Гетероэпитаксия ZnTe, CdTe и твердых растворов CdHgTe на подложках GaAs и Si тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.10 ВАК РФ

На правах рукописи

Якушев Максим Витальевич

Гетероэпитаксия гпТе, СДТе и твердых растворов

СсШйТе на подложках СаЛэ и 81.

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук Специальность 01.04.10 (Физика полупроводников)

2 2 СЕН 2011

Новосибирск-2011г.

4853298

Работа выполнена в Учреждении Российской академии полупроводников им. A.B. Ржанова Сибирского отделения РАН

наук Институте физики

Научный консультант:

доктор физико-математических наук, профессор

Сидоров Юрий Георгиевич

Официальные оппоненты:

член-корреспондент РАН, профессор доктор физико-математических наук, профессор

Хохлов Дмитрий Ремович

Ивонин Иван Варфоломеевич

доктор физико-математических наук, профессор

Шумский Владимир Николаевич

Ведущая организация:

Физико-технический институт имени А.Ф. Иоффе РАН, г. С.-Петербург

Защита состоится « 15 » ноября 2011 г. в 15 часов на заседании диссертационного совета Д 003.037.01 при Учреждении Российской академии наук Институте физики полупроводников им. A.B. Ржанова Сибирского отделения РАН по адресу: 630090, г. Новосибирск, проспект академика Лаврентьева, 13.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Учреждения Российской академии наук Институте физики полупроводников им. A.B. Ржанова Сибирского отделения РАН

Автореферат разослан « 6 » сентября 2011г.

Ученый секретарь диссертационного совета доктор физико-математических наук, доцент

Погосов А.Г.

Актуальность темы. В настоящее время лидирующее место среди материалов для изготовления инфракрасных (ИК) фотоприемников (ФП) залимают твердые растворы кадмий-ртуть-теллур (КРТ) []]. Это обусловлено физическими свойствами КРТ: высокой подвижностью электронов и низкой диэлектрической постоянной, возможностью изменения ширины запрещенной зоны в широких пределах и высокой квантовой эффективностью в диапазоне перекрываемых длин волн [2]. За последние 25 лет технология получения КРТ интенсивно развивалась, что позволило перейти от изготовления объемных монокристаллов относительно небольшого диаметра (менее 10 мм) до эпитаксиальных слоев на подложках большого диаметра (до 150 мм). Эпитаксиальные слои КРТ на подложках большого диаметра необходимы для создания матричных ИК ФП с большим числом элементов, повышения производительности производства и снижения стоимости изделий.

Все эпитаксиальные методы связаны с общей проблемой - потребностью в дешёвых подложках большой площади, которые структурно, химически, оптически и механически согласованы с полупроводниками на основе Hg [3]. До настоящего времени не найдено подложки, которая бы удовлетворяла одновременно всем требованиям. Подложки из монокристаллического CdTe и тройных соединений на его основе, в первую очередь CdZnTe, физически и химически согласованы с CdHgTe и позволяют выращивать эпитаксиальные слои с параметрами, соответствующими качеству объёмных кристаллов [4]. Однако малый размер, проблемы чистоты, преципитация теллура, неоднородность состава по площади и высокая цена ($60 - $500 за 1 см2) делают невозможным использование таких подложек в массовом производстве и при создании широкоформатных матриц фотодетекторов [5].

Перспективный подход для получения подложек большого диаметра - применение гибридных или так называемых «альтернативных» подложек, которые представляют собой многослойные структуры, состоящие из пластин объёмного кристалла, закрытых буферными слоями с согласованной решёткой. Объёмные полупроводниковые материалы Si, GaAs, InSb и сапфир являются высококачественными, дешёвыми и легкодоступными кристаллами, которые в этом случае можно использовать. Низкий коэффициент пропускания в спектральном диапазоне 3-5 мкм для InSb и в спектральном диапазоне 8-12 мкм для сапфира ограничивает широкое использование данных материалов в качестве подложки, в отличие от Si и GaAs, которые прозрачны во всей области ИК-спектра и могут быть использованы при создании приборов для любого спектрального диапазона. В качестве буферных слоёв наносятся плёнки ZnTe и CdTe суммарной толщиной несколько микрон.

Принципиальной возможностью получения гетероэпитаксиальных структур на альтернативных подложках обладают различные парофазные эпитаксиальные методы, такие как модификации молекулярно-лучевой эпигаксии и эпитаксии из паровой фазы с

использованием металлорганических соединений. Метод молекулярно-лучевой эпитаксии (МЛЭ) превосходит другие эпитаксиальные методы выращивания слоев КРТ на «альтернативных» подложках. К преимуществам МЛЭ по сравнению с остальными методами относятся: 1) низкая температура роста; 2) наиболее чистые условия выращивания и соответственно низкий уровень фонового легирования; 3) возможность получения многослойных объектов, включая сверхрешетки и структуры с квантовыми точками; 4) наличие встроенных методик анализа поверхности, позволяющих in situ исследовать и контролировать ключевые стадии изготовления гетероструктур [6].

Основная проблема при выращивании КРТ методом МЛЭ - высокая упругость паров и, как следствие этого, низкий коэффициент встраивания атомов ртути. Поэтому рост КРТ в методе МЛЭ происходит при низкой температуре подложки и высоком давлении паров ртути. Термодинамический анализ показывает, что при МЛЭ рост пленок HgCdTe осуществляется в условиях, когда две фазы: HgTe«p и Те«р - являются устойчивыми [7]. При термодинамической вероятности образования нескольких фаз преимущественное образование той пли другой фазы будет определяться исключительно кинетикой образования соответствующих фаз, которая, в свою очередь, зависит от ориентации подложки.

При гетероэпитаксии CdHgTe на подложках из GaAs и Si возникают проблемы, обусловленные различиями в параметрах решеток сопрягаемых материалов [В] и различной природой химической связи. Структурное совершенство при использовании альтернативных подложек может ухудшаться из-за образования промежуточных химических соединений на гетерограницах и интенсивного дефектообразования на них [9]. При сопряжении кристаллов, относящихся к разным структурным типам (CdHgTe и Si), возможно образование дефектов, вызванных ошибками в периодическом ряду упорядоченных плоскостей атомов, -антафазных границ [10]. Все эти проблемы приводят к сложности достижения высокого структурного совершенства гетероэпитаксиапьных структур КРТ и его электрофизических параметров, необходимых для изготовления ИК-фотоприемников с предельными характеристиками.

К моменту начала работ по теме данной диссертации не существовало законченной модели гетероэпитаксиапыюго роста КРТ. Для снижения вероятности образования фазы Текр было предложено использовать подложки (112)В [11], рост на которых возможен в очень узком диапазоне условий. Поэтому актуальной оставалась задача выбора подложки с оптимальной ориентацией поверхности. Механизмы формирования гетеропереходов AuBv'/GaAs и A"BV1/Si были изучены не полностью. Не существовало четких представлений о влиянии промежуточных соединений, образующихся в гетеросистеме AIIBvl/OaAs, на

структуру растущей пленки. Исследования гетероэпитаксии на кремниевых подложках были выполнены дня систем с более низким рассогласованием параметров кристаллических решеток GaAs/Si и ZnSc/Si. Кроме того, подавляющее число исследований гетероэпитаксиального роста было выполнено для подложек с ориентацией (100).

Поэтому для решения поставленной задачи необходимо дополнить существующие представления о гетероэпитаксиальном росте КРТ, а в случае оптимизации процессов роста за счет выбора ориентации подложки необходимо провести полный цикл исследований всех этапов выращивания гетероструктуры.

Целью работы является создание научных основ методов получения альтернативных подложек - высококачественных буферных слоев CdTe на подложках из GaAs и Si, пригодных для эпитаксии твердых растворов CdHgTe приборного качества. Для достижения этой цели необходимо было решить следующие основные задачи:

- изучение закономерностей формирования морфологии подложек, используемых для гетероэпитаксиального роста CdHgTe, при предэпитаксиалыюй подготовке и разработке методов получения поверхности подложки с заданным составом и морфологией;

- изучение механизмов образования дефектов кристаллической структуры в гетерокомпозициях A"Bvl/GaAs и A'^/Si и нахождение способов снижения их плотности;

- изучение кинетики роста слоев CdZnTe и CdHgTe на высокоиндексных поверхностях и нахождение путей получения гетероструктур CdHgTe с заданными структурными и фотоэлектрическими параметрами.

Объекты и методы исследования. Результаты получены для слоев ZnSe, ZnTe, CdTe и CdHgTe, выращсш1ых на подложках GaAs(112)B, GaAs(310) и Si(310) методом молекулярко-лучевой эшггаксии. Гетеропара ZnSe/GaAs взята как модельная, так как она имеет минимальное рассогласование параметров кристаллических решеток, а вероятность образования промежуточных соединений в гетеропереходе наиболее высокая. Подложка GaAs(U2)B наиболее часто встречается в литературе, посвященной проблеме выращивания КРТ методом МЛЭ (МЛЭ КРТ), а подложки, ориентированные по плоскости (3)0), позволяют приготавливать альтернативные подложки для выращивания КРТ с минимальной плотностью макроскопических прорастающих дефектов. Изучалось влияние условий предэпитаксиального отжига и роста на кристаллографическую структуру и состав гетероперехода, а также па морфологию поверхности пленки. Рост образцов проводился в установках МЛЭ «Катунь» и «Обь», разработанных в ИФП СО РАН и изготовленных совместно ИФП СО РАН и Опытным заводом СО РАН. В качестве методов исследования in situ использовались дифракция электронов высокой энергии на отражение (ДЭВЭО) и одноволновая эллипсометрия. Дополнительно исследование поверхности Si(310)

проводилось методами дифракции медленных электронов (ДМЭ) и сканирующей туннельной микроскопии (СТМ). Состав образцов определялся методами рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии (РФЭС), вторичной ионной масс-спектроскопии (ВИМС) и Оже-спектроскопии. Исследования дефектов в объеме пленок проводились методами просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) и селективного травления. Все исследования проводились в ИФП СО РАН.

Научная новизна работы

Исследованы механизмы роста и дефектообразования при выращивании на высоко индексных поверхностях методом молекулярно-лучевой эпитаксии гетероэцитаксиальных структур с большим рассогласованием параметров кристаллических решёток, с различной природой химической связи и принадлежностью пленки и подложки к разным структурным типам. В результате установлены основные закономерности гетероэпитаксиального роста полупроводниковых соединений '¿пТе, СсГГе и СйЬ^Те на подложках ОаА5(112)В, ОаА5(ЗЮ) и 81(310).

Определены закономерности изменения морфологии поверхности ОаА5(112)В при адсорбции элементов VI группы. Установлена зависимость между составом поверхности подложки ОаАз(112)В, отожженной в парах элементов VI группы, и образованием двойников в растущей пленке А"ВУ'. Предложена кристаллохимическая модель гетероперехода АпВУ|/ОаА5, основанная на анализе среднего числа валентных электронов на один атом. Показано, что образование халькогенидов галлия в гетеропереходе приводит к фасетированию подложки плоскостями (111)В и двойникованию в растущей пленке А"ВУ1.

Исследована зависимость морфологии гидрогенезированной и окисленной поверхностей БКЗЮ) от температуры отжига в вакууме. Установлено, что после десорбции пассивирующего покрытия поверхность имеет сильно развитый рельеф, образованный преимущественно ступенями высотой в два монослоя. Отжиг до температуры 900 ±15°С с последующим резким остыванием приводит к фасетированию поверхности плоскостями (510). Исследована морфология поверхности 81(310), отожженной в парах Аб4. Установлено, что с .повышением температуры отжига выше ТОО^С происходит изменение морфологии поверхности с образованием фасеток (311) и ступеней высотой в нечетное число межплоскостных расстояний. При температурах ниже 600°С фасетирование поверхности не происходит, и ступени имеют высочу в два межплоскостных расстояния.

Исследована кинетика начальной стадии роста пленок гпТе на подложках ОаАв(ЗЮ) и $¡(310). Анализ кинетики роста пленок гпТе на подложках ОаМ(ЗЮ) для различных пересыщений показывает отсутствие лимитирующего влияния образования и роста цешров кристаллизации. Скорость роста после образования адсорбционного слоя определяется

скоростью поступления осаждаемого материала на подложку. При осаждении ZnTe на подложке Si(310) имеет место образование и рост зародышей, которые определяют скорость формирования пленки на начальных стадиях. Скорость образования зародышей растет с понижением температуры подложки и соответствующим повышением пересыщения.

Установлено, что плотность антифазных границ (АФГ) в гетероструктурах CdHgTe/CdTe/ZnTe/Si(310) зависит от соотношений давлений паров Zn и Те2 и температуры подложки в начальный момент роста теллурида цинка. Высокое давление паров цинка приводит к получению монодоменных слоев. Повышение температуры роста и давления паров Тег вызывает появление АФГ и увеличение их плотности вплоть до роста поликристалла.

Обнаружено, что в гетероструктуре CdHgTe/Si(310) присутствуют дефекты упаковки, анизотропно распределенные относительно кристаллографических направлений [-130] и [001]. Дефекты упаковки лежат в плоскости (111), пересекающей плоскость (310) под углом 68 градусов. Зарождение дефектов упаковки носит гетерогенный характер и происходит на границе раздела ZnTe/Si(310). Отжиг гетероструктур при 350°С в атмосфере теллура приводит к аннигиляции дефектов упаковки.

Установлена зависимость морфологии поверхности CdTe(3I0) от условий роста. Рост пленки в условиях избытка элементов VI группы приводит к огрублению поверхности и увеличивает высоту микрорельефа до 100 нанометров. В условиях избытка элементов II группы происходит выглаживание поверхности, что позволяет выращивать пленки с высотой микрорельефа в несколько нанометров. Установлено, что при увеличении толщины адсорбционного слоя Те поверхность CdTe(310) фасетируется плоскостями (100).

Впервые получены гетероэпитаксиальные структуры CdHgTe/Si(310), в которых отсутствуют антифазные границы и дефекты упаковки, с плотностью прорастающих дислокаций ~ 107см"2. На их основе изготовлены матричные фотоприемные устройства для инфракрасного диапазона спектра с высокими фотоэлектрическими параметрами. Продемонстрирована возможность применения эпитаксиальных слоев CdHgTe, выращенных методом МЛЭ на подложках Si(310), для создания надежных, стойких к термоциклированию многоэлемнтных фотоприемных модулей для спектрального диапазона 3-5 и 8-12 мкм.

На защиту выносятся следующие основные научные положения.

1. Основной причиной образования структурных дефектов при гетероэпитаксии A"BVI/GaAs наряду с рассогласованием параметров кристаллических решеток является нарушение баланса валентных электронов в гетеропереходе за счет образования промежуточных соединений между компонентами пленки и подложки. Образование связей

галлий - халькоген в решетке сфалерита является причиной фасетирования подложки плоскостями (111)В и двойникования в растущей пленке AHBV1.

2. Микрорельеф чистой поверхности Si(310) после предэгаггаксиального отжига в широком интервале температур образован террасами плоскости (100), разделенными эквидистантными ступенями двухатомной высоты.

3. Ансамбль структурных дефектов в гетероструктурах CdHgTe/CdTe/ZnTe/Si(310) определяется условиями формирования гетерограшщы ZnTe/Si(310). Плотность антифазных гршшц зависит от соотношений давлений паров Zn и Те2 и температуры подложки в начальный моменте роста теллурида цинка. Высокое давление паров цинка обеспечивает получение монодоменных слоев. В свою очередь, высокое давление паров Zn предопределяет огранение трехмерных островков на начальной стадии роста фасетками (111) одной полярности и приводит к анизотропному распределению дефектов упаковки в

объеме гетероструктуры.

4. Различие в структурном совершенстве слоев CdTe/ZnTe, выращенных на подложках GaAs(310) и на подложках Si(310), определяется различием кинетики формирования гетеропереходов ZnTe/GaAs(310) и ZnTe/Si(310), а не вкладом рассогласования параметров кристаллических решеток пленки и подложки. Скорость роста теллурида цинка на подложках GaAs(310) на начальных стадиях осаждения не лимитируется образованием и ростом зародышей и определяется только скоростью поступления осаждаемого материала на подложку. При осаждении ZnTe на подложке Si(310) имеет место образование и рост зародышей, которые определяют скорость формирования пленки на начальных стадиях. Большая часть прорастающих дефектов в гетеро структуре CdTe/ZnTe/Si(310), такие как дислокации и дефекты упаковки, образуется при коалесценции островков ZnTe в начальный момент роста.

5. Кристаллизация CdHgTe на поверхности (310) не имеет кинетических ограничений. Коэффициент встраивания атомов Hg для CdHgTe(310) в четыре раза выше, чем для CdHgTe(100). Диссоциация двухатомных молекул теллура на поверхности CdHgTe (310) происходит с преодолением более низкого активационного барьера. В результате в процессе роста (в пределах ошибки измерения - 0,1 монослоя) не происходит образования адсорбционного слоя теллура. На поверхности (310) выращивание слоёв CdHgTe с высокими электрофизическими и структурными характеристиками возможно в более широком диапазоне давлений ртути, чем иа поверхности (112)В.

Достоверность полученных результатов и выдвигаемых ка защиту научных положений определяется тем, что все экспериментальные дашше получены с использованием современной экспериментальной техники и апробированных методик

измерений на большом числе образцов. Полученные в работе данные согласуются с известными экспериментальными результатами других авторов. Результаты работы не противоречат современным представлениям об эгаггаксиалыгом росте полупроводниковых соединений.

Научная и практическая значимость работы заключается в том, что осуществлено решение научной проблемы, имеющей важное практическое значение.

Исследования, проведенные в диссертации, позволяют глубже попять механизмы формирования гетеропереходов A"Bv'/GaAs и AnBv'/Si. Полученная в результате выполнения работы информация о механизмах введения структурных дефектов при гетероэпиггаксии неизовалентных полупроводников и влиянии условий роста на морфологию поверхности CdTe, позволяет оптимизировать условия получения «альтернативных подложек» - высококачественных буферных слоев CdTe на подложках из GaAs и Si, пригодных для эпитаксии твердых растворов CdHgTe.

В результате разработана технология, позволяющая создавать методом МЛЭ на подложках из кремния нелегированные образцы КРТ дырочного типа проводимости приборного качества. На полученных структурах изготовлены матричные фотоприемники различного формата на диапазоны длин волн 3-5 и 8-14 мкм, работающие при 77К, и диапазон 3-5 мкм, работающие при 21 ОК.

Впервые разработаны и изготовлены полноформатные матричные фотоприемные модули (ФПМ) на основе ГЭС МЛЭ КРТ, выращенных на подложке из кремния. Такие фотоприемники обладают повышенной стойкостью к термоциклированию, поскольку коэффициенты термического расширения кремниевой схемы считывания и фотоприемной матрицы на кремниевой подложке одинаковы. Изготовленные ФПМ позволяют получать изображение телевизионного стандарта без использования систем механического сканирования. ФПМ обладают высоким пространственным и тепловым разрешением, позволяющим достоверно идентифицировать наблюдаемый объект.

Личный вклад соискателя в диссертационную работу заключается в определении цели, постановке задач, выборе способов решения и методов исследования, проведении методических разработок, необходимых для их реализации. Он также заключается в активном участии в организации и выполнении экспериментов, в анализе и интерпретации полученных результатов. Автором внесен определяющий вклад в разработку технологии выращивания КРТ на подложках из кремния.

На разных этапах работы участие в исследованиях принимали научные сотрудники различных подразделений ИФП СО РАН. Работы проводились в тесном взаимодействии с

соавторами, которые не возражают против использования в диссертации полученных

совместно результатов.

Апробация работы. Основные результаты работы докладывались и обсуждались на российских и международных конференциях: II Международное совещание по МЛЭ (г.Варшава, Польша, 1996г.); VII Европейская Конференция по методам анализа поверхности и границ раздела (г.Г&геборг, Швеция, 1997г.); VI Международная конференция по научному материаловеденью и свойствам материалов для инфракрасной оптоэлектроники (г.Киев, Украина, 2002 г.); Конгресс по оптике и оптоэлектронике ( г.Варшава, Польша, 2005); 14 Международная конференция по 1I-VI полупроводникам (С.-Петербург, 2009); IX Российская конференция по физике полупроводников (Новосибирск-Томск, 2009); Совещание «Актуальные проблемы полупроводниковой фотоэлектроники» (Новосибирск, 2003, 2008); Международная иаучно-техническая конференция по фотоэлектронике и приборам ночного видения (Москва, 2002,2004,2006,2008,2010).

Публикации. По материалам диссертации опубликованы 41 печатая работа. Список

работ приведен в конце автореферата.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, семи глав, выводов, заключения и списка литературы. В конце каждой главы также приводится заключите. Диссертация содержит 251 страницу текста, 116 рисунков, II таблиц и список литературы из 225 наименований. Содержание работы

Во введении обоснована актуальность темы диссертации, сформулированы цель и задачи работы.

Глава 1. In situ методы исследования при гетероэпитаксин соединений А2В6.

Одним из наиболее важных преимуществ метода молекулярно-лучевой эпитаксии по сравнению с другими эпитаксиальными методами является возможность контролировать процесс роста непосредственно во время осаждения пленки. Наиболее широкое распространение среди методов in situ контроля получил метод дифракции электронов высокой энергии на отражение (ДЭВЭО). При гетероэпитаксин соединений А2В6 возможности ДЭВЭО ограничены, так как для роста халькогенидов часто используют высокоиндексные поверхности, а на начальных стадиях роста происходит сильное развитие рельефа. Другим методом контроля, используемым в молекулярно-лучевой эпитаксии,

является эллипсометрия.

В главе рассмотрены методические проблемы интерпретации эллилсометрических измерений при контроле in situ процесса роста слоев CdTe и ZnTe. Теллурид цинка -широкозонный полупроводник с шириной запрещенной зоны 2.26 эВ, поэтому оптическое

поглощение на длине волны излучения He-Ne лазера (который чаще всего используется в одноволновых эллипсометрах) у него практически отсутствует. Это приводит к определенным особенностям при эллипсометрическом контроле роста слоев ZnTe. Главная из них заключается в том, что глубина зондирования оказывается неограниченно большой (по крайней мере, больше, чем толщина выращиваемого слоя - порядка микрометра), поэтому эллипсометрические параметры зависят от распределения по глубине оптических свойств всего слоя, а не только от приповерхностной его области, как в случае сильно поглощающих полупроводников. Эллипсометрический мониторинг ведется в течение всего процесса роста, и полученные экспериментальные данные - зависимости эллипсометрических параметров ц/ и А от времени - несут большой объем информации. Расшифровка этой информации и составляет методическую часть проблемы контроля слоев ZnTe.

Предложена оптическая модель гетероструктуры ZnTe/GaAs, позволяющая проводить эллипсометрический контроль in situ при выращивании толстых (толщиной в несколько интерференционных периодов) слоев ZnTe и отслеживать динамику изменения оптических свойств пленки в процессе роста. Показано, что с помощью одноволновой эллипсометрии можно исследовать кинетику формирования и эволюции трехмерных зародышей роста на начальной стадии гетероэпитаксии ZnTe/GaAs и ZnTe/Si (Рис. 1).

