Формирование структурных дефектов в монокристаллах и эпитаксиальных пленках полупроводников А2В6 тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.10 ВАК РФ

МИНИСТЕРСТВО ОБЩЕГО И ПРОФЕССИОНАЛЬНОГО ОБРАЗОВАНИЯ РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ НИЖЕГОРОДСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ УНИВЕРСИТЕТ

Р Г Б ОД им'НИЛОБАЧЕВСКОГ° 1 5 ЛЕН Ш>

На правах рукописи УДК 548.571:548.73;538.95

Логинов Юрий Юрьевич

ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРНЫХ ДЕФЕКТОВ В МОНОКРИСТАЛЛАХ И ЭПИТАКСИАЛЬНЫХ ПЛЕНКАХ ПОЛУПРОВОДНИКОВ А2В6

01.04.10-физнка полупроводников и диэлектриков

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

Нижний Новгород, 1996 г.

Работа выполнена в Красноярском государственном университете

Официальные оппоненты:

доктор физико-математических наук Максимов С.К. доктор физико-математических наук Тетельбаум Д.И. доктор физико-математических наук Лаврентьева Л.Г.

Головная организация: Физико-технический институт им. А.Ф.Иоффе, г. Санкт-Петербург.

Защита диссертации состоится в 14 часов на

заседании диссертационного Совета Д 063.77.03 при Нижегородском государственном университете им. Н.И. Лобачевского по адресу: 603600, г. Нижний Новгород, пр. Гагарина, 23.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке НИФТИ при ННГУ им. Н.И.Лобачевского.

Автореферат разослан

11

1996 г.

Ученый секретарь диссертационного Совета, д.ф.-м.н., профессор

■г.

Чупрунов Е.В.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность. Полупроводниковые соединения АгВб широко используются в производстве электрооптических и нелинейно-оптических приборов, модулей солнечных элементов, детекторов ионизирующих излучений, инфракрасных приемников, слабых магнитных полупроводников. Интерес к исследованию и применению широкозонных полупроводниковых соединений АгВб особенно возрос после того как в 1991 г. на 5 Международной конференции, посвященной материалам АгВб, в г. Окаяма (Япония) Хаасе М. и др. был продемонстрирован первый полупроводниковый лазер, работающий в зелено-голубой области спектра.

Структурные свойства кристаллов во многом определяют их электрические, оптические и магнитные свойства. В отличие от традиционно-изученных полупроводников и Се, образование структурных дефектов в кристаллах АгВб исследовано недостаточно. Если хорошо изученные процессы кремниевой технологии в ряде случаев могут быть перенесены в производство соединеиий А3В5, то производство полупроводников АгВб ограничено фундаментальными проблемами, такими как, например, автокомпенсация и содержание неконтролируемых примесей. Кроме того, материалы АгВб характеризуются низкой энергией дефекта упаковки (ЭДУ) и относительно высокой степенью ионности связи (СИС), что обуславливает определенные особенности в процессах дефектообразования. Применение современных технологий синтеза новых соединений АгВб и получения сверхструктур требует знания закономерностей образования структурных дефектов в этих материалах и выработки стратегии управления их свойствами.

Проблемы стабильности соединений АгВб и их легирования обуславливают необходимость изучения закономерностей дефектообразования легированных кристаллов при термообработках, что связано, в частности, с явлением преципитации примесей и распадом (образованием) глубоких акцепторных центров типа "вакансия катиона-примесь", компенсирующих действие донорных примесей. Много проблем при эпитаксиальном выращивании полупроводников АгВб, в которых формирование дефектов не всегда определяется классическим параметром величины несоответствия размеров решёток эпитаксиального слоя и подложки. Особая чувствительность к облучению (в диссертации изложено явление подпорогового радиационного дефектообразования) вызывает необходи-

мость установления закономерностей дефектообразования при облучении материалов А2В6 с целью повышения их радиационной стойкости и разработки новых технологий формирования наноструктур и р-n переходов.

Целью работы являлось установление закономерностей формирования структурных дефектов в легированных и нелегированных монокристаллах и эпитаксиальных пленках при выращивании, термообработках и облучении, что достигалось выполнением ряда задач:

-установления закономерностей дефектообразования в монокристаллах АгВб, легированных различными примесями при термообработках в вакууме и атмосфере, насыщенной атомами катиона;

-изучения процессов формирования структурных дефектов в эпитаксиальных плёнках и сверхструктурах полупроводников АгВб, выращенных методами металлорганической парофазовой эпитаксии (МОПФЭ) и молекулярно-пучковой эпитаксии (МПЭ) на подложках GaAs;

-изучения закономерностей формирования и трансформации структурных дефектов в легированных и нелегированных кристаллах и эпитаксиальных структурах при облучении электронами с подпороговыми и надпороговыми энергиями, а также ионами низких энергий.

Электронно-микроскопические методы, в том числе и метод высокоразрешающей электронной микроскопии (ВРЭМ), с применением электронно-зондового анализа позволяют на современном уровне выполнять поставленные задачи и не только изучать конечную картину распределения дефектов, но и непосредственно in situ наблюдать кинетику образования и трансформации структурных дефектов под воздействием электронов с различными энергиями и (или) при различных температурах, что также возможно с высоким разрешением на атомном уровне. Основные положения, выносимые на защиту:

1. Отжиг кристаллов АгВб в атмосфере, насыщенной атомами катиона, сопровождается образованием колоний примесных преципитатов, что во многом аналогично формированию примесных преципитатов в Si при термообработках, и сопровождается снижением интенсивности катодолюминесценции, фотолюминесценции и удельного сопротивления, что связывается с распадом комплексов типа "вакансия катиона-примесь", ответственных за формирование глубоких акцепторных уровней, компенсирующих действие донорных примесей. Средние

размеры преципитатов уменьшаются с ростом величины энергии дефекта упаковки, что наблюдается при переходе от ZnS->ZnSe-»CdTe-»K Si.

2. Структурные дефекты, формирующиеся в эпитаксиальных плёнках полупроводников АгВб, можно классифицировать по причинам их образования, связанным с (1) внутренними свойствами материала, (2) влиянием несоответствия параметров решеток эпитаксиального слоя и подложки, (3) проблемами роста и (4) процессами, протекающими после выращивания, что позволяет выработать стратегию снижения плотности дефектов.

3. Обнаружена анизотропия в распределении микродвойников в эпитаксиальных структурах ZnS, CdxZni-xTe и CdxZni-xS, выращенных на подложках {001}GaAs в условиях, соответствующих напряжениям растяжения и сжатия в эпислое, а также слабо-рассогласованной структуры. Микродвойники наблюдаются исключительно в направлении [1 10] проекции эпислоя, что объясняется на основе модели роста.

