Модифицирование дефектной структуры полупроводников низкоэнергетическими воздействиями тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.10 ВАК РФ

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

На правах рукописи

МЫНБАЕВ Карим Джафарович

МОДИФИЦИРОВАНИЕ ДЕФЕКТНОЙ СТРУКТУРЫ ПОЛУПРОВОДНИКОВ НИЗКОЭНЕРГЕТИЧЕСКИМИ ВОЗДЕЙСТВИЯМИ

01.04.10 - физика полупроводников

Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

Санкт-Петербург 2007

003160583

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

Научный консультант.

доктор физико-математических наук, профессор

Иванов-Омский Владимир Иванович

Официальные оппоненты. > доктор физико-математических наук

Иванов Сергей Викторович,

доктор физико-математических наук, профессор

\ Козловский Виталий Васильевич,

доктор физико-математических наук, профессор

Иванов Константин Георгиевич

Ведущая организация-

Санкт-Петербургский государственный электротехнический университет «ЛЭТИ»

Защита состоится "¿?Г" 2007 г. в "-/¿?' часов на заседании

диссертационного совета Д 002 205.02 при Физико-техническом институте им АФ Иоффе, по адресу 194021, Санкт-Петербург, ул Политехническая, д 26

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Физико-технического института им А Ф. Иоффе РАН.

Автореферат разослан

"2/" 2007 г

Учёный секретарь

диссертационного совета,

доктор физико-математических наук/ I) ьу

ЧД^Ш/Дг—4 Л М. Сорокин

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы Создание материалов и структур с заданными свойствами является общей задачей материаловедения и, в частности, материаловедения полупроводников Современные полупроводниковые технологии базируются на точных методах управления концентрациями дефектов и состояниями примесных атомов Представляется, что новыми методами управления дефектами в полупроводниках должны стать низкоэнергетические методы, то есть методы, позволяющие получать желаемые свойства материала с существенно меньшими энергетическими затратами, чем те, что используются в сегодняшней технологии При этом под низкой энергией следует понимать энергию воздействия в широком смысле слова — будь то энергия частиц, используемых для радиационной обработки материала, или тепловая энергия, используемая для отжига собственных дефектов или диффузии примесей Настоящая работа посвящена разработке физических основ модифицирования низкоэнергетическими воздействиями дефектной структуры двух классов полупроводниковых материалов, существенно различающихся по своим свойствам К первому из них относятся узкозонные ртутьсодержащие полупроводники Слабые химические связи в этих материалах определяют высокую концентрацию электрически активных собственных дефектов, существенно изменяющуюся даже при небольшом внешнем воздействии на кристалл Для другого класса материалов — широкозонных полупроводников — наоборот, характерна чрезвычайно сильная химическая связь между атомами, что существенно ограничивает возможности - управления электрофизическими свойствами этих материалов и, в частности, легирования.

Существующие точные методы управления дефектно-примесной структурой, часто называемые методами инженерии дефектов, в настоящее время хорошо развиты для кремния, остающегося основным материалом современной промышленной электроники Быстрое развитие технологии других полупроводниковых материалов требует разработки аналогичного подхода и для них Очевидно, что методы управления дефектной структурой, разработанные для кремния, не всегда применимы для других полупроводников Так, энергия, передаваемая ртутьсодержащим узкозонным полупроводникам, обладающим низким порогом образования собственных дефектов, при использовании, например, ионной имплантации часто оказывается избыточной,в том смысле, что вызывает генерацию большого числа нежелательных точечных и протяженных дефектов, влияние которых на свойства кристалла маскирует «чистый» эффект легирования В широкозонных полупроводниках, в свою очередь, процессы генерации дефектов, создания

направленных потоков дефектов и примесей, а также стимулирование реакций в дефектно-примесной системе требуют «аномально» высоких, с точки зрения существующей промышленной технологии, энергий, в этом случае вероятно возникновение нежелательных побочных эффектов Так, например, для SiC и GaN диффузионное легирование или отжиг дефектов, в том числе радиационных, обычно требует применения столь высоких температур обработки (тепловой энергии), что при их использовании наблюдаются серьезные нарушения стехиометрии и десорбция примесей В связи с этим разработка нового подхода к управлению дефектной структурой как узкозонных, так и широкозонных полупроводников, а именно, подхода, который позволил бы добиться получения требуемых свойств материалов при минимальных энергетических затратах, минимизировав побочные эффекты, является актуальной задачей

Целью настоящей работы являлась разработка методов направленного модифицирования дефектной структуры ртутьсодержащих узкозонных, а также широкозонных (SiC, GaN) полупроводников низкоэнергетическими воздействиями — для управления свойствами этих материалов, и построение моделей физических процессов, описывающих изменение этих свойств

Оба класса полупроводниковых материалов в настоящее время находят широкое применение в технике Первый из них, и прежде всего твердые растворы теллуридов кадмия-ртути, сохраняет свое положение одного из основных материалов инфракрасной (ИК) оптоэлектроники Соединения HgTe-CdTe образуют непрерывный ряд твердых растворов с шириной запрещенной зоны от -0 3 до 1 6 эВ Это делает возможным не только изготовление на основе одного материала фотоприемников, перекрывающих спектральный диапазон от 1 до 14 мкм, но и формирование на одном полупроводниковом кристалле, за счет изменения состава, многоцветных ИК-детекторов Уникальные физические свойства теллуридов кадмия-ртути — малая эффективная масса носителей и низкая диэлектрическая проницаемость — обеспечивают высокое быстродействие приемников излучения, создаваемых на этих материалах

Широкозонные полупроводники, и в частности карбид кремни^ перспективны для создания приборов силовой и высокочастотной полупроводниковой электроники Значительные успехи в технологии карбида кремния позволили в последние десятилетия реализовать на основе этого материала многие типы полупроводниковых приборов, включая интегральные схемы Нитриды III группы, и в частности нитрид галлия, являются одними из самых востребованных материалов современной электроники и оптоэлектроники, и технология этих материалов развивается стремительными темпами

Объектами исследования в настоящей работе являлись объемные монокристаллы и эпитаксиальные слои указанных полупроводниковых материалов, а также гетероструктуры на их основе В частности, исследовались монокристаллы твердых растворов СсУ^^Те, а также эпитаксиальные слои и гетероструктуры на основе слоев СсУЗ§;_хТе различного состава (мольной доли СсГГе) х Исследования модифицирования дефектной структуры в широкозонных полупроводниках проводились с использованием монокристаллов и гомоэпитаксиальных слоев ЭЮ, а также гетероэпитаксиальных слоев ваИ и гетероструктур ОаЫ/АЮаН, выращенных на подложках 81С

Научная новизна работы обусловлена предложенными в ней новыми методами управления дефектной структурой узкозонных и широкозонных полупроводников, разработанными на основе полученных в ходе выполнения работы представлений о поведении дефектно-примесной системы в этих материалах при внешних воздействиях В работе предложен новый подход к управлению свойствами данных полупроводников — путем использования низкоэнергетических воздействий Для твердых растворов Сс1ХЩ].ХТ& примером такого подхода является обработка этих материалов низкоэнергетическими ионами, этот метод находится в полном соответствии с современными ростовыми и постростовыми технологиями полупроводниковых материалов В ходе разработки этого подхода получен ряд новых результатов

— впервые проведено комплексное исследование зависимости глубины крнверсии типа проводимости в вакансионно-легированных твердых растворах р-СсУ^./Ге, подвергаемых низкоэнергетической ионной обработке, от параметров материала (состав твердого раствора, концентрация нескомпенсированных акцепторов) и условий обработки, предложен и развит диффузионный механизм конверсии,

— впервые подробно исследована конверсия типа проводимости в примесно-легированном СсУ^/.Де, подвергнутом низкоэнергетической ионной обработке, и установлены механизмы конверсии для материала, легированного примесями замещения в подрешетках металла и халькогена,

— впервые проведено прямое сравнение свойств электронно-дырочных переходов, созданных в СсиЩ/.Де ионной имплантацией и низкоэнергетической ионной обработкой, и показано преимущество последней

В работе также развит новый подход к управлению дефектно-примесной структурой широкозонных полупроводников ЭЮ и 6аК — путем использования созданной в них пористой структуры Данный подход позволяет существенно расширить возможности направленного

изменения электрических свойств этих материалов, обычно трудно поддающихся легированию Пористая структура в БхС и ОаИ может быть получена путем анодизации этих соединений, сама анодизация, с учетом используемых режимов (плотностей тока), также является по сути низкоэнергетическим воздействием Путем дальнейших

низкоэнергетических воздействий на материал с пористой структурой — например, низкотемпературными отжигом и диффузией примесей — оказывается возможным эффективно управлять электрическими свойствами материала Другой пример применения подобной структуры — это использование эффекта «податливости» пористого полупроводника, позволяющего перераспределять упругую энергию между эпитаксиальным слоем и пористой подложкой в процессе выращивания напряженной гетероструктуры В целом среди оригинальных результатов, полученных в ходе разработки низкоэнергетических методов модифицирования свойств широкозонных полупроводников, можно отметить

— построение модели образования пористой структуры в широкозонных полупроводниках, подвергаемых анодизации;

— первое исследование поведения пористой структуры в широкозонных полупроводниках (морфология, химический состав) при внешних воздействиях (отжиг, облучение низкоэнергетическими частицами, механические напряжения при гетероэпитаксиальном росте на пористой подложке),

— проведенное впервые сравнительное исследование низко-(-1000 °С) и высокотемпературной (-2000 °С) диффузии в пористом ЭС и разработка подходов к получению заданных свойств материалов с пористой структурой при диффузионном легировании,

— получение экспериментальных свидетельств о «податливости» пористого слоя, сформированного в подложках 81С, и определение механизмов снижения плотности дислокаций в гетероэпитаксиальных слоях ОаЫ, выращиваемых на таких подложках

Практическая значимость работы определяется тем, что по ее результатам предложены оригинальные методы направленного модифицирования свойств узкозонных и широкозонных полупроводников, актуальные для разработки приборов оптоэлектроники инфракрасного (СсЦ-^/./Ге) и видимого и ультрафиолетового (ОаИ/АЮаЫ) диапазонов, а также силовой (Б 1С) и высокочастотной (ОаИ/АЮаЫ) электроники Так, в результате работы определены параметры процесса низкоэнергетической ионной обработки, позволяющие получать этим методом р-я-переходы с заданными геометрическими и электрофизическими параметрами для создания фотодиодов инфракрасного диапазона на основе СсУ^/.Де Показано, что метод низкоэнергетической ионной обработки является

перспективным для создания новой технологии ИК-фоторезисторов на основе этого материала Разработана технология создания /?-п-переходов на основе Cd^Hg^Te, позволяющая получать многоэлементные фотоприемники с обратными токами, меньшими, чем у аналогичных диодов, созданных методом ионной имплантации Что касается широкозонных полупроводников, то в результате развитых в работе представлений о вакансионном механизме образования пор в SiC впервые разработана технология получения пористого карбида кремния с заданной морфологией пористого слоя при сохранении политипа и стехиометрии исходного материала, полученный таким образом пористый материал перспективен для применения в существующей карбид-кремниевой технологии Разработана технология получения полуизолирующих слоев карбида кремния путем диффузионного легирования пористых слоев SiC ванадием и кремнием Показано, что использование подложек пористого SiC делает возможным проведение контролируемого автолегирования выращиваемых на них эпитаксиальных слоев GaN Разработана технология выращивания гетероэпитаксиальных слоев GaN с пониженной плотностью дислокаций и, на основании исследований оптических свойств этих слоев и многослойных структур на их основе показана перспективность полученных слоев для создания приборов оптоэлектроники