/ -J \ 20

• /

/ • j

\ \30

Ч. 0,9/ « 7 0,9/

f, град

Рис.1. Номограмма для островковой пленки гпТе на СаАБ- Сплошные линии соответствуют постоянным значениям плотности ц и толщины эффективного слоя 1)зф (цифры возле соответствующих кривых -толщина в нанометрах). Точками показаны изменения эллипсометрических параметров на начальной стадии роста.

Предложен высокочувствительный эллипсометрический метод контроля температуры поверхности образцов в сверхвысоком вакууме. Метод основан на зависимости фазовой толщины исследуемого слоя от температуры. Чувствительность эллипсометрических параметров к температурным изменениям пропорциональна произведению температурной чувствительности показателя преломления [¡Ы^Т на толщину с) и возрастает с увеличением толщины пленки.

Численным моделированием и экспериментально показано, что модифицированный эллипсометрический метод контроля температуры обладает высокой дифференциальной

чувствительностью и позволяет обнаружить изменение температуры порядка О.ОГС.

11

Проведен анализ спектральной зависимости чувствительности и установлено, что наиболее огтпшальный диапазон длин волн для данного материала находится в области ниже края его фундаментального поглощения. На длине волны Не-Ые лазера в область высокой температурной чувствительности попадают такие полупроводниковые материалы, как в!, СсКпТе, АЮаАя, ОаР и другие.

Выполнены измерения показателя преломления пленки гпТе для различных температур и для диапазона 0 - 350°С получена аппроксимациониая зависимость

п (Т) =2.9 7+2 •/ (Г4Т+4 ■1(Г7Тг.

Разработан программно-аппаратный комплекс на основе спектрального эллипсометра, интегрированного в установку молекулярно-лучевой эшггаксии, предназначенный для контроля состава твердого раствора С^.^пЛс (КЦТ) при малых значениях г.

Анализ спектров эллипсометрических параметров пленок КЦТ, измеренных в процессе их роста, показал, что наиболее чувствительным к составу параметром является положение края поглощения. Определение края поглощения по началу интерференционных осцилляций в области прозрачности позволяет контролировать состав твердого раствора Сс1|. г2пгТе с точностью 1.2%. Для повышения точности определения состава растущего слоя необходимо решать обратную эллипсометрическую задачу, используя в качестве подгоночных параметров толщину и состав слоя. В этом случае, используя параметрическую модель дисперсионной зависимости показателей преломления и поглощения от состава КЦТ вблизи края поглощения, можно повысить точность до величины 0.6%.

Глава 2. Эпитакснальный рост соединений АНВУ| на подложках СаА8(112)В

К моменту начала работ но теме данной диссертации, наибольшее распространение для выращивания слоев Сс1^Те методом МЛЭ получили подложки с ориентацией поверхности по плоскости (112)В, так как использование подложек с такой ориентацией позволяет подавить процессы двойникования и получить максимальный коэффициент встраивания ртути.

В главе на примере гетероструктуры 2п8е/ОаА5(112)В изучена роль химического взаимодействия компонентов пленки и подложки в формировании морфологии и образовании дефектов структуры.

Установлено, что адсорбция элементов VI группы приводит к образованию на поверхности подложки ОаАБ химического соединения состав, которого соответствует формуле ва^ез.

Проведено кристаллохимическое рассмотрение взаимодействия компонентов гетеросистемы 7г^е/ОаА5. В основу рассмотрения были положены следующие утверждения: атомы селена (или теллура), попадая на поверхность ОаАБ, вытесняют мышьяк из

кристаллической решетки ОаЛя и образуют химическую связь с галлием; в кристаллической решетке с тетраэдрической конфигурацией связей на один атом в среднем должно приходиться 4 валентных электрона.

Сохранение полярности

2>и

/Ч

у

-1/2

Т Сиена ^12 полярности

6/4x3+2-1x2:

3x3/4+6-3x2=9/4

As

(в+ЗхЗМ+Зх1/2у&=11/8

mL s'l Asl »s. W

/*\р Лт.

V V V V \

Рис.2 Схематичное изображение конфигураций связей,

приводящих к смене полярности в гетеросистеме А"ВУ1/ОаА5. Атом халькогена образует 6 связей в виде октаэдра.

В результате рассмотрения были сделаны следующие выводы.

1. Поверхность GaAs, на которой атомы As замещены атомами Se (или Те), имеет насыщенные связи.

2. При насыщении поверхности арсенида галлия селеном или теллуром выгодной становится огранка плоскостями (111).

3. На поверхности с насыщенными связями возможно одновременное зарождение кристаллической решетки как в нормальном, так и в двойниковом положении. Причем размеры нормальных и сдвойникованных участков в начальный момент не будут превышать несколько межатомных расстояний.

Экспериментально показано, что отжиг поверхности GaAs в парах Se вызывает образование фасеток (111). Рост пленок ZnSe на поверхности GaAs, обработанной Se, начинается с образования 3-х мерных островков с развитой поверхностью (111) и сопровождается интенсивным двойникованием, предположительно связанным со сменой полярности (Рис.3).

■ а »...............—И—И б

Рис.3. Дифракционные картины в начальный момент роста ZnSe на подложке ОаАэО 12)В, стабилизированной Бе: а - 30 секунд роста, б - 90 секунд роста, азимут [110].

Исследования состава гетероперехода ZnSe/GaAs(112)B методами РФЭС и Оже спектроскопии показали, что в том случае, когда в начальный момент роста пленки происходит интенсивное фасетирование и двойникование, толщина переходного слоя увеличивается и одновременно с этим происходит локальное внедрение GaH As из подложки в пленку.

Установлено, что рост ZnTe и CdTe на подложке GaAs(l 12)В, отожженной в парах Те, также начинается с развития фасеток (111) и интенсивного двойникования. На чистой поверхности GaAs(112)B возможен рост без фасетироваиия и двойникования. Повышение температуры роста и давления паров халькогена увеличивает вероятность фасетироваиия и двойникования во время роста соединений AnBvl.

Экспериментально показано, что поверхности GaAs(l 12)В, ZnTe(112)B и CdTe(l 12)В являются морфологически неустойчивыми. При гетероэпигаксии AKBvl/GaAs(112)B возможна перестройка поверхности с образованием фасеток (011), (1 И) и (113). Присутствие на фронте кристаллизации фасеток (111) приводит к появлению двойниковых ламелей.

С учетом результатов физико-химических исследований, представленных в главе 2, разработано и изготовлено отечественное оборудование для выращивания слоев КРТ методом МЛЭ. Основой является установка МЛЭ «Катунь», модернизированная для работы с ртутью. Она включает три технологические камеры, две камеры загрузки-выгрузки и ламинарный обеспыленный бокс.

Для снижения плотности дефектов на гстерогранице A2B6/GaAs необходимо предотвратить взаимодействие паров элемента шестой группы (теллура) с подложкой GaAs при высоких температурах. Для этого процессы удаления остаточных оксидов и выращивания буферного слоя пространственно разнесены по разным технологическим камерам.

Остаточная атмосфера технологической камеры предэпитаксиальной термической подготовки поверхности подложек не содержит паров элемента шестой группы (теллура). В этой камере проводится термическое удаление остаточных оксидов с поверхности подложки.

Другим важным практическим выводом, сделанным в главе 2, является заключение о том, что поверхность (112)В как CdTe, так и CdHgTe является морфологически неустойчивой и может ограняться в процессе роста плоскостями (111), (113) и (011). Для предотвращения фасетироваиия и вызванного им образования дефектов необходимо очень точно поддерживать условия роста в узком интервале значений, при которых не происходит морфологических перестроек поверхности. Делается вывод, что поверхность (112)В не является оптимальной для молекулярно-лучевой эпитаксии соединений AnBVI. Предложено использовать в технологии молекулярно-лучевой эпитаксии ГЭС КРТ подложки GaAs(3l0).

Так как использование подложек (310) позволяет получеть минимальную плотность морфологических дефектов.

Глава 3. Формирование структуры поверхности подложки во время предэпитаксиального отжига. В главе представлены результаты исследования состава и морфологии поверхности подложки 51(310).

Одним из типов дефектов, образующихся при эпитаксии СсГГе на кремниевых подложках, являются антифазные домены. А1ггифазный домен, ограниченный антифазными границами (АФГ), получается, если в какой-либо области кристалла А"ву| поменять местами атомы элементов А и В. Как было показано в [12], антифазные домеиы в аналогичных гетеросистемах формируются тогда, когда в условиях слоевого роста на поверхности подложки присутствуют ступени высотой в нечетное количество атомов. Ошибка в периодическом ряду упорядоченных плоскостей атомов приводит к возникновению антифазных границ. Для предотвращения образования антифазных доменов при гетероэпитаксии СсЛе/Эи необходимо, чтобы после предэпитаксиальной подготовки на поверхности подложки присутствовали только ступени высотой в четное количество атомов.

Методами сканирующей туннельной микроскопии (СТМ) и дифракции электронов высоких и низких (ДМЭ) энергий исследовано влияния отжига в вакууме на морфологию чистой поверхности 31(310).

В широком интервале температур отжига (500 - 1250°С) поверхность $¡(310) имеет развитый рельеф, среднеквадратичное значение шероховатости для которого по данным СТМ составляло 0.15-0.3 им (см. рис.4).

Рис. 4. СТМ-изображения поверхности 81(310) после отжига при температуре 850"С.

По данным ДМЭ на такой поверхности присутствуют эквидистантные ступени двухатомной высоты. На всех образцах, исследуемых нами методом ДМЭ, после отжигов при температурах от 500°С до 1250°С наблюдались одни и те же дифракционные картины. С увеличением температуры отжига качественных изменений дифракционных картин не происходило. Отжиг при 1250°С приводил к увеличению яркости дифракционных рефлексов. Пример дифракционной картины от поверхносги 51(310) представлен на рисунке

15

5. На картине ДМЭ можно видеть ряды рефлексов, расположенные вдоль направления [-130]. Расстояние между рядами рефлексов обозначено буквой а. Также видно, что отдельные рефлексы расщеплены надвое. Расстояние между парными рефлексами обозначено как Ь. Такие дифракционные картины характерны для системы эквидистантных ступеней. В пользу присутствия ступеней на поверхности образца говорят два факта. Во-первых, это расщепление дифракционных рефлексов и, во-вторых, характерное «переливание» парных рефлексов при изменении энергии первичного пучка [13]. Отношение а/Ь в пределах погрешности измерений равно отношению сторон элементарной ячейки гладкой поверхности Б^ЗЮ) (а/Ь = 1.63). При этом расстояние между парными рефлексами соответствует большей стороне элементарной ячейки 81(310). На основании этого можно сделать вывод о том, что такие дифракционные картины получены от ступенчатой поверхности 81(310) с расстоянием между ступенями, равным размеру большей стороны элементарной ячейки этой поверхности. Используя простые геометрические вычисления, можно видеть, что в этом случае высота ступени равна двум межплоскостным расстояниям для грани $1(100).

Рис.5. Дифракционная картина от поверхности 81(310) после десорбции пассивирующего слоя при 800°С. а - расстояние между рядами рефлексов; Ь - расстояние между парными рефлексами.

О

О 1 о

52 эВ

ПВД | 1001]

Было установлено, что для повышения доли поверхности, образованной ступенями двухатомной высоты и, соответственно, для снижения вероятности образования антифазных доменов, необходимо добиться низкой концентрации остаточных загрязнений на поверхности. Так, при концентрации кислорода и углерода на поверхности более 5% от монослоя (по данным Оже спектроскопии) на поверхности 81(310) присутствуют в основном только ступени одноатомной высоты.

Нагрев до температур 900 - 1000°С с последующим быстрым охлаждением приводит к огранке поверхности 81(310) террасами (510)-1x2. Поверхность .81(310) целиком ограняется террасами (510) в очень узком диапазоне температур - 900 ± 15°С. При прогревах при более

высоких температурах террасы (510) присутствуют на разупорядоченной поверхности Si(310) фрагментарно.

Современные технологии получения высококачественных структур CdHgTe/CdTe/Si предполагают проведение предэпитаксиалыюго отжига подложки в парах AS4 [14]. Методами дифракции быстрых электронов и сканирующей тушильной микроскопии исследована морфология поверхности Si(310), отожженной в парах AS4. Установлено, что с повышением температуры отжига выше 700°С происходит изменение морфологии поверхности с образованием фасеток (311) и ступеней высотой в нечетное число межплоскостиых расстояний. При температурах ниже 600°С фасетирования поверхности не происходит, и ступени имеют высоту в два межплоскостных расстояния. Это делает поверхность пригодной для выращивания гетероструктур на основе соединений АПВУ|.

Так как высокая температура отжига вызывает образование ступеней трех- и одноатомной высоты, то для избегания зарождения антифазных доменов при гетероэпитаксии бинарных полупроводников на подложках Si(310) необходимо использовать низкотемпературные методы предэпитаксиальной подготовки.

Процессы адсорбции - десорбции теллура на поверхность кремния Si(310) изучались с помощью методов эллипсометрии, Оже-спектроскопии (ЭОС) и дифракции электронов. Для этого образец при заданной температуре выдерживался в молекулярном потоке теллура с одновременной регистрацией эллипсометрических углов и дифракционных картин и последующей записью Оже-спектров. Затем этот же образец отжигался при заданной температуре в вакууме с использованием тех же самых аналитических методов.

Было установлено, что процессы адсорбции - десорбции теллура на поверхности кремния можно разделить на три температурных интервала.

При температурах образца ниже 200°С экспозиция в парах теллура приводит к росту поликристаллической пленки теллура. Рост начинается с образования отдельных островков теллура и их дальнейшей коалесценции. При потоке Тег, эквивалентном давлению 2-10^ Topp, плотность островков составляет 6.0-1012 и 1.0-1012 см"2 для температур подложки -33 и +27°С соответственно. При потоке Тег, эквивалентном давлению 2-10"5 Topp, и температуре подложки 150 - 170°С плотность островков оценивается как величина меньшая 6.3- Ю10 см"2. Процесс десорбции теллура в этом температурном интервале не происходит.

В интервале температур образца 200-450ПС, независимо от плотности потока и времени экспозиции, по данным ЭОС количество теллура на поверхности кремния не превышает 20% от числа атомов в исследуемом объёме. При этом на дифракционных картинах никаких сверхструктурных перестроек не наблюдается и изменений эллипсометрических углов, соответствующих появлению адсорбционного слоя, не

происходит. Отжиг до 200-450°С образца с уже нанесенным слоем теллура независимо от времени отжига снижает количество теллура на поверхности до 20% от числа атомов в исследуемом объеме (ЭОС). Дальнейшее повторение циклов осаждение-нагрев (до 400°С) не приводит к увеличению количества теллура на поверхности образца. Детальное исследование свойств получаемого адсорбционного слоя методами Оже спектроскопии и спектральной злдипсометрии показывает, что адсорбционный слой теллура, получаемый при температуре 200-450°С, является несплошным, состоящим из отдельных островков. Экстраполяция данных, полученных при более низких температурах, позволяет оценить плотность островков теллура на уровне меньшем, чем 1.0 - Ю10 см'2.

Если образец имеет температуру больше 450°С, теллур на поверхности не обнаруживается никаким методом.

Также методами эллипсометрии и ЭОС были проведены исследования адсорбции Хп на чистой поверхности 81(310) и адсорбции Те и 2п на стабилизированной Ая поверхности 81(310) (Аз:81(310». Полученные результаты приведены в таблице 1.

Таблица 1. Характеристики процесса адсорбции Zn и Те на поверхности Si(310) и As:Si(310).

Zn Те

Чистая поверхность Si(310) Не адсорбируется До 200 иС - конденсация в виде поликристалла

200 - 450 °С - островковый, адсорбционный слой

Выше 450 °С - не адсорбируется

As:Si(310) До 140 °С - конденсация в виде поликристалла До 200 °С - конденсация в виде поликристалла

Выше 140 °С - не адсорбируется 200 - 450 °С - островковый, адсорбционный слой

Выше 450 °С - не адсорбируется

Глава 4. Кинетика роста гетероэпитаксиальных структур CdTe/ZnTe/GaAs(310) и CdTe/ZnTe/Si(310).

В главе рассмотрены закономерности эпитаксии пленок ZnTe и CdTe на подложках GaAs(310) и Si(310).

На основании эллипсометрических измерений in situ определены скорости роста и степень заполнения пленок ZnTe на подложках GaAs(310) и Si(310) на начальных стадиях роста. Проведено сравнение экспериментально измеренных и расчетных зависимостей

толщины пленки ХпТе от времени роста. В расчетах использовалась временная зависимость степени заполнения (?}) от скорости зарождения У) и роста зародышей (с): Л = 1-ехр(-тс ,1с2 ЛЗ) (1)

Эффективная скорость роста пленки

С,фф = С„ Г| = С„(1- ехр(-зг.)с2ч3/3)),

(2)

где С„ - нормальная скорость роста пленки на стационарной стадии. Данный подход предполагает, что эффективная скорость роста пленки меняется до тех пор, пока на поверхности подложки не образуется сплошной слой осаждаемого вещества. После чего Сэфф становится равной С„. Толщину растущей пленки определяли как О = 1СэффЛ1. В проведенных расчетах скорость зарождения J использовалась как подгоночный параметр. Значение величин С„ и с брались из эксперимента, полагая что с к С„.

На рис.6 приведены экспериментальная и расчетные зависимости толщины пленки гпТе от времени роста на подложке СаАвСЗЮ). Экспериментально измеренное С„ = 0.415А/сек. Из рисунка видно, что совпадение экспериментальной и расчетной кривой происходит, если положить ,1=6.01014см"2с'\ При более низких значениях J в начальный момент роста скорость кристаллизации стремится к нулю, а затем увеличивается и стабилизируется при величине, равной скорости стационарного роста. Толщина, соответственно, сначала растет крайне медленно, а затем выходит на линейную зависимость от времени осаждения, как это показано на рисунке 6. Скорость зарождения ,1=6х 10|4см"2с"' означает, что размер зародыша равен одному атому.

------------Рнс.6. Экспериментальное (точки) и

расчетное (сплошные линии) изменение толщины пленки гпТе со временем на начальных стадиях роста Для экспериментальной кривой температура роста - 370°С. Для расчетов использовалось: С„ = 0.415А/сек; I - ,1=б.0- 1014см гс ', 2 - .1=6.0 |0|2см'2с"',

20 40 60 80 100 , . , „ 1П|| -2 I

Время осаждения, сек. и см с

При более низких температурах роста расчетные зависимости толщины растущей пленки от времени также совпадали с экспериментально измеренными зависимостями при И'И"«^1 Из всего выше сказанного следует, что кинетика зарастания поверхности в рассматриваемом случае гетероэпитаксии 2пТе на подложках (ЗШ)ОаА.5 не определяется лимитирующей ролью процесса образования зародышей 7,пТе.

При переходе на подложки $1(310) кинетика формирования гетероперехода меняется существенным образом. Зависимостей толщины пленки от времени роста с высокой степенью достоверности описывается моделью, учитывающей скорость зарождения и роста зародышей (Рис.7). 7.0

I м у Рис.7. Изменение толщины пленки

2пТе на подложке из кремния от времени осаждения при температуре 300"С. Точки -экспериментальные данные;

сплошная линия - расчетная зависимость.

10 100 Время осаждения, с

Осаждение гпТе начинается с формирования «смачивающего» слоя со скоростями несколько ангстрем в секунду, что соответствует скоростям поступления осаждаемого материала. Состав слоя отличается от стехиометрического и может быть описан формулой гп2Те.

При росте стехиометрической зпитаксиальной пленки ¿пТе после формирования «смачивающего» слоя наблюдается индукционный период, в течение которого толщина пленки медленно увеличивается со временем. Длительность индукционного периода с понижением температуры уменьшается. Индукционный период прекращается после достижения пленкой эффективной толщины около 2 нм. Скорость образования зародышей растет с понижением температуры подложки и соответствующим повышением пересыщения

(рис.8). уа

Рис.8. Зависимость скорости образования зародышей от обратной температуры подложки при гетероэпитаксии 7пТе/8|(ЗЮ).

Г5

1,7 1.75 ЮОйГТ, К

Температурная зависимость скорости зарождения ] хорошо аппроксимируется прямой линией в координатах 1п(.1) - 1/(ЛТ)2Т, что указывает на лимитирующую роль образования зародышей критического размера. Наклон линии определяется работой образования критического зародыша и дает изменения поверхностной энергии при образовании зародышей 7,пТе, равное 40 эрг/см2. Оценочный расчет поверхностной энергии поверхности 7,пТе(001) дает 490 эрг/см2

Из низкого значения изменения поверхностной энергии при зарождении следует, что для низких температур роста при использованных интенсивностях потоков высота зародыша критического размера не должна превышать монослой ZnTe. В этом случае форму зародышей критического размера можно аппроксимировать двумерными образованиями, основание которых больше высоты, что согласуется с результатами анализа кинетики начальных стадий роста эпитаксиальных пленок 2пТе и плотности пленок ц

Определены факторы, влияющие на морфологию поверхности пленки Сс1Те/2пТе (310) на стационарной стадии роста.

Если во время роста давление паров Тег больше, чем давление паров Сё или 2л, (РсУРтс2<1), то по мере увеличения толщины пленки происходит развитие рельефа. При этом на поверхности формируются характерные фигуры роста в виде узких ямок, глубина которых достигает 1 ООнм (Рис. 9а).

О 4000 8000 нм а 0 1500 3000 нм

б

Рис. 9. Изображение поверхности Сс1Те(310) в атомно-силовом микроскопе. Температура роста 290"С, а - РС(1/Рте2<1, б - Ри/Ртй>1

В случае, когда РсУРте2>1, формируется однородный рельеф высотой несколько нанометров (Рис. 96). При отношении потоков Рм/РтС2 = 2-4 получаются слои со средней

21

величиной шероховатости 2 им. При дальнейшем увеличении потока Сс1 относительно Те2 происходит плавное возрастание высоты микрорельефа до величины 4-8 нм.

По данным дифракции быстрых электронов стабилизированная Сс1 поверхность Сс1Те(310) является атомарно-гладкой. Её реконструкция описывается элементарной ячейкой, которая совпадает с элементарной ячейкой переконструированной поверхности (310).

Рассмотрены процессы адсорбции Те на поверхности Сс1Те(310). Адсорбция теллура в количестве менее 0.2 монослоя вызывает реконструкцию поверхности с образованием террас плоскости (100), разделённых эквидистантными ступенями двухатомной высоты. С увеличением толщины адсорбционного слоя Те до значений 0.2 монослоя и более на поверхности СМТе(ЗЮ) происходит развитие системы фасеток (100) - (210).

Глава 5. Дефекты кристаллического строения в слоях ЖпТе и С(1Те, выращенных на подложках СаАз(ЗЮ) и 81(310).

Во второй главе на примере гетероструктуры 2п8е/СаАз(112)В изучена роль химического взаимодействия компонентов пленки и подложки в формировании морфологии и образовании дефектов структуры. Там же предложены способы снижения плотности дефектов кристаллической структуры вызванных присутствием на гетерогранице АИВУ|-АШВУ переходных слоев. Разработанные представления позволяют получать на подложках ОаАяРЮ) слои С<1Те/2пТе, в которых присутствуют дефекты только одного типа -дислокации. В слоях С(1Те/2пТе, выращенных на подложках 81(310), могут присутствовать три вида дефектов: прорастающие дислокации, дефекты упаковки и актифазные домены.