4. Эпитаксиальные слои CdS, CdZnS и сверхструктуры с основой CdZnS, выращенные методом МОПФЭ низкого давления на (OOl)GaAs, имеют решетку сфалерита и содержат высокую плотность пленарных дефектов в плоскостях {111}. Вид планарных дефектов зависит от слоевой композиции. Эпитаксиальные пленки, выращенные на подложках { 1 1 Т}В GaAs, имеют гексагональную структуру и содержат, преимущественно, дефекты упаковки, параллельные гетерогранице, независимо от композиционного состава пленки.

5. Впервые обнаружено явление образования структурных дефектов в полупроводниках АгВб при подпороговом электронном облучении. Начало формирования дефектов, конечный их вид и концентрация в каждом конкретном материале являются функцией дозы и температуры электронного облучения и зависят от полей упругих напряжений в кристалле. Степень нарушений, продуцируемых электронным облучением в полупроводниках АгВб, уменьшается в последовательности: ZnS -» ZnSe я CdS -> CdTe -> ZnTe ~ CdHgTe « MnHgTe, что коррелирует с ростом энергии дефекта упаковки и понижением степени ионности связи.

6. В процессах дефектообразования в кристаллах АгВб, облученных ионами низких энергий и электронами с надпороговыми энергиями, наряду с упругими соударениями существен вклад и неупругих соударений. Эффективность образования дефектов при этом аналогична эффективности дефектообразования в

этих материалах, облученных электронами с подпороговыми энергиями. Обнаружен эффект электронного низкотемпературного отжига междоузельных дислокационных петель, предшествующий образованию новых скоплений точечных дефектов. Облучение легированных кристаллов СсГГе электронами и ионами сопровождается формированием выделений типа примесь-Те, примссь-Сс1, иСсЮ.

7. Образование структурных дефектов в полупроводниках А2В6, облученных ионами низких энергий, происходит на глубинах, превышающих среднюю проекцию пробега ионов Яр на порядок величины.

Совокупность научных и практических результатов, полученных автором на основании выполненных исследований, позволяет считать, что сделан значительный вклад в ускорение научно-технического прогресса и развитие научного направления: "Формирование структурных дефектов в полупроводниках А2Вб".

Практическая значимость. Закономерности формирования структурных дефектов в кристаллах и эпитаксиальных пленках АгВб могут быть использованы для совершенствования технологии получения материалов и структур соединений АгВб с заданными свойствами, решения задач управления типом, плотностью и пространственным распределением дефектов кристаллического строения, что важно для реализации предельных параметров устройств микроэлектроники.

Особенности дефектообразования в облученных полупроводниках АгВб необходимо учитывать в процессах электронно-зондового анализа и ионного травления и можно использовать для разработки физических основ радиационной технологии получения новых материалов и приборных структур.

Заложены основы создания квантовых структур и р-п переходов нетрадиционным способом, используя электронное облучение. В частности, автором совместно с Др. П.Брауном в Кавендишской лаборатории Кембриджского университета Великобритании при содействии проф. К.Хамфрейса и финансовой поддержке Королевского общества Великобритании ( фонд им. П.Капицы ) в 199495 гг. начаты совместные работы по исследованию локальной инверсии типа проводимости в полупроводниках АгВб при электронном облучении, используя технику наведенного тока в сканирующем просвечивающем электронном микроскопе.

Исследованные закономерности формирования структурных дефектов в солнечных элементах, изготовленных на основе CdS/CdTe в странах Европейского сообщества по новой технологии ( 1995 г. ) для коммерческих целей, позволили разработать рекомендации повышения их коэффициента полезного действия до 1012%.

Полученные в работе данные о процессах формирования дефектов в полупроводниках используются при анализе причин деградации и прогнозировании надежности изделий электронной техники, применяемой в производстве космических аппаратов на НПО Прикладной механики.

Апробация работы. Результаты работы докладывались и обсуждались на: IV и V Всесоюзных конф. по физико-химическим основам легирования полупров. материалов ( Москва,1979,1982гг. ); I Всесоюзн. конф. по физическим основам надежности и деградации полупроводниковых приборов ( Кишинев, 1982г.); VII-X Всесоюзных семинарах по радиационной физике полупроводников ( Новосибирск, 1979-82гг. ); Британской конференции по физике твердого тела ( Ноттингем, 1988г.); Европейской конф. по развитию перспективных полупров. матер, с помощью электронной микроскопии ( Бристоль, 1988г., Великобритания ); VI, VII, VIII, IX Европейских совещаниях по материалам АгВб ( г.Дарем, 1988г.; Лондон, 1989г.; Халл, 1990г.; Кардиф, 1991г.; Великобритания ); VI, VII, IX Международных конференциях "Микроскопия полупроводниковых материалов" (Оксфорд, 1989, 91,95гг., Великобритания); V Международн. конф. по материалам АгВб ( Окаяма, 1991г., Япония ); Британском совещании по характеристике дефектов роста кристаллов ( Дарем, 1991, Великобритания); V Международной конф. "Электронная микроскопия 1" ( Пекин, 1992г., Китай ); Международной конф. по материалам АгВб и родственным оптоэлектронным материалам (Ньюпорт, 1993г., США); Международной конференции по микроскопии и анализу изображений "Micro 94" ( Лондон, 1994г., Великобритания ); Британско-Датской конф. по кристаллизации и росту кристаллов ( Норвич, 1994г., Великобритания ); Британской конференции "Микрокристаллизация и коллоидальная преципитация" (Лондон, 1994г.,Великобритания); Международной конф. "Микроструктура облученных материалов. Симпозиум Y" (Бостон, 1994, США ); Международной конф. "Электронная микроскопия и анализ (EMAG95)" (Бирмингем,1995г.,Великобритания); Международной конф. "Очистка, легирование и дефекты материалов АгВб" (EMRS) ( Страсбург, 1995г., Франция );

Международном конгрессе по рентгеновской оптике и микроанализу (Гуанджоу, 1995г., Китай ); Международной конф. по дефектам в полупроводниках ( Сендай, 1995г., Япония), а также в Великобритании на семинарах в университетах г.Дарем ( в отделении прикладной физики и электроники, 1988, 89, 91, 94, 95 гг.), Г.Кембриджа (в Кавендишской лаборатории и в отделении научных материалов и металлургии, 1994г.), г.Бирмингема (в Астонском университете, 1994г.), г.Лондона ( в Королевском колледже, 1994 г. ) и в фирме SPUR ELECTRON LIMITED Европейского космического агенства (Лондон, 1995 г.).

Основные результаты диссертации опубликованы в 53 работах, из которых 36 статей в центральных отечественных и зарубежных изданиях.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения и списка цитируемой литературы. Диссертация изложена на 466 стр., включая 225 рисунков,15 таблиц и список цитируемой литературы из 462 наименований.

КРАТКОЕ СОДЕРЖАНИЕ ДИССЕРТАЦИИ

Во введении обоснована актуальность работы, сформулированы её цель и задачи, кратко описана структура диссертации, научная новизна, практическая значимость и изложены основные положения, выносимые на защиту.

