точек и определенной зависимости от ориентационных соотношений между основанием КТ и матрицей, а так же полученной оценки ошибки измерений разработана методика оценки реальных размеров КТ.

Использование разработанной методики оценки реальных размеров позволяет совместно с данными емкостной спектроскопии определить электронную структуру квантовых точек, а кроме того, корректно интерпретировать результаты, полученные другими методами исследования.

Обнаруженный эффект перераспределения индия при заращивании КТ квантовой ямой открывает возможность определить условия получения бездислокационных структур с квантовыми точками в квантовой яме с заданными оптическими свойствами. Подобные структуры перспективны в применении в качестве активных элементов в лазерах на квантовых точках с длиной волны генерации в диапазоне 1.3 мкм.

Основные научные положения, выносимые на защиту:

1. Топография поверхности поперечного сечения полупроводниковой гетероструктуры, образующаяся в процессе бомбардировки ионами Аг+ вследствие разницы скоростей распыления составляющих материалов, характеризуется резким подавлением рельефа при превышении угла падения ионов критического значения, зависящего от соотношения скоростей распыления материалов.

2. Ростовая поверхность ОаАэ, выращиваемого методом молекулярно -лучевой эпитаксии при низкой температуре (~200°С), содержит шероховатости поверхности с амплитудой 4 монослоя, что отражается на микроструктуре дельта - слоя индия, представляющего собой набор островков, распределенных по четырем соседним атомным плоскостям и имеющих латеральные размеры, не превышающими 10 нм.

3. Эффективная энергия активации взаимодиффузии 1п и йа в эпитаксиальном слое ваАэ, выращенном при температуре 200°С, в температурном диапазоне 500-700°С составляет 1.1 ±0.3 эВ, что ниже аналогичной величины (1.93 эВ) для стехиометрического арсенида галлия на величину энергии аннигиляции вакансий галлия.

4. Дифракционный контраст на электронно-микроскопическом изображении квантовой точки 1пАз в матрице ваАэ, полученном при симметричном освещении вдоль направления осей зон [001] и [010], определяется в первую очередь распределением поля деформаций и размер этого изображения превышает реальный размер квантовой точки на 20%. При этом распределение дифракционного контраста верно отражает ориентационные соотношения между квантовой точкой и матрицей.

5. Экспериментально определенные, на основе анализа данных просвечивающей микроскопии и емкостной спектроскопии, энергии локализации электронов и дырок в квантовых точках 1пАб в матрице

GaAs увеличиваются с ростом размера точек, при этом энергия локализации дырок в квантовых точках превышает энергию локализации электронов.

6. Заращивание квантовых точек InAs напряженной квантовой ямой InGaAs или AlInGaAs вызывает перераспределение индия в квантовой яме в области квантовых точек и, как следствие, приводит к эффективному увеличению их латеральных размеров.

Апробация работы

Основные результаты работы докладывались на следующих конференциях:

1. 10th European Congress on Electron Microscopy, Granada, Spain, 1992.

2. 9th International Conference on Superlattices, Microstructures and Microdevices, Liege, Belgium, 14-19 July 1996.

3. 23rd International Conference on the Physics of Semiconductors, Berlin, Germany, 21-26 July 1996. rd •

4. 23 International Symposium on Compound Semiconductors, St. Petersburg Russia, 23-27 September 1996.

5. 10th International Conference on Microscopy of Semiconducting Materials, Oxford, UK, 7-10 April 1997.

6. Workshop on High Performance Electron Device for Microwave and Optoelectronic Application, London, 24-25November 1997.

7. 6th International Symposium Nanostructures: Physics and Technology, St. Petersburg, Russia, 22-26 June 1998.

8. 11th International Conference on Superlattices, Microstructures and Microdevices, Hurgada, Egypt, 27-31 July 1998.

9. 24th International Symposium on Compound Semiconductors, Jerusalem, Israel, 2-7 August 1998.

10.1st Symposium on Non-Stoichiometric III-V Compounds. Erlangen, Germany 5-7 October 1998.

Основное содержание диссертации опубликовано в следующих работах:

1. Берт H.A., Косогов А.О., Мусихин Ю.Г. Формирование рельефа поверхности гетероструктуры AlGaAs/GaAs при воздействии ионного распыления // Письма в ЖТФ, 17, 19-20, с. 39-43, (1991).

2. Bert N.A., Kosogov А.О., Musikhin Yu.G. Topography development on the surface of a semiconductor heterostructure under Ar+ ion-beam milling // Appl. Surf. Sei. 72, 4, pp.381-392, (1993).

3. Bert N.A., Chaldyshev V.V., Kunitsyn A.E., Musikhin Yu.G., Faleev N.N., Tretyakov V.V., Preobrazhenskii V.V., Putyato M.A., Semyagin B.R., Enhanced arsenic excess in low-temperature grown GaAs due to indium doping. // Appl. Phys. Lett. 70, 23, pp. 3146-3146 (1997).

4. Brunkov P.N., Faleev N.N., Musikhin Yu.G., Suvorova A.A., Ustinov V.M., Zhukov A.E., Egorov A.Yu., Maximov V.M., TsatsulnikovA.F., Kop'ev P.S., Konnikov S.G. Capacitance-voltage characterization of electron energy levels in InAs/GaAs quantum dots grown by MBE. // Proc. of 23rd Intern. Conf. on the Physics of Semiconductors, Part 1, 2, pp. 1361-1364, World Scientific, Singapour, (1996).

5. Brounkov P.N., Faleev N.N., Musikhin Yu.G., Suvorova A.A., Ustinov V.M., Zhukov A.E., Egorov A.Yu., Maximov V.M., TsatsulnikovA.F., Ledentsov N.N., Kop'ev P.S., Konnikov S.G. New method for quantitative characterization of ordered QD arrays. // Proc. of 23rd Intern. Symp. on Compound Semiconductors, pp.841-846, IOP Publishing Bristol, UK (1997). и

6. Bert N.N., Chaldyshev V.V., Musikhin Yu.G., Werner P. Features of excess arsenic precipitation in LT-GaAs delta-doped with indium. // Proc. of 10th Inter. Conf. on Microscopy of Semiconducting Materials, pp.287-290, IOP Publishing, Bristol, UK (1997).

7. Brounkov P.N., Polimeni A., Stoddart S.T., Henini M., Eaves L., Main P.C., Kovsh A.R., Musikhin Yu.G., Konnikov S.G. Electronic structure of self-assembled InAs quantum dots in GaAs matrix. // Appl. Phys. Lett. 73, 8, pp. 1092-1094, (1998).