Антифазные домены. Антифазные домены в гетеросистемах АШВУ/А1У АНВ /А формируются тогда, когда в условиях слоевого роста на поверхности подложки присутствуют ступени высотой в нечетное количество атомов. Ошибка в периодическом ряду упорядоченных плоскостей атомов приводит к возникновению антифазных границ (АФГ).

Несмотря на наличие на поверхности $¡(310) ступеней двухатомной высоты (глава 3), в гетероструктурах СДНЕТеЛЖе/гпТеЩЗЮ) присутствуют антифазные домены. По данным просвечивающей электронной микроскопии антифазная граница представляет собой прослойку нарушенной структуры. Это позволяет выявлять антифазные домены при помощи селективного травления.

Для установления связи между условиями роста гпТе/БКЗЮ) и плотностью АФГ выращивались гетероструктуры СсГГе/гпТеЩЗМ) с толщиной слоя Сс1Те 6-8 мкм и толщиной слоя гпТе 0.01 - 0.02 мкм. При росте всех гетероструктур варьировались только условия роста гпТе, а условия роста СсЛе и предэпитаксальной подготовки не менялись.

Выращенные структуры травились в растворе: 10мл ШОз + 20мл Н20 + 4г К2Сг207 + 1,5 мг AgNO,

При сопоставлении режимов роста ZnTe с результатами селективного травления было установлено, что существуют оптимальные условия формирования гетсрограницы ZnTe/Si(310), при которых не наблюдаются антифазные границы (рис. Ю.а). Такими условиями являются: температура подложки 200 - 220"С, поток молекул Те2, эквивалентный давлению (5 - 20) 10' Topp, и поток атомов Zn, эквивалентный давлению (1 - 10) 10"6 Topp. Отклонение от этих условий, а именно снижение потока атомов Zn или повышение температуры подложки приводит к появлению антифазных границ. На рисунке 10 представлены фотографии поверхности гетероструктур CdTe/ZnTe/Si(310) после селективного травления. Образцы получены в одинаковых условиях, за исключением температуры роста ZnTe, которая составляла 200, 240 и 280°С (рисунки 10а, 106 и 10в соответственно). Из представленных рисунков видно, что чем выше температура роста теллурида цинка относительно оптимальной, тем больше плотность АФГ. Подобная последовательность картин наблюдаются и в случае, если температура роста и давление паров молекул теллура остаются неизменными, а снижается давление паров атомов цинка.

Повышение потока атомов 7л выше оптимального не вызывает образование АФГ

Рис.10. Ямки травления на поверхности гетероструктур CdTe/ZnTe/Si(310), выращенных при разных температурах подложки. 200°С(а), 240°С(б), 280°С(в).

Дефекты упаковки. Проведенные нами исследования позволили установить, что в гетероструктурах CdHgTe/CdTe/ZnTe/Si(310) присутствуют многослойные дефекты упаковки (ДУ) преимущественно типа вычитания с плотностью 105 - 107 см"2 (Рис. 11а). Дефекты упаковки лежат в близко расположенных параллельных плоскостях (111), пересекающих плоскость (310) под углом 68 градусов. Дефекты упаковки зарождаются на

границе раздела 2пТе/81(310) и прорастают через всю толщину пленки до её поверхности (Рис. 116).

Обнаружена анизотропия в распределении дефектов упаковки относительно кристаллографических направлений [-130] и [001]. По данным просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) и селективного травления плотность дефектов упаковки в плоскостях (111)А и (111)В различается на несколько порядков, а латеральный размер - в несколько раз.

Рис.11. Дефекты упаковки в гетерострукгуре СШ^Те/СсПе/гпТеЩЗЮ), выявленные методом просвечивающей электронной микроскопии, а) - планарное изображение приповерхностной области, б) - поперечный срез гетероструктуры С(1Те/2пТе/81(310).

Для гетероструктуры Хп'ГеЩЗЮ) рассогласование параметров кристаллических решеток пленки и подложки составляет величину /= 12.3%. Поэтому образование дефектов упаковки может быть вызвано напряжениями несоответствия в гетеропереходе [15], то есть образованием на начальной стадии релаксации напряжений частичных дислокаций несоответствия (ДН). Косвенным подтверждением этого факта является, во-первых, тип дефектов упаковки (почти все ДУ типа вычитания и образуются путем скольжения частичных дислокаций Шокли) и, во-вторых, образование ДУ происходит в близко расположенных параллельных плоскостях (111).

В наших исследованиях было установлено, что рост 2пТе на поверхности 81(310) происходит по трехмерному механизму и скорость роста лимитируется образованием и ростом зародышей (глава 4). Поэтому для гетероперехода 2пТе/81(310) нельзя исключать возможность существования, помимо деформационного, ростового механизма образования дефектов упаковки. Такой механизм реализуется при коалесценции трехмерных островков на начальной стадии роста подобно тому, как это описано в работе [16]. Как было установлено в данной работе, для подавления образования антифазных доменов необходимо, чтобы

24

давление паров Zn больше чем на порядок превосходило давление паров Те2. Создавая такие условия, мы делаем предпочтительным появление фасеток (111) одной полярности, что и приводит к наблюдаемой анизотропии дефектов упаковки.

Подтверждением существования ростовых дефектов упаковки в гетероструктурах CdHgTe/CdTe/ZnTe/Si(310) является обнаруженная нами корреляция между плотностью ДУ в приповерхностном слое CdHgTe и условиями роста ZnTe (Рис. 12). проста ОТН.ед. 7 6 5 4 3 2 1 0

10'

>6

; 105

104

Гис.12. Зависимость плотности дефектов упаковки в

гетероструктурах

CdHgTe/CdTe/ZnTe/Si(310) от условий роста ZnTe.

ргп/рТе ОТН.ед.

Отжиг гетеросгруктур CdHgTe/CdTe/ZnTe/Si(310) в инертной атмосфере при температуре 200 - 250°С в течение 5-10 часов приводит к исчезновению дефектов упаковки во всем объёме слоя CdHgTe. Была проведена серия отжигов гетеросгруктур СаТе/гпТе/8|(310) толщиной 6 - 8 мкм в различных средах и при различных температурах. Отжиги проводились в атмосфере теллура, кадмия и в инертной атмосфере. Было установлено, что только отжиг в атмосфере теллура при 350°С приводит к исчезновению дефектов упаковки в слоях СаТе. Отжиг в атмосфере кадмия и в инертной атмосфере не уменьшает количество ДУ в гетероструктурах CdTe/ZnTe/Si(310).

Прорастающие дислокации. Для гетероэпитаксиалъных слоев дефекты кристаллического строения и, в первую очередь, дислокации несоответствия (ДН) являются необходимым равновесным элементом структуры, который обеспечивает релаксацию напряжений. Поэтому в большинстве случаев избежать генерации дислокации при гетероэпитаксии невозможно, а иногда и нецелесообразно, поскольку это может привести к сильной макродеформации эпитаксиального слоя, вплоть до его разрушения. В связи с этим, одной из важных проблем гетероэпитаксии является не устранение дефектов структуры вообще, а создание их оптимального распределения по объему гетеросистемы. Прежде всего, под этим понимается максимальное уменьшение количества структурных дефектов в рабочей области гетеросистемы, которые в наибольшей мере ухудшают электрофизические и оптические свойства материала.

Для выявления дислокаций использовался метод селективного травления. Данный метод позволяет экспрессно получать не только информацию о плотности дислокаций в гетероструктуре, но и о латеральном распределении дислокаций по пластине. Метод селективного травления получил широкое распространение при исследовании структурного совершенства слоев Сс1Те и СсН^Те и при разработке технологии производства фотодетекторов. Данный метод позволяет сопоставлять между собой структуры, выращенные в разных условиях и разными методами, а также строить зависимости фотоэлектрических параметров приборов от структурного совершенства исходного материала.

В слоях теллурида кадмия толщиной 6 мкм, выращенных на подложках СаА5(3!0) в условиях, когда давление паров Сс1 больше давления паров Те2, плотность ямок травления составляет величину ~ 106 см"2. При снижении относительного давления СЛ до 1 плотность ямок травления начинает резко возрастал!.. В слоях СйТе, выращенных на подложках 81(310) в аналогичных условиях, плотность ямок травления на порядок больше и составляет величину ~ I О7 см"2.

Более низкая плотность прорастающих дислокаций в буферных слоях, выращенных на подложках ОаАэ (310), вызвана более эффективным блокированием прорастания дислокаций (рис.13.) за счет более высокой концентрации точечных дефектов. Таким блокирующим центром, который есть в СсЛе/ОаАз(ЗЮ) и которого нет в СйТе/ЯКЗЮ), может быть Са попадающий в буферный слой из подложки.

1.0Е+0В

Рис. 13.

дислокаций

буферного

выращенного

подложках

Распределение по толщине слоя CdTe, на различных

0,0001 0.0003 0АЮТ6 0,0007

Толщина CdTe, см

Глава 6. Кинетика роста CdHgTe на поверхности (310).

Для выращивания совершенных слоев КРТ методом МЛЭ оптимальной ориентацией поверхности подложки является та, для которой выполняются три следующих условия.

1. Коэффициент встраивания атомов ртути должен быть максимально высок.

2. Диссоциация двухатомных молекул теллура происходит с преодолением более низкого активационного барьера.

3. Поверхность должна быть морфологически стабильной как в можно более широком диапазоне условий роста.

Были проведены исследования кинетики роста слоев и СМ^Те на поверхностях (310) и (100). Слои Ь^Те выращивались на подложках ОаА5(ЗЮ) и СаА<;(100) с буферными слоями из гпТе толщиной 0.1 мкм и СсГГе толщиной 6 мкм. В результате было установлено, что при прочих равных условиях бездефектный рост Са^Те на поверхности (310) возможен при давлениях паров Щ в 4 раза меньшем, чем на поверхности (100). Используя собственные и литературные данные [4,17], мы определили относительные минимальные давления паров ртути, необходимые для эпитаксиального роста 1%Те на подложках различной ориентации (см. рис.14).

(111)В(310) (100) (111)А

I Рис. 14. Минимальные

относительные давления паров ртути, необходимые для эпитаксиального роста ЩТс на подложках различной ориентации.

1 4,4

(111)В(310)(112)В

1 1,1

1,5

—I 2

Полученные результаты означают, что подложки, ориентированные по плоскостям (111)В, (112)В и (310), позволяют выращивать слои С(1^Те при наименьших давлениях паров ртути и что минимальное давление ртути для ориентации (310) ниже, чем для ориентации (112)В.

Установлено, что диссоциация двухатомных молекул теллура на поверхности (310) происходит с преодолением более низкого активационного барьера. В результате этого в процессе роста слоев СаНйТе (в пределах ошибки измерения - 0.1 монослоя) не происходит образования адсорбционного слоя теллура, в отличие от поверхности С<1^Те(100), на которой в процессе роста происходит образование адсорбционного слоя теллура с эквивалентной толщиной до 1 ангстрема (см. рис. 15).

0,02 0,025 0.01 0.015 0,04 0,045 0,05 0.055 0,05

Ри™Па

Рис.15. Зависимость толщины адсорбционного слоя теллура, накапливающегося на поверхности Ь^Те(ЮО) в процессе роста, от давления ртути. Температура образца -180°С, эквивалентное давление теллура в потоке -5-10"4 Па.

По сравнению с поверхностью СсИ^Те(112)В поверхность СсП^Те(310) является морфологически стабильной в более широком диапазоне условий роста. Поэтому на поверхности (310) выращивание слоев СсИ^Те с высокими электрофизическими и структурными характеристиками возможно в более широком диапазоне давлений ртути и температур подложки, чем на поверхности (112)В (см. рис.16).

160 1S5

170 175 1М 105 1Ю Температура роста (°С)

100 135 190

Тампере-тура роста 1°С)

б

Рис. 16. Зависимость типа поверхностных дефектов от условий роста слоев CdHgTe на подложках ориентированных по плоскости (112)В (а) и (310) (б). 1 и 2 - дефекты, образованные фазой элементарного Те; 3 - дефекты, проросшие из буферного слоя; 4 -двойшпсовые ламели. Рисунок (а) взят из работы [18].

Из полученных результатов следует, что на поверхности с ориентацией (310) создаются наиболее благоприятные условия для молекулярно-лучевой эпитаксии HgTe и CdHgTe по сравнению с поверхностями, ориентированным по другим плоскостям.

Оптимизировав предэгагтаксиальную подготовку подложек и режимы роста буферных слоев, удается получать слои КРТ на подложках, ориентированных по плоскости (310), с плотностью v-дефектов на уровне 102 см"2 для подложек из арсенида галлия и на уровне 103см"2 для подложек из кремния.

Глава 7. Фотоэлектрические параметры гетероструктур CdJIg^Te/GaAstflO) и Cd,Hg|.,Te/Si(3IO) и фотоприемиых устройств на их основе.

В главе представлены результаты измерений электрофизических параметров гетероструктур КРТ, электрооптических параметров фотоэлементов на основе ГЭС КРТ МЛЭ и характеристики фотоприемных устройств на их основе.

Непосредственно после выращивания, независимо от используемой подложки (GaAs или Si), нелегированные пленки КРТ имеют п- тип проводимости. Концентрация носителей заряда в них лежит в интервале от 1-Ю14 см"3 до 110,s см"3 и не зависит от состава выращенного слоя.

Экспериментальные значения подвижности основных носителей заряда в гетероструктурах Cd*Hg,.xTe/GaAs(310) хорошо согласуются при температурах жидкого азота и комнатной с теоретическими (линии на рис.17) из работы [19], рассчитанными в предположении доминирующего рассеяния на оптических фононах. Подвижность для состава ХмТе=0.Ш достигает величины 710000 см2/В с при температуре 77К и сравнима с подвижностью в лучшем объемном материале [19].

irwvw;, ____________

Рис.17. Зависимость подвижности от состава пленок МЛЭ КРТ для 77 и 300К. Сплошные линии - расчет [19], точки -экспериментальные значения

подвижности электронов проводимости в пленках КРТ, выращенных методом МЛЭ на подложках GaAs(310) (•) и 0 as Si(3I0) при 77К (А).

В слоях КРТ n-типа, выращенных на подложках из кремния, подвижность носителей при 77К несколько ниже, чем в слоях КРТ с тем же составом, выращенных на подложках из арсенида галлия (см. рис. 17), что, по-видимому, объясняется рассеянием носителей на дефектах кристаллической структуры, плотность которых существенно выше в слоях выращенных на подложках из Si.

Зависимость времени жизни неосновных носителей заряда от состава пленки показана на рис.18. Сплошными линиями показаны расчет времени жизни в соответствии с работами [20, 21]. Кривые 1 и 2 рассчитаны в предположении преобладания излучателыюй и Оже рекомбинации для пленок с концентрацией носителей 1.0 10м см"3 и 5.0-1014 см'3 соответственно. Кривые 3 и 4 рассчитаны с дополнительным учетом рекомбинации Шокли-Рида в пленке с концентрацией носителей 5.010м см"3 и концетрацией цетров Шокли-Рида 5.01013 см3 и 1.0 1015 см"3 соответственно. При расчетах для Оже рекомбинации

29

величина интеграла перекрытия |F,F2| = 0.15. Для рекомбинации Шокли-Рида энергетическое положение центров рекомбинации бралось посредине запрещенной зоны, а сечения захвата для электронов (<т„) и дырок (ар) принимали с„ = 5.0-10"17 см2 и ор = 5.0-10"16 см2. Слои КРТ с варизонными слоями на подложках GaAs(310) при 77К имеют высокие времена жизни неосновных носителей заряда, близкие к теоретическому пределу. По времени жизни выращенные структуры превосходят аналогичные, описанные в литературе [22]. В слоях КРТ, выращенных на подложках из кремния, время жизни неосновных носителей ниже, чем в слоях КРТ с тем же составом, выращенных на подложках из арсенида галлия (см. рис. 18), что, по-видимому, объясняется преобладанием в рекомбинации механизма Шокли-Рида из-за высокой плотности дефектов кристаллической структуры в слоях выращенных на подложках из Si.

10 а

/ GaAb{310)__ / о А 1

iaiiLf ААГ1 * А О О ' 'TP 1 — "»» D О о 1

-—Г 3

\ u О ■Но_ 1

-Si<310) 4

Рис.18. Зависимость времени жизни неосновных носителей заряда от состава пленок МЛЭ КРТ при 77К. Сплошные линии - расчет, точки -экспериментальные значения

времени жизни в пленках КРТ, выращенных методом МЛЭ на подложках GaAs(310) и Si(310)

0,22 0,24 0.26

0.28 XcdT»

ом о.зо

Использование подложек GaAs(310) позволяет получать пленки CdHgTe с высокими фотоэлектрическими параметрами, близкими к параметрам пленок КРТ на согласованных подложках из CdZnTe и объемных кристаллов. Гетсроструетуры CdHgTe/GaAs(310) соответствуют требованиям, предъявляемым при изготовлении фоточувствигельных элементов, как на основе фоторезисторов, так и на основе фотодиодов. Разработанная технология молекулярно-лучевой этггаксии слоев КРТ на подложках из GaAs является основой для практических разработок и производства матричных фотоприемных систем как фогорезисгорных, так и фотодиодных для обоих инфракрасных окон прозрачности

атмосферы 3-5 и 8-14 мкм.

Вместе с тем ИК ФП на основе CdHgTe/GaAs(310) обладают одним существенным недостатком. В силу большого различия коэффициентов термического расширения кремния, из которого сделан мультиплексор, и арсенида галлия такие ИК ФП обладают низкой термомеханической прочностью, что затрудняет использование гетероструктур CdHgTe/GaAs(310) в ИК ФП большого формата.

Параметры ГЭС KPT МЛЭ на подложках из Si(310) существенно ниже предельных значений, однако данные гетероструктуры могут быть использованы для создания матричных фотодиодных приемников излучения, как для средневолновой, так и для длинноволновой областей ИК спектра.

Из гетероструктур CdxHg,.*Te р-типа с составом х = 0.29 - 0.33 с помощью ионной имплантации бора были изготовлены матричные фоточувствительные элементы формата 320x256 с шагом 30 мкм и матричные фоточувствигельные элементы формата 640x512 с шагом 25 мкм для спектрального диапазона 3 - 5 мкм и измерены их вольтамперные характеристики (ВАХ). Из измеренных ВАХ были рассчитаны произведения дифференциального сопротивления при нулевом смещении R„ на его олгическую площадь А. Значение RoA для измеренных диодов составило величину iir - Ю'Ом-см2.

Изготовлены гибридные матричные ИК ФП формата 320x256 и 640x512 для спектрального диапазона 3 - 5 мкм (77К) = 4.2 и 5.1 мкм). Количество дефектных элементов в матрицах составило менее 2 %. Средние значения вольтовой чувствительности и разности температур эквивалентной шуму (NEDT), были более 1.3 109 В/Вт и менее 20 мК соответственно (рис. 19а). Тепловое изображение, полученное с помощью макета тепловизионного канала на основе ФПУ формата 320x256 (640x512), визуально наблюдается в реальном масштабе времени, на изображении наблюдается характерное распределение температуры на лице человека (рис. 196).

3X10"

Средне« ■ 1в,02мК СКО -

« (0 N£01, мК

а б Рис. 19. Гистограмма разности температур эквивалентной шуму фотоприемника 640x512 элементов (а) и пример теплового изображения, полученного с его помощью в составе макета тепловизионного канала (б).

Из структур Са^иЛе р-типа с составом х = 0.22 - 0.24 с помощью ионной имплантации бора были изготовлены субматричные фоточувствительные элементы для спектрального диапазона 8 - 12 мкм формата 288x4 с размерами пикселя 28x25 мкм и шагом сканирования 43 мкм и измерены их ВАХ. Из измеренных ВАХ были рассчитаны

31

произведение RoA. Значение R0A для измеренных диодов лежало в диапазоне 10 - 100 Ом ем2.

Из субматриц фотодиодов методом гибридной сборки этих матриц с мультиплексором были изготовлены матричные фотоприемники формата 288*4 для спектрального диапазона 8 - 12 мкм (Я1/2 (77К) = 9.5 мкм). Были проведены измерения параметров ИК ФП. Среднее значение D* составляет 1.8310й смГц|/2/Вт при среднеквадратичном отклонении (СКО) 28%, а средняя величина вольтовой чувствительности составляет 1.64-10® В/Вт (СКО - 12.4%)

Проведено исследование влияния циклических температурных изменений от 77К до 300К на параметры ИК ФП (*,1Я(77К>=4.2 мкм) на основе ГЭС КРТ МЛЭ на подложках из Si формата 320*256 элементов. Показано, что среднее значение NEDT и количество дефектных элементов не изменилось после более чем 3500 циклов.

Основные результаты и выводы

1. Установлено, что адсорбция элементов VI группы приводит к образованию на поверхности подложки GaAs химического соединения состав, которого соответствует формуле Ga2Se3. Образование связей Ga-халькоген в решетке сфалерита является причиной фасетирования подложки плоскостями (1 Н)В и двойникования в растущей пленке AnBVI.

2. Определено, что поверхность С<ГГе(112)В является морфологически неустойчивой. В процессе роста возможна перестройка поверхности с образованием фасеток (011), (111) и (113). Присутствие на фронте кристаллизации фасеток (111) приводит к появлению двойниковых ламелей. Для предотвращения фасетирования необходимо, с точностью 10% поддерживать давление паров атомов Cd в 2 раза больше чем давление паров молекул Те2. Поверхность CdTe(310) является морфологически стабильной и в условиях, когда давление паров атомов Cd больше чем давление паров молекул Те2 формируется атомарно-гладкая поверхность со слабовыраженным рельефом.

3. Найдено, что поверхность Si(310) в широком интервале температур отжига в вакууме имеет развитый, неупорядоченный рельеф, среднеквадратичное значение шероховатости для которого составляет 0.15 - 0.3 нм. Основной составляющей такой поверхности является ступенчатая поверхность (310) со ступенями двухатомной высоты. Ступени высотой в два межплоскостных расстояния на поверхности подложки Si(310) наблюдаются сразу после десорбции пассивирующего слоя. Присутствие на поверхности Si(310) ступеней двухатомной высоты делает возможным использовать подложки Si, ориентированные по плоскости (310), для гетероэпигаксии бинарных полупроводников и, в частности, CdHgTe.

4. Обнаружены различия кинетики начальной стадии роста пленок ZnTe на подложках Sip 10) и GaAs(310). Кинетика роста пленки ZnTe на подложках Sip 10) описывается моделью образования и роста зародышей. Скорость образования зародышей растет с пониже,ием температурь, подложки и соответствующим повышением пересыщения. Анализ кинетики роста пленок ZnTe на подложках GaAs(310) для различных пересыщений показывает отсутствие лим,пирующего влияния образования зародышей на рост слоя, поэтому скорость роста на подложках GaAs(310) определяется скоростью поступления осаждаемого материала. Рост пленок ZnTe „а подложках Sip 10) проходит по трехмерному механизму с образованием развитого рельефа, тогда как при росте пленок ZnTe на подложках GaAs(310) реализуется ступенчато-слоевой механизм роста и происходит слабое развитие рельефа.