В первой главе изложены особенности формирования структурных дефектов в монокристаллах полупроводников АгВб, выращенных из газовой фазы и легированных различными примесями, в зависимости от термообработок, а также проведена аналогия с основными закономерностями процессов преципитации и сопутствующего дефектообразования в Si, легированном донорными и акцепторными примесями.

Обнаружено, что отжиг кристаллов АгВб в атмосфере, насыщенной атомами катиона, сопровождается образованием колоний примесных преципитатов на дислокациях и дефектах упаковки, формированием междоузельных дислокационных петель, переползанием дислокаций с образованием дислокационных ступенек. Плотность преципитатов увеличивается с возрастанием концентрации легирующей примеси и по данным электронно-зондового энерго-дисперсионного анализа преципитаты содержат легирующую примесь во всех легированных полупроводниках АгВб и Si. Из анализа муарового контраста, возникающего на изображениях

преципитатов в слабом пучке и на снимках с высоким разрешением и являющегося результатом разориентации кристаллических решеток матрицы и выделения, следует, что, например, в Сс1Те преципитаты, содержащие 1п, представляют собой фазу типа 1пгТез и 1пТе.

Средние размеры преципитатов в полупроводниках уменьшаются с ростом величины энергии дефекта упаковки материала (ЭДУ), что наблюдается при переходе от 2п5-»7п8е->Сс1Те—> к 81. Формирование колоний примесных преципитатов в кристаллах АгВб сопровождается снижением интенсивности катодолюминесценции, фотолюминесценции и удельного сопротивления, что связывается с распадом комплексов типа "вакансия катиона-примесь", ответственных за формирование глубоких акцепторных уровней, компенсирующих действие донорных примесей.

Образование примесных преципитатов в соединениях АгВб объясняется на основе представлений о том, что легирующая примесь, первоначально локализованная в позициях катиона, вытесняется атомами металла (катиона) при отжиге из этих позиций и мигрирует на дислокации и дефекты упаковки, где происходит распад пересыщенного твердого раствора с формированием преципитатов. При этом часть вакансий решетки матрицы расходуется на предоставление определенного объема для атомов, образующих преципитат. Нескомпенсирован-ная часть собственных междоузельных атомов матрицы может коагулировать в дислокационные петли внедренного типа, вызывать неконсервативное перемещение дислокаций, а также расходоваться на формирование новой фазы. При этом сохраняется баланс междоузельных атомов и вакансий.

Установлено, что имеется три характерные стадии процесса преципитации. На первой стадии размеры преципитатов практически не увеличиваются, а их количество растет. На второй стадии происходит рост преципитатов с г>гкритич. и растворение преципитатов с г<гкрит„ч,. Третья стадия характеризуется сближением отдельных преципитатов с последующей их коагуляцией. Из температурных зависимостей скоростей роста и сближения преципитатов в 81 определены энергии активации роста отдельного преципитата Е„=(3.1+0.4) эВ и сближения преципитатов Еа=:(4.2+0.5) эВ.

Комбинируя легирование кристаллов С<1Те фосфором в парах Н3РО4 с отжигом в атмосфере Те можно получать р-СёТе с низким удельным сопротивлением. Впервые проведены электронно-микроскопические исследования

кристаллов Сс1Те, легированных и обработанных таким способом, при этом обнаружено, что вблизи поверхности может образовываться дислокационная сетка, а в более глубоких слоях - преципитаты типа СсЬРг.

Во второй главе изложены особенности и общие закономерности формирования дефектов в различных эпитаксиальных структурах АгВб, выращенных методами металлорганической парофазовой эпитаксии (МОПФЭ) и молекулярно-пучковой эпитаксии (МПЭ) на подложках ваАв. Обобщены экспериментальные данные о дефектах в эпитаксиальных слоях с точки зрения причин их образования, связанных с (1) внутренними свойствами материала, (2) влиянием несоответствия параметров решеток эпитаксиального слоя и подложки, (3) проблемами роста и (4) процессами, протекающими после выращивания. ■ Проведена корреляция между структурными, электрическими и оптическими свойствами эпитаксиальных структур.

Установлено, что формирование структурных дефектов в эпитаксиальных гетероструктурах не является простым следствием рассогласования параметров кристаллических решеток эпитаксиального слоя и подложки. Дефекты могут возникать как следствие внутренней природы (особенностей) материала. Например, с этим связаны явления микродвойникования, диморфизм и образование ламеллей двойников. Дефекты также могут формироваться в результате действия комплекса факторов, связанных с гетерограницей (например, наличие остаточных механических нарушений и островков окислов на поверхности подложки, межграничных реакций и ступенек на поверхности подложки). Образование ряда нарушений в процессе роста может быть обусловлено способами наращивания слоев (интердиффузионное или прямое наращивание), загрязнением источников реагентов или предшествующими росту реакциями. Изучение вариаций композиционного состава, ведущих к формированию полос роста, и образования прорастающих в пленку дислокаций позволяет получить информацию для выработки стратегии контроля дефектов в эпитаксиальных слоях или их удаления.

Типичными дефектами в эпитаксиальных пленках АгВб, выращенных методом МОПФЭ на подложках {ЮО}ОаАз, являются прорастающие дислокации и наклонные под углом ~55° к поверхности подложки микродвойники и дефекты упаковки, в то время как эпитаксиальные пленки, выращенные на {111}ОаА$, содержат ламелли двойников, параллельные подложке. Основным видом

дислокаций несоответствия в гетероструктурах ZnSe/GaAs и ZnS/GaAs являются 60° -дислокации, а в ZnTe/GaAs, HgZnTe/GaAs, CdTc/GaAs- краевые дислокации Ломера. Плотность прорастающих дислокаций обратно пропорциональна толщине эпитаксиальной пленки, превышает теоретически предсказанную величину, рассчитанную на основе модели Айерса, и составляет >10' см-2 для эпитаксиальных слоев толщинами <2 мкм. Различия в подготовке подложки, температурах роста, соотношении алкилов, скоростях потоков и даже определенной загрязненности алкилов слабо влияют на плотность прорастающих дислокаций. Эпитаксиальные слои ZnTe, выращенные на хорошо обработанных подложках (OOl)GaSb с использованием незагрязненных алкилов, характеризуются меньшей плотностью прорастающих дислокаций, которая все же больше ожидаемой величины, определяемой значением параметра несоответствия решеток.

Используя технику определения абсолютной кристаллографической полярности обнаружено явление анизотропии в распределении микродвойников в эпитаксиальных структурах ZnS, CdxZni-xTe и CdxZni-xS, выращенных на подложках {001}GaAs в условиях, соответствующих напряжениям растяжения и сжатия в эпислое, а также слабо-рассогласованной структуры. Микродвойники наблюдаются исключительно в направлении [1 10] проекции эпислоя. Из двух рассмотренных моделей -роста и деформации, применяемых для описания процесса формирования микродвойников, наиболее приемлемой является модель роста. В то же время нельзя не учитывать деформационные процессы двойникования, особенно, на первой стадии формирования микродвойников.