Апробация работы Основные результаты работы докладывались на Всесоюзных семинарах "Примеси и дефекты в узкозонных полупроводниках" (Павлодар, 1987 и 1989), Шестой Всесоюзной конференции по физико-химическим основам легирования полупроводниковых материалов (Москва, 1988), Республиканской конференции "Физика и химия поверхности и границ раздела узкощелевых полупроводников" (Алушта, 1990), Всесоюзном семинаре "Многослойные структуры на основе узкощелевых полупроводников" (Нукус, 1990), XII Всесоюзной конференции по физике полупроводников (Киев, 1990), VIII Всесоюзном симпозиуме «Полупроводники с узкой запрещенной зоной и полуметаллы» (Львов, 1991), V Всесоюзном семинаре "Тонкие пленки и эпитаксиальные слои узкозонных полупроводников" (Н Новгород, 1991), Material Research Society Fall Meeting (Boston, 1999), International Conference on Silicon Carbide and Related Materials, (Research Triangle Park, 1999), Fourth International Conference on Nitride Semiconductors (Denver, 2001); European Conferences on Silicon Carbide and Related Materials (Lmkopmg, 2002, Bologna, 2004), European Material Research Society Fall Meeting (Zakopane, 2002); 27th Workshop on Compound Semiconductor Devices and Integrated Circuits held in Europe (Fuerigen, 2003), 5th

International Workshop on Epitaxial Seftnconductbrs on Patterned Substrates and Novel Indexes Surfaces (Stuttgart, 2003), Международном семинаре по оптоэлектронике (Санкт-Петербург, 2003), 5-ом Международном семинаре «Карбид кремния и родственные материалы» (Великий Нойгород, 2004), 6th International Conference oh Mid-Infrared Optoelectronic Materials and Devices (St-Petersburg, 2004), 2-ой и 3-ей Украинских конференциях по физйке полупроводников (Черновцы, 2004, Одесса 2007), 4-й Всероссийской конференции «Нитриды галлия и алюминия — структуры и приборы» (Санкт-Петербург, 2005), XIX Международной научно-технической конференции по фотоэлектронйке и приборам Ночного видений (Москва, 2006), V Международной конференции «Аморфные и микрокристаллические полупроводники» (Санкт-Петербург, 2006), 15th International Symposiurn "Kanöstruetures Physics and Technology" (Novosibirsk, 2007), семинаре в университете г Вюрцбурга (2003), а также На семийарах в ФТЙ ИМ А Ф Йоффе

Структура й объем диссертации Дисеертация состоит из введения, niecTH глав И заключения, изложенных на 212 страницах, и вклюЧает также 117 рисункой, 20 таблиц И список литература Нз 453 наименований Общий объем Диссертаций составляет 368 сфаНйЦ

Основные положения, выносимые на защиту Положение 1 В твердых растворах Cd^Hg^Te, обладающих низким порбгом образования собственных дефектов, взаимодействие вводимых при легировании примесных атомов с системой тбчечных дефектов и носителей заряда приводит к генерации собственных дефектов, компенсирующих атомы Примеси, так 4fo электрическая актйвность примеси оказывается тем йыШе, чем йиже температура легирования ПолЬ&ЬМе 2 Управление типом прбвоДиМости в вакансиойно-легйрованных ртутьсодерЖащих узкОзонЙых Полупроводниках возможно путём обрабо+ки материала низкоЗнёргетйЧескйми ибнамй, при которой происходит аннигиляция Генерируемых в процессе обработки атомов межузельной ртути с собственными дефектами — вакансйяМй, taK что тип провоДиМости определяется остаточными либо направленно Введенными приМесяМй и собственными дефектами

Положение 3 Низкоэйергетическбй ионной обработкой возможно бсуществлять р-п-койверсйю тйпа проводимости в примеено-легирован'ном Cd^Hgy^Te, конверсия обусловлена взаимодействием генерируемых атдМов Межузельной ртути с атоМами примеси, с образованием до норных комплексов (для акцепторных примесей в подрешетке халькогена), или вытеснением атомов примеси в междоузлия с изменением их зарядового состояния (для акцепторных примесей в подрешетке металла)

Положение 4 Нестабильность донорных центров, созданных в твердых растворах СсЦ^.^Те низкоэнергетической ионной обработкой, вызвана их распадом в условиях прекращения пересыщения кристалла ртутью, так что электрические свойства материала релаксируют даже при комнатной температуре, что не приводит, однако, к ре-конверсии типа проводимости Положение 5 Создание пористой структуры в широкозонных полупроводниках позволяет существенно снизить энергетические затраты на дальнейшее модифицирование их дефектной структуры — путем, например, диффузии примесей и/или собственных дефектов — и получение материала с заданными электрическими свойствами Положение 6 Снижение упругой энергии гетероструктуры на начальном этапе эпитаксиального наращивания пленки ваЫ на подложку пористого Б1С, происходящее за счет деформации пористого слоя, позволяет реализовать механизм релаксации напряжений несоответствия с образованием вблизи гетерограницы плоскостных дефектов, препятствующих распространению проникающих дислокаций в пленку на стадии пластической релаксации

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

В первой главе представлены результаты исследования дефектной структуры твердых растворов СсУН^.Де, диффузионно-легированных донорной примесью — индием В начале главы проанализированы литературные данные по эффективности легирования СсЦВ^^Те донорными примесями, в частности индием, а также предложенные для интерпретации этих результатов модели поведения этой примеси Рассмотрена известная модель потери индием электрической активности за счет связывания атомов примеси с атомами теллура [А1] Приведен обзор по исследованию диффузии индия в монокристаллах и эпитаксиапьных слоях (ЭС) Сс1^Н§;.лТе Констатируется отсутствие целостной картины поведения дефектно-примесной структуры СсУ^.Де при легировании индием и рекомендаций по выбору параметров диффузионного легирования

Далее подробно рассмотрена процедура легирования, использованная в работе, и методика измерений, проводившихся на легированных образцах Экспериментальными образцами служили ЭС СсУ^.Де, полученные жидкофазной эпитаксией на подложках СёТе и СдХпТе в закрытой системе из растворов, обогащенных теллуром После выращивания ЭС подвергались отжигу в насыщенных парах ртути Этот отжиг имел целью установление квазиравновесных условий для последующей диффузии, поэтому проводился при той же, что и диффузия, температуре Само легирование также проводилось в насыщенных парах

ртути, при температурах 300-390 °С Использовались три вида источника примеси газовая (пары 1п) и твердая фазы — пленка металлического 1п или халькогенидного стеклообразного полупроводника системы Ое-Б с введенным в него 1п После диффузии образцы закаливались от температуры легирования до комнатной Концентрация 1п в легированных образцах определялась методом масс-спектооскопии вторичных ионов (ВИМС) при уровнях легирования до 1018 см" и методом количественного рентгеноспектрального микроанализа — при более высоких уровнях легирования Описана методика исследования электрофизических свойств диффузионно-легированных образцов и образцов, подвергавшихся обработке низкоэнергетическими ионами, — в частности, методика измерений температурных зависимостей коэффициента Холла и проводимости, проводившихся при послойном стравливании ЭС

При анализе экспериментальных данных на основании определенного в закаленных кристаллах соотношения концентрации электронов и77 (из холловских измерений) и введенного индия С1п констатируется, что по мере увеличения С/„ эффективность легирования я/С/„ падает Для объяснения этого эффекта предлагается модель, учитывающая взаимодействие атомов вводимой примеси с системой собственных дефектов и носителей заряда Связь концентраций 1п, собственных дефектов и носителей заряда устанавливается на основании решения уравнения электронейтральности (УЭН), соответствующего температуре легирования

п + 1[УН!,] = р + [1пщ], (1)

где р — концентрация дырок, а квадратные скобки обозначают

концентрацию соответствующих дефектов (двукратно заряженных

вакансий ртути и растворенного в ее подрешетке индия) Анализ реакций

>1

равновесия между дефектами позволил связать величину [ УНё\ с энергией

к

Ферми Ер Концентрацию Ущ в результате удалось выразить через ее

н

значение в нелегированном материале [ ] и степень отклонения ЕР от своего равновесного положения в таком материале Ер0

\У"щ] = [Гщ0 ] ехр(2(ЕР - ЕРо )/кТ), (2)

где к — постоянная Больцмана, Т — температура Концентрация Ущ^

была определена в экспериментах по отжигу нелегированных кристаллов СсЦ^./Ге из зависимости рп от температуры отжига При Т=633 К она

1.00

0.75

0.50

0.25

0.00

1015 см"3

составила величину 2[^0]=3 8

для 22 и 2 1 см"3 для х=0 30

10

15

Рп^, тая3

Рис 1 Расчетные зависимости степени компенсации индия вакансиями при легировании Сс1о ггН^о 78Те от концентрации примеси Температура легирования / — 573 К, 2 — 673 К, 3 — 773 К

Полученные данные позволили численно решить УЭН (1) и установить количественную связь между концентрациями примеси, собственных дефектов и носителей В частности, для х-0 22 и Т=633 К оказалось, что вплоть до значе-

СМ

-3

ний [/и^]»10 1УщМУН80] При

дальнейшем увеличении [ 1пНё ] начинается эффективная генерация новых

вакансий, вызванная введением примеси Тем не менее, высокая

эффективность легирования, когда п77=[ /и*^], сохраняется до

концентрации индия ~5 1017 см"3 При более высоких уровнях легирования его эффективность падает — /г77 изменяется слабо из-за компенсации

атомов индия вакансиями ртути Таким образом, с ростом [1пНн\ происходит переход от приближенного УЭН п=р к и77 = [1пщ] и далее к

2[КЯг] = Рпщ], а соотношение п77 = [1пнё] выполняется в узком

диапазоне концентраций ивдия Эти расчетные результаты находились в хорошем согласии с экспериментальными, полученными на закаленных кристаллах

На Рис 1 представлены расчетные зависимости степени компенсации К=[1п'н$ ]/2[УНв] от концентрации индия для трех

различных температур легирования, построенные для области концентраций индия, в которой проявляется вклад генерируемых при

легировании вакансий Как видно из Рис 1, с ростом концентрации индия степень компенсации быстро возрастает и при [1пНё]>\019 см*3 приближается к единице При меньших концентрациях индия

н

экспоненциальная температурная зависимость [ ] приводит к тому, что

при одной и той же величине степень компенсации тем больше, чем

выше температура легирования Это означает, что электрическая активность примеси тем выше, чем ниже температура, при которой оно проводится.