5. Установлено, что в условиях молекулярно-лучевой эгоггаксии (температура образа выше 200°С) Zn к Те2 не образуют сплошных адсорбционных слоев на поверхности Si(310).

6. Найдено, что плотность антифазных границ в гегерострукгурах CdTe/ZnTe/Si(310) зависит от соотношений давлений паров Zn и Те2 и температурь, подложки в начальный момент роста теллурвда цинка. Высокое давление паров цинка обеспечивает получение монодоменных слоев. Повышение температуры роста или понижение давлен,«, паров Zn вызывает появление антифазных границ и увеличение их плотности вплоть до роста поликристалла.

7. Обнаружено, что в гетероструктуре CdHgTe/Si(310) присутствуют дефекты упаковки преимуществе,шо типа вычитания, сгруппированные в близко расположенных параллельных плоскостях (111), пересекающих плоскость (310) под углом 68 градусов. Дефекты упаковки анизотропно распределены относительно кристаллографических направлений [-130] и [001]. Плотность дефектов упаковки составляет величину 105 - 10й см"2. Зарождение дефектов упаковки происходит на границе раздела ZnTe/Si(310). Дефекты упаковки преимущественно образуются при коалесценции островков ZnTe в начальный момент роста. Послеростовые отжиги гетероструетур приводят к аннигиляции дефектов упаковки.

8. Установлено, что плотность прорастающих дислокаций, выявленных методом селективного травления, составляет ~ 10s см"2 для гетероструктур CdTe/ZnTe/GaAs(310) и ~ Ю7 см"2 для CdTe/ZnTe/Si(310). Более низкая плотность прорастающих дислокаций в буферных слоях, выращенных на подложках GaAs(310), вызвана более эффективным блокированием прорастания дислокаций за счет более высокой конце,прации точечных дефектов. Таким рассевающим центром, который есть в CdTe/GaAs(310) и которого нет в CdTe/Si(310), может быть Ga попадающий в буферный сдой из подложки.

9. Показано, что на поверхности с ориентацией (310) создаются наиболее благоприятные условия для молекулярно-лучевой эпитаксии СсИ^Те по сравнению с поверхностями, ориентированным по другим плоскостям. Рост монокристаллических слоев СШ^Те на поверхности (310) возможен при более низких давлениях ртути, чем на поверхностях (100) и (111)А. Диссоциация двухатомных молекул теллура на поверхности (310) происходит с преодолением более низкого активациошюго барьера, чем на поверхности (100). Поверхность саНёТе(310) является морфологически стабильной в широком диапазоне условий роста. Поэтому на поверхности (310) выращивание слоев СаНёТе с высокими электрофизическими и структурными характеристиками возможно в более широком диапазоне давлений ртути и температур подложки, чем на поверхности (211)В.

10. Найденные методы снижения плотности дефектов кристаллической структуры позволяют выращивать слои Сс1НёТе на подложках ОаАя(310), фотоэлектрические характеристики которых не уступают параметрам пленок С<ШёТе на согласованных подложках из СЖпТе и объемных кристаллов. Гетероструктуры С<1НдТе/ааА5(310) соответствуют требованиям, предъявляемым при изготовлении фоточувствктельных элементов, как иа основе фоторезисторов, так и иа основе фотодиодов для обоих инфракрасных окон прозрачности атмосферы 3-5 и 8-14 мкм. В силу большого различия коэффициентов термического расширения кремния, из которого сделан мультиплексор, и арсенида галлия такие фотоприемники обладают низкой термомеханической прочностью, что затрудняет использование гетероструктур СЙН8Те/ОаА5(310) в фотоприемных модулях большого формата.

11. Показано, что эпитаксиальные слои Са^Те, выращенные методом молекулярно-лучевой эпитаксии на кремниевых подложках 81(310), пригодны для создания надежных, стойких к термоциклированию многоэлементных фотоприемных модулей для спектральных диапазонов 3-5 и 8-12 мкм.

Проведенные комплексные исследования всех этапов выращивания гетероэгогтаксиальных структур Сс1Те и СсИ^Те позволили решить научную проблему, имеющую важное практическое значение. Созданы научные основы методов получения фоточувствительного материала для перспективных фотоэлектронных приборов.

Разработана технология, позволяющая создавать методом молекулярно-лучевой эпитаксии на подложках из кремния нелегированные образцы СбН^Те дырочного типа проводимости приборного качества. На полученных структурах изготовлены матричные фотоприемники различного формата на диапазоны длин волн 3-5 и 8-14 мкм, работающие

при 77К, и диапазон 3-5 мкм, работающие при 210К, с параметрами не уступающими зарубежным аналогам.

Впервые разработаны и изготовлены полноформатные матричные фотоприемные модули на основе гетероэпитаксиальных структур CdHgTe, выращешшх на подложке из кремния. Такие фотоприемники обладают повышенной стойкостью к термоциклироваиию, поскольку коэффициенты термического расширения кремниевой схемы считавшим и фотоприемной матрицы на кремниевой подложке одинаковы. Разработанные фотоприемники позволяют получать изображение телевизионного стандарта без использования систем механического сканирования. Фотоприемкые модули обладают высоким пространственным и тепловым разрешением, позволяющим достоверно идентифицировать наблюдаемый объект.

По теме диссертации опубликованы следующие работы:

1. Кузьмин В.Д. Исследование низкотемпературной эпитаксии CdTe на (OOl)GaAs / В.В.Калинин, В.Д.Кузьмин, Ю.Г.Сидоров, М.В.Якушев // Письма в ЖТФ. - 1992. - Т.18Д».4. - С. 42-45.

2. Якушев М.В. О локальных неоднородностях вхождения Ga и As в пленку ZnSe из подложки GaAs / Т.А.Гаврилова, Ю.Г.Сидоров, М.В.Якушев // Письма в ЖТФ. - 1995. -Т.21,№ 1.-С. 72-75.

3. Якушев М.В. Д во ¡шикование на начальных стадиях эпитаксии полупроводниковых соединений А2В6 на подложках GaAs У М.В.Якушев, Ю.Г.Сидоров, Л.В.Соколов // Поверхность. - 1996. - №10. - С. 35-46.

4. Якушев М.В. РФЭС анализ гетеросистем ZnSe/GaAs(l 12)В полученных МЛЭ / М.В.Якушев, В.Г.Кеслер, Л.М.Логвинский, Ю.Г.Сцдоров // Поверхность. - 1997. - №2. - С. 58-67.

5. Sidorov Yu.G. Pecularities of the МВБ growth physics and tecnology of narrow- gap II-VI compounds / Yu.G.Sidorov, S.A.Dvoretsky, M.V.Yakushev, N.N.Mikhhailov, V.S.Varavin, V.I.Liberman // Thin Solid Films. -1997. - Vol.311. - P.253-266.

6. Иванов И.С. Сопряжение решеток CdTe(112)/GaAs(112) при молекулярно лучевой эпитаксии / И.С.Иванов, Ю.Г.Сидоров, М.В.Якушев // Неорганические материалы. - 1997. -Т.33,№3.-С. 298-302.

7. Shvets V.A. Eilipsoraetric study of tellurium molecular beam interaction with dehydrogenated vicinal silicon surface / V.A.Shvets, S.I.Chikichev, D.N.Pridachin, M.V.Yakushev, Yu.G.Sidorov, A.S. Mardezhov// Thin Solid Films. - 1998. - Vol.313-314. - P.561 -564.

8. Придачин Д.Н. Изучение процессов адсорбции теллура на кремнии методами эллипсометрии, ДБЭ и Оже-спектроскопии / Д.Н.Придачин, М.В.Якушев, Ю.Г.Сидоров, В.А.Швец // Автометрия. - 1998. - №4. - С.96 -104.

9. Pridachin D.N. A study of tellurium adsorption processes on silicon by ellipsometry, RHEED and AES methods / D.N.Pridachin, M.V.Yakushev, Yu.G.Sidorov, V.A.Shvets // Journal of Applied Surface Science. - 1999. - Vol.142. - P.485-489.

10. Якушев M.B. Использование эллипсометрических измерений для высокочувствительного контроля температуры поверхности / М.В.Якушев, В.А.Швец // Письма в ЖТФ. - 1999. - Т.25,№14. - С. 65-68.

11. Сидоров Ю.Г. Конструирование и выращивание фоточувствительных структур на основе КРТ МЛЭ для ИК-фотоприемников / Ю.Г.Сидоров, С.А.Дворецкий, Н.Н.Михайлов, В.С.Варавин, В.В.Васильев, А.О.Сусляков, В.Н.Овсюк, М.В.Якушев // Прикладная физика. -2000,-№5. -С. 121-131.

12. Михайлов Н.Н. Изучение процессов адсорбции и десорбции теллура на поверхности CdTe методом эллипсометрии / Н.Н.Михайлов, Ю.Г.Сидоров, С.А.Дворецкий, М.В.Якушев, В.А.Швец// Автометрия. -2000. - №4. - С. 124 - 130.

13. Швец В.А. Применение метода эллипсометрии in situ для контроля геггероэпитаксии широкозонных полупроводников и характеризации их оптических свойств / В.А.Швец, М.В.Якушев, Ю.Г.Сидоров // Автометрия. - 2001. - №3. - С. 20 - 28.

14. Швец В .А. Высокочувствительный эллипсометрический метод контроля температуры / М.В.Якушев, В.А.Швец // Автометрия. - 2002. - №1. - С. 95 - 106.

15. Швец В.А. Влияние поверхностного слоя на определение диэлектрических функций пленок ZnTe методом эллипсометрии / М.В.Якушев, В.А.Швец // Оптика и спектроскопия. -2002. - Т.92,№5. - С.847-850.

16. Shvets V.A. Ellipsometric measurements of the optical constants of solids under impulse heating / V.A.Shvets, N.N.Mikhailov, E.V.Spesivtsev, M.V.Yakushev // Proc. SPIE. - 2002. -Vol.4900. -P.46-52.

17. Придачин Д.Н. Получение эпитаксиальных слоев кадмий-цинк-теллур на подложках арсенида галлия (310) / Д.Н. Придачин, А.К. Гутаковский, Ю.Г. Сидоров, И.В. Сабинина, А.В. Колесников, Т.С. Шамирзаев, М.В.Якушев // Изв. Вузов. Приборостроение. - 2004. -Т.47.№9. - С.30-34.

18. Якушев М.В. Изучение эпитаксиальных слоев ZnTe на подложках GaAs(310) методами эллипсометрии и методом рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии / М.В.Якушев, В.А.Швец, В.Г.Кеслер, Ю.Г.Сидоров // Автометрия. - 2001. - №3. - С. 30 - 38.

19. Сидоров Ю.Г. Молекулярно-лучевая эшгтаксия твердых растворов кадмий-ртугь-теллур на «альтернативных» подложках / Ю.Г.Сидоров, С.А.Дворецкий, В.С.Варавин, Н.Н.Михайлов, М.В.Якушев, И.В.Сабинина// ФТП. -2001. - Т.35,№9. - С. 1092-1101

20. Сидоров Ю.Г. Молекулярно-лучевая эпитаксия узкозонных соединений CdxHgl-xTe. Оборудование и технологи / Ю.Г. Свдоров, С.А. Дворецкий, Н.Н. Михайлов, B.C. Варавин,

A.П. Анциферов, М.В.Якушев // Оптический журнал. - 2000. - Т.б7,№ 1. - С. 39 -45.

21. Sidorov Yu.G. The heteroepitaxy of II-VI compounds on the non-isovalent substrates (ZnTe/Si) / Yu.G.Sidorov, M.V.Yakushev, D.N.Pridachin, V.S.Varavin, L.D.Burdina // Thin Solid Films. -2000. - Vol.367,iss. 1-2. - P. 203-209.

22. Првдачин Д.Н. Исследование начальных стадий зарождения при эготтаксиалыюм росте теллурида цинка на поверхности кремния различной ориентации / Д.Н.Придачин, Ю.Г.Сидоров, М.В.Якушев // Поверхность. - 2002. - №2. - С. 25-29.

23. Дворецкий С.А. Состояние и перспективы молекулярно-лучевой эшлаксии CdxHg,. хТе / В.С.Варавин, А.К.Гутаковски, С.А.Дворецкий, В.А.Карташев, Н.Н.Михайлов, Д.Н.Придачин, В.Г.Ремесник, С.В.РыхлицкиЙ, И.В.Сабинина, Ю.Г.Сидоров, В.П.Тигов,

B.А.Щвец, М.ВЛкушев, АЛ.Асеев И Прикладная физика. - 2002. - №6. - С.25-41.

24. Dvoretsky S.A. CdHgTe epilayers on GaAs: growth and devices / Mikchailov N.N. Vasiliev V.V. Dvoretsky S.A. Ovsyuk V.N. Varavin V.S. Suslyakov A.O. Sidorov Yu.G, M. Yakushev, Aseev A.L. И Opto-electronics review. -2003. - Vol. 11. - P. 99-111.

25. Дворецкий С.А, Статус молекулярно-лучевой эпнтаксии кадмий-ртугъ-теллур в тепловизионной технике / В.М.Белоконев, А.Д.Крашпок, Е.В.Дегпгрев, В.С.Варавин, В.В.Васильев, С.А.Дворещсий, Н.Н.Михайлов, Д.Н.Придачин, Ю.Г.Сидоров, М.ВЛкушев, А.Л.Асеев // Изв. Вузов, Приборостроение. - 2004. - Т.47Д»9. - С. 7-19.

26. Якушев М.В. Кинетика начальных стадий роста пленок ZnTe на Si(013) / Д.Н.Придачин, Ю.Г.Сидоров, М.В.Якушев, В.А.Швец И Автометрия. - 2005. - №1. - С.104-114.

27. Yakushev М. V-defects at МВБ МСТ heteroepitaxy on GaAs(310) and Si(310) substrates / M.Yakushev, A.Babenko, D.Ikusov, V.Kartashov, N.Mikhailov, I.Sabinma, Yu.Sidorov, V.Vasiliev //Proc. SPIE. -2005. - Vol.5957. -P.59570G.

28. Якушев M.B. Структурные и электрофизические свойства гетероэшгтаксиальных пленок CdHgTe, выращенных методом МЛЭ на подложках Si(310) / М.В.Якушев, А.А.Бабенко, В.С.Варавин, В.В.Васильев, Л.В.Миронова, Д.Н.Придачин, В.Г.Ремесник, И.В.Сабшнша, Ю.Г.Свдоров, А.О.Сусляков // Прикладная физика. -2007. - №4. - С. 108-115.

29. Якушев М.В. Микроморфология поверхности слоев CdTe(310), выращенных методом молекулярно-лучевой эшггаксии / М.В.Якушев, Д.В.Брунев, Ю.Г.Сидоров // Поверхность. -2010.-Ш.-С.89-96.

30. Якушев М.В. Влияние ориентации подложки на условия выращивания пленок HgTe методом молекулярно-лучевой эпитаксии / М.В.Якушев, А.А.Бабенко, Ю.Г.Сидоров // Неорганические материалы. - 2009. - Т.45,№1. - С. 15-20.

31. Варавин B.C. Исследование зависимости электрофизических параметров пленок CdjHgi.xTe, выращенных методом молекулярно-лучевой эпитаксии, от уровня легирования индием В.С.Варавин, С.А.Дворецкий, Д.Г.Икусов, Н.Н.Михайлов, Ю.Г.Сидоров, Г.Ю.Сидоров, М.В.Якушев // ФТП. - 2008. - Т.42, №6. - С. 664-667.

32. Якушев М.В. Морфология поверхности подложки Si(310), используемой для молекулярно лучевой эпигаксии CdHgTe: I. Чистая поверхность Si(310) / М.В.Якушев, Д.В.Брунев, К.Н.Романюк, А.Е.Долбак, А.С.Дерябин, Л.В.Миронова, Ю.Г.Сидоров // Поверхность. - 2008. - №2. - С. 41-47.

33. Якушев М.В. Морфология поверхности подложки Si(310), используемой для молекулярно лучевой эпитаксии CdHgTe: И. Поверхность Si(310), отожженная в парах As4/ М.В.Якушев, Д.В.Брунев, К.Н.Романюк, Ю.Г.Сидоров // Поверхность. - 2008. - №6. - С. 25-32

34. Сабинина И.В. Наблюдение ангифазных доменов в пленках МЛЭ CdxHgi.xTe на кремнии методом фазового контраста в агомно-силовой микроскопии / Ю.Г.Сидоров, А.К.Гутаковский, В.С.Варавин, А.В.Лэтышев, И.В.Сабинина, М.В.Якушев // Письма в ЖЭТФ. - 2005. - Т.82,№5. - С. 326 -330.

35. Якушев М.В. Взаимодействие паров кадмия с поверхностью слоев CdxHgl-xTe при их выращивании на подложках GaAs методом молекулярно-лучевой эшггаксии / М.В.Якушев, А.А.Бабенко, Д.В.Брунев, Ю.Г.Сидоров, В.А.Швец // Неорганические материалы. - 2008. -Т.44,№4. - С.431-435.

36. Якушев М.В. Гетероструктуры CdHgTe на подложках Si(310) для инфракрасных фотоприемников / М.В.Якушев, Д.В.Брунев, В.С.Варавин, С.А.Дворецкий, А.В.Предеин, И.В.Сабшшна, Ю.Г.Сидоров, А.В.Сорочкин, А.О.Сусляков // Автометрия. - 2009. - Т.45,№.4. - С.23-31.

37. Якушев М.В. Контроль состава гетероэпитаксиальных слоев Cdi.zZnzTe методом спектральной эллипсометрии / М.В.Якушев, В.А.Швец, И.А.Азаров, С.В.Рыхлицкий, Ю.Г.Сидоров, Е.В.Спесивцев, Т.С.Шамирзаев // ФТП. - 2010. - Т.44.№1. - С.62-68.

38. Мынбаев К.Д. Фсгголюминесценция эпитаксиальных слоев CdHgTe, выращенных на подложках Si / К.Д.Мынбаев, Н.Л.Баженов, В.И.Иваиов-Омский, В.А.Смирнов, М.В.Якушев,

A.В.Сорочкин, В.С.Варавин, Н.Н.Михайлов, Г.Ю.Сидоров, С.А.Дворецкий, Ю.Г.Сидоров // Письма ЖТФ. - 2010. - Т.36,№11. - С. 39-46.

39. Якушев М.В. Гетероструктуры CdHgTe на подложках Si(310) для инфракрасных фотоприемников средневолнового спектрального диапазона / М.В.Якушев, Д.В.Брунев,

B.С.Варавин, В.В.Васильев, С.А.Дворецкий, И.В.Марчшшш, А.В.Предеин, И.В.Сабинина, Ю.Г.Сидоров, А.В.Сорочкин //ФТП. - 2011. - Т.45,№3. - С. 396-402.

40. Якушев М.В. Субматричный фотоприемный модуль на основе гетероструктуры CdHgTe/Si(310) / М.В.Якушев, В.С.Варавин, В.В.Васильев, С.А.Дворецкий, А.В.Предеин, И.В.Сабинина, Ю.Г.Сидоров, А.В.Сорочкин, А.О.Сусляков // Письма в ЖТФ. - 2011. -Т.37,№4. - С. 1-7.

41. Якушев М.В. Дефекты кристаллической структуры в слоях CdxHg,.,Tc выращенных на подложках из Si(310) / М.ВЛкушев, А.К.Гутаковский, И.В.Сабкнина, Ю.Г.Свдоров // ФТП. -2011. - Т.45,№7. - С.956-964.

Цитируемая литература

1. A. Rogalski, Comparison of the performance of quantum well and conventional balk infrared photodetectors - Infrared Phys. Technol. 1997, V.38, P.295-310

2. Mercury Cadmium Telluride, INSPEC, EMIS Datareviews Series N.3, edited by J.Brice and P.Gapper, 1EE, London, UK, 1987.

3. R. Triboulet, A. Tromson-Carli, D. Lorans, and T. Nguyen Duy, Sabstrate issues for the growth of mercury cadmium telluride - J. Electron. Mater. 1993, V.22, P.827 - 834

4. B.Pelliciare, State of art of LPE HgCdTe at LIR - J. Cryst. Crowth, 1988, V.86, P. 146-160

5. Durose A.K., Russel G.J., Structural defects in CdTe crystals grown by two different vapour phase techniques - J. Cryst. Growth 1988, V.86, P.471.

6. O.K.Wu, Status of HgCdTe MBE technology for IRFPA - Proc. SPIE, 1994, V.2021, P.79-

89

7. V.S.Varavin, S.A.Dvoretsky, Liberman V.I., N.N.Mikhailov, Yu.G.Sidorov, The controlled growth of high-quality mercury cadmium telluride - Thin Solid Films, 1995, v.267, p. 121-125.

8. Болховитянов Ю.Б., Пчеляков О.П., Чикичев С.И. Кремний-германиевые эпитаксиальные пленки: физические основы получения напряженных и полностью релаксированных гетероструктур. - УФН., 2001, т. 171, в.7, с. 689-715.

9. Tamargo М.С., De Miguel J.L., Hwang D.M., Farrell H.H. Structural characterization of ZnSe/GaAs interface. - J.Vac.Sci.Technol. B, 1988, v. 6, p. 784-789.

10. S.F.Fang, K.Adomi, S.Iyer, H.Makros, H.Zabel, C.Choi, N.Otsufca Gallium arsenide and other compound semiconductors on silicon - J. Appl. Phys. 1990, V.68, p.R31.

39

11. Koestner R. J., Schaake H. F. Kinetics of molecular-beam epitaxial CdHgTe growth - J. Vac.Sci.Technol. A 1988, V.6, P.2834-2839

12. A.K. Gutakovsky, A.V. Katkov, M.I. Katkov, O.P. Pchelyakov, M.A. Revenko, Efect of Ga predeposition layer on the growth of GaAs on vicinal Ge(0 0 1) - J. Cryst. Growth. 1999, V.201/202, P.232-235

13. Спектроскопия и дифракция электронов при исследовании поверхности твердых тел /I В.Ф.Кулешов, Ю.А.Кухаренко, С.А.Фридрихов и др., М., Наука, 1985,290с.

14. L.A Almeida, L.Hirsch, M.Martinka, P.R.Boyd, and J.H.Dinan. Improved morphology and crystalline quality of MBE CdZnTe/Si. - J. Electron. Mater., 2001, V.30, P.608

15. А.К.Гутаковский, С.И.Стенин. Электронно-микроскопичкские исследования механизмов образования дефектов в гетеросистемах. В кн.: Совреме1шая электронная микроскопия в исследовании вещества, 1982, М., Наука, с.139

16. N.N. Wang, К. К. Fung, and I. К. Sou Direct observation of stacking fault nuclcation in the early stage of ZnSe-GaAs pseudomorphic epitaxial layer growth - Appl. Phys. Lett. 2000, V.77, P.2846 -2848.

17. S. Sivananthan, X. Chu, J. Reno, J. P. Faurie. Relation between crystallographic orientation ands the condensation coefficients of Hg, Cd, and Те during molecular-beam-epitaxial growth of Hgl-xCdxTe and CdTe. - J. Appl. Phys. 1986, V.60 P.359.