Впервые исследованы сверхструктуры CdS:(Cd,Zn)S, выращенные методом МОПФЭ низкого давления на подложках GaAs. Обнаружено, что эпитаксиальные слои CdS, CdZnS и сверхструктуры с основой CdZnS, выращенные на (OOl)GaAs, имеют решетку сфалерита и содержат высокую плотность пленарных дефектов в плоскостях {111}. Вид планарных дефектов зависит от слоевой композиции и в случае обогащения цинком, преимущественно, формируются микродвойники и дефекты упаковки, а в случае обогащения Cd, в основном, образуются дефекты упаковки и политипы, что связывается с диморфизмом CdS. Эпитаксиальные пленки, выращенные на подложках { 1 1 1}В GaAs, имеют гексагональную структуру и содержат, преимущественно, дефекты упаковки, параллельные гетерогранице, независимо от композиционного состава пленки. Уменьшение

толщины слоев до 1 нм приводит к смещению экситонного излучения в голубую область, что свидетельствует об улучшении оптических свойств данных структур по сравнению со сверхструктурами Сс15^п5.

Изучена структура различных буферных слоев, выращенных на ОаАв, с точки зрения практического использования их для получения высококачественных эпитаксиальных пленок Сс1Н§Те. Буферные слои СсГГе с ориентацией (100), пригодные для практического использования, можно получать, осаждая предварительно на подложку {100}СаА$ промежуточный слой ¿£пТе определенной толщины. Показано, что эпитаксиальный слой Н§хМп|.хТе может быть использован в качестве дислокационного фильтра для системы СсЛе/СаАз, в то время как сверхструктуры Сс^ш-Ле: СёТе/СаАв или СсГГе^пТе/ОаАэ мало эффективны в качестве дислокационных фильтров. Поскольку вакансии ртути действуют как акцепторы, обуславливая формирование р-типа материала, то для получения п-типа материала необходимо устранить испарение ртути из эпислоя НйСсГГе, например, путем осаждения на его поверхность защитного слоя 2пТе. Эту операцию необходимо проводить сразу же после выращивания слоя Н^СёихТе с тем, чтобы минимизировать выход ртути из пленки ЩСсГГе.

Изложены результаты исследований новых солнечных элементов, перспективных для коммерческого применения и изготовленных на основе эпитаксиальных пленок С(18/Сс1Те. Установлено, что отжиг солнечных элементов в СёСЬ значительно улучшает их свойства и увеличивает эффективность работы с 3 до 10%. При этом улучшение фотоэлектрических свойств солнечных элементов связано с уменьшением плотности структурных дефектов в области гетерограницы Сс1Те/Сс18 (области р-п перехода) и укрупнением зерен поликристаллических пленок СсГГе и Сей.

Третья глава посвящена обнаруженному явлению образования структурных дефектов в монокристаллах и эпитаксиальных пленках полупроводников АгВб при высокоинтенсивном (~1017-1019 эл./см2с ) облучении электронами с подпороговыми энергиями (¿100 кэВ) (эффект декомпозиции). При анализе дефектообразования под воздействием электронного пучка оценены степень нагрева материала электронным пучком, влияние поверхностных загрязнений и облучения ионами катода, а также действие подпорогового ионизационного механизма дефектообразования. Исследовано влияние дозы, интенсивности и температуры электронного облучения, а также легирующих примесей, полей упругих

напряжений, границ раздела сред и поверхности на образование структурных дефектов. Рассмотрено взаимодействие ростовых дефектов с точечными дефектами, продуцируемыми электронным облучением, и описан эффект электронного низкотемпературного отжига первоначально сформированных дислокационных петель, предшествующий процессу "вторичного" дефектообразо-вания. Определены потоки электронов (ДФ), необходимые для удаления (отжига) междоузельных дислокационных петель, введенных ионным травлением, в различных материалах: ДФ&8=(1.3±0.2)х1020 эл./см2, ДФс<к « ЛФ2пЯе=(3.7±0.5)х10м эл./см2, ДФот=(1.4±0.3)х1021 эл./см2 и ДФ2„те=(5±0.9)х1(Р1 эл./см2.

Показано, что плотность нарушений, образующихся в результате электронного облучения, увеличивается с ростом дозы облучения. Конечный вид и концентрация дефектов не зависят от интенсивности электронного пучка, в то время как скорость образования дефектов прямо пропорциональна интенсивности электронного облучения. Степень нарушений, продуцируемых электронным облучением в полупроводниках АзВб, уменьшается с ростом энергии дефекта упаковки и понижением степени ионности связи в последовательности: 2п8-»2п8е»С<18->СсГГе-> 2пТе«СёЩТекМпЩТе. В ОаАв и 81, облученных при аналогичных условиях, структурных изменений не наблюдается. Экспериментальные данные хорошо объясняются в рамках подпорогового ионизационного механизма дефектообразования генерацией и последующим взаимодействием точечных дефектов. Оценен порядок величины вероятности выхода ионизированного атома из узла кристаллической решетки в СёТе т|=0.1-1, что в 104-105 раз больше, чем известное из литературных данных значение г| для 81. Оценены эффективные коэффициенты диффузии точечных дефектов, их диффузионные длины пробегов и скорости переползания дислокаций в условиях облучения электронами высокой интенсивности.

Процесс декомпозиции материалов АгВв при электронном облучении протекает в четыре стадии. Вначале перемещаются дислокации, при этом могут формироваться дислокационные диполи и петли. Затем образуются поры, являющиеся результатом конденсации вакансий и, вероятно, удаления междоузельных атомов аниона из объема материала. Следующая, третья, стадия сопровождается формированием мелких дислокационных петель междоузельного типа и металлических преципитатов, а также изменением сферической формы пор в результате декорирования их междоузельными атомами. В конце, когда

нарушения увеличиваются, локальная декомпозиция имеет место, что вызывает появление колец на электронограмме, свидетельствующих о переходе от монокристаллического состояния к поликристаллическому. С ростом температуры процесс декомпозиции ускоряется.

Скорость роста (сокращения) пор зависит от начального радиуса. Изменение г и с1г/ск от времени облучения пропорционально 1|Д и Vй1 , соответственно. Обнаружено, что имеется время задержки начала формирования различимых в ПЭМ дефектов 1<1, которое уменьшается с ростом интенсивности и температуры облучения, понижением плотности "стоков" и зависит от материала. При фиксированной интенсивности образование дефектов начинается быстрее в материалах с большей СИС и меньшей величиной ЭДУ. Повторное облучение электронами того же места кристалла вызывает дальнейшее видоизменение структурных дефектов без времени задержки 1а. Эта особенность свойственна всем без исключения исследованным материалам АгВб и четко повторяется для различных участков образца, что позволяет считать, что время не связано с временем установления квазиравновесия между точечными дефектами и стоками при облучении в ПЭМ кристаллов АгВб, а определяется временем формирования зародышей для дальнейшего роста дефектов. Образование пор происходит интенсивнее на участках образца, покрытых поверхностной пленкой, а время и уменьшается, что определяется снижением скорости выхода вакансий на свободную поверхность и увеличением вероятности их накопления в приповерхностных слоях.