В следующей части главы установлено влияние эффекта самокомпенсации на характер диффузионных процессов Показано, что в условиях вакансионного механизма миграции индия (подтвержденного в работе экспериментально) наблюдаемый ступенчатый профиль С1п обусловлен концентрационной зависимостью коэффициента диффузии

индия, возникающей в результате возрастания [] с ростом [1пНё]

Численное решение уравнения диффузии

дС/и = д д( дг

\

дС,„

(3)

([ Ущ ] есть функция концентрации индия, определяемая УЭН (1), г — координата) с эффективным ее коэффициентом £)* = О' [У^ ] ¡\Ун%й ] , где

£>' — коэффициент диффузии индия при бесконечно малой концентрации примеси и равновесной концентрации вакансий, позволило получить расчетные профили распределения индия, близкие по виду к

экспериментальным Величина 0\п , полученная подгонкой, составила для ЭС с х=0 22 при Т=360 °С ~7 6 10"16 см2/с

В конце главы рассмотрено дефектообразование в ЭС Сс^Н^/.Де, подвергнутых сильному (до концентраций ~1021 см"3) легированию индием Анализ распределения атомов примеси и компонентов твердого раствора по толщине ЭС показал, что при легировании Сс^^/./Ге индием и встраивании его атомов в металлическую подрешетку происходит обеднение легируемой части кристалла не только атомами ртути (до уровня Н§тт), но и кадмия При этом вытолкнутые из междоузлий атомы кадмия сегрегируются в подповерхностной области кристалла, пик их концентрации Сс1тах лежит на глубине нескольких микрометров от поверхности На Рис 2 представлены зависимости от величины С/и отношения максимальной концентраций кадмия Сйтах в обогащенном этим

Рис 2 Зависимости величин Сйтю/СсЬ и от С7„

для ЭС Сс1о24Н^7бТе (время диффузии 40 часов)

1 45

1 10

6 8 10 12 14 16 18 20 С,., ат. %

1 О

04

элементом слое к его содержанию в области постоянного состава ЭС до легирования Сс^ и зависимость отношения концентрации ртути на поверхности Н&™ к содержанию этого элемента в области постоянного состава ЭС Эти данные однозначно свидетельствуют, что при легировании Сс^Щ; хТе индием и встраивании его ато-

мов в металлическую подрешетку происходит замещение не только атомов ртути, но и кадмия При этом обеднение поверхности ртутью подтверждает справедливость гипотезы о самокомпенсации примесных атомов ее вакансиями Кроме того, в главе показано, что при больших (МО20 см"3) уровнях легирования СсУН^уДе индием, вне зависимости от состава твердого раствора, перераспределение его компонентов сопровождается образованием протяженных дефектов

Во второй главе рассмотрено модифицирование дефектной структуры СсУЕ^./Ге, происходящее при низкоэнергетической ионной обработке (НИО) вакансионно-легированного материала В начале главы приведен обзор научных трудов по данной теме, начиная с первой статьи, в которой была описана конверсия типа проводимости из р- в п- при ионном травлении СсУ^./Ге [А2] Отмечено отсутствие единой модели, описывающей конверсию типа проводимости в p-Cdx}lgl.xTe при НИО Далее в работе описана методика экспериментов (подготовка образцов, режимы обработки), и приведены результаты исследования эффекта конверсии в ЭС р-СёД^.Де В частности, в работе установлено, что при проведении обработки ионами аргона с энергией 0 06-1 8 кэВ, плотностью тока У=0 03-0 60 мА/см2 и временем воздействия г от 1 до 30 мин эффект конверсии наблюдался в ЭС с х<0 5 (ширина запрещенной зоны при Т=300 К 0 58 эВ) и концентрацией некомпенсированных акцепторов N0 < 4 1017см"3 Исследования кинетики процесса конверсии показали, что глубина конверсии Связь и имела вид 1~(МА-М0)'1П

10'

с; 10

и

.■ь

а: 10

§ л Л Л Л Л Л ЛЛЛДДд

4 ь А А * * А ААА* А

2 • . ...........

Г °

ю2

10'

Электрические и фотоэлектрические свойства ЭС СсЦ^у./Ге, подвергнутых НИО, проанализированы на основе результатов измерений коэффициента Холла и проводимости, и измерений времени жизни неосновных носителей заряда На основании результатов этих исследований, проведенных в диапазоне температур 4 2-300 К, показано, что НИО р-СсУН^/.Д'е приводит к формированию конвертированного слоя материала, демонстрирующего свойства классического п-типа с величиной п~(3-30) 1014 см"3 и подвижностью электронов Цп>105 см2/(В с)

при Т=77 К (Рис 3) По результатам аналогичных измерений, проведенных при послойном стравливании ЭС, установлено, что приповерхностная область материала толщиной до 2-3 мкм характеризуется высокой концентрацией (до 1018 см"3) и низкой подвижностью электронов, а в «объеме» конвертированного слоя для и 77 характерно отсутствие зависимости п(г) Время жизни неравновесных носителей в этой области составляло порядка единиц микросекунд В результате экспериментов по НИО СсУ^.Де .с исходным п-типом проводимости установлено, что следствием такой обработки является снижение степени компенсации материала, выражающееся в существенном увеличении подвижности (см Рис 3)

В главе также представлены результаты аналогичных исследований, полученные при плазменном травлении

ю1

Т, к

10

о

*

т

о

10

ю4

А ▲ Ж А А А Ж А . . .......

• а ж

4 ж *

2

10'

Т, К

10

Рис 3 Температурные зависимости (а) коэффициента Холла Ян и (б) холловской подвижности в образцах Сс^Щ^Те исходного р-типа проводимости до (1) и после (2) НИО, и п-типа проводимости до (5) и после (4) НИО Исходная подвижность для образца р-типа не показана

CdtHgy.jTe, и НИО твердых растворов Zn^CdyHg/.^Te с 0 15<£^<0 35 эВ и Mn^CdjHgí.^Te с О 22<Е<0 31 эВ

На основании полученных экспериментальных результатов в главе далее предложен и развит диффузионный механизм конверсии типа проводимости и модификации свойств вакансионно-легированного CdjHg/.jTe и родственных материалов в результате НИО Суть механизма заключается в генерации при НИО межузельных атомов ртути, их диффузии по диссоциативному механизму в глубь кристалла и рекомбинации с вакансиями ртути — собственными дефектами акцепторного типа Полученная в рамках этой диффузионной модели качественная зависимость глубины конверсии от параметров НИО и величины Na-Nd выглядит как

ад л

h

Nj-Nr

-t

(4)

(С5 — поверхностная концентрация межузельной ртути, О/ — ее коэффициент диффузии) и хорошо соответствует ходу этих зависимостей, установленному экспериментально При этом зависимость глубины конверсии от состава твердого раствора оказывается обусловленной наличием в кристалле, подвергаемом НИО, встроенных электрических полей, образующихся на границе раздела различных дефектных областей Проведенный в работе расчет глубины конверсии в рамках предложенной в работе [АЗ] модели диффузионного источника ртути, формирующегося в CdJ.Hg^.^Te при ионном травлении, дал удовлетворительное согласие с данными эксперимента

Далее в главе проанализирована природа электронного типа проводимости материала, модифицированного НИО, и показано, что она обусловлена фоновыми донорными примесями и собственными дефектами донорного типа исходного кристалла Вывод о существовании последних делается на основании установленной экспериментально и представленной на Рис 4 пропорциональности п77 в ЭС после НИО величине Мд-Л/д в исходном материале На основании этой взаимосвязи сделано предположение о том, что на стадии предварительного отжига увеличение Д^-А^о означает рост и ИА, и ЛГд, те генерация собственных дефектов акцепторного типа влечет за собой рождение и компенсирующих их собственных донорных дефектов В качестве последних предложены антиструктурные дефекты Тен8

Завершают главу результаты исследований свойств электронно-дырочных переходов, сформированных в Сс^гН^овТе методом НИО На основании анализа вольт-амперных характеристик и температурной

зависимости удельного дифференциального сопротивления таких р~п— переходов в диапазоне температур 60-200 К показано, что для них характерными являются при 60<Т<110 К и обратных смещениях — межзонное туннелирование и туннелирование через локальные центры, а при Т>110 К — термо-активационные механизмы протекания тока

В работе также проведен сравнительный анализ свойств р-п-переходов, созданных на одном вакансионно-легированном кристалле СсЦ^/^Те методами НИО и ионной имплантации По результатам измерений величин обратных темновых токов при смещениях 50 и 100 мВ в р-п-переходах составов х=0 199-0 236 делается вывод о том, что применение метода НИО позволяет достигать значений таких токов как минимум в 2-3 раза меньших, чем при использовании метода ионной имплантации

В третьей главе представлены результаты изучения модифицирования низкоэнергетическими ионами дефектной структуры СсУ^;.хТе, легированного акцепторными примесями В начале главы приведен обзор работ по легированию СсЦ^./Ге На основании обзора сделан вывод о том, что наиболее актуальными акцепторными примесями для этих твердых растворов в настоящее время являются из элементов I группы периодической системы — золото, а V группы — мышьяк, причем последняя примесь практически не имеет альтернативы при легировании слоев, выращенных молекулярно-пучковой эпитаксией (МПЭ) Далее в главе проанализированы опубликованные к началу диссертационной работы результаты по НИО легированного СсЦ^у.Д'е, констатируется факт, что механизм конверсии типа проводимости в таком материале, где вакансии аннигилированы специальным низкотемпературным отжигом в парах ртути, не получил адекватного объяснения На основании этого сформулирована постановка задачи для данной части работы изучение влияния низкоэнергетических ионов на электрические свойства

2 и

N -Ып, см

А О'

Рис 4 Соотношение пгг в конвертированных ЭС с величиной Ыл-Ыо в исходных образцах составов 1 — х=0 20-0 24, и 2 — х>0 24

легированных акцепторными примесями I и V группы твердых растворов СсЦ^/.Де и построение модели дефектно-примесных реакций в кристалле при обработке такими ионами

Экспериментальная часть работы содержит результаты исследования эффекта конверсии типа проводимости в р-СсУ^/.Де, легированном примесями замещения в подрешетке металла (Аи, Ag) и халькогена (Аб, БЬ) В работе приведены экспериментальные свидетельства эффекта конверсии в таком материале и проанализированы свойства конвертированных слоев В частности,, показано, что НИО СсЦН^/.дТе /?-типа проводимости, легированного акцепторными примесями I группы, приводит к формированию конвертированного слоя, свойства которого соответствуют классическому и—типу На основании анализа возможных реакций в дефектно-примесной системе, а также данных по изменению электрических свойств конвертированных слоев со временем (релаксации) сделан вывод, что конверсия в данном случае обусловлена выталкиванием атомами межузельной ртути примесных атомов из узлов в междоузлия В результате происходит изменение зарядового состояния атомов примеси, и из акцепторов они становятся донорами

В ЭС СсУ^./Ге, легированных примесями V группы, результаты аналогичных исследований позволили сделать вывод, что конверсия типа проводимости при НИО обусловлена связыванием атомов межузельной ртути с атомами примеси в донорные комплексы В обоих случаях (как акцепторов I группы, так и V) эффект конверсии, в отличие от вакансионно-легированного материала, оказывается критичным к величине плотности ионного тока Анализ релаксации электрических свойств конвертированного материала позволил предположить, что ее первопричиной является прекращение пересыщения кристалла атомами межузельной ртути после окончания обработки В материале, легированном примесями I группы, в результате происходит распад твердого раствора СсУ1§/-Л'е-Аи(А§), а в материале, легированном акцепторами V группы, — комплексов ХТе (Х=Аз или БЬ) Тем не менее, при длительном (несколько лет) хранении образцов при комнатной температуре ре-конверсии обратно в р-тш не происходит, и свойства материала, пройдя первоначальную релаксацию, остаются стабильными вплоть до Т~80 °С, то есть температуры, соответствующей верхнему пределу нагрева материала при изготовлении приборных структур

Следующая часть главы посвящена НИО гетероэпитаксиальных структур (ГЭС) СсУ^.Де, изготовленных методом МПЭ с использованием ростового легирования мышьяком Структуры

изготавливались в Институте физики полупроводников СО РАН (г Новосибирск) В начале приведены результаты фотолюминесцентного исследования поведения дефектной структуры ГЭС при постростовом отжиге и показано, что низкотемпературный (260 °С) отжиг существенно улучшает структуру основного (рабочего) эпитаксиального слоя ГЭС Далее приводятся результаты исследования влияния НИО на ГЭС, легированные Аб Обработке подвергались структуры как непосредственно после роста, так и прошедшие постростовой активационный отжиг, требуемый для перевода атомов мышьяка из подрешетки металла, где они оказываются после процесса МПЭ, в подрешетку халькогена, где они являются акцепторами [А4] Показано, что результатом обработки в обоих случаях является существенное увеличение концентрации носителей в рабочем слое ГЭС (до 1017 см"3, показано стрелками на Рис 5), которое в слоях, прошедших активационный отжиг, сопровождается конверсией типа проводимости из р- в п Релаксация электрических свойств подвергнутых НИО ГЭС, прошедших и не прошедших активационный отжиг, проходит, однако, по-разному Для образцов, не проходивших постростовой активационный отжиг, величина п77 после хранения приближается к своему значению до НИО (на Рис 5 соответствующие значения показаны отдельными символами при £=106 мин) В структурах р-типа проводимости (прошедших отжиг), как и в случае образцов р-тша, выращенных ГФЭ, релаксация образцов после

НИО не приводит к реконверсии обратно из гс- В р-ТШ1 Полученные данные позволили сделать вывод о различной природе образованных НИО донорных центров в образцах, прошедших и не прошедших активационный отжиг, и показали эффективность НИО как инструмента диагностики дефектной структуры слоев СсЦ^.Де, выращенных МПЭ

2 О

10'

10"

10'

Г л 3 Ш ♦ О МПЭ нвактивир МПЭ актиаир ГФЭ

;

'iii.nl, • ......... .......« ' ....... .................