18. L. He, Y. Wu, L. Chen, S.L. Wang, M.F. Yu, Y.M. Qiao, J.R. Yang, Y.J. Li, R.J. Ding, Q.Y. Zhang Composition control and surface defects of MBE-grown CdHgTe - J. Cryst. Growth

2001, V.227-228, P.677-682

19. Rogalski A., Piotrowski J. Intrinsic infrared detectors - Progress in Quantum Electronics,

1988, V.12, P.87-277.

20. А.Рогальский. Инфракрасные детекторы. H., Наука, 2003. ч. 3, гл. 8, с. 195.

21. J. Chu and A. Sher, Device Physics of Narrow Gap Semiconductors, Microdevices, DOI 10.1007/978-1-4419-1040-0 3, с Springer Science+Business Media, LLC 2010

22. Arias J.M., Pasko J.G., Zandian M. et al. Molecular beam epitaxy (MBE) HgCdTe flexible growth technology for the manufacturing of infrared photovoltaic detectors - Proc. SPIE, 1994, V.2228, P.210-224.

Якушев Максим Витальевич

Гетероэпитаксия ZnTe, CdTe и твердых растворов CdHgTe на подложках GaAs и Si.

Автореф. дисс. на соискание учёной степени доктора физико-математических наук Подписано в печать 20.07.2011. Заказ № % Формэт 60x84/16. Усл. гтеч. л. 2. Тираж 100 экз. Отпечатано в типографии Института катализа СО РАН 630090 Новосибирск, пр-т Академика Лаврентьева, 5

Введение

Глава 1.

In situ методы исследования при гетероэпитаксии соединений А2В

1.1. Эллипсометрические in situ исследования механизмов роста соединений

1.2. Измерение температуры эллипсометрическим методом

1.3. Определение состава твердого раствора Gdi-zZnzTe

1.3.1. Метод одноволновойэллипсометрии

1.3.2. Метод спектральной эллипсометрии . , 31 Выводы к главе

Глава 2.

Эпитаксиальный рост соединений A"BVI на подложках GaAs(112)Bi

2.1'. Кристаллохимическое рассмотрение.взаимодействия компонентов гетеросистемы ZnSe/GaAs

2.2. Изменение морфологии подложки во время предэпитаксиального отжига 47 2.3; Образование дефектов кристаллической структуры во время роста пленок

2.4. Зависимость состава гетероперехода ZnSe/GaAs(112)B от условий роста

2.4.1. Резкость гетероперехода ZnSe/GaAs(112)B B;3aBHCHMOCTH от условий; роста

2.4.2. Латеральная однородность гетероперехода ZnSe/GaAs( 112)В в зависимости от условий роста

2.5. Модель формирования гетероперехода ZnSe/GaAs(112)B

2.6. Оборудование для выращивания слоев А2В6 на подложках из GaAs 65 2.7. . Влияние условий роста на морфологию поверхности GdTe( 112)В 66 Выводы к главе

Глава 3.

Формирование структуры поверхности подложки во время ^^ предэпитаксиального отжига

3.1. , Микроморфология поверхности подложки GaAs(310) , ■ ' ■'

3.2. Морфология поверхности Si(310)

3.2.1. Получение атомарно-чистой поверхности Si(310)

3.2.2. Морфология чистой поверхности Si(310) 79 3.2.2.1. Образование террас (510) на поверхности Si(310)

3.2.3. Морфология поверхности подложки Si(310), отожженной в парах AS4 85 3.2.3.1. Морфология поверхности подложки Si(310), отожженной в парах AS4 при низких температурах 3.2.3.2. Морфология поверхности подложки Si(310), отожженной в парах AS4 при высоких температурах

3.3. Адсорбция теллура и цинка на поверхности Si(310)

3.3.1. Адсорбция теллура

3.3.1.1. Температурный интервал до 200°С

3.3.1.2. Температурный интервал 200 - 450°С 98 Выводы к главе

Глава 4.

Кинетика роста гетероэпитаксиальных структур CdTe/ZnTe/GaAs(310) и . „^ CdTe/ZnTe/Si(310)

4.1. ■ Лимитирующие процессы при гетероэпитаксии на вицинальных поверхностях

4.1.1. Кинетика формирования гетероперехода ZnTе/GaAs(310)

4.1.1.1. Определение скорости роста и плотности пленок на начальных стадиях роста из эллипсометрических измерений in situ

4.1.1.2. Лимитирующие процессы при гетероэпитаксии ZnTe на GaAs(310)

4.1.2. Кинетика формирования гетероперехода ZnTe/Si(310).

4.1.3. Сравнение кинетики роста ZnTe на подложках GaAs(310) и Si(310)

4.2. Эпитаксия теллуридов цинка и кадмия.

4.2.1. Микроморфология поверхности CdTe(310)

4.2.2. Изучение процессов адсорбции и десорбции теллура на поверхности CdTe(310) методами эллипсометрии и ДЭВЭО

4.2.2.1. Определение теплоты десорбции теллура

4.2.2.2. Изменение реконструкции поверхности CdTe(310) при адсорбции теллура 138 4.2.23. Фасетирование поверхности CdTe(310) при адсорбции теллура 141 Выводы к главе

Глава 5.

Дефекты кристаллического строения в слоях ZnTe и GdTe, выращенных на 148 подложках GaAs(310) и Si(310)

5.1. Антифазные домены

5.2. Дефекты упаковки

5.3. Прорастающие дислокации

5.3.1. Основные положения теории гетероэпитаксиального роста

5.3.2. Дефектообразование при гетероэпитаксии

5.3.3. Плотность прорастающих дислокаций в гетероструктурах 167 Выводы к главе

Глава 6.

Кинетика роста СсНН^Те на поверхности (310) (Влияние ориентации подложки 177 на условия выращивания пленок Сс1ЩТе методом МЛЭ)

6.1. Зависимость минимального давления паров от ориентации подложки

6.2. Зависимость скорости диссоциации молекул Тег от ориентации подложки

6.2.1. Ь^Те

6.2.2. С<ВДГе

6.3. Влияние ориентации подложки на условия выращивания пленок Сс11^Те методом МЛЭ

Выводы к главе

Глава 7.

Фотоэлектрические параметры гетер о структур Сс!хВ^1.хТе/СаА8(310) и Сс1хЩ1 201 хГе/81(310) и фотоприемных устройств на их основе

7.1. Электрофизические параметры Сс1х

§1-хТе, выращенного на альтернативных подложках

7.1.1. Нелегированные пленки Сёх

§1хТе(310)

7.1.2. Легированные пленки Сс1хЬ^1-хТе(310)

7.2. Параметры фоторезисторов из Cd.JrIgi.xTe, выращенного на альтернативных подложках, и фотоприемных устройств на их основе

7.3. Параметры фотодиодов из Сс1х

§1.хТе, выращенного на альтернативных подложках и фотоприемных устройств на их основе

7.3.1. Гетероструктуры С(1х

§1.хТе/А5(310)

7.3.2. Гетероструктуры Сс1х^1.хТе/8}(310)

7.3.2.1. Средневолновой спектральный диапазон

7.3.2.2. Длинноволновой спектральный диапазон

7.4. Термомеханическая прочность фотоприемников 221 Выводы к главе 7 224 Основные выводы и результаты 225 Заключение 228 Публикации автора 229 Список цитированной литературы

Список условных обозначений и сокращений

КРТ - твердые растворы теллуридов кадмия и ртути КЦТ — твердые растворы теллуридов кадмия и цинка ГЭС - гетероэпитаксиальная структура МЛЭ - молекулярно-лучевая эпитаксия

ГЭС КРТ МЛЭ - гетероэпитаксиальная стрктура CdHgTe, выращенная методом молекулярно-лучевой эпитаксии

ФЛ - фотолюминесценция

ВИМС - вторичная ионная масс-спектроскопия

РФЭС - рентгеновская фотоэлектронная спектроскопия

РЭМ - растровая электронная микроскопия

ДЭВЭО - дифракция электронов высокой энергии на отражение

ДМЭ - дифракция медленных электронов

ЭОС - электронная Оже-спектроскопия

СТМ — сканирующая туннельная микроскопия

ПЭМ - просвечивающая электронная микроскопия

ПШПВ - полная ширина на полувысоте рентгеновской кривой качания

ВЕР, Р - эквивалентное давление в пучке

2М - двухмерный механизм роста

ЗМ — трехмерный механизм роста q - плотность эпитаксиальной пленки (объем, занятый материалом в выделенном слое) 81,2- диэлектрические функции кремния 9 - степень покрытия поверхности К - константа адсорбции R - универсальная газовая постоянная

AHdesTe2 - изменение энтальпии десорбции двухатомного теллура

ASdes - изменение энтропии при десорбции а - поверхностная энергия

G - свободная энергия системы

С — поверхностная концентрация

АФД — антифазный домен

АФГ - антифазная граница

ДУ — дефект упаковки

ДН — дислокация несоответствия

ПД - прорастающая дислокация

ВБ - вектор Бюргерса - параметр рассогласования решеток пленки и подложки ккр - критическая толщина псевдоморфного слоя

Им - плотность прорастающих дислокаций в эпитаксиальной пленке

1/2—длинноволновая граница спектральной чувствительности по уровню 0,

В АХ - вольт-амперная характеристика

ИоА - произведение дифференциального сопротивления при нулевом смещении (И-о) на оптическую площадь диода (А)

ЫЕТБ - шум, эквивалентный разности температур

ИК - инфракрасный

ФР - фоторезистор

ФП - фотоприемник

ФПУ - фотоприемное устройство

ФЧЭ - фоточувствительный элемент

МФЧЭ - матричный фоточувствительный элемент

СКО - среднеквадратическое отклонение

КТР - коэффициент термическог расширения

Актуальность темы. В настоящее время лидирующее место среди материалов для изготовления инфракрасных (ИК) фотоприемников (ФП) занимают твердые растворы кадмий-ртуть-теллур (КРТ) [1]. Это обусловлено физическими свойствами КРТ: высокой подвижностью электронов и низкой диэлектрической постоянной, возможностью изменения ширины запрещенной зоны в широких пределах и высокой квантовой' эффективностью в диапазоне перекрываемых длин волн [2, 3]. За последние 25 лет технология. , получения; КРТ интенсивно развивалась, что позволило перейти от изготовления? объемных монокристаллов, относительно небольшого диаметра: (менее- 10: мм) до эпитаксиальных слоев на подложках большого. диаметра (до 150 мм). Эпитаксиальные слои? КРТ на подложках большого диаметра необходимы, для создания? матричных. ИК ФП: с большим числом элементов,, повышения: производительности, производства й снижения стоимости изделий:

Все эпитаксиальные методы. связаны, с. общей; проблемой» - потребностью в дешёвых подложках: большой площади, которые структурно^. химически,, оптически и механически .согласованы с. полупроводниками• на основе Hg [4]. До настоящего' времени» не найдено подложки, которая; бы удовлетворяла одновременно: всем,, требованиям. Подложки . из монокристаллического; CdTe и. тройных соединений на его основе,', в первую очередь CdZnTe, физическиихимически.согласованы c GdHgTe и позволяют выращивать эпитаксиальные слои: с параметрами, соответствующими качеству объёмных кристаллов-[5, 6]. Однако малый размер, проблемы чистоты, преципитация-теллура; неоднородность, состава по площади: и высокая* цена ($60 - $500 за 1 см2) делают невозможным использование таких подложек в массовом производстве и при создании широкоформатных матриц фотодетекторов |7, 8]. .

Перспективныйподход для получениягподложек;б6льшого диаметра - применение гибридных или' так называемых «альтернативных» подложек, которые представляют собош многослойные структуры, состоящие из пластин объёмного кристалла, закрытых буферными: слоями с согласованной решёткой. Объёмные полупроводниковые материалы Si,\.GaAs, .biSb*m сапфир>являютсятысококачественными^; дешёвыми и легкодоступными ■ кристаллами^, которые в, этом случае: можно использовать. Низкий* коэффициент пропускания в спектральном диапазоне 3 — 5 мкм для InSb и в.спектральном диапазоне 8 — 12 мкм для- сапфира, ограничивает широкое использование данных материалов; в качестве подложки, в отличие от Si и GaAs, которые прозрачны во всей области ИК-спектра и могут быть использованы при создании приборов для любого спектрального диапазона. В качестве буферных слоев наносятся плёнки ZnTe и CdTe суммарной толщиной несколько микрон.

Принципиальной возможностью получения гетероэпитаксиальных структур на альтернативных подложках обладают различные парофазные эпитаксиальные методы, такие как модификации молекулярно-лучевой эпитаксии и эпитаксии из паровой фазы с использованием металлорганических соединений [9]. Метод молекулярно-лучевой эпитаксии (МЛЭ) превосходит другие эпитаксиальные методы выращивания слоев КРТ на «альтернативных» подложках. К преимуществам МЛЭ по сравнению с остальными методами относятся: 1) низкая температура роста; 2) наиболее чистые условия выращивания и соответственно низкий уровень фонового легирования; 3) возможность получения^ многослойных объектов, включая сверхрешетки и структуры с квантовыми точками; 4) наличие' встроенных методик анализа поверхности, позволяющих in situ исследовать и контролировать ключевые стадии изготовления гетероструктур [10].

Основная проблема при выращивании КРТ методом МЛЭ - высокая упругость паров и; как следствие этого, низкий коэффициент встраивания атомов ртути. Поэтому рост КРТ в методе МЛЭ происходит при низкой температуре подложки и высоком-давлении паров ртути. Термодинамический анализ показывает, что при МЛЭ рост пленок HgCdTe осуществляется в условиях, когда две фазы: HgTeKp и Те,ф - являются устойчивыми [11]. При термодинамической вероятности образования нескольких фаз преимущественное образование той или другой фазы будет определяться исключительно кинетикой образования- соответствующих фаз, которая, в свою очередь, зависит от ориентации подложки.

При гетероэпитаксии CdHgTe на подложках из GaAs и Si возникают проблемы, обусловленные- различиями в параметрах решеток сопрягаемых материалов- [12] и различной природой t химической связи. Структурное совершенство при использовании альтернативных подложек может ухудшаться из-за образования промежуточных химических соединений на гетерограницах и интенсивного дефектообразования на них [13, 14]. При сопряжении кристаллов, относящихся к разным структурным типам (CdHgTe и Si), возможно образование дефектов,. вызванных ошибками в периодическом ряду упорядоченных плоскостей атомов, - антифазных границ [15]. Все эти проблемы приводят к сложности достижения высокого структурного совершенства гетероэпитаксиальных структур КРТ и его электрофизических параметров, необходимых для изготовления ИК-фотоприемников с предельным характеристиками.

К моменту начала работ по теме данной диссертации не существовало законченной модели гетероэпитаксиального роста КРТ. Для снижения вероятности образования фазы

Текр было предложено использовать подложки (112)В [16], рост на которых возможен в очень узком диапазоне условий. Поэтому актуальной оставалась задача выбора подложки с оптимальной ориентацией поверхности. Механизмы формирования гетеропереходов AnBvl/GaAs и AnBVI/Si были изучены не полностью. Не существовало четких представлений о влиянии промежуточных соединений, образующихся в гетеросистеме AnBVI/GaAs, на структуру растущей пленки. Исследования гетероэпитаксии на кремниевых подложках были выполнены для систем с более низким рассогласованием параметров кристаллических решеток GaAs/Si, ZnSe/Si и ZnSe/GaAs. Кроме того, подавляющее число исследований гетероэпитаксиального роста было выполнено для подложек с ориентацией (100).

Поэтому для решения поставленной задачи необходимо дополнить существующие представления о гетероэпитаксиальном росте КРТ, а в случае оптимизации процессов роста за счет выбора ориентации подложки необходимо провести полный цикл исследований всех этапов выращивания гетероструктуры.

Целью работы является^ создание научных основ методов получения альтернативных подложек^ высококачественных буферных слоев CdTe на подложках из GaAs и' Si, пригодных» для эпитаксии твердых растворов CdHgTe приборного качества. Для достижения этой цели необходимо было решить следующие основные задачи:

- изучение.закономерностей формирования морфологии подложек, используемых для гетероэпитаксиального роста CdHgTe, при предэпитаксиальной подготовке' и разработке методов получения поверхности подложки с заданным составом и морфологией;

- изучение механизмов образования дефектов кристаллической структуры в гетерокомпозициях AnBVI/GaAs и AnBVI/Si и нахождение способов снижения их плотности;

- изучение кинетики роста слоев CdZnTe и CdHgTe на высокоиндексных поверхностях и нахождение путей получения гетероструктур CdHgTe с заданными структурными и фотоэлектрическими параметрами.

Объекты'Иг методы- исследования. Результаты получены для слоев ZnSe, ZnTe, CdTe и, CdHgTe, выращенных на подложках- GaAs(112)B, GaAs(310) и Si(310) методом молекулярно-лучевой эпитаксии. Гетеропара ZnSe/GaAs взята как модельная, так как она имеет минимальное рассогласование параметров кристаллических решеток, а вероятность образования, промежуточных соединений в гетеропереходе наиболее высокая. Подложка GaAs(112)B наиболее часто встречается в литературе, посвященной проблеме выращивания КРТ методом МЛЭ (МЛЭ- КРТ), а подложки, ориентированные по плоскости (310), позволяют приготавливать альтернативные подложки для выращивания КРТ с минимальной плотностью макроскопических прорастающих дефектов. Изучалось влияние условий предэпитаксиального отжига и роста на кристаллографическую структуру и состав гетероперехода, а также на морфологию поверхности пленки. Рост образцов проводился в установках МЛЭ «Катунь» и «Обь», разработанных в ИФП СО РАН и изготовленных совместно ИФП СО РАН и Опытным заводом ИФП СО РАН. В качестве методов исследования in situ использовались дифракция электронов высокой энергии на отражение (ДЭВЭО) и одноволновая эллипсометрия. Дополнительно исследование поверхности Si(310) проводилось, методами дифракции медленных электронов (ДМЭ) и сканирующей туннельной микроскопии (СТМ). Состав образцов определялся методами рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии (РФЭС), вторичной ионной масс-спектроскопии (ВИМС) и Оже-спектроскопии. Исследования дефектов в объеме пленок проводились методами просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) и селективного травления. Все исследования проводились в ИФП СО РАН.

Научная новизна работы

Исследованы механизмы роста и дефектообразования, при выращивании на высокоиндексных поверхностях методом молекулярно-лучевой эпитаксии гетероэпитаксиальных структур с большим рассогласованием параметров кристаллических решёток, с различной природой химической связи и принадлежностью пленки и подложки к разным структурным типам. В результате установлены основные закономерности гетероэпитаксиального роста полупроводниковых соединений ZnTe, CdTe и CdHgTe на подложках GaAs(l 12)В, GaAs(310) и Si(310).

Определены закономерности изменения морфологии поверхности GaAs(l 12)В при адсорбции элементов VI группы. Установлена зависимость между составом поверхности подложки GaAs(112)B, отожженной в парах элементов VI группы, и образованием двойников в растущей пленке AnBVI. Предложена кристаллохимическая модель гетероперехода AnBvl/GaAs, основанная на анализе среднего числа валентных электронов на один атом. Показано, что образование халькогенидов галлия, в гетеропереходе приводит к фасетированию подложки плоскостями (111)В и двойникованию в-растущей пленке AnBVI.

Исследована зависимость морфологии гидрогенезированной и окисленной поверхностей Si(310) от температуры отжига в вакууме. Установлено, что после десорбции пассивирующего покрытия поверхность имеет сильно развитый рельеф, образованный преимущественно ступенями высотой в два монослоя. Отжиг до температуры 900 ±15°С с последующим резким остыванием приводит к фасетированию поверхности плоскостями (510). Исследована морфология поверхности Si(310), отожженной в парах AS4. Установлено, что с повышением температуры отжига выше 700°С происходит изменение морфологии поверхности с образованием фасеток (311) и ступеней высотой в нечетное число межплоскостных расстояний. При температурах ниже 600°С фасетирования поверхности не происходит, и ступени имеют высоту в два межплоскостных расстояния.

Исследована кинетика начальной стадии роста пленок ZnTe на подложках GaAs(310) и Si(310). Анализ кинетики роста пленок ZnTe на подложках GaAs(310) для* различных пересыщений показывает отсутствие лимитирующего влияния образования? и роста центров кристаллизации. Скорость роста после образования-адсорбционного слоя определяется скоростью поступления осаждаемого материала на подложку. При осаждении ZnTe на подложке Si(310) имеет место образование и рост зародышей, которые определяют скорость формирования пленки на начальных стадиях. Скорость образования зародышей растет с понижением температуры подложки и соответствующим повышением пересыщения.

Установлено,' что плотность антифазных границ (АФГ) в гетероструктурах CdHgTe/CdTe/ZnTe/Si(310) зависит от соотношений давлений- паров Zn и Тег и температуры подложки в начальный^ момент роста теллурида цинка. Высокое давление паров цинка приводит к получению монодоменных слоев. Повышение температуры роста и давления паров Тег вызывает появление АФГ и увеличение их плотности вплоть до роста поликристалла.

Обнаружено, что в гетероструктуре CdHgTe/Si(310) присутствуют дефекты упаковки,4 анизотропно распределенные относительно кристаллографических направлений, [-130] и [001]. Дефекты упаковки лежат в плоскости (111), пересекающей плоскость (310) под углом 68 градусов. Зарождение дефектов упаковки носит гетерогенный характер и происходит на границе раздела ZnTe/Si(310). Отжиг гетероструктур при 350°С в атмосфере теллура* приводит к аннигиляции дефектов упаковки.

Установлена зависимость морфологии поверхности* CdTe(<310) от условий роста. Рост пленки в условиях избытка элементов VI группы приводит к огрублению поверхности и увеличивает высоту микрорельефа до 100 нанометров. В условиях избытка элементов II группы происходит выглаживание поверхности, что позволяет выращивать пленки с высотой микрорельефа в несколько нанометров. Установлено, что при увеличении толщины адсорбционного слоя Те поверхность CdZnTe(310) фасетируется плоскостями (100).

Впервые получены гетероэпитакеиальные структуры CdHgTe/Si(310), в которых отсутствуют антифазные границы и дефекты упаковки, с плотностью прорастающих

7 О дислокаций -10 см' . На их основе изготовлены матричные фотоприемные устройства для инфракрасного диапазона спектра с высокими фотоэлектрическими параметрами. Продемонстрирована возможность применения эпитаксиальных слоев CdHgTe, выращенных методом МЛЭ на подложках Si(310), для создания надежных, стойких к термоциклированию многоэлемнтных фотоприемных модулей для спектрального диапазона 3-5 и 8-12 мкм.

На защиту выносятся следующие основные научные положения.

1. Основной причиной образования структурных дефектов при гетероэпитаксии AnBvl/GaAs наряду с рассогласованием параметров кристаллических решеток, является нарушение баланса валентных электронов в гетеропереходе за счет образования промежуточных соединений между компонентами пленки и подложки. Образование связей" галлий - халькоген в решетке сфалерита является причиной- фасетирования подложки плоскостями (111)В и двойникования в растущей пленке A"Bvi.

2. Микрорельеф1 чистой поверхности Si(310) после предэпитаксиального отжига в широком интервале температур образован террасами плоскости (100), разделенными эквидистантными ступенями двухатомной высоты.