Многие закономерности формирования скоплений точечных дефектов и их взаимодействие со "стоками" аналогичны ранее изученным процессам формирования структурных дефектов в в! при высокоинтенсивном облучении электронами с энергией ~1 МэВ (школа А.Л.Асеева).

Из упругих свойств рассмотренных материалов следует, что в полупроводниках АгВб энергетически оправдано образование скоплений точечных дефектов с размерами больше, чем в и ОаАэ. Для образования дефектов, формирующихся в условиях электронного облучения в эпитаксиальных слоях, требуются большие дозы, чем при облучении объемно-выращенных монокристаллов, что связано с большей плотностью стоков для ТД в эпитаксиальных структурах.

Облучение электронами ПЭМ примесных кристаллов CdS, ZnS и ZnSe сопровождается снижением критической температуры образования структурных дефектов Тк до 200 °С в CdS, 250 °С в ZnSe и 300 °С в ZnS, в то время как для нелегироваиных материалов значения Тк. были определены как >300 °С в CdS, >350°С в ZnSe и >400 °С в ZnS. Это объясняется более интенсивной аннигиляцией точечных дефектов на примесных центрах, которая увеличивается с ростом температуры облучения.

В четвертой главе представлены результаты исследования дефектообразова-ния в полупроводниковых кристаллах и эпитаксиальных структурах после воздействия ионов, где особое внимание уделено облучению материалов АгВб ионами Аг+ и 1+ низких энергий »2-10 кэВ. Полученные данные отражают общие закономерности физических процессов, протекающих в халькогенидах, как при подпороговом электронном облучении, так и при облучении ионами малых энергий, что, в первую очередь, относится к вопросам декомпозиции, степени влияния ионов и электронов на различные полупроводниковые соединения АгВб, а также корреляции процессов дефектообразования со степенью ионности связи и энергией дефекта упаковки. Это позволяет говорить о фундаментальных процессах, протекающих в этих материалах при низкоэнергетическом, как ионном, так и электронном облучениях.

Обнаружено, что образование остаточных структурных дефектов в полупроводниках АгВв, облученных ионами низких энергий, происходит на глубинах, превышающих среднюю проекцию пробега ионов Rp на порядок величины. Методом высокоразрешающей электронной микроскопии установлено, что остаточные структурные дефекты представляют собой мелкие дислокационные петли (<25 нм) междоузельного типа, лежащие, как правило, в плоскостях {111} и {110} с векторами Бюргерса а/2<110>, а/6<112>, а/3<111> и с плотностью »1010-10й см2. Основываясь на результатах и модельных представлениях о перераспределении междоузельных атомов вглубь кристалла за пределы Rp в Si, удается хорошо объяснить экспериментальные факты образования узкого слоя скоплений междоузельных атомов на глубинах, превышающих RP в соединениях АгВб. Пространственное разделение вакансий и междоузельных атомов в процессе ионной бомбардировки было использовано для измерения эффективной диффузионной длины V и I в CdTe в условиях ионного травления ионами Аг+ при

комнатной температуре, что составляет «20 нм и «70 нм, соответственно. Оценены эффективные коэффициенты диффузии вакансий и междоузельных атомов при комнатной температуре, которые составляют (З-б)хЮ15 и (4-8)х10-14 см2/с, соответственно.

Установлено, что изменение энергии ионов Аг+ в пределах от 4 до 10 кэВ при азотном охлаждении образца не влияет на образование остаточных после ионной бомбардировки структурных дефектов в материалах АгВв. Температура при бомбардировке С(1Те и ZnГe ионами Аг+ практически не влияет на образование структурных дефектов в интервале 173К-470К. Повышение температуры облучения выше, чем 470К вызывает формирование в СсГГе и 2пТе крупных дислокационных петель и дефектов упаковки междоузельного типа размерами до 0.4 мкм.

При анализе процессов дефектообразовапия в полупроводниках АгВб, облученных ионами низких энергий, необходимо учитывать как упругие, так и неупругие соударения. Эффективность образования дефектов при этом коррелирует с ЭДУ и СИС и убывает в последовательности: 2п8>гп8е>Сс15> СёТе>гпТе>Н£Сс1ТеяЕ^МпТе, что полностью совпадает с результатами исследований дефсктообразования в этих материалах, облученных электронами с подпороговыми энергиями <100 кэВ. Бомбардировка ионами полупроводников АгВб, содержащих ростовые дислокации и дефекты упаковки с плотностью >1010 см-2, сопровождается эффективным стоком на них точечных дефектов и, соответственно, снижением интенсивности формирования структурных дефектов, обусловленных ионным облучением. Это особенно наглядно проявляется в случае бомбардировки ионами эпитаксиальных структур и вновь аналогично закономерностям дефектообразования в этих материалах при электронном облучении.

Предварительное легирование примесью (Р, 1п, С1) не влияет на образование остаточных структурных дефектов в С<1Те, бомбардированном ионами Аг+, если бомбардировка осуществляется при азотной или комнатной температуре. Последующий термоотжиг выявляет особенности в дефектообразовании в предварительно легированных образцах, заключающиеся в формировании пор меньших размеров, выделений, дислокаций и дефектов упаковки. В образцах, бомбардированных ионами 1+, заметно влияние легирующей примеси уже сразу

после облучения ионами (без термоотжига), что проявляется в виде формирования пластинчатых выделений типа примесь-теллур, примесь-кадмий.

В пятой главе рассмотрены особенности формирования структурных дефектов в материалах АгВб, при облучении их in situ в ПЭМ электронами с надпороговыми энергиями 400 кзВ с целью:

-установления общих закономерностей и различий при облучении полупроводниковых материалов АгВб электронами с надпороговыми и подпороговыми энергиями;

-изучения образования структурных дефектов в материалах, легированных различными примесями;

-наблюдения и изучения кинетики структурных изменений с высоким разрешением на атомном уровне;

-изучения анизотропии в формировании структурных дефектов, связанной с анизотропией атомных связей в полярных кристаллах, что возможно при определении абсолютной кристаллографической ориентации фольги in situ в электронном микроскопе;

-дальнейшей отработки метода локального воздействия электронов на полупроводники АгВб, что необходимо для разработки физических основ локальной инверсии типа проводимости, формирования р-n переходов и создания квантовых структур.