8. Берт H.A., Мусихин Ю.Г., Преображенский B.B., Путято М.А., Семягин Б.Р., Суворова А.А., Чалдышев В.В., Werner Р. Структура слоев индия в низкотемпературном арсениде галлия и ее изменения при отжиге в интервале температур 500-700°С. // ФТП, 32, 7, с.769-774, (1998).

9. Чалдышев В.В., Берт Н.А., Куницын А.Е., Мусихин Ю.Г., Преображенский В.В., Путято М.А., Семягин Б.Р., Третьяков В.В., Werner Р. Сверхрешетка кластеров мышьяка в арсениде галлия, выращенного молекулярно-лучевой эпитаксией при низкой температуре // ФТП, 32, 10, с.1161-1164, (1998).

10.Henini М., Brounkov P.N., Polineni A., Stoddart S.T., Main Р.С., Eaves L., Kovsh A.R., Musikhin Yu.G., Konnikov S.G. Electron and hole levels of InAs quantum dots in a GaAs matrix. // Superlattices and Microstructures 25, 1/2, pp. 105-111 (1999).

П.Жуков A.E., Ковш A.P., Егоров А.Ю., Малеев Н.А., Устинов В.М., Воловик Б.Р., Максимов М.В., Цацульников А.Ф., Леденцов Н.Н., Шерняков Ю.М., Лунев А.В., Мусихин Ю.Г., Копьев П.С., Алферов Ж.И. Фото- и электролюминесценция вблизи 1.3 мкм структур с квантовыми точками на подложках GaAs. // ФТП, 32, 2, с. 180-183, (1999).

12.BertN.A., Chaldyshev V.V., Musikhin Yu.G., Suvorova A.A., Preobrazhenskii V.V., Putyato M.A., Semyagin B.R., Werner P. In-Ga intermixing in lowtemperature grown GaAs delta doped with In. // Appl. Phys. Lett. 74, 10, 8, pp.l442-1444, (1999). 13. Brounkov P.N., Kovsh A.R., Ustinov V.M., Musikhin Yu.G., Ledentsov N.N., Konnikov S.G., Polimeni A., Patane A., Maine P.C., Eaves L., Kapteyn C.M.A., Emission of electron from the ground and first excited state of self-organized InAs/GaAs quantum dots structure // J. Electron. Mater. 28, 5, (1999).

Диссертация состоит из введения, четырех глав, заключения и списка литературы.

4.5. Выводы

Моделирование электронно-микроскопических изображений показало что:

1. Дифракционный контраст на изображениях квантовых точек в первую очередь определяется распределением напряжений в структуре и корректно отражает ориентационные соотношения между включением и матрицей. Измерение размеров по изображениям, полученным в планарной геометрии в многолучевых условиях, с поправочным коэффициентом 0.8 имеет отклонение от реального размера не более 2-3%, определяемое отклонением параметров микроскопа. Изменение отношения «высота-база», измеренное по изображению поперечного сечения образца может служить показателем изменения формы точки.

8 10 12 14 16 18 20 22 24 размер, нм

20 18 16 144 12 10 8 642 й

Г—1-"I' "I1".I. б 8 10 12 14 16 18

20 22 24 размер, нм

Рис.4.15. Электронно-микроскопические изображения КТ в квантовой яме Alo.15Ino.15 Оао.уАз, полученные в многолучевых условиях в планарной геометрии: а) для толщины квантовой ямы 4 нм и б) для толщины квантовой ямы 8 нм, а также соответствующие гистограммы распределения по размерам

1,0 -Т-*--1-1-1-1-1-1-1-1-1

0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 концентрация 1п (х)

Рис.4.17. Зависимость контраста темнопольного изображения в рефлексе (200) для слоя А1с1пхОа1с.хА8, изменение зависимости представлено для изменения концентрации алюминия от 0 до 15 мол. % с шагом 3%

Анализ данных просвечивающей микроскопии и емкостной спектроскопии показал:

2 Возможность определения положения уровней электронов и дырок в квантовых точках 1пАз как функции их размера. Энергия локализации электронов соответствует 80 мэВ для квантовых точек с латеральным размером 9 нм и 60 мэВ и 140 мэВ для квантовых точек с латеральным размером 16 нм

Электронно-микроскопические исследования полупроводниковых структур с квантовыми точками, зарощенными напряженной квантовой ямой, показали, что:

3. Размер квантовой точки зависит от концентрации 1п во внешней квантовой яме. Увеличение концентрации приводит, наряду с генерацией дефектов, к локальному перераспределению 1п. Установлено, что квантовая точка ведет к изменению концентрации 1п в квантовой яме четверного твердого раствора АПпОаАБ.

Заключение

Исследование развития топографии поверхности поперечного сечения гетероструктуры вследствие разницы скоростей распыления материалов составляющих структуру под воздействием ускоренных ионов Аг+ с энергией 4 кэВ показало что:

1. Разворот поверхности эпитаксиального слоя полупроводниковой гетероструктуры, возникающий при бомбардировке ионами Аг+, зависит от угла падения пучка ионов и характеризуется его резким подавлением при превышении критического угла, зависящего от соотношения скоростей.

2. Распыление гетероструктуры А1хОа1.хА8/ОаА8 с различным содержанием алюминия показали, что ПЭМ образцы могут быть успешно приготовлены при угла значительно меньших чем обычно применяемые в стандартной процедуре. При этом не наблюдается заметного уменьшения размера прозрачных областей, пригодных для исследований.

В результате электронно-микроскопических исследований, применяя методы высокоразрешающей микроскопии, дельта-слоев индия в матрице ЬТ-ОаАэ было установлено, что:

3. Дельта-слой индия в матрице ЬТ-ваАБ представляет собой индий содержащий слой, распределенный по четырем соседним атомным плоскостям независимо от номинальной толщины осажденного материала (0.5 и 1 МС). Так как при температуре 200°С диффузия материала заметно подавлена, то такое распределение свидетельствует, что ростовая поверхность имеет шероховатость величиной 4 МС, а дельта - слой представляет собой набор островков 1пАб, распределенных по четырем соседним атомным плоскостям.

4. При отжиге в диапазоне 500°С - 700°С наблюдается заметное уширение дельта - слоев индия вследствие взаимодиффузии 1п и Оа. Определены коэффициенты взаимодиффузии (р1п Са), которые на 2-3 порядка выше аналогичных величин для стехиометрического арсенида галлия. Температурная зависимость коэффициента взаимодиффузии хорошо описывается законом:

Сй=5.1х10-12ехр(-1.08/кТ).