101 10г

10 10 мин.

10°

10°

Рис 5 Зависимость концентрации электронов, измеренной при 77 К, от времени изотермической выдержки при комнатной температуре для прошедших и не прошедших активационный отжиг образцов, выращенных методом МПЭ и газофазной эпитаксией

В заключение главы проведено краткое сопоставление полученных в работе результатов по НИО с литературными данными по легированию СсУ^-Ле ионной имплантацией.

Вторая часть диссертационной работы посвящена разработке методов низкоэнергетического модифицирования дефектной структуры широкозонных полупроводников Предлагаемые методы предполагают использование созданной в материале пористой структуры, и в четвертой главе рассматривается механизм образования пор в широкозонных полупроводниках, подвергаемых анодизации В начале главы приведен обзор работ, посвященных получению и использованию пористого БЮ (РБС) Проанализированы результаты исследования структурных и оптических свойств РБС, полученного как на основе объемного материала, так и ЭС Отмечается, что морфология РБС определяется условиями, в которых получен пористый материал, так что он может обладать как классической пористой, так и волоконной структурой Анализируется известная модель образования пористого ЗхС, предложенная в работе [А5]

Следующая часть главы посвящена описанию методики экспериментов по исследованию влияния низкоэнергетических воздействий на дефектную структуру широкозонных полупроводников Вначале рассмотрена электрохимическая ячейка для получения образцов пористого Б 1С и пористых структур ваК^С методом анодизации Далее кратко приведены сведения о методиках исследований, применявшихся в работе. В их числе — просвечивающая и сканирующая электронная микроскопия (ПЭМ и СЭМ), фотолюминесценция (ФЛ), рентгеновская дифрактометрия (РД), рентгеновская фотоэлектронная спектроскопия (РФЭС), комбинационное рассеяние света (КРС), Оже-электронная спектроскопия (ОЭС), ВИМС и методы исследования электрических свойств.

Исходными объектами в этой части работы служили образцы Б1С политипов 4Н и 6Н и-типа проводимости с удельным сопротивлением р~0 4-0 5 Ом см диаметром 2 дюйма Было установлено, что ключевым параметром, определяющим свойства получаемого пористого материала, является плотность тока анодизации у Состав РЭС соответствовал составу исходного Б ¡С при величине у от 4 до 80 мА/см2 Пористый БЮ, полученный в указанном диапазоне у, был определен как стехиометричный пористый карбид кремния В пористых слоях БЮ, сформированных при ббльших плотностях тока, было обнаружено изменение стехиометрии БЮ в сторону избытка углерода

Далее в главе рассмотрено образование различных типов структур стехиометричного РБС. Для такого материала были определены морфологии структуры 3 типов- (1) однородная пористая структура со

средним диаметром пор ¿р ~ 30-40 нм («нанопористая»), формируемая в диапазоне плотностей тока 4-10 мА/см2, (2) однородная пористая структура со средним диаметром пор с1р ~ 100-150 нм («микропористая»), формируемая при использовании у~80 мА/см2, (3) смешанная пористая структура, содержащая поры обоих типов («нанопоры» и «микропоры»), формируемая при промежуточных значениях плотностей тока (исследовались режимы при плотности тока в диапазоне от 16 до 30 мА/см2) Было установлено, что формирование нанопористой структуры обусловлено направленным ростом нанопор от поверхности образца, находящейся в контакте с электролитом, в его объем Микропоры образуются на границе раздела уже сформировавшегося нанопористого РБС с непористым Б1С и прорастают в объеме нанопористого слоя в направлении к поверхности образца На основе анализа полученных экспериментальных и литературных данных сделано предположение о том, что образование микропор в РБС есть следствие эволюции нанопористой структуры в процессе анодизации. Таким образом, нанопористая структура является «первичной», в то время как микропористая структура является «вторичной» Если рассматривать образующуюся нанопористую структуру как двухфазную систему, состоящую из кристаллического материала и пор, то эволюцию пористой структуры можно сравнить с процессом огрубления (Освальдовского созревания) [А6] Этот процесс определяет явление структурной эволюции, когда большие объекты второй фазы растут в размерах за счет меньших, что обеспечивает снижение энергии, связанной с существованием границ раздела, а с ней — и общей свободной энергии кристалла, содержащего поры

Полученные экспериментальные результаты сопоставлены с моделью диффузионной пористости в твердых телах, и показано, что образование «первичной» пористой структуры в анодизируемых Б1С и ваИ происходит по диффузионно-вакансионному механизму Для этого проведена оценка возможности роста пор в 81С при анодизации за счет физического механизма — диффузии и кластеризации вакансий в условиях локализации тока в полупроводнике Показано, что основным фактором, определяющим диффузионное перераспределение вакансий, является возникновение термоупругих напряжений в кристаллической матрице вблизи канала протекания тока Эти напряжения приводят к возникновению потока вакансий вида

уи"3

За = Т^Г е>ф(-£0 / кТ)аг, (5)

= —ехр| У

(6)

где V — частота колебаний атомов, V — объем одной вакансии, еа — активационный барьер диффузии вакансий, к — постоянная Больцмана Для подвижности вакансий Цу в поле напряжений а использовано выражение Цу=Оу/кТ = V ехр(-гр/кТ)/кТ, где Эу — коэффициент диффузии вакансий

На основании решения уравнения теплопроводности и роста поры получено выражение, связывающее радиус поры Я со временем анодизации г

" 2пХ% Ь(г,/О Ж 1п(Г/*0)

где у — постоянная Эйлера, ^ — характеристическое время = /0 ехр(е ¡к'Ц), % — коэффициент теплопроводности, гт —

характерный масштаб изменения температуры, \¥ — мощность тока, То — начальная температура (300 К) Согласно полученному выражению, радиальный рост поры по вакансионному механизму

должен останавливаться при достижении ею стационарного радиуса (Рис 6)

Численные оценки дали значение стационарного радиуса поры в 200 нм Расчетный результат находится в согласии с экспериментальными данными по получению «первичной» нано-пористой структуры пористого Б1С со стабильным радиусом пор.

В конце главы кратко рассмотрены особенности формирования пористой структуры в ОаЫ, подтверждающие справедливость предложенной вакансионно-диффузионной модели, и механизмы формирования «вторичной» пористой структуры различных типов

В пятой главе представлены результаты исследований низкотемпературного диффузионного легирования карбида кремния, проводившегося при использовании пористой структуры, сформированной

Рис 6 Расчетная зависимость радиуса поры в Б1С от времени анодизации

в материале В начале главы приведен краткий обзор работ по диффузионному легированию 81С, показано, что из-за малых коэффициентов диффузии большинства примесей в этом материале подобное легирование непористого Б1С требует очень высоких температур

Далее в работе исследовано поведение структуры пористого Б1С при отжигах В ходе этой работы было установлено, что при термическом отжиге стехиометричный РБС сохраняет морфологию пористой структуры и химический состав при температурах отжига до 1100 °С При более высоких температурах происходит модификация пористой структуры — коалесценция пор Химический состав нанопористого Б 1С не изменяется при отжигах в Аг при температурах до 1700 "Сив вакууме до 1500 °С Микропористый Б 1С сохранял свой состав при отжигах в аргоне при температуре до 1500 °С, а вакууме — до 1200 °С. Показано, что сохранение химического состава и подавление поверхностного испарения вещества при отжиге БЮ возможно при нагреве в замкнутой изотермической «сэндвич»-ячейке [А7] до температур ~2200 °С.

Далее приводятся результаты диффузионных экспериментов Вначале описываются результаты экспериментов по легированию РБС ванадием Легирование проводилось из пленки (81+У), нанесенной на поверхность пластины, отжигом в атмосфере азота при Т= 1100 °С в течение 10 часов Анализ отожженных образцов методом ВИМС показал, диффузии V в Б1С в указанных условиях не происходило, а в РБС диффузия ванадия имела место Уровень концентрации V у поверхности составлял ~1 1016 см"3, и постепенно спадал до величины 1 1013 см'3 на глубине 450 нм Часть профиля ванадия, начиная с глубины ~120 нм, хорошо описывалась дополнительной функцией ошибок, и коэффициент диффузии V был определен как ~7 5 10"15 см2/с Температурная зависимость удельного сопротивления РБС, легированного ванадием, имела область экспоненциального роста, а энергия активации проводимости составила 1.45+0 03 эВ. Это соответствовало известному из литературы энергетическому уровню V в 4Н-Б1С [А8], так что был сделан вывод, что полуизолирующие свойства слоя РБС в данном случае определялись именно компенсационным эффектом ванадия. Полученное в результате легирования ванадием значение р пористого 4Н-Б1С составило 5-10й Ом-см при 500 К и на два порядка превосходило значение р для нелегированного пористого слоя

В следующем разделе описаны эксперименты по легированию РБС кремнием из слоя БЮг, нанесенного на поверхность методом термического испарения в вакууме Диффузионный отжиг проходил при Т=1200 °С в

течение 4 часов Исследования образцов, проведенные методами ОЭС, ВИМС и РФЭС, показали, что после отжига в РБС произошло существенное изменение соотношения 81/С, обусловленное диффузией кремния из пленки БЮг в РБС, и экзодиффузией углерода из РБС к границе раздела БЮг/РБС В системе БЮгЛЗС подобных изменений зафиксировано не было, что указывало на существенно более высокие скорости диффузии в РЭС по сравнению с Б1С Значение удельного сопротивления р, полученного диффузией кремния в Р8С, составляло 5 10й Ом см при 470 К и 2 10б Ом см при 700 К В этом диапазоне температур энергия активации р составила 1 53 эВ, что позволило идентифицировать компенсирующий дефект, ответственный за проявление обогащенным кремнием РБС полуизолирующих свойств, как вакансию углерода Ус

Далее представлены результаты экспериментов по автолегированию ЭС ОаЫ, выращиваемых хлорид-гидридным методом на подложках РБС и Б1С Легирование проводилось во время роста ЭС из подложек, в которые предварительно был имплантирован М§ с дозой ~1015 см"2 Часть пластин после роста была подвергнута отжигу при Т=900 °С в течение 20 минут в

атмосфере азота

Исследования ВИМС показали, что во время ростового процесса поведение примеси в пористой и непористой подложках отличалось В подложке 81С перераспределение М§ выразилось в потере легирующей примеси и незначительной диффузии М§ в подложку и к границе раздела ваШ^С

Гетерограница стала препятствием для

диффузии Mg из 81С в ваЙ, и автолегирования ЭС не произошло В Р8С уже во время ростового процесса