Обнаружено, что' аналогично облучению полупроводников АгВб электронами с подпороговыми энергиями, облучение этих материалов электронами с надпороговыми энергиями также сопровождается образованием междоузельных дислокационных петель, пор и сокращением первично-введенных ионным травлением дислокационных петель под воздействием электронного пучка с последующим формированием дефектов, обусловленных электронным облучением. Также при сравнимых потоках облучения степень нарушений в ZnS выше, чем в CdTe, а в GaAs и Si при тех же условиях облучения образования каких либо дефектов не наблюдается, что связано с разичными значениями энергии дефекта упаковки и степенью ионносги связи. Кроме того, облучение CdTe электронами сопровождается образованием выделений типа примесь-Те и примесь-Cd в легированных кристаллах и формированием частиц CdO и CdTe. Наиболее часто встречающимися фазами, которые образуются в облученных электронами кристаллах CdTe, являются: CdO(Ky6H4.) в нелегированном CdTe;

Сс1Те(гексаг. или тетраг.) в нелегированном и легированном хлором СсГГе; Си2Те(кубич.,гексаг.) и СиТе(гексаг.) в С<1Те, легированном медью; 1пТе(тетраг.,кубич.) и 1щТез (кубич.) в СсГГе, легированном индием; СёзРг (тетраг.,кубич.) в СсГГе, легированном фосфором. Различие между легированными и нелегированными кристаллами не основано на различных механизмах образования точечных дефектов при облучении, а может быть объяснено вторичными процессами их гетерогенной нуклеации.

Обнаружено, что переползание дислокаций в материалах АгВб и нарушение слоев 1пР в сверхструктуре 1пР/1пхСа)-хАз, происходящие в результате присоединения (отрыва) точечных дефектов, генерируемых электронным облучением, происходит преимущественно вдоль определенных кристаллографических направлений, что связано с различными скоростями наращивания атомов к плоскостям { Т I 1}В и {111}А.

Предложена модель, основанная на квазихимических реакциях между ТД и "стоками", в которой использованы экспериментально определённые значения эффективных энергий миграции междоузельных атомов и вакансий в СсГГе Ет\ и Ету, позволяющая численно моделировать процессы образования скоплений точечных дефектов междоузельного и вакансионного типов в материалах АгВб. На примере СсГГе продемонстрировано хорошее согласие теории и эксперимента.

В дополнение к общепринятому представлению 'о миграции ТД в кристаллической решетке как объектов размерами порядка атомного, обнаружено, что в многочисленных случаях в процессе облучения происходит перемещение скоплений точечных дефектов (кластеров), содержащих до 103-104 атомов, а также "облаков" ТД. Перемещение скоплений ТД отражено в видиофильме, снятом в электронном микроскопе в режимах слабого пучка и высокого разрешения. Эти результаты необходимо учитывать в теоретических работах при построении моделей диффузии и перемещения ТД, роста и сокращения пор, дислокационных петель, трансформации дислокационной структуры, изменения структурных, электрофизических и оптических свойств материалов.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. Обнаружено, что при отжиге легированных кристаллов АгВб в атмосфере, насыщенной атомами катиона в них образуются колонии примесных преципитатов на ростовых дефектах, что сопровождается формированием междоузельных дислокационных петель, переползанием дислокаций, а также снижением интенсивности катодолюминесценции, фотолюминесценции и удельного сопротивления, что связывается с распадом комплексов типа "вакансия катиона-примесь", ответственных за формирование глубоких акцепторных уровней, компенсирующих действие донорных примесей.

Образование преципитатов в полупроводниках АгВб во многом аналогично формированию преципитатов в 8;, при этом средние размеры преципитатов в полупроводниках уменьшаются с ростом величины энергии дефекта упаковки материала (ЭДУ), что наблюдается при переходе от 2п5-»2п8е-»Сс1Те-» к Бь

2. Изучение закономерностей дефектообразования в эпитаксиальных плёнках полупроводников АгВб позволило подразделить все структурные дефекты на четыре основные группы в зависимости от причин их образования, связанных с (1) внутренними свойствами материала, (2) влиянием несоответствия параметров решеток эпитаксиального слоя и подложки, (3) проблемами роста и (4) процессами, протекающими после выращивания, что позволяет выработать стратегию снижения плотности дефектов.

Типичными дефектами в эпитаксиальных пленках АгВб, выращенных методом МОПФЭ на подложках {ЮО}ОаАз, являются прорастающие дислокации и наклонные к поверхности подложки микродвойники и дефекты упаковки, в то время как эпитаксиальные пленки, выращенные на {111}СаА8, содержат ламелли двойников, параллельные подложке.

3. Обнаружена сильная анизотропия в распределении микродвойников в эпитаксиальных структурах гпБ, Сс^т-Ле и Сёх2п|х8, выращенных на подложках {ОО^ОаАэ в условиях, соответствующих напряжениям растяжения и сжатия в эпислое, а также слабо-рассогласованной структуры. Микродвойники наблюдаются исключительно в направлении [I 10] проекции эпислоя, что объясняется на основе модели роста.

4. Впервые исследованы сверхструктуры СсШ:(Сс1,2п)8, выращенные методом МОПФЭ низкого давления на подложках ОаАв. Обнаружено, что

эпитаксиальные слои CdS, CdZnS и сверхструктуры с основой CdZnS, выращенные на (OOl)GaAs, имеют решетку сфалерита и содержат дефекты, вид которых зависит от слоевой композиции. Эпитаксиальные пленки, выращенные на подложках { 1 1 1}В GaAs, имеют гексагональную структуру и содержат, преимущественно, дефекты упаковки, параллельные гетерогранице, независимо от композиционного состава пленки.

5. Впервые обнаружено явление образования структурных дефектов в материалах АгВб при подпороговом электронном облучении. Начало формирования различимых в ПЭМ дефектов, конечный их вид и концентрация в каждом конкретном материале являются функцией дозы и температуры электронного облучения и зависят от полей упругих напряжений в кристалле. Степень нарушений, продуцируемых электронным облучением в полупроводниках AiB«, уменьшается в последовательности: ZnS->ZnSe»CdS-»CdTe—>ZnTe«: CdHgTeaMnHgTe, что коррелирует с ростом энергии дефекта упаковки и понижением степени ионности связи (СИС). Экспериментальные данные хорошо объясняются в рамках подпорогового ионизационного механизма дефектообразования генерацией и последующим взаимодействием точечных дефектов.

6. Показано, что в процессах дефектообразования в кристаллах АгВб, облученных ионами низких энергий и электронами с надпороговыми энергиями, наряду с упругими соударениями существен вклад и неупругих соударений. Эффективность образования дефектов при этом аналогична эффективности дефектообразования в этих материалах, облученных электронами с подпорого-выми энергиями. Облучение легированных кристаллов CdTe электронами и ионами сопровождается формированием выделений типа примесь-Те, примесь-Cd и CdO.

7. Процессы образования скоплений точечных дефектов междоузельного и вакансионного типов в материалах АгВб при облучении электронами хорошо описываются в рамках модели квазихимических реакций между ТД и стоками с учетом экспериментальных значений эффективных энергий миграции междоузельных атомов и вакансий. На примере CdTe продемонстрировано хорошее согласие теории и эксперимента.

8. Обнаружено, что в многочисленных случаях в процессе облучения полупроводников АгВб электронами происходит перемещение скоплений точечных дефектов (кластеров), содержащих до 103- Ю4 атомов, а также "облаков" ТД.