Определена эффективная энергия активации взаимодиффузии (1.1 ±0.3) эВ 1п и ва в эпитаксиальном слое ваАэ, выращенном при температуре 200°С. Полученная величина значительно ниже аналогичной величины для стехиометрического ОаАэ (1.9 эВ) на величину энергии аннигиляции вакансий галлия 0.8 эВ.

Моделирование электронно-микроскопических изображений показало что:

5. Дифракционный контраст на изображениях квантовых точек 1пАз в матрице ОаАБ, поученных вдоль оси зоны [001] в первую очередь определяется распределением деформаций в структуре и корректно отражает ориентационные соотношения между включением и матрицей. Ширина изображения не превышает реалтные размеры КТ более, чем на 20%. Изменение отношения «высота-база» измеренное по изображению поперечного сечения образца, полученных вдоль оси зоны [010], может служить показателем изменения формы точки.

Анализ данных просвечивающей микроскопии и емкостной спектороскопии показал:

6. Показана возможность экспериментального определения положения уровней электронов и дырок в квантовых точках 1пАб в матрице ОаАБ для различных латеральных размеров. Энергия локализации электронов соответствуют 80 мэВ для квантовых точек с латеральным размером 9 нм и 60 мэВ и 140 мэВ для-16 нм

Электронно-микроскопические исследования полупроводниковых структур с квантовыми точками зарощенными напряженной квантовой ямой, показали что:

7. Размера квантовой точки, зарощенной квантовой ямой, зависит от концентрации 1п в квантовой яме. Увеличение концентрации приводит, наряду с генерацией дефектов, к локальному перераспределению 1п, что приводит к эффективному увеличению латерального размера квантовой точки.

1. Knoll М., Ruska Е. Beitrag zur geometrishen Elecronenoptic // Ann. d Phys., 12, 1, pp.607-640, (1932).

2. Hirsch P.B., Howie A., Nicholson R.B., Pashley D.W. and Wheland M.J. Electron microscopy of thin crystals // "Butterworths", London, (1965) русский переод Электронная микроскопия тонких кристаллов. под ред. Утевского Л.М., «Мир», Москва, (1968).

3. Thompson-Russell К.С., and Edington J.W. Electron microscope specimen preparation techniques in material science in Practical electron microscopy in material science. Vol. 5. // "Philips Electronic Inst., Inc." Eindhoven, (1977).

4. Glauert A.M. Thin foil preparation for electron microscopy in Practical methods in electron microscopy. Vol.11, Part 1. // "Elsevier Science Publ Co", New York (1985).

5. Specimen Preparation for ТЕМ materials Eds. Bravman J.C., Anderson R. and McDonald M.L. // MRS Symposia Proceedings Vol. 115, Materials Res. Soc., Pittsburgh PA (1988).

6. Bonne Т., Nakachara S. A Technique for preparing ТЕМ specimens using cleavage // MRS Symposia Proceedings 115, pp.861-867, Materials Res. Soc., Pittsburgh PA (1988).

7. Heterington C.J.C. Preparation of semiconductor cross- section by cleaving // MRS Symposia Proceedings, 115, pp. 143-148, Materials Res. Soc., Pittsburgh PA (1988).

8. McCaffery J.P. Small-angle cleavage of semiconductors for transmission electron microscopy. // Ultramicroscopy, 38, 2, ppl49-157 (1991).

9. Cole M.W., Flemish J.R. Rapid plan view fabrication of semiconductor ТЕМ samples for interface strain and grain size analysis. // MRS Symposia Proceedings, pp. 233-238. Materials Res. Soc., Pittsburgh, PA, (1992).

10. Chu S.N.G., Sheng T.T. TEM cross section sample preparation technique for III-V compound semiconductor device materials by chemical thinning. // J. Electrochem. Soc., 131, 11, pp.2663-2667, (1984).

11. Abrahams M.S,. Buiocchi C.J. Cross-sectional specimens for transmission electron microscopy. // J. Appl. Phys., 45, 8, pp.3315-3316, (1974).

12. Dobisz E.A., Grainghead H.G., Beabe E.D., Levkoft J. Lithographic fabrication of transmission electron microscopy cross sections in III-V materials // J. Vac. Sci. Technol. B, 4, 4, pp.850-852, (1986).

13. Boone N. A simple method for depositing thin films on the surface of transmission electron microscope specimens. // Ultramicroscopy, 14, 4, pp.3 59362, (1984).

14. Suematsu H., Bando Y., Mitomo M. Plasma etching of TEM samples for observing grain boundaries in silicon nitride. // J. Electron Microsc., 44, 3, pp. 159-164, (1995).

15. Tanaka S., Fujii H., Hibino M. Photochemical etching technique for preparing high quality TEM samples of n-type compound semiconductors. // J. Electron. Microsc., 46, 2, pp.129-133, (1997).

16. Castaing R. Sample preparation by ion milling // Review Mat., 52, p.669, (1955).

17. Sheng T.T., Marcus R.B. Advances in transmission electron microscope techniques applied to device failure analysis. // J. Electrochem. Soc., 127, 3, pp.737-743, (1980).

18. Garulli A., Armigliato A., Vanzi M. Preparation of cross-sections of silicon specimens for transmission electron microscopy // J. Microsc. Spectroscop., 10, 2, pp.135-144+1, (1985).

19. Casey J.D.Jr., Doyle A.F., Lee R.G., Stewart D.K., Zimmermann H. Gasassisted etching with focused ion beam technology. // Microelectr. Engin., 24, 1-4, pp.43-50, (1994).

20. Schraub D.M., Rai R.S. Specific site cross-sectional sample preparation using focused ion beam for transmission electron microscopy 1С applications. // Progress in Cryst.Grow., 36, 1-2, pp.99-122, (1998).

21. Sputtering by particle bombardment. Edt. Behrish R. // "Springer-Verlag", Berlin (1983) перевод Распыление твердых тел. под ред. Молчанова В.А. // «Мир» Москва (1986).

22. McCaffrey J.P., Sproule G.I. Sargent R. Improving transmission electron microscopy characterization of semiconductors by minimizing sample preparation artifacts. // Can. J. Phys., 70, 10-11, pp.875-880, (1992).

23. Brown P.D., Humphreys C.J. Electron microscopy, electrical activity, artefacts and the assessment of semiconductor epitaxial growth. // MRS Symposia Proceedings, pp.207-224 Warrendale, PA, (1998).