600 900

с1, нм

1500

Рис 7 Профили ВИМС для структуры ОаМ/РБС 1 — М^(24) после имплантации, 2 — после выращивания ЭС, и 3 — после дополнительного отжига Вертикальной линией обозначена гетерограница

наблюдалось существенное уширение профиля распределения а

послеростовой отжиг структуры ОаК/РБС привел к диффузии М§ из РБС к границе раздела между ваИ и РБС (Рис 7) Концентрация М§ в слое ОаК спадала от величины ~5 1017 см'3 у гетерограницы до 2 1016 см'3 у поверхности Профили распределения примеси после отжига хорошо описывались гауссовым распределением Приближенные оценки коэффициента диффузии в ваИ и РБС при отжиге были сделаны с учетом сдвига максимума распределения путем введения в гауссиан члена, описывающего скорость у движения максимума, так что выражение под экспонентой в формуле Аррениуса принимало вид -(где О — коэффициент диффузии, г — время процесса, г — координата Результаты подгонки дали значение £>=1 О 10'13 см2/с при величине у=3 8 10"9 см/с После легирования на обеих частях пластины были проведены измерения ФЛ Спектры ФЛ ЭС ваИ, выращенных на РБС, содержали широкую полосу с максимумом на длине волны А,=450 нм, что соответствовало переходам на акцепторный уровень, созданный Мц [А9] Таким образом, данные ФЛ подтвердили факт диффузии М§ из РБС в ЭС ваИ

В конце главы рассмотрены результаты экспериментов по высокотемпературной (1700— 2200 °С) диффузии примесей в пористом 81С Эти эксперименты проводились в «сэнд-вич»-ячейке На примере ванадия и эрбия показано, что из-за модификации пористой структуры (трансформации каналов пор в замкнутые полости), происходящей при высокой температуре, коэффициенты диффузии примесей в РБС и непористом Э1С в этих условиях отличаются несущественно (Рис 8) На основании этих данных делается вывод о том, что пористая структура в карбиде кремния является эффективной средой

о

10

10"

£

О -12

сГ10

10"

10"

\

\ Зе

! % \

\

г \ \ В

: \ [м г

• ^ ] 1

! \оТ? \ 3

!

юТт, к"1

8 9 10 11

Рис 8 Сравнение результатов экспериментов по низко- (V, и высокотемпературной (Ег, V) диффузии в пористом карбиде кремния с литературными данными по диффузии в непористый 81С из работы [А 10] (линии)

именно для низкотемпературной диффузии При высоких температурах диффузионных отжигов с точки зрения управления электрическими и иными свойствами «объемного» материала РБС не дает преимуществ перед непористым БЮ

В шестой главе рассмотрена самоорганизация дефектной структуры под воздействием напряжений в гетеросистеме СаИ^С с пористыми слоями В начале главы кратко рассмотрен хлорид-гидридный метод (ХГМ) эпитаксиального наращивания ОаЫ на подложки БЮ При описании экспериментальных результатов сначала рассмотрено влияние остаточных напряжений в гетерокомпозиции ваН^С на тип и однородность формируемой в ней в условиях анодизации пористой структуры Показано влияние этого эффекта на величину уровня остаточных напряжений в анодизированной структуре — «квазиподложке» ваК/БС, и в выращиваемых на таких подложках эпитаксиальных слоях ОаТЧ.

Далее рассмотрен эффект фоточувствительности пористых структур ОаЫ/$1С, полученных анодизацией при плотностях тока 10 и 20 мА/см2 Фотоответ измерялся в режиме фотопроводимости (ФП) при возбуждении светом Хе-Н§ лампы' и наблюдался при освещении в диапазоне длин волн 365-440 нм Величина отношения фототока к темновому току в максимуме фоточувствительности (А.=375 нм) составила 03. Нарастание сигнала ФП описывалось экспоненциальной функцией с двумя характерными временами, значения которых составили 21 и 135 с соответственно Релаксация ФП была неэкспоненциальной, а ее время достигало нескольких часов Результаты исследования ФП и дополнительной характеризации образцов, выполненной методами СЭМ и ФЛ, позволили сделать вывод, что эффект ФП в пористых структурах был обусловлен фотомодуляцией эффективного проводящего объема под действием света. В этих условиях фотоответ по току У?/ пропорционален сумме двух компонент, одна из которых связана с фотогенерированными носителями, Лп, а другая — с модуляцией эффективного проводящего объема (сечения) полупроводника, АБ Я/~ (ЭАп+АБп) [А11] В рассматриваемых условиях 8Ап«пА5 и эффект фотомодуляции проводящего объема существенно превосходит эффект «классической» фотопроводимости Дефекты, на которых образуются состояния, ответственные за модуляцию проводящего объема, были определены как состояния на гетерогранице, возникшие в результате анодизации Полученный результат подтверждает известный вывод о существенном влиянии внутренних поверхностных состояний на свойства пористых полупроводников.

В последней части главы рассмотрен эффект самоорганизации дефектной структуры под воздействием напряжений несоответствия в эпитаксиальных слоях СаЫ, выращиваемых на подложках пористого БЮ, и показано, как он может быть использован для получения эпитаксиальных слоев нитрида галлия с низкой плотностью проникающих дислокаций

Здесь в начале кратко проанализированы известные идеи об использовании пористых подложек для снижения уровня остаточных напряжений в рассогласованных гетероструктурах, включая классическую работу [А 12] Далее рассмотрена методика выращивания ЭС ОаЫ на подложках пористого Б1С и подробно проанализированы изменения в структуре пористого слоя, происходящие в процессе выращивания ЭС Показано, что такие структурные изменения не могут быть вызваны исключительно термическим нагревом подложки в ходе ростового процесса, и являются свидетельством перераспределения напряжений несоответствия между ЭС ваЫ и подложкой Р8С в процессе, роста При этом в подложках с тонкими (0 7 мкм) и более толстыми (2-6 мкм) пористыми слоями изменения пористой структуры носят разный характер

Далее подробно проанализирована дефектная структура ЭС ваИ, выращенных на подложках РБС и непористого БЮ. В ЭС ваИ, выращенных на подложках непористого БЮ, плотность проникающих дислокаций достигала величины 5-109—10ю см"2 В то же время, в ЭС, выращенных на подложках РБС, наблюдалось уменьшение плотности дислокаций с увеличением толщины пористого слоя в подложке от 0 7 до 6 мкм Минимальное значение плотности дислокаций (108 см'2) было получено в ЭС, выращенных на пористых слоях толщиной 4-6 мкм При дальнейшем увеличении толщины пористого слоя от 6 до 8 мкм, плотность дислокаций снова возрастала —до (4-21) 108см"2 Зависимость плотности проникающих дефектов от толщины пористого слоя представлена на Рис 9

Было установлено, что отличительной особенностью дефектной структуры ЭС, выращенных на подложках РБС, явилось наличие вблизи гетерограницы расположенных параллельно ей плоскостных дефектов, означавших возникновение разупорядочения в последовательности упаковки в ЭС. Такое разупорядочение может происходить путем бездиффузионной твердофазной трансформации, приводящей к возникновению дефектов упаковки, а характерной особенностью бездиффузионной трансформации является ее обратимость, новая, разупорядоченная фаза, может возвращаться в исходное состояние в результате термического отжига. Для выяснения природы плоскостных дефектов гетероструктуры были подвергнуты отжигу при температуре

«е

X

i ®

■ее Ч

X

о

Q. С

£

о с с

non-porous

;■?

\ • X

>

X

X

- ь ■

\

ЧчВ" ЕР □

О4 ^ _

- -Э1- - -1 -.......I • 1

0 1 2 3 4 5 6 7

Толщина слоя PSC, мкм

8 9

Рис 9 Зависимость плотности проникающих дислокаций в ЭС ОаЫ от толщины пористого слоя в подложке Б1С Черные и белые символы соответствуют плотности дислокаций, определенных по данным изображений ПЭМ соответственно со сколов и поверхности образцов Линия — экспоненциальная подгонка

вызванным

Т=700 °С, до и после отжига структуры исследовались методом рентгеновской топографии В отожженных образцах отжиг привел к исчезновению сетки дефектов упаковки, что означало, что произошла трансформация дефектной области в бездефектную фазу, то есть что последовательность упаковки GaN в области гетеро-границы восстановилась Таким образом, сделано заключение, что образование плоскостных дефектов в as-grown образцах GaN/PSC связано именно с деформацион-релаксацией напряжений

ным разупорядочением, несоответствия

На основании представленных данных сделан вывод, что образование плоскостных дефектов в тонком слое вблизи гетерограницы предшествует генерации дислокаций несоответствия и происходит на ранних стадиях процесса роста, когда напряжения несоответствия релаксируют упруго В дальнейшем, на стадии пластической релаксации напряжений несоответствия, которая наступала по мере увеличении толщины наращиваемого слоя, дефекты упаковки служили «барьерами» для распространения проникающих дислокаций

Было установлено, что толщина пористого слоя, сформированного в подложке, была важным фактором, определявшим степень «податливости» подложки и, как следствие, плотность дефектов в ЭС Слои РБС толщиной 0 7-1 мкм оказались слишком тонкими для уменьшения плотности проникающих дефектов С учетом существенных изменений в морфологии пористой структуры подложки с тонкими пористыми слоями наблюдавшийся эффект был объяснен огрублением их структуры, которая из-за этого теряла свою «податливость» В свою очередь, увеличение плотности проникающих дислокаций в ЭС, выращиваемых на толстых (6-8 мкм) слоях РБС, было приписано

специфичному процессу пластической релаксации напряжений, которые могут быть связаны с наличием планарных дефектов Предположение о специфичных напряжениях, возникающих в ЭС ваМ, выращенных на пористых подложках, подтверждается данными об изменении знака напряжений в гетероструктуре и увеличении напряжений сжатия с увеличением толщины пористого слоя в подложке Очевидно, что вторичная релаксация возникает в ЭС ваЫ, выращенных на толстых буферных слоях, когда плотность плоскостных дефектов и величина связанных с ними внутренних напряжений достигают некоторого критического значения

В конце главы приведены результаты сравнительного исследования ФЛ одиночных ЭС ваИ и электролюминесценции (ЭЛ) двойных гетероструктур (ДГС) ОаИ/АЮаЪ!, выращенных на подложках РБС и ЭС Наблюдавшееся в одиночных ЭС, выращенных на подложках РБС, существенное увеличение интенсивности всех полос ФЛ и в особенности полосы донорно-акцепторной (ЭА) рекомбинации, приписано уменьшению числа центров безызлучательной рекомбинации, связанных с дислокациями В спектрах ЭЛ ДГС, выращенных на пористых подложках, наблюдался гигантский сдвиг (0 6 эВ при изменении тока возбуждения от 5 до 350 мА) максимума полосы люминесценции Такой сдвиг в светодиодных структурах на основе нитридов III группы, и в том числе ДГС, обычно приписывается наличию в запрещенной зоне материала активной области нескольких примесных уровней с различными энергиями ионизации [А 13] На этом основании сделано предположение, что наблюдаемый эффект может объясняться расширением энергетического спектра уровней, дающих вклад в излучательную рекомбинацию в ЭС, выращенных на пористой подложке Полученные при исследовании ЭЛ ДГС данные, как и в случае ФЛ одиночных ЭС, свидетельствуют об увеличении оптической активности примесей в эпитаксиальных слоях, выращенных на подложке РБС Эффект сильного сдвига максимума спектра излучения ДГС имеет под собой ту же причину, что и разгорание БА-полосы в одиночных ЭС ОаИ, — снижение плотности проникающих дефектов в ЭС, выращенных на пористых подложках, и, соответственно, степени сегрегации на этих дефектах атомов примеси В совокупности данные ПЭМ, ФЛ и ЭЛ указывают на то, что снижение плотности дислокаций в эпитаксиальных слоях, выращенных с использованием пористой подложки, существенно улучшает оптические свойства этих слоев