3. Ансамбль структурных дефектов в гетероструктурах CdHgTe/CdTe/ZnTe/Si(310) определяется условиями формирования гетерограницы ZnTe/Si(310). Плотность антифазных границ1 зависит от соотношений давлений паров Zrr и Тег и температуры подложки в начальный момент роста теллурида цинка. Высокое давление паров цинка обеспечивает получение* монодоменных слоев. В'свою очередь, высокое давление паров Zn предопределяет огранение трехмерных островков на начальной стадии роста фасетками (111) одной полярности и приводит к анизотропному распределению дефектов упаковки в объеме гетероструктуры.

4. Различие в структурном совершенстве слоев CdTe/ZnTe, выращенных на подложках GaAs(310) и на подложках Si(310), определяется различием кинетики формирования' гетеропереходов ZnTe/GaAs(310) и ZnTe/Si(310), а не вкладом рассогласования параметров кристаллических решеток пленки и подложки. Скорость роста теллурида цинка на подложках GaAs(310) на начальных стадиях осаждения не лимитируется образованием и ростом зародышей и определяется только скоростью поступления осаждаемого материала на подложку. При осаждении ZnTe на подложке Si(310) имеет место образование и рост зародышей, которые определяют скорость формирования пленки на начальных стадиях. Большая часть прорастающих дефектов в гетероструктуре Сс1Те/2пТе/81(310), такие как дислокации и дефекты упаковк^^ при коалесценции островков 2пТе в начальный момент роста.

5. Кристаллизация CdHgTe на поверхности (310) не имеет образуется диетических ограничений. Коэффициент встраивания атомов Нй для CdHgTe(310) в четыре чем для CdHgTe(100). Диссоциация двухатомных молекул теллура на зх CdHgTe (310) происходит с преодолением более низкого активационного результате в процессе роста (в пределах ошибки измерения - 0,1 монослоя) образования адсорбционного слоя теллура. На поверхности (310) выращит^ раза выше, поверхности барьера. В' шроисходит зание слоев

CdHgTe с высокими электрофизическими* и структурными характеристиками: - ^возможно в более широком диапазоне давлений ртути, чем, на поверхности (112)В.

Достоверность полученных результатов и выдвигаемых на защи."— - У научных положений определяется тем, что все экспериментальные данные и— ■ -^»лучены с использованием современной экспериментальной техники и апробирование »дх методик измерений на большом числе образцов. Полученные в работе данные созг~ известными экспериментальными результатами других авторов. Результаты: противоречат современным представлениям* об эпитаксиально: полупроводниковых соединений:

Научная! и практическая. значимость работы заключается & осуществлено решение научной проблемы, имеющей важное практическое зна^

Исследования, проведенные в диссертации, позволяют глубже понять формирования гетеропереходов А^/СЗаАз и АпВУ1/8ь Полученная в пасуются с работы не ^v^ росте том, что гение. у^еханизмы выполнения работы' информация о механизмах введения структурных десх гетероэпитаксии неизовалентных полупроводников и влиянии« условий морфологию поверхности GdTe позволяет оптимизировать условия «альтернативных подложек» - высококачественных буферных слоев' CdTe на. из GaAs и Si, пригодных для эпитаксии твердых растворов CdHgTe.

В результате разработана технология, позволяющая создавать методе*: подложках из кремния нелегированные образцы КРТ дырочного типа пр< результате »ектов при проста на получения ггодложках приборного качества. На полученных структурах изготовлены матричные фото:

МЛЭ на :одимости згриемники различного формата на диапазоны длин волн 3-5 и 8-14 мкм, работающие зс диапазон 3-5 мкм, работающие при 21 ОК.

77К, и

Впервые разработаны и изготовлены полноформатные матричные фотг-<^ приемные модули (ФПМ) на основе ГЭС МЛЭ КРТ, выращенных на подложке из кремпзн фотоприемники обладают повышенной стойкостью к термоциклированию, zsnsi. Такие хо скольку коэффициенты термического расширения кремниевой схемы считывания и фотх^

Приемной матрицы на кремниевой подложке одинаковы. Изготовленные ФПМ позволяют получать изображение телевизионного стандарта без использования: систем механического сканирования. ФПМ обладают высоким пространственным и тепловым разрешением, позволяющим достоверно идентифицировать наблюдаемый объект.

Личный вклад соискателя в диссертационную работу заключается в определении цели, постановке задач;'выборе способов решения и методов исследования^ проведении ' методических разработок, необходимых для их реализации: Он также заключается в. активном?участии;в-организации и выполнении экспериментов; в анализе и интерпретации полученных результатов:1, Автором-внесешопределяющидавклад: в разработку- технологии? выращивания КРТ на подложках из кремния. . .

На разных этапах работы участие ».исследованиях принимали научные сотрудники . различных подразделений ИФП СО РАН. Работы проводились в тесном взаимодействии с соавторами; которые не. возражают против использования в диссертации,' полученных совместно результатов:

Апробация работы. Основные результаты работы: докладывались и обсуждались, на российских и международных конференциях: II Международное совещание по МЛЭ (г.Варшава, Польша, 1996г.); У1Г Европейская^ Конференция по методам анализа поверхности? и; границ раздела (г.Гётеборг, Швеция, 1997г.); . VE Международная • конференция по научному материаловеденью и свойствам материалов для»инфракрасной; оптоэлектроники (г.Киев; Украина? 2002 г.); Конгресс по оптике и оптоэлектронике ( г.Варшава, Польша, 20Ó5);:. 14 Международная конференция по II-VI полупроводникам--> (С.-Петербург, 2009); IX Российская конференция по физике полупроводников (Новосибирск-Томск,, 2009);. Совещание: «Актуальные- проблемы полупроводниковой-, фотоэлектроники» (Новосибирск; 2003, 2008); Международная научно-техническая конференция по фотоэлектронике и приборам ночногогвидения (Москва; 2002v2004; 2006, 2008,2010). :

Публикации. По материалам диссертации опубликованы;; 41 печатная работа-Список работ приведен в конце диссертации. .

Структурамшобъем диссертации. Диссертация состоит из, введения,, семи-; глав, выводов; заключения и списка-литературы. В конце каждой главы? также приводятся? выводы. Диссертация« содержит 251- страницу текста, 116 рисунков, 11 таблиц и список литературы из 225: наименований.

Основные выводы и результаты

1. Установлено, что адсорбция элементов VI группы приводит к образованию на поверхности подложки GaAs химического соединения, состав которого соответствует формуле Ga2Se3. Образование связей Ga-хзлькоген в решетке сфалерита является причиной фасетирования подложки плоскостями (111)В и двойникования в растущей пленке AnBVI.

2. Определено, что поверхность CdTe(112)B является морфологически неустойчивой. В процессе роста возможна перестройка поверхности с образованием фасеток (Oil), (111) и (113). Присутствие на фронте кристаллизации фасеток (111)1 приводит к появлению двойниковых ламелей. Для предотвращения фасетирования необходимо с точностью 10% поддерживать давление паров атомов Cd в 2 раза больше, чем давление паров молекул Тег. Поверхность CdTe(310) является морфологически стабильной и в условиях, когда давление паров-атомов Cd больше, чем давление паров молекул Тег, формируется атомарно-гладкая поверхность со слабовыраженным рельефом.

3. Найдено, что поверхность Si(310) в широком интервале температур отжига в вакууме имеет развитый, неупорядоченный рельеф, среднеквадратичное значение шероховатости для'которого составляет 0.15 - 0.3 нм. Основной составляющей-такой поверхности является ступенчатая поверхность (310) со ступенями двухатомной высоты. Ступени высотой в два межплоскостных расстояния на поверхности подложки Si(310) наблюдаются сразу после десорбции пассивирующего слоя. Присутствие на »поверхности Si(310) ступеней двухатомной высоты делает возможным использовать подложки Si, ориентированные по плоскости (310), для гетероэпитаксии бинарных полупроводников и, в частности; CdHgTe.

4. Обнаружены различия кинетики начальной стадии роста пленок ZnTe на подложках Si(310) и GaAs(310). Кинетика роста пленки ZnTe на подложках Si(310) описывается моделью образования» и роста зародышей. Скорость образования зародышей растет с понижением температуры подложки и соответствующим повышением пересыщения. Анализ кинетики роста пленок ZnTe на подложках. GaAs(310) для различных пересыщений показывает отсутствие лимитирующего влияния образования зародышей на рост слоя, поэтому скорость роста на подложках GaAs(310) определяется скоростью поступления» осаждаемого материала. Рост пленок ZnTe на подложках Si(310) проходит по трехмерному механизму с образованием развитого рельефа, тогда как при росте пленок ZnTe на подложках GaAs(310) реализуется ступенчато-слоевой механизм роста и происходит слабое развитие рельефа.

5. Установлено, что в условиях молекулярно-лучевой эпитаксии (температура образца выше 200°С) Хп и Те2 не образуют сплошных адсорбционных слоев на поверхности 81(310).

6. Найдено, что плотность антифазных границ в гетероструктурах Сс1Те/2пТе/81(310) зависит от соотношений давлений паров Ъх\. и Те2 и температуры подложки в начальный момент роста теллурида цинка. Высокое давление паров цинка обеспечивает получение монодоменных слоев. Повышение температуры роста или понижение давления паров вызывает появление антифазных границ и увеличение их плотности вплоть до роста поликристалла.

7. Обнаружено, что в гетероструктуре СёЩТе/Б^З 10) присутствуют дефекты упаковки преимущественно типа вычитания, сгруппированные в близко расположенных параллельных плоскостях (111), пересекающих плоскость (310) под углом 68 градусов. Дефекты упаковки анизотропно распределены относительно кристаллографических направлений [-130] и [001]. Плотность дефектов упаковки составляет величину 105 - 106 см". Зарождение дефектов упаковки происходит на границе раздела 2пТе/81(310). Дефекты упаковки преимущественно образуются при коалесценции островков 2пТе в начальный момент роста. Послеростовые отжиги гетероструктур приводят к аннигиляции дефектов упаковки.

8. Установлено, что плотность прорастающих дислокаций, выявленных методом селективного травления, составляет ~ 106 см"2 для гетероструктур €<1Те/2пТе/ОаАз(310) и

7 0

-10 см" для Сс1Те/2пТе/81(310). Более низкая плотность прорастающих дислокаций в I буферных слоях, выращенных на подложках ОаАз(ЗЮ), вызвана более эффективным блокированием прорастания дислокаций за счет более высокой концентрации точечных дефектов. Таким рассевающим центром, который есть в СсГГе/ОаА8(310) и которого нет в Сс1Те/81(310), может быть ва, попадающий в буферный слой из подложки.

9. Показано, что на поверхности с ориентацией (310) создаются наиболее благоприятные условия для-молекулярно-лучевой эпитаксии СсНН^Те по сравнению с поверхностями, ориентированным по другим плоскостям. Рост монокристаллических слоев СёЩТе на поверхности (310) возможен при более низких давлениях ртути, чем на поверхностях (100) и (111)А. Диссоциация двухатомных молекул теллура на поверхности (310) происходит с преодолением более низкого активационного барьера, чем на поверхности (100). Поверхность Сс1Н§Те(310) является морфологически стабильной в широком диапазоне условий роста. Поэтому на поверхности (310) выращивание слоев СсШ^Те с высокими электрофизическими и структурными характеристиками возможно в более широком диапазоне давлений ртути и температур подложки, чем на поверхности (211)В.

10. Найденные методы снижения плотности дефектов кристаллической структуры позволяют выращивать слои Сс1ЩТе на подложках ОаАз(ЗЮ), фотоэлектрические характеристики которых не уступают параметрам пленок СсШ^Те на согласованных подло лжах из Сс^пТс и объемных кристаллов. Гетероструктуры CdHgTe/GaAs(310) соответствуют требованиям, предъявляемым при изготовлении фоточувствительных элементов, как на основе фоторезисторов, так и на основе фотодиодов1 для обоих инфракрасных окон прозрачности атмосферы 3-5 и 8-14 мкм. В силу большого различия коэффициентов термического расширения кремния, из которого сделан мультиплексор, и арсенида галлиятакие фотоприемники обладают низкой термомеханической прочностью, что затрудняет использование гетероструктур - СМ^Те/ОаАз(310) в фотоприемных-модулях большого формата.

11. Показано, что эпитаксиальные слои CdHgTe, выращенные методом молекулярно-лучевой эпитаксии на кремниевых подложках 81(310), пригодны, для-создания» надежных, стойких к термоциклированию многоэлементных фотоприемных модулей для-спектральных диапазонов 3-5 и 8-12 мкм.

Проведенные комплексные исследования всех этапов выращивания, гетероэпитаксиальных структур CdTe и CdHgTe позволили' решить научную проблему, имеющую важное практическое значение. Созданы научные основы методов получения фоточувствительного материала для перспективных фотоэлектронных приборов.

Разработана технология, позволяющая создавать методом- молекулярно-лучевой; эпитаксии на подложках' из кремния, нелегированные образцы* CdHgTe дырочного типа проводимости приборного качества. На полученных структурах изготовлены матричные фотоприемники различного формата на диапазоны длин волнЗ-5 и 8-14 мкм; работающие прю77К, и диапазон 3-5 мкм, работающие при. 210К," с параметрами, не уступающими зарубежным аналогам.

Впервые разработаны и изготовлены полноформатные матричные фотоприемные модули на- основе гетероэпитаксиальных структур CdHgTe, выращенных на подложке из кремния. Такие фотоприемники обладают повышенной стойкостью к термоциклированию, поскольку коэффициенты термического расширения' кремниевой-схемы считывания и фотоприемной матрицы .на кремниевой подложке одинаковы. Разработанные фотоприемники позволяют получать изображение телевизионного стандарта без использования систем механического сканирования. Фотоприемные модули обладают высоким пространственным и тепловым разрешением,, позволяющим достоверно идентифицировать наблюдаемый объект.

Заключение

В заключении автор считает приятным долгом выразить благодарность и искреннюю признательность всем соавторам и сотрудникам Института Физики Полупроводников СО РАН, на разных этапах принимавших участие в данной работе, и без которых получение представленных результатов было бы невозможно.

Автор искренне благодарит д.ф.-м.н. Ю.Г. Сидорова за постоянное содействие, поддержку и помощь в написании данной диссертации.

Автор выражает искреннюю признательность чл.-корр. РАН, профессору И.Г.Неизвестному и чл.-корр. РАН, профессору А.В.Двуреченскому за внимательное прочтение и обсуждение рукописи диссертации и автореферата, за полезные замечания к тексту работы.

Автор благодарит д.ф.-м.н. В.А.Швеца за помощь в интерпретации результатов эллипсометрических измерений.

Автор благодарит к.ф.-м.н. С.А.Дворецкого, к.ф.-м.н. И.В.Сабинину, к.ф.-м.н. В.С.Варавина и к.ф.-м.н. Н.Н.Михайлова, помогавшим в выполнении представленной работы, за обсуждение результатов, критические замечания и полезные советы по диссертации.

Автор благодарит А.П.Анциферова, П.Г.Сарофанова, Г.М.Шестаева, Н.Ф.Бондаренко, Д.Н.Придачина и Р.В.Высоцкого за проектирование, монтаж и запуск установки молекулярно-лучевой эпитаксии.

Автор выражает благодарность Л.В.Мироновой, Л.Д.Бурдиной, Д.Н.Придачину, В.М.Елисееву, А.А.Бабенко, А.А.Воронину, К.Г.Каденеву, А.В.Сорочкину и О.И.Малышеву за помощь в выращивании слоев КРТ.

Автор благодарит к.ф.-м.н. И.В.Сабинину, к.ф.-м.н. Д.В.Брунева, к.ф.-м.н. В.С.Варавина, к.ф.-м.н. В.В.Васильева, к.ф.-м.н. И.В.Марчишина, А.В.Предеина, А.О.Суслякова, В.В.Хатункина за изготовление ИК фотоприемных устройств и измерение их характеристик.

По теме диссертации опубликованы следующие работы:

1. Кузьмин В.Д. Исследование низкотемпературной эпитаксии CdTe на (OOl)GaAs /

B.В.Калинин, В.Д.Кузьмин, Ю.Г.Сидоров, М.В.Якушев // Письма в ЖТФ. - 1992. -Т. 18,№.4.-С. 42-45.

2. Якушев М.В. О локальных неоднородностях вхождения Ga и As в пленку ZnSe из подложки GaAs / Т.А.Гаврилова, Ю.Г.Сидоров, М.В.Якушев // Письма в ЖТФ. - 1995. -Т.21,№1. - С.72-75.

3. Якушев М.В. Двойникование на начальных стадиях эпитаксии полупроводниковых соединений А2Вб на подложках GaAs / М.В.Якушев, Ю.Г.Сидоров, Л.В.Соколов // Поверхность. - 1996. - №10. - С. 35-46.

4. Якушев М.В. РФЭС анализ гетеросистем ZnSe/GaAs(l 12)В полученных МЛЭ!/ М.В.Якушев, В.Г.Кеслер, Л.М.Логвинский, Ю.Г.Сидоров // Поверхность. - 1997. - №2.

C. 58-67.

5. Sidorov Yu;G. Pecularities of the MBE growth physics and tecnology of narrow- gapTI-VI compounds / Yu.G.Sidorov, S.A.Dvoretsky, M.V.Yakushev, N.N.Mikhhailov, V.S.Varavin, V.I.Liberman // Thin Solid Films. - 1997. - Vol.311. - P.253-266.

6. Иванов И.С. Сопряжение решеток CdTe(112)/GaAs(112) при молекулярно лучевой эпитаксии / И.С.Иванов, Ю.Г.Сидоров, М.В.Якушев // Неорганические материалы. - 1997. - Т.33,№3. - С. 298-302.

7. Shvets V.A. Ellipsometric study of tellurium molecular beam interaction with dehydrogenated vicinal silicon surface / V.A.Shvets, S.I.Chikichev, D.N.Pridachin, M.V.Yakushev, Yu.G.Sidorov, A.S. Mardezhov // Thin Solid Films. - 1998. - Vol.313-314. -P.561 - 564.

8. Придачин Д.Н. Изучение процессов адсорбции теллура, на кремнии методами эллипсометрии, ДБЭ и Оже-спектроскопии / Д.Н.Придачин, М.В.Якушев, Ю.Г.Сидоров, В.А'.Швец // Автометрия. - 1998. - №4. - С.96 - 104.

9. Pridachin D.N. A' study of tellurium adsorption processes on silicon by ellipsometry, RHEED and AES methods / D.N.Pridachin, M.V.Yakushev, Yu.G.Sidorov, V.A.Shvets // Journal of Applied Surface Science. - 1999. - Vol.142. - P.485-489.

10. Якушев М.В. Использование эллипсометрических измерений для высокочувствительного контроля температуры поверхности / М.В.Якушев, В.А.Швец // Письма в ЖТФ. - 1999. - Т.25,№14. - С. 65-68.

11. Сидоров Ю.Г. Конструирование и выращивание фоточувствительных структур на основе КРТ МЛЭ для* ИК-фотоприемников / Ю.Г.Сидоров, С. А. Дворецкий,

Н.Н.Михайлов, В.С.Варавии, В.В.Васильев, А.О.Сусляков, В.Н.Овсюк, М.ВЛкушев // Прикладная физика. - 2000. - №5. - С. 121-131.

12. Михайлов H.H. Изучение процессов адсорбции и десорбции теллура на поверхности CdTe методом эллипсометрии / Н.Н.Михайлов, Ю.Г.Сидоров, С.А.Дворецкий, М.В.Якушев, В.А.Швец // Автометрия. - 2000. - №4. - С. 124 - 130.

13. Швец В.А. Применение метода эллипсометрии in situ для контроля гетероэпитаксии широкозонных полупроводников и характеризации их оптических свойств / В.А.Швец, М.ВЛкушев, Ю.Г.Сидоров // Автометрия. -2001. - №3. - С. 20-28.

14. Швец В.А. Высокочувствительный эллипсометрический метод контроля температуры / М.ВЛкушев, В.А.Швец // Автометрия. - 2002. - №1. - С. 95 - 106.

15. Швец В.А. Влияние поверхностного слоя на определение диэлектрических функций пленок ZnTe методом эллипсометрии / М.В.Якушев, В.А.Швец // Оптика и спектроскопия. -2002. - Т.92,№5. - С.847-850.

16. Shvets V.A. Ellipsometric measurements of the optical constants of solids under impulse heating / V.A.Shvets, N.N.Mikhailov, E.V.Spesivtsev, M.V.Yakushev // Proc. SPIE. - 2002. -Vol.4900. - P.46-52.

17. Придачин Д.Н. Получение эпитаксиальных слоев кадмий-цинк-теллур на подложках арсенида галлия (310) / Д.Н. Придачин, А.К. Гутаковский; Ю.Г. Сидоров, И.В. Сабинина, A.B. Колесников, Т.С. Шамирзаев, М.В.Якушев // Изв. Вузов. Приборостроение. - 2004. - Т.47.№9. - С.30-34.

18. Якушев М.В. Изучение эпитаксиальных слоев ZnTe на подложках GaAs(310) методами эллипсометрии и методом рентгеновской < фотоэлектронной спектроскопии / М.В.Якушев, В.А.Швец, В.Г.Кеслер, Ю.Г.Сидоров // Автометрия. - 2001. - №3. - С. 30 -38.

19. Сидоров Ю.Г. Молекулярно-лучевая эпитаксия твердых растворов кадмий-ртуть-теллур на «альтернативных» подложках / Ю.Г.Сидоров, С.А.Дворецкий, В.С.Варавин, Н.Н.Михайлов, М.В.Якушев, И.В.Сабинина// ФТП. -2001. - Т.35,№9. - С. 1092-1101.

20. Сидоров? Ю.Г. Молекулярно-лучевая эпитаксия'узкозонных соединений CdxHgl-хТе. Оборудование и технология / Ю.Г. Сидоров, С.А. Дворецкий, H.H. Михайлов, B.C. Варавин, А.П. Анциферов, М.ВЛкушев // Оптический журнал. - 2000. - Т.67,№1. - С. 39 -45.

21. Sidorov Yu.G. The heteroepitaxy of II-VI compounds on the non-isovalent substrates (ZnTe/Si) / Yu.G.Sidorov, M.V.Yakushev, D.N.Pridachin, V.S.Varavin, L.D.Burdina // Thin Solid Films. - 2000. - Vol.367,iss. 1-2. - P. 203-209.

22. Придании Д.Н. Исследование начальных стадий зарождения при эпитаксиальном росте теллурида цинка на поверхности кремния различной ориентации / Д.Н.Придачин, Ю.Г.Сидоров, М.В.Якушев // Поверхность. - 2002. - №2. - С. 25-29.

23. Дворецкий С.А. Состояние и перспективы молекулярно-лучевой эпитаксии CdxHgi-хТе / В.С.Варавин, А.К.Гутаковски, С.А.Дворецкий, В.А.Карташев, Н.Н.Михайлов, Д.Н.Придачин, В.Г.Ремесник, С.В.Рыхлицкий, И.В.Сабинина, Ю.Г.Сидоров, В.П.Титов, В.А.Щвец, М.В.Якушев, А.Л.Асеев // Прикладная физика. - 2002. - №6. - С.25-41.