24. Zalm P.C., Beckers L.J., Sanders F.H.M. On the role of physical sputtering in reactive ion beam etching. // Nucl. Instr., 209-210, pt.l, 1-15, pp.561-565, (1983).

25. Bulle-Lieuwma C.W.T., Zalm P.C. Suppression of surface topography development in ion-milling of semiconductors // Surf. Interface Analysis, 10, 4, pp.210-215, (1987).

26. Barna A., Barna P.B., Zalar A. Ion beam induced roughness and its effect in AES depth profiling of multilayer Ni/Cr thin films. // Surf. Interface Analysis, 12, 1-12, pp. 144-150(1988).

27. Barna A., Barna P.B., Zalar A. Analysis of the development of large area surface topography during ion etching. // Vacuum, 40, 1-2, pp.115-120 (1990).

28. Chew N.G., Cullis A.G. The preparation of transmission electron microscope specimens from compound semiconductors by ion milling. // Ultramicroscopy, 23,2, pp.175-198, (1987).

29. Pecheur D., Motta A.T., Lemaignan C. Amorphization during sample preparation by ion milling // J. Nucl. Mat., 195, 1-2, pp.221-227, (1992).

30. Schuhrke T., Mandl M., Zweck J., Hoffman H. Investigation of surface amorphization of silicon wafers during ion-milling. // Ultramicroscopy, 41,4, pp.429-433, (1992).

31. Wei-Xi Chen, Walpita L.M., Sun C.C., Chang W.S.C. Ion beam etching of InGaAs, InP, GaAs, Si, and Ge. // J. Vac. Sci. Technol. B, 4, 3, pp.701-715, (1986).

32. Bollinger L.D. Ion beam etching with reactive gases. // Sol. Stat. Technol., 26, l,pp.99-108, (1983).

33. Pang S.W., Ratman D.D., Silversmith D.J., DeGraff P.D. Damage induced in Si by ion milling or reactive ion etching. // J. Appl. Phys., 54, 6, pp.3272-3277, (1983).

34. Chew N.G., Cullis A.G. Iodine ion milling of indium-containing compound semiconductors // Appl. Phys. Lett., 44, 1, pp. 142-144, (1984).

35. Reimer L. Transmission electron microscopy. Physics of image formation and microanalysis. // "Springer-Verlag", Berlin, West Germany. (1983).

36. Edington J.W. Interpretation of transmission electron micrographs. // "Macmillan", London, (1975).

37. High-resolution transmission electron microscopy and assotiated techniques. Edt. Buseck P.R // "Oxford University Press", Oxford, New York, (1988).

38. Humphreys C.J. The scattering of fast electrons by crystals. // Reports on Progress in Physics, 42, 11, pp. 1825-1887, (1979).

39. Ichinose H., Ishida Y., Furuta T., Sakaki H. Lattice imaging analysis of GaAs/AlAs superlattice interface by (100) ilumination // J. of Electron Microscopy, 36, 3, pp.82-89, (1987).

40. Self P.G., O'Keefe M.A., Buseck P.R., Spargo A.E.C. Practical computation of amplitudes and phase in electron diffraction. // Ultramicroscopy, 11, 1, pp.35-52,(1983).

41. Modern diffraction and imaging techniques in material science Edt Amelinckx S; Gevers R., Renaut G., Van Landuyt J. // "North-Holland", Amsterdam, Netherlands, (1970)

42. Amelinckx S., van Dyck D., van Landuyt J., Van Tendeloo G. Handbook of microscopy. Applications in materials science, solid-state physics and chemistry. Applications. // "VCH Verlagsges.", Weinheim, Germany (1997)

43. Jouffrey B., Taupin D. On the valid of column approximation in electron microscopy//Phil. Mag, 16, 142, pp703-715, (1967).

44. Вайнштейн Б.К. Электронная микроскопия высокого разрешения // УФН, 152, 1, стр.75-122, (1987).

45. Spense J.C.H Experimental high-resolution electron microscopy // "Clarendon Press", Oxford UK (1981). Русский перевод: «Экспериментальная электронная микроскопия высокого разрешения» под ред. Рожанского В.Н. «Наука», Москва (1986).

46. Electron Diffraction Techniques Edt. Cowley J.M. // "North-Holland", Amsterdam Holland (1992).

47. Stadelmann P.A. EMS-a software package for electron diffraction analysis and HREM image simulation in materials science. // Ultramicroscopy, 21, 2, pp. 131-145. (1987).

48. Self P.G., O'Keefe M.A., Buseck P.R., Spargo A.E.C. Practical computation of amplitudes and phase in electron diffraction. // Ultramicroscopy, 11, 1, pp.3552, (1983).

49. Petroff P.M. Transmission electron microscopy of interfaces in III-V compound semiconductors. // J. Vac. Sci. Technol., 14, 4, pp.973-8. (1977).

50. Bithell E.G., Stobbs W.M. Composition determination in the GaAs/(Al, Ga)As system using contrast in dark-field transmission electron microscope images. // Phil. Mag. A, 60, 1, pp.39-62, (1989).

51. Bithell E.G., Stobbs W.M. III-V ternary semiconductor heterostructures: the choice of an appropriate compositional analysis technique. // J. Appl. Phys., 69, 4, pp.2149-2155, (1991).

52. McCaffrey JP., Wasilewski Z.R., Robertson M.D., Corbett J.M. Measurement of indium segregation in strained InxGai.xAs/GaAs quantum wells by transmission electron microscopy. // Phil. Mag. A, 75, 3, pp.803-21, (1997).

53. Kakibayashi H., Nagata F., Ono Y. Observation of fine compositional fluctuation in GaAs/AlxGaixAs superstructure using composition analysis by thickness-fringe (CAT) method. // Jap. J. Appl. Phys., Part 1 26, 5, pp.770-771. (1987).

54. Kakibayashi H., Nagata F. Composition analysis method of superstructure using equal thickness fringe. // J. Jap. Cryst. Soc., 31, 3, pp. 136-143. (1989).

55. Bangert U., Charsley P Effects of strain on the electron diffraction contrast at III-V compound heterostructure interfaces. // Phil. Mag. A, 59, 3, pp.629-643 (1989).

56. Берт H.A., Конников С.Г., Косогов A.O., Мусихин Ю.Г., Демеш О.В., Макулов. В.Б. Исследование гетероструктур А3В5 методом темного поля в рефлексе (200). // Приборы и техника эксперимента, 35, 1, стр. 177-182. (1992).