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ:

1 Проведено исследование поведения дефектно-примесной структуры твердых растворов СсУ^/.Ле в широком диапазоне составов (О 2<х<0 6) и уровней легирования см ) Впервые

экспериментально установлено, что при легировании СсЦ^/.дТе индием и встраивании его атомов в металлическую подрешетку происходит замещение не только атомов ртути, но и кадмия. Показано, что снижение степени электрической активности индия по мере увеличения его концентрации обусловлено электрохимическим взаимодействием атомов индия с системой точечных дефектов и носителей заряда, приводящим к компенсации примесных атомов собственными дефектами акцепторной природы (вакансиями), генерируемыми при легировании Эффект генерации вакансий имеет следствием установление концентрационной зависимости коэффициента диффузии индия, мигрирующего по вакансионному механизму

2. Установлено, что низкоэнергетическая ионная обработка вакансионно- и примесно-легированных монокристаллов и эпитаксйальных слоев СсУ^/.Де р-типа проводимости с дозами 1016-1018 см"2 вызывает эффект конверсии типа проводимости, обусловленный взаимодействием генерируемых при обработке собственных дефектов (межузельных атомов ртути) с дефектно-примесной системой кристалла Глубина конверсии определяется параметрами обработки и исходного кристалла

3 Показано, что в вакансионно-легированных твердых растворах р-СсШ£;.Л"е конверсия происходит за счет аннигиляции генерируемых при низкоэнергетичной ионной обработке межузельных атомов ртути с ее вакансиями. Такой же процесс аннигиляции имеет место и в образцах СёД^.Де исходного и-типа проводимости; при этом унйкальный характер возникающих условий взаимодействия дефектов позволяет получать материал с рекордно низкой степенью компенсации за счет практически полного залечивания компенсирующих собственных дефектов акцепторной природы (вакансий ртути), недостижимого в условиях отжига кристаллов в ее парах

4. Установлено, что в примесно-легированном СсУ^/.Де конверсия типа проводимости низкоэнергетической ионной обработкой происходит за счет взаимодействия генерируемых межузельных атомов с атомами примеси Характер этого взаимодействия определяется положением примесного атома в решетке Так, в

кристаллах, легированных примесями V группы (Ав, БЬ), замещающими атомы халькогена, атомы межузельной ртути образуют с примесными атомами до норные комплексы типа Н£*"ХГе(Х = Ав или БЬ) В кристаллах, легированных примесями I группы (Аи, Ag), замещающими атомы металла, атомы межузельной ртути выталкивают примесные атомы в междоузлия, где они становятся донорами

5 Показано, что электрические свойства примесно-легированных твердых растворов СсУ^.Де, конвертированных из р- в /г-тип, нестабильны и релаксируют при комнатной температуре Релаксация связана с перестройкой дефектно-примесной системы, происходящей в условиях прекращения пересыщения кристалла атомами межузельной ртути Релаксация при комнатной температуре не приводит к реконверсии типа проводимости обратно в р-тип, однако такая реконверсия возможна при изохронном отжиге конвертированного материала, при этом механизмы релаксации при комнатной температуре и при изохронном отжиге могут отличаться

6 Показано, что низкоэнергетическая ионная обработка твердых растворов СсУ^.Де является эффективным инструментом исследования дефектно-примесной структуры материала за счет имеющего место в ходе обработки избирательного взаимодействия отдельных дефектов, происходящего в сильно неравновесных условиях (гигантском пересыщении кристалла атомами межузельной ртути). Так, с использованием низкоэнергетической ионной обработки отожженных кристаллов СсЦ^/.¿Те показано, что генерация вакансий, происходящая во время отжига этих кристаллов, сопровождается генерацией атомов антиструктурного теллура, выступающих в роли компенсирующих центров В эпитаксиальных слоях СсЦ^/./Ге, выращенных методом молекулярно-пучковой эпитаксии, низкоэнергетической ионной обработкой выявлено наличие электрически нейтральных собственных дефектов, рожденных на стадии роста и/или постростового отжига, присутствие которых до обработки не проявляется

7 Установлено, что в пористом карбиде кремния, изготовленном анодизацией Б1С в условиях, сохраняющих стехиометрию и монокристаллическую структуру исходного материала, первичной пористой структурой, формирующейся непосредственно вследствие анодизации, является нанопористая структура с диаметром каналов пор в несколько десятков нанометров Образование этой структуры происходит по вакансионно-диффузионному механизму

Формирование других типов структуры (микропористой, смешанного типа, и т.п.) происходит вследствие огрубления первичной пористой структуры

8. Продемонстрировано, что пористая структура в широкозонных полупроводниках является эффективной средой для низкотемпературной (Т=1000-1200 °С, что на 500-1000 °С ниже обычной температуры диффузионного легирования БЮ) диффузии примесей и собственных дефектов. Это позволяет путем управления концентрацией дефектов и примесей получать материал с заданными электрическими свойствами при меньших энергетических затратах Так, легированием пористого БЮ ванадием и изменением стехиометрии при отжиге материала с нанесенной на поверхность пленкой оксида кремния получен материал с полуизолирующими свойствами (удельным сопротивлением до 1012 Ом см) Кроме того, показано, что пористая структура подложки Б1С позволяет осуществлять эффективное автолегирование выращиваемого на ней эпитаксиального слоя ваЫ

9 Показано, что при анодизации напряженных гетероструктур СаМ/$1С характер формирования пористой структуры и ее тип определяется уровнем и знаком остаточных напряжений гетероструктуры

10. Обнаружено, что пористые ОаИ/ЗС структуры обладают выраженной фоточувствительностью в диапазоне длин волн 365-440 нм, обусловленной эффектом фотомодуляции проводимости, и показано, что данный эффект вызван возникновением поверхностных состояний на гетерогранице.

11 Установлено, что трансформация пористой структуры карбида кремния, происходящая в процессе выращивания напряженных гетероструктур ОаЫ/БгС, позволяет эффективно понижать упругую энергию гетероструктуры. Это создает условия для реализации альтернативного, по сравнению с генерацией дислокаций несоответствия, механизма релаксации напряжений в растущем эпитаксиальном слое и позволяет выращивать гетерослои нитрида галлия с пониженной плотностью проникающих дислокаций В таких слоях наблюдается снижение концентрации центров безызлучательной рекомбинации, а примеси и дефекты проявляют ббльшую оптическую активность по сравнению со слоями, выращенными на непористой подложке

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах.

1 В В Богобоящий, И И Ижнин, М Поцяск, К Д Мынбаев, В И Иванов-Омский, Конверсия типа проводимости при ионном травлении

узкощелевых монокристаллов HgCdTe, легированных Au и Ag, ФТП, Т 41, В 7, С. 826-831 (2007).

2 В И Иванов-Омский, Н JI. Баженов, К Д. Мынбаев, В.А Смирнов, В С Варавин, А А Бабенко, Д Г. Икусов, Г.Ю Сидоров, Фотолюминесценция в области длин волн 1 5-1.8 мкм пленок HgCdTe, полученных молекулярно-пучковой эпитаксией, Письма ЖТФ, Т 33, В 11, С. 45-51 (2007)

3 К Д Мынбаев, М Г. Мынбаева, А С Зубрилов, Н В Середова, Люминесцентные свойства эпитаксиальных слоев и гетероструктур на основе GaN, выращенных на подложках пористого SiC, Письма ЖТФ, Т 33, В 2, С 74-79 (2007)

4 М Mynbaeva, A Sitnikova, A Tregubova, К Mynbaev, HVPE GaN growth on porous SiC with closed surface porosity, J Cryst Growth, V 303, No 2, PP 472-479 (2007)

5 II Izhnm, VV Bogoboyashchyy, AP Vlasov, KD Mynbaev, M Pociask, Relaxation of electrical properties of epitaxial CdxHgj.xTe As(Sb) layers converted into n-type by ion milling, Proc SPIE, V. 6636, DOI 10 1117/12 742604(2007).

6 VI Ivanov-Omsku, К D. Mynbaev, N L Bazhenov, V.A. Smirnov, V S Varavm, A A Babenko, D G Ikusov, G Yu Sidorov, Photoluminescence from MBE-grown HgCdTe films m the short infrared range, Proceed of 15th Int Symp "Nanostructures Physics and Technology", Novosibirsk, Russia, June 25-29 2007 PP 176-177

7 M Г. Мынбаева, О В. Константинов, К Д Мынбаев, А Е Романов, А А Ситникова, Механизм релаксации напряжений несоответствия при эпитаксиальном росте GaN на пористом SiC, Письма ЖТФ, Т 32. В 23 С. 25-31 (2006)

8 V V Bogoboyashchyy, 11. Izhnm, К D. Mynbaev, М. Pociask, А Р Vlasov, Relaxation of electrical properties of n-type layers formed by ion milling in epitaxial HgCdTe doped with V-group acceptors, Semicond Sci Technol, V 21, No 8, PP 1144-1149(2006)

9. V.V. Bogoboyashchyy, I.I. Izhnm, K.D Mynbaev, The nature of the compositional dependence of p-n junction depth in ion-milled p-HgCdTe, Semicond Sci Technol, V 21, No 2,PP 116-123(2006)

10 КД Мынбаев, В И Иванов-Омский, Легирование эпитаксиальных слоев и гетероструктур на основе HgCdTe (Обзор), ФТП, Т 40, В 1, С. 3-22(2006)

11 II Izhnm, V.V. Bogoboyashchyy, К R Kurbanov, K.D Mynbaev, V.M Ryabikov, Effect of mternal electrical field on compositional dependence of p-n junction depth in ion milled p-CdxHgbx Те, Semicond Physics, Quantum Electronics and Optoelectronics, V. 8, No 1, PP 52-58 (2005)

12 М.Г. Мынбаева, Д.А. Бауман, К.Д Мынбаев, К вопросу о роли вакансий Ь образовании йор При анодйзации SiC, ФТТ, Т. 47, В 9, С. 1571-1577(2005)

13. М. Mynbaeva, A. LaVreftt'ev, I. Kdtousovas A. Volkova, К. Mynbaev, А Lebedev, Current Limitations ш Porous SiC Applications, Mater. Sci Forum, Vols 483-485, PP. 269-272 (2005)

14. M.G. Mynbaeva, K.D. Mynbaev, A Sarua, M Kuball, Porous GaN/SiC Templates for Horttoepitaxial Growth. Effect of the Built-in Stress on the Formation of Porous Structures, Seitiicond Sci Technol, V 20, No 1, PP 50-55 (2005)

15 Л.П. Казакова, МГ Мынбаева, КД Мынбаев, Дрейфовая подвижность носителей заряда в пористом карбиде кремния, ФТП, Т 38, В. 9, С 1118—1120 (2004)

16. R.D Mynbaev, V I IvanoV-Omskh, Modification of HgCdTe and related materials by ion-beam treatment, J All comp, V, 371, PP 153-156 (2004)

17 К.Д Мынбаев, В.Й Иванов-Омский, Модифицирование свойств HgCdTe низкоэнергетйчныМи ионами (Обзор), ФТП, Т 37, В 10, С 1153-1178 (2003)

18. К Д Мынбаев, В.И. Иванов-Омский, ДефектообразоваНие в твердых растворах теллуридов кадмия-ртути при сильном легировании индием, Письма ЖТФ, Т 29, В 15, С 87-94 (2003)

19 M.G. Mynbaeva, Кб. Mynbaev, V A Ivantsov, А.А. Lavrent'ev, В А Graysoh, J.T. Wolan, SemWnsulatmg porous SiC substrates, Semicond. Sci Technol V. 18, No, 6, PP 602-606 (2003)

20 M. Mynbaeva, N. KuaietsOV, A Lavrent'ev, К Mynbaev, J T. Wolan, В Grayson, V. ivantsov, A. Syrkin, A. Fomin, S E. Saddow, Porous SiC. New Applications Through In- and Out- Dopant Diffusion, Mater Sci. Forum, VOls. 433^136, PP 657-660 (2003)

21 МГ Мынбаева, А А Лаврентьев, А В Фомин, КД Мынбаев, А А Лебедев, Диффузия магния из подложек порйстого карбида кремния прй автолёгированйи зййтаксиаЛьных слоев Нитрида галлия, Письма ЖТФ, Т 29,6 И, С 72-78 (2003)

22. М Г Мынбаева, А А Лаврентьев, Н И Кузнецов, А.Н Кузнецов, К Д Мынбаев, А,А. Лебедев, Полуизолируйщие слои карбида кремния, полученные диффузйей ванадия в пористый SiC, ФТП, Т 37, В. 5, С. 612-615 (2003).