24. Mikchailov N.N. Vasiliev V.V. Dvoretsky S.A. Ovsyuk V.N. Varavin V.S. Suslyakov

A.O.* Sidorov Yu.G, M. Yakushev, Aseev A.E. CdHgTe epilayers on GaAs: growth'and devices. Opto-electronics review, 2003, v. 11,.№2, p. 99-111

25. Дворецкий. C.A. Статус молекулярно-лучевой эпитаксии кадмий-ртуть-теллур в тепловизионной' технике / В.М.Белоконев, А.Д.Крайлюк, Е.В.Дегтярев, В.С.Варавин,

B.В'.Васильев, С.А.Дворецкий, Н.Н.Михайлов, Д.Н.Придачин, Ю.Г.Сидоров, М.В.Якушев, А.Л.Асеев // Изв: Вузов, Приборостроение: - 2004. - Т.47,№9. - С. 7-19.

26. Якушев М.В. Кинетика начальных стадий роста' пленок ZnTe на Si(013) / Д.Н.Придачин, Ю.Г.Сидоров, М.В.Якушев, В;А.Швец // Автометрия. - 2005. - №1. - С. 104114:

27. Yakushev М: V-defects at. МВЕ МСТ heteroepitaxy on GaAs(310) and- Si(310) substrates» / M.Yakushev, A.Babenko, D.Ikusov, V.Kartashov, N.Mikhailov, I.Sabinina, Yu.Sidorov, V.Vasiliev // Proc. SPffi. - 2005. - Vol.5957. - P.59570G.

28." Якушев M.B. Структурные и электрофизические свойства! гетероэпитаксиальных, пленок CdHgTe, выращенных методом МЛЭ на подложках Si(310) / М.В.Якушев, А.А.Бабенко, В.С.Варавин, В.В.Васильев, Л.В.Миронова, Д.Н.Придачин, В.Г.Ремесник, И.В.Сабинина, Ю.Г.Сидоров,• А.О.Сусляков // Прикладная физика: - 2007. - №4. - С. 108115.

29. Якушев М.В. Микроморфология поверхности слоев CdTe(310), выращенных методом молекулярно-лучевой эпитаксии. / М.В.Якушев, Д.В.Брунев, Ю.Г.Сидоров // Поверхность. - 2010. - №1. - С.89-96.

30. Якушев М.В. Влияние ориентации подложки на условия-выращивания пленок HgTe методом молекулярно-лучевой эпитаксии / М:В.Якушев, А.А.Бабенко, Ю.Г.Сидоров // Неорганические материалы. - 2009. - Т.45,№1. - С. 15-20.

31. Варавин B.C. Исследование зависимости электрофизических параметров пленок CdxHgi.xTe, выращенных методом молекулярно-лучевой эпитаксии, от уровня легирования индием В.С.Варавин, С.А.Дворецкий, Д.Г.Икусов, Н.Н.Михайлов, Ю.Г.Сидоров, Г.Ю.Сидоров, М.В.Якушев // ФТП. - 2008. - Т.42, №6. - С. 664-667.

32. Якушев М.В. Морфология поверхности подложки 81(310), используемой для молекулярно лучевой эпитаксии Сс1Ь^Те: I. Чистая поверхность 81(310) / М.В.Якушев, Д.В.Брунев, К.Н.Романюк, А.Е.Долбак, А.С.Дерябин, Л.В.Миронова, Ю.Г.Сидоров // Поверхность. - 2008. - №2. - С. 41-47.

33. Якушев М.В. Морфология поверхности подложки 81(310), используемой для молекулярно лучевой эпитаксии СёНдТе: II. Поверхность 81(310), отожженная в парах Аб4 / М.В.Якушев, Д.В.Брунев, К.Н.Романюк, Ю.Г.Сидоров // Поверхность. - 2008. - №6. - С. 25-32

34. Сабинина И.В. Наблюдение антифазных доменов' в-пленках МЛЭ СсУ^1.хТе на кремнии методом фазового контраста в атомно-силовой'микроскопии / Ю;Г.Сидоров,

A.К.Гутаковский, В.С.Варавин, А.В.Латышев, И.В.Сабинина, М.В:Якушев // Письма в ЖЭТФ. - 2005. - Т.82,№5. - С. 326 - 330.

35. Якушев М.В. Взаимодействие паров кадмия с поверхностью слоев Сс1х^1-хТе при их выращивании на подложках ваАэ методом молекулярно-лучевой эпитаксии / М.В.Якушев, А.А.Бабенко, Д.В.Брунев, Ю.Г.Сидоров, В.А.Швец // Неорганические материалы. - 2008. - Т.44,№4. - С.431-435.

36. Якушев М.В. Гетероструктуры СёЩТе на подложках 81(310) для инфракрасных фотоприемников / М.В.Якушев, Д.В.Брунев, В.С.Варавин, С.А.Дворецкий, А.В.Предеин, И.В.Сабинина, Ю.Г.Сидоров, А.В.Сорочкин, А.О.Сусляков // Автометрия. - 2009. -Т.45,№.4. - С.23-31.

37. Якушев М.В. Контроль состава гетероэпитаксиальных слоев СсЦ.^пДе методом спектральной* эллипсометрии / М.В.Якушев, В.А.Швец, И.А.Азаров, С.В.Рыхлицкий, Ю.Г.Сидоров, Е.В.Спесивцев, Т.С.Шамирзаев // ФТП. - 2010. - Т.44.№1. - С.62-68.

38. Мынбаев К.Д. Фотолюминесценция эпитаксиальных слоев СсИцТе, выращенных на подложках 81 / К.Д.Мынбаев, Н.Л.Баженов, В.И.Иванов-Омский, В.А.Смирнов, М.В.Якушев; А.В.Сорочкин, В.С.Варавин, Н.Н.Михайлов, Г.Ю.Сидоров, С.А.Дворецкий, Ю.Г.Сидоров // Письма ЖТФ. - 2010. - Т.36,№11. - С. 39-46.

39. Якушев М.В. Гетероструктуры Сс1^Те на подложках 81(310) для инфракрасных фотоприемников средневолнового спектрального диапазона / М.В.Якушев, Д.В.Брунев;

B.С.Варавин, В.В.Васильев, С.А.Дворецкий, И.В.Марчишин, А.В.Предеин, И.В.Сабинина, Ю.Г.Сидоров, А.В.Сорочкин // ФТП. - 2011. - Т.45,№3. - С. 396-402.

40. Якушев М.В. Субматричный фотоприемный модуль на основе гетероструктуры С<Й^Те/81(310) / М.В.Якушев, В.С.Варавин, В.В.Васильев, С.А.Дворецкий, А.В.Предеин, И.В.Сабинина, Ю.Г.Сидоров, А.В.Сорочкин, А.О.Сусляков // Письма в ЖТФ. - 2011. -Т.37,№4. - С. 1-7.

41. Якушев М.В. Дефекты кристаллической структуры в слоях С<ЗхН§1.хТе выращенных на подложках из 81(310) / М.В.Якушев, А.К.Гутаковский, И.В.Сабинина, Ю.Г.Сидоров // ФТП. - 2011. - Т.45,№7. - С.956-964.

1. A. Rogalski, Comparison of the performance of quantum well and conventional balk infrared photodetectors - 1.frared Phys. Technol. 1997, V.38, P.295-310

2. H.Maier and J.Hesse, Growth, properties and applications of narrow-gap semiconductors, in Crystal Growth, Properties and Applications, pp. 145-219, edited by H.C.Freyhardt, Springer Verlag, Berlin (1980)

3. Mercury Cadmium Telluride, INSPEC, EMIS Datareviews Series N.3, edited by J.Brice and P.Gapper, IEE, London, UK, 1987.

4. R. Triboulet, A. Tromson-Carli, D. Lorans, and T. Nguyen Duy, Sabstrate issues for the growth of mercury cadmium telluride J. Electron. Mater. 1993, V.22, P.827 - 834

5. D.D.Edwall, E.R.Gertner, and W.E.Tennant, Liquid-phase epitaxy of large area HgCdTe epitaxial layers J. Appl. Phys. 1984, V.55, P.1453-1459

6. B.Pelliciare, State of art of LPE HgCdTe at LIR J. Cryst. Crowth, 1988, V.86, P. 146160

7. Durose A.K., Russel G.J., Structural defects in CdTe crystals grown by two different vapour phase techniques J. Cryst. Growth 1988, V.86, P.471.

8. H.Hermon, M.Schieber, R.B. James et. al., Analysis of CZT Crystals and Detectors Grown in Russia and the Ukraine by High-Pressure Bridgman Methods J. Electron. Mater. 1999, V.28, P.688.

9. J.C.Irvine, Recent development in MOCVD of HgCdTe, Proc. SPIE, 1992, V.1735, P.92-99

10. O.K.Wu, Status of HgCdTe MBE technology for IRFPA Proc. SPIE, 1994, V.2021,1. P.79-89

11. V.S.Varavin, S.A.Dvoretsky, Liberman V.I., N.N.Mikhailov, Yu.G.Sidorov, The controlled growth of high-quality mercury cadmium telluride Thin Solid Films, 1995, v.267, p.121-125.

12. Болховитянов Ю.Б., Пчеляков О.П., Чикичев С.И. Кремний-германиевые эпитаксиальные . пленки: физические основы получения напряженных и полностью релаксированных гетероструктур. УФН., 2001, т. 171, в.7, с. 689-715.

13. Koestner R. J.; Schaake Hi F. Kinetics of molecular-beam epitaxial GdHgTe growth-J. Vac.Sci.Technoll A 1988;,V:6, P:2834-2839

14. S ten in S.I. Molecular beam epitaxy of semiconductor, dielectric and metal; films

15. Vacuum, 1986, V.36, P.419-426.

16. Семилетов C.A; Элеюронография в исследовании закономерностей роста и> структуры эпитаксиальных слоев сборник Методов структурного анализа, 1989, с. 304.

17. Harris JJ., Joyce B.AI, Dobson P.J. Oscilations in the surface structure of Sn-doped GaAs during growth,by MBE.- Surface Sci., 1981, v. .103, p. L90.

18. C.Pickering Complementary in-situ and post deposition diagnostics of thin film semiconductor structures Thin Sol: Films. 1998, Y.313-314. P.406

19. J.B. Theeten, F. Hottier, J. llallais Ellipsometric assessment of (Ga, Al)As/GaAs epitaxial' layers during their growth in an organometallic VPE system J. Cryst. Crowth 1979, V.46, p.245 '

20. D.E. Aspnes, W.E. Quinn, S. Gregory Optical control of growth; of AlxGal-xAs by organometallic molecular beam epitaxy Appl. Phys. Lett. 1990, V.57, P.2707

21. Svitashev K.K., Dvoretsky S.A., Sidorov Yu.G., Shvets V.A., Mardezhov A.S., Nis I.E., Varavin V.S., Liberman V., Remesnik V.G. The growth of high-quality MCT films by MBE using in situ ellipsometry Cryst.Res.Technol. 1994, V.29, P.931

22. Аззам P., Башара H. Эллипсометрия и поляризованный свет. М.: Мир, 1981.

23. Aspnes D.E. Optical properties of thin films Thin Sol.Films. 1982, V.89, P.249

24. Wright S.L., Marks R.F., Goldberg A.E. Improved GaAs substrate temperature measurement during molecular-beam epitaxial growth J.Yac.Sci.Technol., 1988, V.B6, P.842-845.

25. Tomita Т., Kinosada Т., Yamashita T.,Shiota M., Sakurab T. A new non-contact method to measure1 temperature of the surface of semiconductor wafers Jap.J. Appl. Phys., 1986, V.25, P.L925-L927.

26. Kroesen G.M.W.; Oehrlein G.S.; Bestwick T.D. Nonintrusive wafer temperature measurement using in situ ellipsometry J. Appl. Phys., 1991, V.69, P.3390-3392.

27. Sampson R.K., Massoud H.Z. Resolution of silicon wafer temperature measurement by in situ ellipsometry in a rapid termal processor Journ.Electrochem.Soc. 1993, V.140, P. 2673-2678.

28. Erman M., Theeten J.B., Chambon P., Kelso S.M., Aspnes D.E. Optical properties and damage analysis of GaAs single crystals partly amorphized by ion implantation -J.Appl.Phys. 1984, V.56, P.2664-2671.

29. Мардежов А.С., Михайлов Н.Н., Швец В.А. Эллипсометрический контроль предэпитаксиальной подготовки подложек GaAs и роста эпитаксиальных пленок CdTe. -Поверхность. Физика, химия, механика. 1990, N12, с.92-96.

30. Новикова С.И. Тепловое расширение твердых тел. М.: Наука, 1974, 292с.

31. Properties of Narrow Gap Cadmium-Based Compounds / Ed. By P.Gapper. INSPEC, Infra-Red Limited; London, UK, 1994е. 618 с.

32. Физико-химические свойства полупроводников. Справочник. М.: Наука, 1979.

33. Свиташев К.К., Швец В.А., Мардежов А.С. и др. Метод эллипсометрии в технологии синтеза соединений кадмий-ртуть-теллур Автометрия. 1996. №4. С. 100.

34. Свиташев К.К., Швец В.А., Мардежов А.С., Дворецкий С.А., Сидоров Ю.Г., Варавин B.C. Эллипсометрия in situ при выращивании твердых растворов кадмий-ртуть-теллур методом МЛЭ ЖТФ. 1995. Т.65. Вып.9. С.110.

35. Gastaing О., Granger R., Benhal J.T., Triboulet R The dielectric function and interband transition in CdZnTe. J.Phys.:Condens.Matter 1996, V.8, P.5757-5768

36. Спесивцев E.B., Рыхлицкий C.B., Швец В.А. Эллипсометр. Патент РФ №2302623. 2007.

37. Швец В.А., Спесивцев Е.В., Рыхлицкий С.В. Анализ статической схемы эллипсометрических измерений Опт. и спектр. 2004. Т.97. №3. С.514.

38. Tobin S.P., Tower J.P., Norton P.W. et al. A Comparison of Techniques for Nondestructive Composition Measurements in CdZnTe Substrates J.Electron. Mater. 1995. V.24. P.697.

39. Adachi S. Optical constants of crystalline and amorphous semiconductors. Boston/Dordrecht/ London. Kluwer Academic Publishers. 1999. 539 p.

40. Краткий справочник физико-химических величин. Издание десятое, испр. и дополн. / Под ред. А.А. Равделя и A.M. Пономаревой СПб.: «Иван Федоров», 2003 г. С. 29

41. A.Million, L.Di Cioccio, J.P.Gailliard, and J.Piaguet, Molecular-beam epitaxy of CdHgTe at D.LETI/LIR J. Vac.Sci.Technol. A, 1988, Y.6, P.2813-2819

42. S. Sivananthan, X. Chu, J. Reno, J. P. Faurie. Relation between Crystallografic Orientation and the Condensation Coefficients of Hg, Cd, and Те during Molecular-Beam-Epitaxial Growth of Hgl-xCcLcTe and CdTe J. Appl. Phys. 1986, V.60, 1359.

43. Ю.А.Тхорик, Л.С.Хазан. Пластическая деформация и дислокации несоответствия в гетероэпитаксиальных системах. Наук, думка, Киев (1983) 304 с.

44. Takatani S., Kikawa Т., Nakazava М. Reflection high-energy electron-diffraction and fotoemission spectroscopy study of GaAs(OOl) surface modified by Se adsorption Phys. Rev., 1992, v. 45, N 15, p.8498 - 8505.

45. Горюнова H.A. Химия алмазоподобных полупроводников. Изд. ЛГУ им. А.А.Жданова, 1963.

46. Дей К., Селбин Д. Теоретическая неорганическая химия. Изд. 2-е, исправленное. Изд. Химия, 1971. - 416 с.

47. Feldman R.D., Austin R.F., Kisker D.W., Jeffers K.S., Bridenbaugh P.M. Influence of Ga-As-Te interfacial phases on the orientation of epitaxial CdTe on GaAs. Appl. Phys. Lett., 1986, v. 48, N3, p. 248-253.

48. Kahn A. Semiconductor surface structures. Surface Science Reports, 1985, v.3, N 4/5, p; 193-300.

49. Lagally M.G., Savage D.E., Tringides M.C. Difraction from disordered surfaces: an overview. Reflection high-energy electron difraction and reflectionelectron imaginy of surface, ed. by P.K.Larsen and P.L.Dobson, NATOASI series B, 188, 1988.-388 p.

50. Утевский Л.М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. — М.: Металлургия, 1973, 583 с.

51. Ohishi М., Yoneta М., Ishii S., Ohura М., Hiroe Y., Saito H. On the growth mechanism of Li- and Na- doped chalcogenides on GaAs(OOl) by means of molecular beam epitaxy. Journal of Crystal Crowth, 1996, v. 159, p: 376 - 379.

52. C.D.Wagner, W.M.Riggs, L.M.Davis, et al., "Handbook of X-ray photoelectron spektroscopy", Perkin-Elmer Corporation, Physical Electronics Division, Eden Prairie, Minnesota, (1979).

53. Rujirawat S., Almeida L.A., Chen Y.P., Sivananthan, Smith D.J. High quality large-area CdTe( 112) on Si(n2) grown by molecular-beam epitaxy: Appl.Phys.Lett., 1997, v.71, N 13,.p.l 810-1812.

54. Tatsuoka H., Kuwabara H„ Fujiyasu H. and Nakanishi Y. Growth of CdTe on GaAs by hot-wall«epitaxy and its stress relaxation J.AppLPhys. 1993, V.65, P.2073.

55. Lange M.D., Sporken R;, Mahavadi;K.K., Faurie JiP. Molecular beam epitaxy and characterization of CdTe(211) and CdTe(l33) films; on GaAs(211)B substrates. Appl. Phys. Lett., 1991, V.58, P. 1988-1990.

56. Jensen J.E., Roth J.A., Brewer P.D., Olson G;E., Dubray J.J;, Wu O.K., Rajavel R.D., dcLyon T.J. Integrated multi-sensor control of II-VI MBE for growth of. complex IR detector structures.- J. Elec. Mater., 1999, V.27, P.494-499.

57. L.A. Almeida, М. Gronert, J. Markunas,\ and J1H. Dinan Influence of Substrate Orientation on the Growth of IigCdTe by Molecular Beam Epitaxy J. Electron. Mater. 2006, V.35, P.1214-1218.

58. F. Aqariden, H. D. Shih, A. M. Turner, D. Chandra, and P. K. Liao, Molecular Beam Epitaxial Growth of HgCdTe on CdZnTe(311)B J. Electron. Mater. 2000, V.29, P.727.

59. P. Mitra, F. C. Case, H. L. Glass, V. M. Speziale, J. P. Flint, S. P. Tobin, and P.W.Norton, HgCdTe Growth on (552) Oriented CdZnTe by Metalorganic Vapor Phase Epitaxy J. Electron. Mater. 2001, V.30, P.779.

60. Мигаль H.H., Ваулин Ю.Д., Лубышев Д.И., Мигаль В.П. Факторы, влияющие на получение атомарно-чистой поверхности GaAs. Изв. АН СССР сер. Неорганические материалы, 1989, т 25, в 11, с. 1775-1778.

61. Галицин Ю.Г., Мансуров В.Г., Пошевнев В.И., Терехов А.С. Пассивация поверхности GaAs в спиртовых растворах НС1. Поверхность, 1989, н. 10, с.140-143.

62. J.F. Nicholas. An atlas of models of crystal surfaces. New York London - Paris,1965.

63. W.G.Schmid, F.Bechsted. Atomic structures of GaAs(100)-(2><4) reconstructions. -Surf. Sci. 1996, V.360, P.L473-L477.

64. C.V. Ciobanu, V.B. Shenoy, C.Z. Wang, K.M. Ho, Structure and stability of the Si(105) surface.- Surface Science 2003, V.544, P.L715-L721

65. Б.А.Нестеренко, О.В.Снитко. Физические свойства4 атомарно чистой поверхности полупроводников. Киев: Наукова думка, 1983.

66. Ф. Бехштедт, Р. Эндерлайн. Поверхности и границы раздела полупроводников. М.: Мир, 1990.

67. А.К. Gutakovsky, A.V. Katkov, M.I. Katkov, O.P. Pchelyakov, M.A. Revenko, Efect of Ga predeposition layer on the growth of GaAs on vicinal Ge(0 0 1) J. Cryst. Growth. 1999, V.201/202, P.232-235

68. Z.Gai, W.S.Yang, R.G.Zhao, T.Sakurai. Thermal stability and structure of the equilibrium clean Si(103) surface. Phys.Rev.B 1999, V.59, P.13003-13008

69. R.G.Zhao, Z.Gai, W.Li, J.Jiang, Y.Fujikawa, T.Sakurai, W.S.Yang. Nanofaceting of unit cells and temperature dependence of the surface reconstruction and morphology of Si(105) and Si(103). Surf. Sci. 2002, V.517, P.98-114

70. A.W.Munz, Ch.Ziegler, W.Gopel, Thermal etching of Si(001) a STM study, Surf. Sci. 1995, V.325, P. 177-184

71. Фарнсворс X.E. Приготовление атомарно-чистых поверхностей твердых тел и методы оценки их качества. В кн.: А. Боонстра. Поверхностные свойства германия и кремния. М. Мир, 1970, с. 157-174.

72. Rzhanov A.V., Pchelyakov O.P., Kanter B.S., Stenin S.I. Molecular beam epitaxial growth of germanium and silicon films: Surface, structure, film defects and properties. Thin Solid Films. 1986, V.139, P. 169-1775.

73. S.Seto, S.Yamada, K.Suzuki, Growth of CdTe on hydrogen-terminated Si(l 11)-J.Cryst. Growth, 1996, V.214/215, P.5-8

74. W.Kern, D.A.Puotinen. Cleaning solution based on hydrogen peroide for use in silicon technology RCA rev. 1970, V.31, P.l87

75. D.B.Fenner, D.K.Biegelsen, R.D.Bringans. Silicon surface passivation by hydrogen termination: A comparative study of preparation methods. J.Appl. Phys. 1989, V.66 P.4191

76. G.S. Higashi, Y.J. Chabal, G.W. Trucks, K. Raghavachari, Ideal hydrogen termination of the Si(l 11) surface. Appl. Phys. Lett. 1990, V.56, P.657.

77. S. Watanabe et al., Homogeneous hydrogen-terminated Si(lll) surface formed using aqueous HF-solution and water. Appl. Phys. Lett. 59, 1991, p.1458.

78. Yukinori Morita, Kazushi'Miki, Hiroshi Tokumoto. Kinetics of hydrogen desorption on a Si(l 11) surface. Surf. Sci. 1995, V.325, P.21-32.

79. Анализ поверхности методами оже- и рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии. Под ред. Д.Бриггса и М.П. Сиха, М., Мир, 1987, с.217.

80. Спектроскопия и дифракция электронов при исследовании поверхности твердых тел // В.Ф.Кулешов, Ю.А.Кухаренко, С.А.Фридрихов и др., М., Наука, 1985, 290с.