57. Cerva Н. Transmission electron microscopy of heteroepitaxial layer structure // Appl. Surf. Sci., 50, 1-4, pp. 19-27, (1991).

58. Cerva H., Oppolzer H. Characterisation of heteroepitaxial compound semiconductor layers and superlattices using transmission electron microscopy. // Progress in Cryst. Grow., 20, 3, pp.231-261. (1990).

59. Rosenauer A., Fischer U., Gerthsen D., Forster A. Composition evaluation by lattice fringe analysis. // Ultramicroscopy, 72, 3-4, pp.121-133, (1998).

60. Rosenauer A., Gerthsen D. Composition evaluation by the lattice fringe analysis method using defocus series. // Ultramicroscopy, 76, 1-2, pp.49-60. (1999).

61. Glaisher R.W., Spargo A.E.C., Aspects of HREM of tetrahedral semiconductors. //Ultramicroscopy, 18, 1-4, pp.323-334. (1985).

62. Glaisher R.W., Spargo A.E.C., Smith DJ. A theoretical analysis of HREM imaging for (110) tetrahedral semiconductors. // Ultramicroscopy, vol.27, no.l, pp.19-34. (1989).

63. Glaisher R.W., Spargo A.E.C., Smith D.J. A systematic analysis of HREM imaging of sphalerite semiconductors.// Ultramicroscopy, 27, 2, pp. 131-150, (1989).

64. Thoma S., Cerva H. The influence of nonlinear interference processes on the HREM contrast of AlGaAs in (100) projection. // Ultramicroscopy, 35, 2, pp.77-97, (1991).

65. Suzuki Y., Okamoto H. Transmission electron microscope observation of lattice image of AlxGaixAs-AlyGai.yAs superlattices with high contrast. // J. Appl. Phys., 58, 9, pp.3456-3462, (1985).

66. Thoma S., Cerva H. New methods for qualitative and quantitative analysis of the GaAs/AlGaAs interface by high-resolution electron microscopy. // Ultramicroscopy, 38, 3-4, pp.265-289, (1991).

67. Thoma S., Cerva H. Comparison of the information content in (110)- and (100)-projected high-resolution transmission electron microscope images for the quantitative analysis of AlAs/GaAs interfaces. // Ultramicroscopy, 53, 1, pp.37-51.(1994).

68. Hytch M.J., Snoeck E., Kilaas R. Quantitative measurement of displacement and strain fields from HREM micrographs. // Ultramicroscopy, 74, 3, pp.131-146,(1998).

69. Rosenauer A., Remmele T., Gerthsen D., Tillmann K., Foerster A. Atomic scale strain measurements by the digital analysis of transmission electron microscopic lattice images. // Optik, 105, 3, pp.99-107, (1997).

70. Ashby M.F., Brown L.M. Diffraction contrast from spherically symmetrical cpherency strain // Phil. Mag., 8, 93, ppl083-l 103 (1963).

71. Ashby M.F., Brown L.M. On diffraction contrast from inclusion // Phil. Mag., 8,94, ppl629-1676 (1963).

72. Lepskii D Electron diffraction contrast of small coherent particles. I. Ellipsoidal inclusion in an isotropic matrix. // Phys. Stat. Sol. (a), 23, 2, pp.543-554. (1974).

73. Lepski D. Electron diffraction contrast of small coherent particles. II. Spherical inclusion in a cubic crystal. // Phys. Stat. Sol. (a), 24, 1, pp.99-108, (1974).

74. Sass S.L., Mura T., Cohen J.B. Diffraction contras from non-spherical distortion in practical cuboidal inclusion. // Phil. Mag., 16, 142, pp.679-690, (1967).

75. Chik K.P., Willkens M., Ruhle M., // Phys. Stat. Sol., 23, 1, pp.113-108, (1967).

76. Matsumura S., Toyohara M., Tomokiyo Y. Strain contrast of coherent precipitates in bright-field images under zone axis incidence. // Phil. Mag. A, 62, 6, pp.653-670, (1990).

77. Haider F. Calculation of TEM contrast of small coherent precipitates. // Phys. Stat. Sol. (a), 111, 1, 16pp.71-79, (1989).

78. Benabbas T., Francois P., Androussi Y., Lefebvre A. Stress relaxation in highly strained InAs/GaAs structures as studied by finite element analysis and transmission electron microscopy. // J. Appl. Phys., 80, 5, pp.2763-2767, (1996).

79. Grundmann M., Stier O., Bimberg D. InAs/GaAs pyramidal quantum dots: strain distribution, optical phonons, and electronic structure. // Phys. Rev. B, 52, 16, pp.11969-11981, (1995).

80. Cusack M.A., Briddon P.R., Jaros M. Electronic structure of InAs/GaAs self-assembled quantum dots. // Phys. Rev. B, 54, 4, pp.R2300-2303, (1996).

81. Ruvimov S., Scheerschmidt K. TEM/HREM visualization of nm-scale coherent InAs islands (quantum dots) in a GaAs matrix. // Phys. Stat. Sol. A, 150, 1, pp.471-478 (1995).

82. Liao X.Z., Zou J., Duan X.F., Cockayne D.J.H., Leon R., Lobo C. Transmission-electron microscopy study of the shape of buried InxGai xAs/GaAs quantum dots. // Phys. Rev. B, 58, 8, pp.R4235-4237. (1998).

83. Smith F.W., Chen C.L., Turner G.W., Finn M.C., Mahoney L.J., Manfra M.J., Calawa A.R. Sidegating reduction for GaAs integrated circuits by using a newbuffer layer. // Proceedings of International Electron Devices Meeting, pp.838841. New York (1988).

84. Smith F.W., Le H.Q., Diadiuk V., Hollis M.A., Calawa A.R., Gupta S, Frankel M., Dykaar D.R., Mourou G.A., Hsiang T.Y. Picosecond GaAs-based photoconductive optoelectronic detectors. // Appl. Phys. Lett., 54, 10, pp.890892, (1989).

85. Kaminska M., Liliental-Weber Z, Weber E.R., George T., Kortright J.B., Smith F.W., Tsaur B-Y., Calawa A.R Structural properties of As-rich GaAs grown by molecular beam epitaxy at low temperatures. // Appl. Phys. Lett., 54, 19, pp.1881-1883, (1989).

86. Chen Y., Williamson S., Brock T., Smith F.W., Calawa A.R, Multi-hundred gigahertz photodetector development using LT GaAs. // MRS Proceedings, 241, pp.227-32. Pittsburgh, (1992).