23 К Д. МЬшбаев, Н Л Баженов, В.А Смирнов, В И Иванов-Омский, Модифицирование свойств CdHgTe и ZnCdHgTe обработкой нйзкоэнергетйчными иойами, Письма ЖТФ, Т 28, В 22, С 64-69 (2002).

24 M. Mynbaeva, N Bazhenov, К. Mynbaev, V. Evstropov, S.E. Saddow, Y Koshka, Y Melmk, Photoconductivity m Porous GaN Layers, phys. stat sol (b)V 228, No 2, PP 589-592(2001)

25 M. Mynbaeva, S E Saddow, G Melnychuk, I Nikitma, M Scheglov, A Sitmkova, N Kuznetsov, К Mynbaev, V Dmitriev, Chemical vapor deposition of 4H-SiC epitaxial layers on porous SiC substrates, Appl Phys Lett, V 78, No 1,PP 117-119(2001)

26 M Mynbaeva, N S. Savkma, A.S Tregubova, M P. Sheglov, A A Lebedev, A Zubrilov, A. Titkov, A Kryganovski, K. Mynbaev, N Seredova, D Tsvetkov, S. Stepanov, A Cherenkov, I Kotousova, V A Dmitriev, Growth of SiC and GaN on Porous Buffer Layers, Mater. Sci. Forum, Vols. 338-342, PP. 225-228 (2000)

27 M Mynbaeva, A Titkov, A. Kryzhanovski, V Ratnikov, К Mynbaev, R Laiho, H. Huhtinen, V.A Dmitriev, Structural characterization and strain relaxation m porous GaN layers, Appl Phys Lett, V. 76, No 10, PP 1113-1115 (2000).

28 M Mynbaeva, A Titkov, A Kryzhanovsku, A Zubrilov, V Ratnikov, V Davydov, N Kuznetsov, К Mynbaev, S Stepanov, A Cherenkov, I Kotousova, D Tsvetkov, V Dmitriev, GaN and A1N layers grown by nano epitaxial overgrowth technique on porous substrates, Mat Res Soc Symp Proc, V 595, W2 7 1 (2000)

29. M. Mynbaeva, A. Titkov, A. Kryzhanovski, I Kotousova, A S. Zubrilov, VV. Ratnikov, V.Yu Davydov, N1 Kuznetsov, К Mynbaev, DV Tsvetkov, S Stepanov, A Cherenkov, V A Dmitriev, Strain relaxation m GaN layers grown on porous GaN sublayers, MRS Internet J Nitride Semicond Res , V 4, 14 (1999)

30 M G Mynbaeva, Yu.V Melnik, А К Kryganovskn, K.D Mynbaev, Wet Chemical Etching of GaN in H3P04 with A1 Ions, Electrochemical and Solid-State Letters, V. 2, No 8, PP 430-433 (1999)

31. VI Ivanov-Omskn, К E Mironov, KD Mynbaev, Hg,_xCdxTe doping by ion-beam treatment, Semicond. Sci. Technol. V. 8, No 5, PP 634-637 (1993)

32 Н.Л Баженов, С И Гасанов, В И Иванов-Омский, К Е Миронов, К.Д Мынбаев, Темновые токи в р-п переходах, созданных ионно-лучевым травлением на кристаллах CdxHgi.xTe, ФТП, Т 25, В 12, С. 612-615 (1991)

33 В И. Иванов-Омский, К Е Миронов, К Д. Мынбаев, В В Богобоящий, Изменение дефектной структуры CdxHgi_xTe, ФТП, Т 25, В 8, С 1423-1428(1991)

34 В.И Иванов-Омский, КЕ Миронов, КД Мынбаев, Электрофизические свойства CdxHgi.xTe, подвергнутого ионно-

лучевому травлению, ФТП, Т 24, В 12, С 2222-2224 (1990)

35. К Е Миронов, В.И Иванов-Омский, К Д Мынбаев, Диффузия индия в эпитаксиальных слоях CdxHg,.xTe, ФТП, Т 24, В 3, С 582-585 (1990).

Цитируемая литература:

AI. Vydyanath HR Defects m Semiconducting Hg/.^Cd^Te Alloys II. Defect Structure of Indium-Doped HgoeCdo2Te//J Electrochem Soc 1981 V 128. No 12. PP 2619-2625.

A2 Blackman M.V , Charlton D E, Jenner M D , Purdy D R, Wotherspoon J T.M., Elliott С T, White A M Type conversion in CdxHg,.xTe by ion beam treatment//Electronic Letters 1987 V 23 No. 19 PP 978-979

A3 Богобоящий В В, Ижнин И И Механизм образования источника диффузии ртути в /»-Hgi^CdrTe при ионно-лучевом травлении // Прикладная физика 2003. В. 6 С 120-125.

A4. Shaw D The incorporation and diffiisivity of As in Hgo 8Cdo 2Te // Semicond Sei Technol 2000 V. 15 No 9 PP 911-919

A5. Konstantinov A.O., Harris C.I, Janzen E Electrical Properties and Formation Mechanism of Porous Silicon Carbide//Appl. Phys Lett 1994. V. 65 No 21 PP 2699-2701.

A6. Schmelzer J., Möller J, Slezov V V, Gutzow I, Pascova R Ostwald ripening in porous materials // Quimica Nova 1998 V 21 No 4 PP 529-533

A7 Vodakov Yu A., Mokhov E.N Point Defects in Silicon Carbide // Inst Phys. Conf. Ser. 1994 No. 137 Ch 3 PP. 197-206

A8. Лебедев A.A Центры с глубокими уровнями в карбиде кремния // ФТП. 1999. Т. 33. В. 2. С. 129-155

А9. Sheu J.K., Chi G С. The Doping Process and Dopant Characteristics of GaN // J. Phys. Condens Matter 2002 V 14 P R657-R702

A10. Мохов E H, Водаков Ю A , Ломакина Г А Проблемы управляемого получения легированных структур на базе карбида кремния В сб. Проблемы физики и технологии широкозонных полупроводников (Л , Изд-во ЛИЯФ, 1980) С 136-149.

All. Garrido JA, Monroy E, Izpura I., Munos E. Photoconductive Garn Modeling of GaN Photodetectors // Semicond. Sei Technol 1998 V 13 P. 563-568.

A12 Luryi S, Suhir E New approach to the high quality epitaxial growth of lattice-mismatched materials//Appl Phys Lett. 1986. V 49 No 3 PP 140-142

A13 Nakamura S , Fasol G The Blue Laser Diode Berlin- Springer, 1997 P. 177.

/

Отпечатано в типографии ПИЯФ РАН

188300, Гатчина Ленинградской обл, Орлова роща Зак 284, тир 100, уч -изд л 2,09.08 200? г

ВВЕДЕНИЕ

Глава 1 Исследование дефектной структуры твердых растворов

Сс^ЩьдТе, легированных индием

§1.1 Легирование СсУ^.Де индием

§1.1.1 Эффективность легирования Сс1х

§1хТе индием

§1.1.2 Диффузионные процессы и растворимость индия

§ 1.2 Методика экспериментов

§1.2.1 Общая характеристика экспериментальных образцов

§1.2.2 Проведение отжигов

§1.2.3 Диффузионное легирование

§1.2.4 Анализ содержания индия

§1.2.5 Измерения электрических свойств

§1.3 Экспериментальные результаты и их обсуждение

§1.3.1 Диффузионное легирование СсУ^ .Де индием

§1.3.2 Модель изменения дефектной структуры СсЦНцьДе при легировании индием

§1.3.3 Профиль распределения индия

§ 1.3.4 Диффузия индия в эпитаксиальных слоях СсЦ^.Де

§1.3.5 Электрические свойства СсЦ^-Де, подвергнутого диффузионному легированию

§1.3.6 Дефектообразование в эпитаксиальных слоях СсУН^.Де при сильном легировании индием

§1.4 Выводы по главе

Глава 2 Модифицирование дефектной структуры вакансионно-легированного СсУ^-Де низкоэнергетической ионной обработкой

§2.1 Литературный обзор

§2.1.1 Конверсия типа проводимости при ионно-лучевом травлении СсУ^.Де

§2.1.2 Конверсия типа проводимости при плазменном травлении

С4Нё1.хТе

§2.1.3 Свойства подвергнутого низкоэнергетической ионной обработке

CdxHg,.xTe

§2.1.4 Механизмы конверсии типа проводимости при низкоэнергетической ионной обработке CdxHgixTe

§2.2 Методика экспериментов

§2.3 Экспериментальные результаты по низкоэнергетической ионной обработке эпитаксиальных слоев CdxHgi.xTe

§2.3.1 Эффект конверсии типа проводимости

§2.3.2 Электрические свойства эпитаксиальных слоев CdxHgi.xTe, подвергнутых низкоэнергетической ионной обработке

§2.3.3 Зависимость глубины конверсии от состава твердого раствора

§2.3.4 Низкоэнергетическая ионная обработка твердых растворов

CdHgZnTe и CdHgMnTe

§2.3.5 Плазменное травление твердых растворов CdxHgi-xTe

§2.4 Простая диффузионная модель конверсии типа проводимости и ее развитие

§2.5 Модель конверсии типа проводимости при низкоэнергетической ионной обработке CdxHgixTe

§2.5.1 Модель формирования диффузионного источника ртути

§2.5.2 Глубина конверсии

§2.5.3 Глубина конверсии в однородном по составу CdxHgi.xTe

§2.5.4 Особенности конверсии в эпитаксиальных структурах с широкозонным защитным слоем

§2.5.5 Влияние на глубину конверсии верхнего «+-слоя

§2.6 Концентрация электронов в конвертированных слоях

§2.7 Свойствар-п переходов, сформированных низкоэнергетической ионной обработкой в CdxHgi.xTe

§2.8 Выводы по главе

Глава 3 Низкоэнергетическая ионная обработка твердых растворов CdxHgi.xTe, легированных акцепторными примесями

§3.1 Легирование CdxHgixTe акцепторными примесями

§3.1.1 Легирование CdxHgixTe примесями I группы

§3.1.2 Легирование CdxHgi-xTe примесями V группы

§3.2 Низкоэнергетическая ионная обработка твердых растворов

CdxHgi„xTe, легированных акцепторными примесями

§3.3 Экспериментальные результаты по обработке CdxHgi.xTe, легированного акцепторными примесями, и их обсуждение

§3.3.1 Обработка монокристаллов Cd^Hgi^Te, легированных примесями I группы

§3.3.2 Обработка эпитаксиальных слоев CdxHgi.xTe, легированных примесями V группы