81. S.N. Filimonov, В. Voigtlander "Rotating" steps in Si(0 0 1) homoepitaxy.- Surf. Sci. 2004, V.549, P.31-36

82. L.A Almeida, L.Hirsch, M.Martinka, P.R.Boyd, and J.H.Dinan. Improved morphology and crystalline quality of MBE CdZnTe/Si. J. Elec. Mat. 2001, V.30, P.608

83. D.J.Hall, L.Buckie, N.T.Gordon et al. High-performance long-wavelength HgCdTe infrared detectors grown on silicon substrates. Appl: Phys.Lett. 2004, Y.85, P.2113

84. M.E.Groenert and J.K.Markunas. CdZnTe graded buffer layers for HgCdTe/Si integration. J. Elec. Mat. 2006, V.35, P.1287

85. A.Million, N.K.Dhar, and J.H.Dinan. Heteroepitaxy of CdTe on {211} substrates by molecular beam epitaxy. J. Cryst. Growth 1996, V.159, P.76

86. R.D.Bringans, D.K.Beigelsen, L.-E. Swartz, F.A.Ponce, and J.C.Tramontana. Effect of interface chemistry on the growth of ZnSe on the Si(100) surface. Phys. Rev. B. 1992, V.45, P. 13400

87. T.R.Ohno and Ellen D.Williams. Step structure and interface morphology: Arsenic on vicinal silicon surface. J. Vac. Sci. Technol. В 1990, V.8, P.874

88. R.D.Bringans, D.K.Beigelsen, and L.-E. Swartz. Atomic-step rearrangement on Si(100) by interaction with arsenic and the implication for GaAs-on-Si epitaxy. Phys. Rev. B. 1991, V.44, P.3054

89. O.L.Alerhand, E.Kaxiras, R.S.Becker. Adsorption of As on stepped Si(100): . Resolution of the sublattice-orientation dilemma. Phys. Rev. B. 1991, V.44, P.6534

90. A.K.Ott, S.M.Casey, S.R.Leone. Arsenic desorption kinetics from Si(100). Surf. Sci. 1998, V.405, P.228-237

91. В.П. Евтихиев, B.E. Токранов, A.K. Крыжановский и др. Особенности роста квантовых точек InAs на вицинальной поверхности GaAs (001), разориентированной в* направлении 010. ФТП 1998, Т.32, С.860-865

92. M. Tomitori, К. Watanabe, M.Kobayashi, F. Iwawaki, O.Nishikawa. Layered geteroepitaxial' growth of germanium on Si(015) observed'by scanning tunneling microscopy. -Surf. Sci. 1994, V.301; P.214-222

93. Y. Fujikawa, K. Akiyama, T. Nagao et al. Origin of the stability of Ge(105) on Si: A new structure model and surface strain relaxation. Phys. Rev. Lett. 2002, V-.88, P.176101

94. T. Hashimoto, Y. Morikawa, Y. Fujikawa, T. Sakurai, M.G. Lagally, K. Terakura. Rebonded SB step model of Ge/Si(105)lx2: A first-principles theoretical study. Surf. Sci. 2002, V.513, P.L445-L450

95. A. Oshiyama. Structure of steps and appearances of {311} facets on Si(100) surfaces. Phys. Rev. Lett. 1995, V.74, P. 130-133

96. DJ.Chadi. Stabilités of single-layer and bilayer steps on Si(001) surfaces Phys. Rev. Lett. 1987, V.59, P.1691-1694.

97. P.R.Pukite and P.I.Cohen. Multilayer step formation after As adsorption on Si(100): Nucleation of GaAs on vicinal Si. Appl. Phys.Lett. 1987, V.50, P. 1739

98. М.Херман, Полупроводниковые сверхрешетки: Пер. с англ. М.: Мир, 1989,'240 с.

99. R.M.A. Azzam, N.M. Bashara, Ellipsometry and Polarized Light, Elsevier, North Holland, Amsterdam, 1979.

100. H. Arvin, D.E. Aspnes, J. Vac. Sci. Technol. A2 (1984) p. 1309.

101. Lukes F. Oxidation of Si and GaAs in air at room temperature, Surf. Sci. 1972, V.30, P.91.

102. Exsteen G., Drowart J., Vander Auwera-Mahieu A. and Callaerts R. Thermodynamic study of silicon sesquitelluride using a mass spectrometer, J. Phys. Chem. — 1967, V.71, P.4130.

103. Brebrick R.F. Si-Te system: partial pressures of Te2 and SiTe and thermodynamic properties from optical density of vapor phase J. Chem. Phys. 1968, V.49. P.2584.

104. Krishnamurthy Srinivasan, Berding M. A., Sher A., Chen A.-B. Energetics of molecular-beam epitaxy models J. Appl. Phys. 1990, V.68, P.4020.

105. Анализ поверхности методами оже- и рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии: Под ред. Д.Бриггса и М.П. Сиха, М., Мир, 1987, с.217.

106. Ploog К., Stetter W., Nowitzki A., Schonherr Е. Crystal growth* and structure determination of silicon telluride Si2Te3 Mat. Res. Bull. 1976, V.l 1, P.l 147.

107. Srinivasa R., Panish M.B., Temkin H. Control of orientationof CdTe clian GaAs and the reconstruction of the precursor surfaces. Appl. Phys. Lett., 1987, V.50, P.1441-1446.

108. Chow P.P., Greenlaw D.K., Johonson D. Summary Abstract: MBE growth of (Hg, Cd, and Те) compounds J.Vac.Sci.Technol. A., 1983, V.l, P.562-567.

109. Дворецкий C.A., Зубков В.П., Калинин B.B., Кузьмин В.Д., Сидоров Ю.Г., Стенин С.И. Исследования1 начальных стадий роста при молекулярно-лучевой эпитаксии CdTe на GaAs(lOO). Поверхность, 1991, т. 9, с. 45 - 51.

110. Faurie J.P., Reno J., Sivananthan S., Sou I.K., Boukerche M., Wijewarnasuriya P.S., Molecular beam epitaxial growth of CdZnTe, HgCdTe, HgMnTe and HgZnTe on GaAs(lOO). -JlVac.Sci.Technol. B:, 1986, V.4, P:585-589.

111. M.T.Currie, S.B.Samavedam, T.A.Langdo, C.W.Leitz, and E.A.Fitzgeraldet Controlling threading dislocation densities in Ge on Si using graded SiGe layers and chemical-mechanical polishing Appl. Phys. Lett., 1998, V.72, P.l718

112. R.M.Sieg, J.A.Carlin, J.J.Boeckl, S.A.Ringel, M T.Currie, S.M.Ting, T.A.Langdo, G.Taraschi, E.A.Fitzgerald, and B.M.Keyes, High minority-carrier lifetimes in GaAs grown on low-defect-density Ge/GeSi/Si substrates Appl. Phys. Lett. 1998, V.73, P.3111

113. Samavedam, S.B. Fitzgerald, E.A. Novel dislocation structure and surface morphology effects in relaxed Ge/Si-Ge(graded)/Si structures. J. Appl. Phys., 1997, V.81, P.3108.

114. Fitzgerald, E.A.; Samavedam, S.B;; Xie; Y.H:;.Giovane, L.Mi Influence of strain on semiconductor thin film epitaxy J. Vac. Sci. Technol. A 1997, V.15, P. 1048 '

115. Элементарные, процессы роста кристаллов, под редакцией Г.Г.Леммлейна и А.А.Чернова, Mi: Издательство иностранной литературы, 1959, 300 с.

116. Александров Л:Н. Кинетика образования и структуры твердых слоев; Н.: Наука; 1972.-227 с.

117. Задумкин С.Н. Приближенный расчет поверхностной энергии некоторых? полупроводников со структурой алмаза и цинковой обманки.- ФТТ, 1960; т.2, в.5; с: 878882.

118. PridachimD, N., Sidorov Yu. G., Yakushev MI V., Varavin V. S., Burdina L. D: The heteroepitaxy of II-VI compounds on the non-isovalent'substrates (ZnTe/Si) Thin Solid Films. 2000, V.367, P.203.

119. Зубков В. А., Калинин В. В., Кузьмин В; Д., Сидоров Ю. Г., Дворецкий С. А., Стенин С.И. Исследование начальных стадий роста при молекулярно-лучевой эпитаксии CdTe на (100) GaAs- Поверхность. 1991, N9, С.45.

120. Сидоров Ю. Г., Труханов Е. М. О возможности образования аморфной фазы при гетероэпитаксии с,большим несоответствием решеток Поверхность. 1991, N6, С.45.

121. Придачин Д.Н;, Якушев М.В., Сидоров Ю.Г. Исследование начальных стадий зарождения при эпитаксиальном росте теллурида; цинка на поверхностях кремния различных ориентаций Поверхность, 2002, N2, С.25.

122. Жуховицкий А. А., Шварцман Л. А. Физическая химия. Металлургия. Москва. 1968. С. 384.

123. Справочник химика, т.1. под ред. Б.П. Никольского. ГНТИ Химической литературы. Москва-Ленинград. 1962, 1070С.

124. Кузнецов Ф.А., Сидоров Ю.Г., Марончук И.Е. К вопросу о количественном описании транспортных реакций ФТТ 1964, Т.6. С.2981.

125. J.C. Philips, Bonds and bands in semiconductors, Academic Press, New York, 1973,

126. D. Martrou, N. Magnea Equilibrium shape of steps and islands on polar CdTe(OOl) surface: application to the preparation of self organized templates for growth of nanostructures -Thin Solid Films 2000, V.367, P.48-57

127. B.Daudin, S.Tatarenko, D.Brun-Le, Cunff, Surface stoichiometry determination using reflection high-energy electron diffraction and atomic-layer epitaxy: The case of ZnTe(lOO) Phys. Rev. В 1995, V.52, P.7822

128. V.A.Shvets, S.I.Chikichev, D.N.Pridachin, M.V.Yakushev, Yu.G.Sidorov, A.S.Mardezhov. Ellipsometric study of tellurium molecular beam interaction with dehydrogenated vicinal silicon surfaces. Thin Solid Films 1998, V.313-314, P.561.

129. Витлина P.3., Чаплик A.B. "Эллипсометрия субмонослойных покрытий" // Сб. "Эллипсометрия: теория, методы, приложения"//Новосибирск. "Наука". 1987. С. 92

130. Carbonell L., Tatarenko S., Gibert J., Hartmann J.M., Mula Guido, Etgens V.H., Arnout A. The role of 2D islands in the epitaxial growth of (001) CdTe Appl. Surf. Sci. 1998, V.123/124, P.283

131. Бенсон С. "Термохимическая кинетика." // Пер. с англ. Под ред. Н.С. Ениколопяна. М. "Мир". 1971. С. 306.

132. Михайлов Н.Н., Сидоров Ю.Г., Дворецкий С.А., Швец В.А., Якушев М.В. Изучение процессов адсорбции и десорбции теллура на поверхности CdTe методом эллипсометрии. Автометрия, 2000, н. 4, с. 124 - 130.

133. Brebrick R.F. and Strauss A.J. Partial pressures and Gibbs free energy of formation for congruently subliming CdTe(c). Phys. Chem. Sol., 1964, V.25, P.1441-1445

134. Yamaguchi M., Yamamoto A., Itoh Y. Effect of dislocations on the efficiency of thin-films GaAs solar cells on Si substrates. J. Appl. Phys., 1986, V.59, P. 1751.

135. Zolper J.C., Barnett A.M. The effect of dislocations on the open-circuit voltage of GaAs solar cells. IEEE Trans. Electron Devices, 1990, V.37, P.478-484.

136. Современная кристаллография (в четырех томах). Том 2, Структура кристаллов, Вайнштейн Б.К., ФридкинВ.М., Инденбом В.Л., Mi: Наука, 1979.

137. А.К.Гутаковский,, С.И.Стенин. Электронно-микроскопичкские исследования» механизмов; образования дефектов, в гетеросистемах. В' кн.:: Современная электронная микроскопия в исследованишвещества; 1982, М., Наука, с.139-147!

138. Yokoyama M., Chen N. Т., Ueng 11. Y. Growth and characterization of ZnSe on Si by atomic layer epitaxy J. Cryst. Growth 2000, V.212, P.97.

139. А.К.Гутаковский, Механизмы' формирования- дислокационной? структуры; гетероэпитаксиалыплх твердых растворов GaAsP, InGaAs InGaAsP на подложках из арсенида галлия, дисс. на соискание степени к.ф.-м.н., 1981, Н., 181 с.

140. W.A.Jesser, J.W.Matthews, Evidence for pscudomorphic growth of ironon on cupper Phil. Mag., 1967, V.15,P. 1097-1105

141. Jesser W.A., Kuhlmann-Wilsdorf D. On the theory of interfacial energy and and elastic;strain of epitaxial overgrowths in parallel dignment on single crystal substrates — Phys. Stat. Sol. (a), 1967, V.19, P.95-105

142. Frank F.C., Van der Merve J.H. One-dimensional Dislocations In Misfitting Monolayers and Oriented Overgrowth Proc. Roy. Soc. Ser. A., 1949, V.98, n. 1053, P.216-225:

143. P.D. Draun, G.J. Russell, and J. Woods. Anisotropic defect distributions ZnSe/ZnS epitaxial layers grown by metalorganic vapor-phase epitaxy on (OOl)-oriented GaAs J. Appl. Phys. 1989, V.66, P,129-136.

144. S. Miwa, L.H. Kuo, K. Kimura, A.Ohtake, T. Yasuda C.G.Jin, T. Yao, ZnSe heteroepitaxy on GaAs(0 0 1) and GaAs(l 1 0) J. Cryst. Growth.1998, V.l 84/185, P;41.

145. N. Wang; К. K. Fung, and I: K. Sou Direct observation of stacking fault nucleation in the early stage of ZnScOGaAs pseudomorphic epitaxial layer growth- Appl; Phys. Lett. 2000, У.11, P.2846 2848 . ' л'

146. Biegelsen D.K., Ponce F. А.,.Smith A.J;, Tramontana J.G. Initial stages of epitaxial growth of GaAs on (001) Silicon. -J. Appl. Phys., 1987, V.61, P.1856-1859.

147. Castagne J., Fontaine C., Bedel E., Munoz-Yague A. Two dimensional- lake nucleation of GaAs on Si by room temperature deposition. J.Appl. Phys., 1988, v.64, N.5, p.2372-2374.

148. Cho K.I., Choo W.K., Park S.C., Nishinaga Т., Lee B-T. Solide Phase epitaxial growth of GaAs on Si substrates. Appl. Phys. Lett., 1990, v.56, N.5, p.448-452.

149. Tashikawa M., Yamaguchi M. Film thickness dependence of dislocation density reduction in GaAs on Si substrates. -Appl. Phys. Lett. 1990, v.56, N.5, p.484-486.

150. Sheldon P., Jones K.M., Al-Jassim M.M., Yacobi B.G. Dislocation density reduction» through annigilation in lattice-mismatched- semiconductors grown by MBE. J.Appl. Phys., 1988, v.63, N.14, p.5609-5611.

151. Mar H.A., Park R.M. Observation of strain effects and evidence of gallium autodoping in molecular-beam-epitaxial ZnSe on (100)GaAs. J. Appl. Phys., 1986, v. 60, N 3, p. 1229-1-232.

152. Wagner B.K., Oakes J.D., Summers C.J. Molecular beam epitaxial growth and characterization of ZnTe and CdTe on (001) GaAs. Journal of Crystal Crowth, 1988, v.86, p.296 - 302.

153. Dubowski J.J., Wrobel J.M., Jackman J.A., Becla P. Investigation of Ga diffusion in (001) and (111) CdTe layers grown on (001) GaAs. MRS proceedings, 1991, v. 131, p. 112-118.

154. Kay R., Bean R., Zanio K., Ito C., Mclntyre D. HgCdTe photovoltaic detectors on Si substrates. Appl.Phys.Lett., 1987, v. 51, N 26, p.2211-2212.

155. Кудрявцев А. А. Химия и технология селена и теллура. М., «Металлургия», 1968,284 с.

156. Кантер Ю.О., Торопов А.И., Ржанов А.В., Стенин С.И., Гаврилова Т.А. Микроморфология эпитаксиальных пленок InAs при росте из,молекулярных пучков на подложках GaAs Поверхность. 1986, N.9, С.83-87.

157. Sabinina, I.V., Gutakovsky, А.К., Sidorov, Yu. G., Latyshev, A.V., Nature of V-shaped defects in HgCdTe epilayers grown by molecular beam epitaxy. J. Cryst. Growth, 2005, V.274, P.339-346.

158. Т. Aoki, Y. Chang, G. Badano, J. Zhao, C. Grein, S. Sivananthan, and David J. Smith. Electron microscopy of surface-crater defects on HgCdTe/CdZnTe(21 IB) epilayers grown by molecular-beam epitaxy. J. Electron . Mater. 2003, V.32, P.703.

159. Термические константы веществ, вып.7, под редакцией В.П.Глушко, М.: ВИНТИ, 1972

160. Varavin V.S., Dvoretsky S.A., Liberman V.I., Mikhailov N.N., Sidorov Yu.G. Molecular beam epitaxy of high quality Hgl-xCdxTe films with control-of the composition" distribution. J.Cryst. Growth, 1996, V. 159, P. 1161-1166.

161. Arias J.M., DeWames R.E., Shin S.H., Pasko J.G., Chen J.S., Gertner E.R. Infrared diodes fabricated with HgCdTe grown by molecular beam epitaxy on GaAs substrates. Appl. Phys. Lett, 1989, V.54, P. 1025-1027.

162. De Lyon T.J., Rajavel D., Johonson S.M., and Cockrum Molecular-beam epitaxial growth of CdTe(l 12) on Si(l 12) sabstrates. Appl.Phys.Lett., 1995, V.66, P.2119-2121.

163. Y. S. Ryu, B. S. Song, T. W. Kang, T. W. Kim. Dependence of the structural and the electrical properties on the Hg/Te flux-rate ratios for Hg0.7Cd0.3Te epilayers grown on CdTe buffer layers. J. mater, science, 2004, V.39, P. 1147-1149.

164. J.M.Arias, M.Zandian, J.Bajaj, J.G.Pasko, L.O.Bubulac, S.H.Shin, and R.T.De Wames Molecular Beam Epitaxy HgCdTe Growth-Induced Void' Defects and Their Effect on Infrared Photodiodes. J. Electron. Mater., 1995, V.24, P.521

165. L. He, Y. Wu, L. Chen, S.L. Wang, M.F. Yu, Y.M. Qiao, J.R. Yang, Y.J. Li, R.J. Ding, Q.Y. Zhang Composition control and surface defects of MBE-grown HgCdTe J. Cryst. Growth 2001, V.227-228, P.677-682

166. D. Chandra, H.D. Shih, F. Aqariden, R. Dat, S. Gutzler, M.J. Bevan, and T. Orent Formation and Control of Defects During Molecular Beam Epitaxial Growth of HgCdTe J. Electron. Mater. 1998, V.27, P.640

167. Rogalski A., Piotrowski J. Intrinsic infrared detectors Progress in Quantum Electronics, 1988, V.12, P.87-277.

168. А.Рогальский. Инфракрасные детекторы. (H., Наука, 2003) ч. 3, гл. 8, с. 195.

169. J. Chu and A. Sher, Device Physics of Narrow Gap Semiconductors, Microdevices, DOI 10.1007/978-1-4419-1040-0 3, с Springer Science+Business Media, LLC 2010

170. Arias J.M., Pasko J.G., Zandian M. et al. Molecular beam epitaxy (MBE) HgCdTe flexible growth technology for the manufacturing of infrared photovoltaic detectors Proc. SPIE, 1994, V.2228, P.210-224.

171. К.Д.Мынбаев, В.И.Иванов-Омский Легирование эпитаксиальных слоев и гетероструктур на основе HgCdTe ФТП 2006, Т.40, С.3-21.

172. Vydyanath H.R. Lattice defects in semiconducting CdHgTe alloys. Defect structure of Indium-Doped**CdHgTe J. Electrochem.Soc.: Solid-State Sci. and Technol. 1981, V.128; P.2619-2625.

173. M.C.Chen, L.Colombo The majority carrier mobility of n-type and p-type Hg0.78Cd0.22Te liquid phase epitaxial films at 77 К J.Appl. Phys. 1992, V.73, P.2916-2920

174. P.S.Wijewarnasuriya, M.D.Lange, S.Sivananthan, J.P.Faurie. Minority carrier lifetime in indium-doped HgCdTe(211)B epitaxial layers grown by molecular beam epitaxy J. Electron. Mater. 1995, V.24, P.545-549.

175. Г.Ю.Сидоров, Н.Н.Михайлов, В.С.Варавин, Д.Г.Икусов, Ю.Г.Сидоров, С.А.Дворецкий Исследование влияния температуры крекинга мышьяка на эффиктивностьего встраивания в пленки CdxHgixTe в процессе молекулярно-лучевой эпитаксии. ФТП. 2008, Т.42; С.668-671.

176. В.Н.Овсюк, А.О.Сусляков, Т.И.Захарьяш, В.В.Васильев, С.А. Студеникин,

177. Ю.Г.Сидоров, С.А.Дворецкий, В.С.Варавин, Н.Н.Михайлов Фотосопротивленя на основе пленок CdHgTe, выращенных методом молекулярно-лучевой эпитаксии Автометрия, 1996, №4, С.45-50

178. S.Yuan, L.He, J.Yu et al. Infrared photoconductor fabricated with a molecular beam epitaxially grown CdTe/HgCdTe heterostructure Appl.Phys.Lett., 1991, V.58, P.2211-2212.

179. И.ЮЛарцев, М.С.Никитин, Г.В.Чеканова, Фотоэлектрические параметры КРТ фоторезисторов с термоэлектрическим охлаждением Прикладная физика 2003, №4, С. 8086.

180. A. Manissadjian, P. Tribolet, P. Chorier, P. Costa. Sofradir infrared detector products: the past and the future. Proc. SPIE 2000, V4130-58, P.l-16.

181. A.D. van Rheenen, H. Syversen, R. Haakenaasen, H. Steen, L. Trosdahl-Iversen and T. Lorentzen. Temperature dependence of the spectral response of lateral, MBE-grown, ion-milled, planar, HgCdTe photodiodes. Phys. Scr. 2006, V.T126, P.101.

182. R. Haakenaasen, Т. Moen, T. Colin, H. Steen, and L. Trosdahl-Iversen. Depth and lateral extension of ion milled pn junctions in CdHgTe from electron beam induced current measurements. J. Appl. Phys. 2002, V.91, P.427.

183. V.V.Vasiliev, A.G.Klimenko, I.V. Marchishin, V. N. Ovsyuk, N. Kh. Talipov , T.I Zakhar'yash, A. G. Golenkov, Yu. P. Derkach, V. P. Reva, F. F. Sizov, V. V. Zabudsky. MCT heteroepitaxial 4x288 FPA. Infrared Physics&Technology 2004, V.44, P. 13-23.

184. P.Tribolet, J.P.Chatard, P.Costa, A.Manissadjian Progress in HgCdTe homojunction infrared detectors. J. Cryst. Growth 1998, V.184/185, P.1262 - 1271.

185. J.W. Beletic, R.Blank, D.Gulbransen, D.Lee, M.Loose, E.C.Piquette, T.Sprafke, W.E.Tennant, M.Zandian, and J.Zino Teledyne Imaging Sensors: Infrared imaging technologies for Astronomy & Civil Space Proc. SPIE 2008, V.7021, P.70210H.

186. J.Ziegler, M.Bruder, J.Wendler, H.Maier Second generation FPA's with MCT sensors arrays in hybrid approach - Proc. SPIE, 1992, V. 1735, P.l51.