87. Mahalingam K., Otsuka N, Melloch M.R, Woodall J.M, Warren A.C. Substrate temperature dependence of arsenic precipitate formation in AlGaAs and GaAs. // J. Vac. Sci. Technol. B, 9, 4, pp.2328-2332 (1991).

88. Cheng T.M, Chin A, Chang C.Y., Huang M.F, Hsieh K.Y, Huang J.H. Strong accumulation of As precipitates in low temperature InGaAs quantum wells grown by molecular beam epitaxy. // Appl. Phys. Lett, 64, 12, pp. 1546-8, (1994).

89. Liliental-Weber Z. Crystal structure of LTGaAs layers before and after annealing. // MRS Proceedings, 241, pp.101-112, (1992).

90. Liliental-Weber Z, Swider W, Yu K.M, Kortright J, Smith FW, Calawa A.R. Breakdown of crystallinity in low-temperature-grown GaAs layers. // Appl. Phys. Lett, 58, 19,. pp.2153-5, (1991).

91. Claverie A, Liliental-Weber Z, Extended defects and precipitates in LT-GaAs, LT-InAlAs and LT-InP // Mat. Soc. Engin. B, 22, 1, pp.45-54. (1993).

92. Liliental-Weber Z, Claverie A, Washburn J, Smith F, Calawa R. Microstructure of annealed low-temperature-grown GaAs layers. // Appl. Phys. A, 53,2, pp.141-146. (1991).

93. Look D.C, Walters D.C, Manasreh M.O, Sizelove J.R, Stutz C.E, Evans K.R. Anomalous Hall-effect results in low-temperature molecular-beam-epitaxial GaAs: hopping in a dense EL2-like band. // Phys. Rev. B, 42, 6, pp.3578-3581, (1990).

94. Look D.C. On compensation and conductivity models for molecular-beam-epitaxial GaAs grown at low temperature. // J. Appl. Phys, 70, 6, pp.3148-3151,(1991).

95. Claverie A, Liliental-Weber Z. Structure and orientation of As precipitates in GaAs grown at low temperature by molecular beam epitaxy. // Phil. Mag. A, 65, 4,. pp.981-1002. (1992).

96. Берт H.A, Чалдышев B.B. Изменение картины Муара на электронно-микроскопических изображениях As-кластеров в LT-GaAs при уменьшении их размеров // ФТП, 30, 10, стр.163-166 (1996).

97. Kaminska М, Weber E.R, Liliental-Weber Z, Leon R, Rek Z.U, Stoichiometry-related defects in GaAs grown by molecular-beam epitaxy at low temperature. // J. Vac. Sci. Technol. B, 7, 4, pp.710-713, (1989).

98. Liu X, Prasad A, Nishio J, Weber E.R, Liliental-Weber Z, Walukiewicz W. Native point defects in low-temperature-grown GaAs. // Appl. Phys.Lett, 67, 2, pp.279-81, (1995).

99. Goo C.H., Lau W.S., Chong T.C., Tan L.S. Trap signature of precipitatetes and As-antisite-related-defects in GaAs epilayers grown by molecular beam epitaxy at low temperatures // Appl. Phys. Lett., 69, 17, pp.2543-2545, (1995).

100. Liliental-Weber Z., Lin X.W., Washburn J., Schaff W. Rapid thermal annealing of low-temperature GaAs layers. // Appl. Phys. Lett., 66, 16, pp.20862088. (1995).

101. Melloch M.R., Otsuka N., Mahalingam K., Warren A.C., Woodall J.M., Kirchner P.D. Incorporation of excess arsenic in GaAs and AlGaAs epilayers grown at low substrate temperatures by molecular beam epitaxy. // MRS Proceedings, 241, pp.113-124, (1992).

102. Melloch M.R., Otsuka N., Mahalingam K., Chang C.L., Woodall J.M., Pettit G.D., Kirchner P.D., Cardone F., Warre A.C., Nolte D.D. Arsenic cluster dynamics in doped GaAs. // J. Appl. Phys., 72, 8, pp.3509-3513. (1992).

103. Mahalingam К., Otsuka N., Melloch M.R., Woodall J.M., Arsenic precipitates in Alo.3Gao.7As/GaAs multiple superlattice and quantum well structures. // Appl. Phys. Lett., 60, 26, pp.3253-3255, (1992).

104. Cheng T.M., Chin A., Chang C.Y., Huang M.F., Hsieh K.Y., Huang J.H. // Appl. Phys. Lett., 64, 12, pp.1546-1548, (1994).

105. Melloch M.R., Otsuka N., Mahalingam K., Chang C.L., Kirchner P.D., Woodall J.M., Warren A.C. Formation of two-dimensional arsenic-precipitate arrays in GaAs. // Appl. Phys. Lett., 61,2, pp. 177-179, (1992).

106. Cheng T.M., Chang C.Y., Huang J.H. As precipitate redistribution in Si delta -doped low-temperature GaAs. // J. Appl. Phys., 76, 10, pt.l, pp.5697-701, (1994).

107. Cheng T.M., Chang C.Y., Chin A, Huang M.F., Huang J.H. Two-dimensional arsenic precipitation by in delta doping during low temperature molecular beam epitaxy growth of GaAs or AlGaAs. // Appl. Phys. Lett., 64, 19, pp.2517-2519, (1994).

108. Берт H.A., Чалышев B.B., Лубышев Д.И., Преображенский В.В., Семягин Б.Р. Пространственное упорядочение кластеров мышьяка в слоях GaAs, выращенных методом молекулярно-лучевой эпитаксии при низкой температуре. // ФТП, 29, 12, стр.2242-2245 (1995).

109. Bert N.A., Chaldyshev V.Y., Suvorova A.A., Preobrazhenskii Y.V., Putyato M.A., Semyagin B.R., Werner P. Enhanced precipitation of excess As on antimony delta layers in low-temperature-grown GaAs. // Appl. Phys. Lett., 74,1., pp.1588-1590, (1999).

110. Bliss D.E., Walukiewicz W, Haller E.E. Annealing of AsGa -related defects in LT-GaAs: the role of gallium vacancies. // J. Electron. Mat., 22, 12, pp. 1401-1404,(1993).

111. Kisielowski C., Calawa A.R., Liliental-Weber Z. The effect of excess gallium vacancies in low-temperature GaAs/AlAs/GaAs:Si heterostructures. // J. Appl. Phys., 80, 1, pp. 156-160, (1996).