9. Образование структурных дефектов в полупроводниках АгВб, облученных ионами низких энергий, происходит на глубинах, превышающих среднюю проекцию пробега ионов RP на порядок величины.

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах:

1. Логинов Ю.Ю. Выделение легирующей примеси на дислокациях в кремнии после гамма-облучения II Физика-химия твердого тела. Красноярск: КГУ, 1978,- С.20-29.

2. Логинов Ю.Ю., Ленченко В.М. Взаимодействие атомов легирующей примеси с точечными и структурными дефектами в кремнии // Диффузия и массоперенос в химической кинетике.- Красноярск: КГУ, 1979,- С.41-47.

3. Ленченко В.М., Логинов Ю.Ю. Электронно-микроскопические исследования влияния гамма-облучения и отжига на коагуляционные процессы в кремнии // ФТТ.- 1980,- Т.22, N7.- С.2072-2078.

4. Вернер В.Д., Данилин А.Б., Логинов Ю.Ю. Роль аморфной фазы при вторичном дефектообразовании в слоях кремния, легированных ионами фосфора с различной скоростью набора дозы И Электронная техника. Сер.З. Микроэлектроника.- 1980.- N5(89).- С.86-88.

5. Логинов Ю.Ю. Расчет на ЭВМ экспериментально-наблюдаемых процессов выделения примесей и точечных дефектов на дислокациях // Изв.вузов. Физика.-1981.-Т.24, N6.-C.128. flen.Per.N2143-81.

6. Логинов Ю.Ю. Исследование границы эпитаксиалыюго слоя кремния после воздействия дестабилизирующих факторов // Изв. АН СССР. Неорганич. материалы,- 1981.-Т. 17, N 7.-С. 1146-1149.

7. Логинов Ю.Ю., Ленченко В.М. Активация атомных процессов на поверхности твердых тел под воздействием электронов с энергией 75-100 кэВ// Изв. вузов СССР.Физика.-1981 ,-T.24,N2.-C. 124.Деп.Рег. N5351-80.

8. Логинов Ю.Ю. Влияние донорно-акцепторного взаимодействия на диффузию примесей к дислокациям // Изв.вузов СССР. Физика.- 1982. Т.25, N1.-С.111-113.

9. Логинов Ю.Ю., Бусыгин В.М. Электронно-микроскопическое исследование распада пресыщенного твердого раствора в кремнии // Изв.АН СССР. Неорг. материалы,- 1982.-Т. 18, N5.- С.709-714.

10. Логинов Ю.Ю., Ленченко В.М. Электронно-микроскопические исследования взаимодействия внедренной примеси с собственными междоузельными атомами кремния при отжиге // ФТТ,- 1982.- Т.24, N2.- С.384-389.

11. Логинов Ю.Ю. Влияние облучения и термообработки на коагуляцион-ные процессы в компенсированном кремнии // Физ.Хим.Обработки Материалов,-1983.-N1.- С.138-139.

12. Loginov Y.Y., Brown P.D., Woods J. ТЕМ study of the formation of structural defects // Proc. Solid State Phys. Conf.- Nottingham: University of Nottingham, 1988,- P.AP2.

13. Loginov Y.Y., Brown P.D., Woods J. ТЕМ investigation of the precipitate formation within semiconductor materials // Proc. of European Conf. on Evaluation of Advanc. Semiconduct. Mater, by Electron Microsc.- Bristol: University of Bristol, 1988,- P.32-33.

14. Brown P.D.,Loginov Y.Y. ТЕМ study of CdTe // Proceedings of II-VI interaction EC-Meeting-6.-Durham: University of Durham, 1988.-P.23-24.

15. Loginov Y.Y., Brown P.D., Thompson N., Russell G.J., Woods J. ТЕМ studies of doped II-VI compounds // Microsc.Semicond.Mater. Bristol, London: Inst.Phys.Conf.,1989.-Ser.N100.-P.433-438.

16. Clifton P.A., Brown P.D., Loginov Y.Y., Mullins J.T. Progress in the growth of HgTe-ZnTe and CdTe-ZnTe superlattices by MOVPE // Proceedings of II-VI interaction EC-Meeting-7. -London: The Royal Military College of Science, 1989.-P.44-45.

17. Loginov Y.Y.,Lenchenko V.M.,Brown P.D.,Woods J. ТЕМ study of the formation of structural defects in ion-implanted silicon at depths of h<R and h>R // Phys.Stat.Sol.(a).-1990.-V.l 18.-P. 117-129.

18. Loginov Y.Y., Brown P.D., Thompson N., Russell G.J., Woods J. ТЕМ investigation of Ga and In doped ZnS, and In doped ZnSe // J. Cryst.Growth. 1990.-V.102.- P.827-840.

19. Brown P.D., Loginov Y.Y. ТЕМ studies of Te-based epitaxial systems // Proceedings of II-VI interaction EC-Meeting-8.-Hull: University of Hull, 1990.-P. 26-27.

20. Mullins J.T., Taguchi T., Brown P.D., Loginov Y.Y., Durose K. Growth and optical properties of CdS:(Cd,Zn)S strained layer superlattices // Jap.J. Appl.Phys.-1991 .-V.30, N11 A.-P.L1853-L1856.

21. Brown P.D., Loginov Y.Y., Mullins J.T., Taguchi T., Durose K. TEM studies of Cd:Zn:S-based superlatticcs and epitaxial layers//Microsc. Semicond. Mater. -Bristol, London: Inst.Phys.Conf.,1991.- Ser.N117.- P. 627-630.

22. Loginov Y.Y., Brown P.D., Thompson N. TEM study of sub-threshold electron irradiation damage in II-VI compounds // Phys.Stat.Sol.(a).- 1991,- V.126.-P.63-83.

23. Loginov Y.Y.,Brown P.D.,Thompson N. A TEM study of the interaction of sub-threshold electron beam induced defects in II-VI compounds II Phys.Stat.Sol.(a).-1991.-V.127.-P.75-86.

24. Brown P.D., Loginov Y.Y. Lattice mismatched epitaxy // Proceedings of II-VI interaction EC-Meeting-9.-Cardiff: University of Wales College of Cardiff, 1991.-P.56-57.

25. Loginov Y.Y., Brown P.D., Thompson N.. Durose K. TEM study of defect formation within II-VI compounds irradiated with 100 keV electrons II Abstract of Fifth Internat.Conf. on II-VI Compounds.-Tamano, Okayama, Japan.- Sept.8-13, 1991.-P.39.

26. Brown P.D., Loginov Y.Y., Mullins J.T., Taguchi T., Durose K. Microstructural and luminescent properties of CdS//(Cd,Zn)S and (Cd,Zn)S//ZnS superlattices // Abstract of Fifth Internat.Conf. on II-VI Compounds.- Tamano, Okayama, Japan.-Sept. 8-13, 1991.-P.54.

27. Loginov Y.Y., Brown P.D., Durose K., Thompson N., AlnajjarA.A., Brinkman A.W., Woods J. Transmission electron microscopic studies of n- and p-type doped CdTe II J.Cryst.Growth.- 1992.-V.117.- P.259-265.