112. Tsang. J.S., Lee C.P., Fan J.C., Lee S.H., Tsai K.L. Effects of low temperature grown GaAs layer on compositional disordering of AlGaAs/GaAs superlattices. // Jap. J. of Appl. Phys., Part 2, 34, 2B, pp.1089-1093, (1995).

113. Lahiri I, Nolte D.D., Chang J.C.P., Woodall J.M., Melloch M.R. The role of excess arsenic in interface mixing in low-temperature-grown AlAs/GaAs superlattices. // Appl. Phys. Lett., 67, 9,. pp. 1244-1246. (1995).

114. Kavanagh K.L., Chang J.C.P., Kirchner P.D., Warren A.C., Woodall J.M. Si diffusion and segregation in low-temperature grown GaAs. // Appl. Phys. Lett., 62, 3, pp.286-288, (1993).

115. Tsang J.S., Lee C.P., Lee S.H., Tsai K.L, Tsai C.M., Fan J.C. Compositional disordering of InGaAs/GaAs heterostructures by low-temperature-grown GaAs layers. // J. Appl. Phys, 79, 2, pp.664-760. (1996).

116. Ландау Л.Д, Лифшиц E.M. Электродинамика непрерывных сред // «Наука», Москва 1992.

117. Н. Sakaki Localization and confinement of electron in semiconductors Edt. Kuchar F, Heinrich H. and Bauer G. // Springer Series, in Solid-State Sciences, "Springer Verlag", Heidelberg (1997).

118. Tores S.C. M, Wang F.D, Ledentsov N N, Tang S. Optical processes in quantum dots and wires. // Proceedings of The International Society of Optical Engineering, vol.2141, p2 (1994).

119. Goldstein L,. Glas F,. Marzin J.Y, Charrasse M.N, LeRoux G. Growth by molecular beam epitaxy and characterization of InAs/GaAs strained-layer superlattices. // Appl. Phys. Lett, 47, 1099, (1985).

120. Mo Y-W, Lagally M.G. Kinetic pathway in Stranski-Krastanov growth of Ge on Si(OOl). // Modern Phys. Lett. B, 4, 22, pp. 1379-84 (1990).

121. Leonard D, Krishnamurthy M, Reaves C.M, Denbaars S.P, Petroff P.M. Direct formation of quantum-sized dots from uniform coherent islands of InGaAs on GaAs surfaces. // Appl. Phys. Lett, 63, 23, pp.3203-3205, (1993).

122. Leonard D, Pond K, Petroff P.M. Critical layer thickness for self-assembled InAs islands on GaAs. // Phys. Rev. B, 50, 16, pp.11687-11692.1994).

123. Леденцов H.H, Устинов B.M, Егоров А.Ю, Жуков A.E, Максимов M.B, Табадзе И.Г, Копьев П.С. Оптические свойства гетероструктур с квантовыми кластерами InGaAs-GaAs .// ФТП, 28, 8, стр. 1483-1487 (1994).

124. Madhukar A, Xie Q, Chen Р, Konkar A. Nature of strained InAs three-dimensional island formation and distribution on GaAs(lOO). // Appl. Phys. Lett, 64, 20, pp.2727-2729. (1994).

125. Ponchet A, Le Corre A, L'Haridon H, Lambert B, Salaun S. Relationship between self-organization and size of InAs islands on InP(OOl) grown by gas-source molecular beam epitaxy. // Appl. Phys. Lett, 67, 13, pp. 1850-1852,1995).

126. Leon R, Fafard S, Leonard D, Merz J.L, Petroff P.M. Visible luminescence from semiconductor quantum dots in large ensembles. // Appl. Phys. Lett, 67, 4, pp.521-523. (1995).

127. Apetz R, Vescan L, Hartmann A, Dieker C, Luth H. Photoluminescence and electroluminescence of SiGe dots fabricated by island growth. // Appl. Phys. Lett, 66, 4, pp.445-447,(1995).

128. Xin S.H, Wang P.D, Aie Yin, Kim C, Dobrowolska M, Merz J.L, Furdyna J.K. Formation of self-assembling CdSe quantum dots on ZnSe by molecular beam epitaxy. // Appl. Phys. Lett, 69, 25, pp.3884-3886. (1996).

129. Ustinov V.M, Weber E.R, Ruvimov S, Liliental-Weber Z, Zhukov A.E. Egorov A.Y, Kovsh A.R, Tsatsul'nikov A.F, Kop'ev P.S. Effect of matrix on

130. As self-organized quantum dots on InP substrate. // Appl. Phys. Lett., 72, 3, pp.362-364, (1998).

131. Shchukin V.A., Borovkov A.I., Ledentsov N.N., Kop'ev P.S. Theory of quantum-wire formation on corrugated surfaces. // Phys. Rev. B, 51, 24, pp. 17767-71779. (1995).

132. Бимберг Д., Ипатова И.П., Леденцов Н.Н., Копьев П.С. Малышкин В.Г., Щукин В. А. Спонтанное упорядочение полупроводниковых наноструктур. // УФН, 167, 5, стр.552-555 (1997).

133. Shchukin V.A., Ledentsov N.N., Kop'ev P.S., Bimberg D. Spontaneous ordering of arrays of coherent strained islands. // Phys. Rev. Lett., 75, 16, pp.2968-2971.(1995).

134. Daruka I., Barabasi A-L., Dislocation-free island formation in heteroepitaxial growth: a study at equilibrium. // Phys. Rev. Lett., 79, 19, pp.3708-3711,(1997).

135. Chen K.M., Jesson D.E., Pennycook S.J., Mostoller M., Kaplan Т., Thundat Т., Warmack R.J. Triangular step instability and 2D/3D transition during the growth of strained Ge films on Si(100). // MRS Procedings, pp.33-38. Pittsburgh (1995).

136. Chen Y., Washburn J. Structural transition in large-lattice-mismatch heteroepitaxy. // Phys. Rev. Lett., 77, 19, pp.4046-4049, (1996).

137. Barabasi A-L. Self-assembled island formation in heteroepitaxial growth. // Appl. Phys. Lett., 70, 19, pp.2565-7, (1997).

138. Dobbs H.T., Vvedensky D.D., Zangwill A., Johansson J., Carlsson N., Seifert W. Mean-field theory of quantum dot formation. // Phys. Rev.Lett., 79, 5, pp.897-900. (1997).