28. Loginov Yu.Yu., Brown P.D. 100 keV electron beam induced decomposition of II-VI compounds// Phys.Stat.Sol.(a).-1992.-V.132.-P.323-337.

29. Loginov Y.Y., Brown P.D., Thompson N., Durose K. Transmission electron microscopic study of defect formation within II-VI compounds irradiated with 100 keV electrons //J.Cryst.Growth.-1992.-V.117.-P.682-688.

30. Brown P.D., Loginov Y.Y., Durose K., Mullins J.T.,Taguchi T., Burbery T., Lawson-Jack S., Jones I. Microstructural properties of epitaxial CdS, (Cd,Zn)S and CdS//(Cd,Zn)S superlattices//J.Cryst.Growth.-1992.-V.117.-P.536-542.

31. Loginov Y.Y., Brown P.D. ТЕМ Study of the structural damage produced within II-VI compounds by 100 keV electrons // Electron Microscopy l.-Singapore, New Jersey, London, Hong Kong: World Scientific, 1992.-P.568-569.

32. Brown P.D., Loginov Y.Y., Mullins J.T., Durose K., Brinkman A.W., Humphreys CJ. ТЕМ investigation of II-VI/GaAs heterostructures // Abstract of Intemat.Conf.on Il-yi Compounds and Related Optoelectronic Materials.-Newport, Rhode Island, USA.- Sept. 13-17, 1993,- P.232.

33. Loginov Y.Y., Brown P.D., Humphreys C.J. Control of point defects in semiconductors // Abstract of Internat. Conf. Symposium: Y: Microstructure of Irradiat. Mater.- Boston, USA.- November 28,1994.- P.714.

34. Brown P.D., Loginov Y.Y., Mullins J.T., Durose K., Brinkman A.W., Humphreys C.J. Transmission electron microscopy investigations of II-VI/GaAs heterostructures И J.Cryst.Growth.- 1994.- V.138.-P.538-544.

35. Brown P.D., Loginov Y.Y., Humphreys C.J. Electron microscopy in the assessment of semiconductor epitaxial growth II Abstract of Internat.Microscopy and Image Analysis Conf.- London, Sept. 12-15,1994,- P.l 14.

36. Brown P.D., Loginov Y.Y., Humphreys C.J. ТЕМ study of ZnTe, CdTe and CdZnTe epilayers grovn by MOVPE on GaAs // Abstract of British and Dutch Conf. on Crystallisation and Crystal Growth an Interdisciplinary Perspective.-Norwich.UK.-Sept.4-6,1994.-P.34.

37. Loginov Y.Y., Brown P.D., Durose K. Precipitation in doped II-VI compounds // Abstract of British Conf. on Microcrystallisation and Colloidal Precipitation.- London.- May 19,1994.-P.97.

38. Логинов Ю.Ю., Браун П.Д. Образование примесных выделений в CdTe, легированном Ga и С1 // Известия АН. Неорг.Матер.-1995.- Т.31, N9.- С. 1177-1179.

39. Логинов Ю.Ю., Браун П.Д. Образование примесных выделений в CdTe, легированном индием, после отжига и облучения ионами и электронами // ФТТ.-1995,- T.37.N10.- С.3115-3123.

40. Логинов Ю.Ю.,Браун П.Д.Дьюроуз К.,Алнаджар A.A. Образование примесных выделений в CdTe, легированном фосфором после выращивания // Известия АН. Неорг. Матер.- 1995.-Т.31, N9.-C.1180-1183.

41. Loginov Y.Y., Brown P.D., Humphreys C.J. Control of point defects in semiconductors // Mat.Res.Soc.Symp.Proc.-1995.-V.373.-P.529-534.

42. Loginov Y., Brown P., Humphreys C. Determination of the composition of small displaced particles formed in 400 keV electron beam irradiated CdTe and ZnS // Proceedings of 14th Internal. Congress on X-ray Optics and Microanalysis.-Guangzhou, 1995.-P. 108-110.

43. Loginov Y.Y., Brown P.D., Humphreys C.J. ТЕМ investigation of point defect interactions in II-VI compounds // Mater.Sci.Forum.-1995.- V.196-201.- P.1461-1466.

44. Brown P.D., Loginov Y.Y., Stobbs W.M., Humphreys C.J. Microtwin nucleation and propagation in heteroepitaxial II-VI compounds on (OOl)-oriented GaAs substrates // Phil.Mag.(a).-1995.-V.72, N1.-P.39-57.

45. Логинов Ю.Ю., Лу Г. Восстановление структурного совершенства CdTe и ZnTe, бомбардированных ионами низких энергий, в результате подпорогового электронного облучения //ФТТ.- 1995.-T.37,N6.-C.1703-1712.

46. Brown P.D., Loginov Y.Y, Boothroyd C.B., Humphreys C.J. Artefacts within ion beam milled semiconductors // Electron Microsc.Analys.EMAG95.- Bristol, London: Inst.Phys.Conf., 1995.- Ser.N147.- P.393-396.

47. Loginov Y.Y., Brown P.D., Humphreys C.J. Point defect interactions in doped II-VI compounds under ion and electron beam irradiation // Microsc. Semicond. Mater.-Bristol,London:Inst.Phys.Conf.,1995.-Ser.N146.-P.431-434.

48. Логинов Ю.Ю., Браун П.Д., Хамфрейс К.Дж. Формирование структурных дефектов в гетероэпитаксиальных слоях CdTe и CdZnTe, выращенных на GaAs // ФТТ.-1996.-Т.38, N2.-C.496-506.

49. Браун П.Д., Логинов Ю.Ю., Стоббс У.М., Хамфрейс К.Дж. Формирование микродвойников в (001) гетероэпитаксиальных слоях // ФТТ,- 1996.-Т.38, N1.-C.284-294.

50. Логинов Ю.Ю., Лу Г. Электронно-микроскопические исследования влияния электронов с подпороговыми энергиями на образование и отжиг структурных дефектов в ZnTe и CdZnTe II Изв.вузов.Физика.-1996,- N1,- С.111-115.

51. Логинов Ю.Ю., Браун П.Д., Хамфрейс К.Дж. Влияние легирующей примеси на образование структурных дефектов в CdTe, облученном электронами и ионами//®TT.-I996.-T.38,N4.-C.I251-1261.

52. Логинов Ю.Ю., Браун П.Д., Хамфрейс К.Дж. Формирование структурных дефектов в эпитаксиальных слоях ZnTe и (Cd,Zn)Te, выращенных на (OOl)GaAs II Известия АН. Неорг. Матер.-1996.-Т.32,№.-С.30-33.

53. Loginov Y.Y., Galloway S.A., Durose K„ Al-Allak H.M., Oktik S„ Brinkman A.W. Transmission electron microscopy of CdTe/CdS based solar cells // J.Cryst.Growth.-1996.-V.¡61, N1 -4.-P. 159-163.