139. Jesson D.E, Chen G, Chen K.M, Pennycook S.J, Self-limiting growth of strained faceted islands. // Phys. Rev. Lett, 80, 23, pp.5156-5159, (1998).rd

140. Ledentsov N.N. Ordered arrays of quantum dots. // Proceedings of the 23 International Conference on Physics of Semiconductors, Edt. Scheffer M. Zimmerman R. vol.1, pp. 19-26, "World Scientific", Singapore (1996).

141. Stier O, Grundmann M, Bimberg D. Electronic and optical properties of strained quantum dots modeled by 8-band k.p theory. // Phys. Rev. B, 59, 8, pp.5688-5701, (1999).

142. Pehlke E, Moll N, Scheffler M. The equilibrium shape of InAs quantum dots grown on a GaAs(OOl) substrate. // Proceedings of 23 International Conference on the Physics of Semiconductors, vol.2, pp. 1301-1304, "World Scientific", Singapore. (1996).

143. Moll N, Scheffler M, Pehlke E. Influence of surface stress on the equilibrium shape of strained quantum dots. // Phys. Rev. B, 58, pp.4566-4571, (1998).

144. Леденцов H.H, Устинов B.M, Щукин B.A, Копьев П.С, Алферов Ж.И. Бимберг Д. Гетероструктуры с квантовыми точками: получение, свойства, лазеры. // ФТП, 32, 4, стр.385-410 (1998).

145. Ozasa K., Aoyagi Y., Young Ju.P., Samuelson L. Reversible transition between InGaAs dot structure and InGaAsP flat surface. // Appl. Phys. Lett., 71, 6, pp.797-799, (1997).

146. Garcia J.M., Medeiros-Ribeiro G., Schmidt K., Ngo T., Feng J.L., Lorke A., Kotthaus J., Petroff P.M. Intermixing and shape changes during the formation of

147. As self-assembled quantum dots. // Appl. Phys. Lett., 71, 14, pp.2014-16,1997).

148. Lian G.D. Yuan J. Brown L.M., Kim G.H., Ritchie D.A. Modification of InAs quantum dot structure by the growth of the capping layer. // Appl. Phys. Lett., 73, l,pp.49-51,(1998).

149. Xu S.J., Wang X.C., Chua S.J., Wang C.H., Fan W.J., Jiang J., Xie X.G., Effects of rapid thermal annealing on structure and luminescence of self-assembled InAs/GaAs quantum dots. // Appl. Phys. Lett., 72, 25, pp.3335-3337,1998).

150. Mo Q.W., Fan T.W., Gong Q., Wu J., Wang Z.G., Bai Y.Q., Effects of annealing on self-organized InAs quantum islands on GaAs(lOO). // Appl. Phys. Lett., 73, 24, pp.3518-20, (1998).

151. Leon R., Yong K., Jagadish C., Gal M., Zou J., Cockayne D.J.H. Effects of interdiffusion on the luminescence of InGaAs/GaAs quantum dots. // Appl. Phys. Lett., 69, 13, pp.1888-1890, (1996).

152. Woggon U., Langbein W., Hvam J.M., Rosenauer A., Remmele Т., Gerthsen D. Electron microscopic and optical investigations of the indium distribution in GaAs capped InxGaixAs islands. // Appl. Phys. Lett., 71, 3, pp.377-379, (1997).

153. Lian G.D., Yuan J., Brown L.M., Kim G.H., Ritchie D.A. // Appl. Phys. Lett., 73, l,pp.49-51,(1998).

154. Huffaker D.L., Park G., Zhou Z., Shchekin O.B., Deppe D.G., 1.3 |um room-temperature GaAs-based quantum-dot laser. // Appl. Phys. Lett., 73, 18, pp.2564-2566. (1998).

155. Sigmund P. Theory of sputtering. I. Sputtering yield of amorphous and polycrystalline targets. // Phys. Rev. A, 184, 2, pp.383-416, (1969).

156. Берт H.A., Погребицкий К.Ю, Сошников И.П, Юрьев Ю.Н. Основные закономерности распыления GaAs (001) ионами Аг+ с энергией 1-9 кэВ // ЖТФ, 62, 4 стр. 162-170, (1992).

157. Melloch M.R, Miller D.C, Das В. Effect of a GaAs buffer layer grown at low substrate temperatures on a high-electron-mobility modulation-doped two-dimensional electron gas. // Appl. Phys. Lett, 54, 10, pp.943-956, (1989).

158. Mallard R.E, Long N.E, Booker G.R, Scott E.G., Hockly M, Taylor M. Electron microscope studies of interdiffusion in molecular beam epitaxy grown GalnAs/AlInAs multilayers. // J. Appl. Phys, 70, 1, pp.182-192, (1991).

159. Egger U, Schultz M, Werner P, Breitenstein О, Tan T.Y, Gosele U, Franzheld R, Uematsu M, Ito H. Interdiffusion studies in GaAsP/GaAs and GaAsSb/GaAs superlattices under various arsenic vapor pressures. // J. Appl. Phys, 81, 9, pp.6056-6061, (1997).

160. Schultz M, Egger U, Scholz R, Breitenstein О, Gosele U, Tan T.Y. Experimental and computer simulation studies of diffusion mechanisms on the arsenic sublattice of gallium arsenide. // J. Appl. Phys, 83, 10, pp.5295-5301, (1998).

161. Jafri Z.H., Gillin W.P. The Fermi level effect in Ill-V intermixing: the final nail in the coffin. // J. Appl. Phys, 81,5, pp.2179-2184, (1997).

162. Gebauer J., Krause-Rehberg A.R, Eichler S., Luysberg M., Sohn H., Weber E.R. Ga vacancies in low-temperature-grown GaAs identified by slow positrons. // Appl. Phys. Lett, 71, 5, pp.638-640, (1997).

163. Chaldyshev V.V, Bert N.A, Preobrazhenskii V.V, Putyato M.A, Semyagin B.R. Ostwald ripening in two-dimensional and three-dimensional systems of As clusters in low temperature grown GaAs films. // Mat. Sci. Engin. A, 238, 148-151,(1997).

164. Rappe A.K, Casewit C.J, Colwell K.S, Goddard W.A, Skiff W.M. UFF, a full periodic table force field for molecular mechanics and molecular dynamics simulations. // J. of the American Chemical. Society, 114, 25, pp. 10024-1035, (1992).

165. Casewit C.J, Colwell K.S, Rappe A.K. Application of a Universal force field to main group compounds. // J. of the American Chemical Society, 114, 25, pp.10046-1053, (1992).

166. Stillinger F.H, Weber T.A. Computer simulation of local order in condensed phases of silicon. // Phys. Rev. B, 31, 8, pp.5262-7521, (1985).