§3.4 Низкоэнергетическая ионная обработка легированных As эпитаксиальных структур CdxHgixTe, выращенных молекулярно-пучковой эпитаксией

3.4.1 Фотолюминесцентное исследование влияния отжигов на структуру слоев CdxHgi.xTe, выращенных молекулярно-пучковой эпитаксией

§3.4.2 Результаты обработки легированных As структур CdxHgi-Де

§3.5 Заключительные замечания по низкоэнергетической ионной обработке твердых растворов Cd^Hgi^Te

§3.6 Выводы по главе

Глава 4 Вакансионный механизм образования пор в широкозонных полупроводниках

§4.1 Пористые широкозонные полупроводники

§4.2 Методика экспериментов

§4.2.1 Получение пористого SiC и GaN

§4.2.2 Исследование пористого SiC и пористых структур GaN/SiC

§4.3 Экспериментальные результаты и их обсуждение

§4.3.1 Получение пористого карбида кремния

§4.3.2 Образование различных типов структур стехиометрического пористого карбида кремния

§4.4 Вакансионная модель образования пор в карбиде кремния

§4.5 Выводы по главе

Глава 5 Низкотемпературное диффузионное легирование карбида кремния

§5.1 Диффузия примесей в карбиде кремния

§5.2 Исследование поведения структуры пористого карбида кремния при отжигах

§5.3 Низкотемпературная диффузия ванадия в пористый карбид кремния

§5.4 Низкотемпературное диффузионное легирование пористого SiC кремнием

§5.5 Диффузия магния при автолегировании эпитаксиальных слоев

GaN, выращиваемых на подложках пористого SiC

§5.6 Высокотемпературная диффузия в пористом карбиде кремния

§5.7 Выводы по главе

Глава 6 Самоорганизация дефектной структуры под воздействием напряжений в гетероструктурах GaN/SiC с пористыми слоями

§6.1 Самоорганизация дефектной структуры под воздействием остаточных напряжений в анодизируемых гетероструктурах GaN/SiC

§6.1.1 Пористые гетероструктуры GaN/SiC

§6.1.2 Методика экспериментов

§6.1.3 Экспериментальные результаты и их обсуждение

§6.2 Фотопроводимость в пористых структурах GaN/SiC

§6.3 Самоорганизация дефектной структуры под воздействием напряжений несоответствия при выращивании эпитаксиальных слоев

GaN на подложках пористого SiC

§6.3.1 Выращивание эпитаксиальных слоев GaN на подложках пористого карбида кремния

§6.3.2 Структурные изменения в пористом SiC

§6.3.3 Дефектная структура слоев GaN, выращенных на подложках пористого SiC

§6.3.4 Фотолюминесценция эпитаксиальных слоев GaN, выращенных на подложках пористого карбида кремния

§6.3.5 Электролюминесценция двойных гетероструктур

AlGaN/GaN, выращенных на подложках пористого карбида кремния

§6.4 Выводы по главе

Актуальность темы

Создание материалов и структур с заданными свойствами является общей задачей материаловедения и, в частности, материаловедения полупроводников. Современные полупроводниковые технологии базируются на точных методах управления концентрациями дефектов и состояниями примесных атомов. Представляется, что новыми методами управления дефектами в полупроводниках должны стать низкоэнергетические методы, то есть методы, позволяющие получать желаемые свойства материала с существенно меньшими энергетическими затратами, чем те, что используются в сегодняшней технологии. При этом под низкой энергией следует понимать энергию воздействия в широком смысле слова, — будь то энергия частиц, используемых для радиационной обработки материала, или тепловая энергия, используемая для отжига собственных дефектов или диффузии примесей. Настоящая работа посвящена разработке физических основ модифицирования низкоэнергетическими воздействиями дефектной структуры двух классов полупроводниковых материалов, существенно различающихся по своим свойствам. К первому из них относятся узкозонные ртутьсодержащие полупроводники. Слабые химические связи в этих материалах определяют высокую концентрацию электрически активных собственных дефектов, существенно изменяющуюся даже при небольшом внешнем воздействии на кристалл. Для другого класса материалов, — широкозонных полупроводников, — наоборот, характерна чрезвычайно сильная химическая связь между атомами, что существенно ограничивает возможности управления электрофизическими свойствами этих материалов и, в частности, легирования.

Существующие точные методы управления дефектно-примесной структурой, часто называемые методами инженерии дефектов, в настоящее время хорошо развиты для кремния, остающегося основным материалом современной промышленной электроники. Быстрое развитие технологии других полупроводниковых материалов требует разработки аналогичного подхода и для них. Очевидно, что методы управления дефектной структурой, разработанные для кремния, не всегда применимы для других полупроводников. Так, энергия, передаваемая ртутьсодержащим узкозонным полупроводникам, обладающим низким порогом образования собственных дефектов, при использовании, например, ионной имплантации, часто оказывается избыточной в том смысле, что вызывает генерацию большого числа нежелательных точечных и протяженных дефектов, влияние которых на свойства кристалла маскирует «чистый» эффект легирования. В широкозонных полупроводниках, в свою очередь, процессы генерации дефектов, создания направленных потоков дефектов и примесей, а также стимулирование реакций в дефектно-примесной системе требуют «аномально» высоких, с точки зрения существующей промышленной технологии, энергий; в этом случае вероятно возникновение нежелательных побочных эффектов. Так, например, для БЮ и ваН диффузионное легирование или отжиг дефектов, в том числе, радиационных, обычно требуют применения столь высоких температур обработки (тепловой энергии), что при их использовании наблюдаются серьезные нарушения стехиометрии и десорбция примесей. В связи с этим разработка нового подхода к управлению дефектной структурой как узкозонных, так и широкозонных полупроводников, а именно, подхода, который позволил бы добиться получения требуемых свойств материалов при минимальных энергетических затратах, минимизировав побочные эффекты, является актуальной задачей.

Целью настоящей работы являлась разработка методов направленного модифицирования дефектной структуры ртутьсодержащих узкозонных, а также широкозонных (8Ю, ОаЫ) полупроводников низкоэнергетическими воздействиями, — для управления свойствами этих материалов, и построение моделей физических процессов, описывающих изменение этих свойств.

Оба класса полупроводниковых материалов в настоящее время находят широкое применение в технике. Первый из них, и, прежде всего, твердые растворы теллуридов кадмия-ртути, сохраняет свое положение одного из основных материалов инфракрасной (ИК) оптоэлектроники [1-3]. Соединения Ь^Те-СёТе образуют непрерывный ряд твердых растворов с шириной запрещенной зоны от -0.3 до 1.6 эВ. Это делает возможным не только изготовление на основе одного материала фотоприемников, перекрывающих спектральный диапазон от 1 до 14 мкм, но и формирование на одном полупроводниковом кристалле, за счет изменения состава, многоцветных ИК-детекторов. Уникальные физические свойства теллуридов кадмия-ртути, — малая эффективная масса носителей и низкая диэлектрическая проницаемость, — обеспечивают высокое быстродействие приемников излучения, создаваемых на этих материалах.

Широкозонные полупроводники, и, в частности, карбид кремния, перспективны для создания приборов силовой и высокочастотной полупроводниковой электроники. Значительные успехи в технологии карбида кремния позволили в последние десятилетия реализовать на основе этого материала многие типы полупроводниковых приборов, включая интегральные схемы [4-6]. Нитриды III группы, и, в частности, нитрид галлия, являются одними из самых востребованных материалов современной электроники и оптоэлектроники, и технология этих материалов развивается стремительными темпами [6,7].

Объектами исследования в настоящей работе являлись объемные монокристаллы и эпитаксиальные слои указанных полупроводниковых материалов, а также гетероструктуры на их основе. В частности, исследовались монокристаллы твердых растворов СфН§/.Де, а также эпитаксиальные слои и гетероструктуры на основе слоев СсУ^/.хТе различного состава (мольной доли СсГГе) х. Исследования модифицирования дефектной структуры в широкозонных полупроводниках проводились с использованием монокристаллов и гомоэпитаксиальных слоев БЮ, а также гетероэпитаксиальных слоев ОаК и гетероструктур ОаЫ/АЮа1М, выращенных на подложках Б ¡С.

Научная новизна работы обусловлена предложенными в ней новыми методами управления дефектной структурой узкозонных и широкозонных полупроводников, разработанными на основе полученных в ходе выполнения работы представлений о поведении дефектно-примесной системы в этих материалах при внешних воздействиях. В работе предложен новый подход к управлению свойствами данных полупроводников, — путем использования низкоэнергетических воздействий. Для твердых растворов СсУ^/.Де примером такого подхода является обработка этих материалов низкоэнергетическими ионами; этот метод находится в полном соответствии с современными ростовыми и постростовыми технологиями полупроводниковых материалов. В ходе разработки этого подхода получен ряд новых результатов, например: Впервые проведено комплексное исследование зависимости глубины конверсии типа проводимости в вакансионно-легированных твердых растворах р-СсУ^у.дТе, подвергаемых низкоэнергетической ионной обработке, от параметров материала (состав твердого раствора, концентрация нескомпенсированных акцепторов) и условий обработки; предложен и развит диффузионный механизм конверсии.

Впервые подробно исследована конверсия типа проводимости в примесно-легированном Сс1хН§/.хТе, подвергнутом низкоэнергетической ионной обработке, и установлены механизмы конверсии для материала, легированного примесями замещения в подрешетках металла и халькогена.

Впервые проведено прямое сравнение свойств электронно-дырочных переходов, созданных в СсУ^/.Де ионной имплантацией и низкоэнергетической ионной обработкой, и показано преимущество последней.

В работе также развит новый подход к управлению дефектно-примесной структурой широкозонных полупроводников БЮ и Оа1Ч, — путем использования созданной в них пористой структуры. Данный подход позволяет существенно расширить возможности направленного изменения электрических свойств этих материалов, обычно трудно поддающихся легированию. Пористая структура в БЮ и ваМ может быть получена путем анодизации этих соединений; сама анодизация, с учетом используемых режимов (плотностей тока), также является, по сути, низкоэнергетическим воздействием. Путем дальнейших низкоэнергетических воздействий на материал с пористой структурой, — например, низкотемпературными отжигом и диффузией примесей, — оказывается возможным эффективно управлять электрическими свойствами материала. Другой пример применения подобной структуры — это использование эффекта «податливости» пористого полупроводника, позволяющей перераспределять упругую энергию между эпитаксиальным слоем и пористой подложкой в процессе выращивания напряженной гетероструктуры. В целом среди оригинальных результатов, полученных в ходе разработки низкоэнергетических методов модифицирования свойств широкозонных полупроводников, можно отметить:

Построение модели образования пористой структуры в широкозонных полупроводниках, подвергаемых анодизации.

Первое исследование поведения пористой структуры в широкозонных полупроводниках (морфология, химический состав) при внешних воздействиях (отжиг, облучение низкоэнергетическими частицами, механические напряжения, возникающие при гетероэпитаксиальном росте на пористой подложке).

Проведенное впервые сравнительное исследование низко- (-1000 °С) и высокотемпературной (-2000 °С) диффузии в пористом БЮ, и разработка подходов к получению заданных свойств материалов с пористой структурой при диффузионном легировании.

Получение экспериментальных свидетельств о «податливости» пористого слоя, сформированного в подложках 81С, и определение механизмов снижения плотности дислокаций в гетероэпитаксиальных слоях ОаМ, выращиваемых на таких подложках.

Практическая значимость работы определяется тем, что по ее результатам предложены оригинальные методы направленного модифицирования свойств узкозонных и широкозонных полупроводников, актуальные для разработки приборов оптоэлектроники инфракрасного (СсУ^/.Де) и видимого и ультрафиолетового (ОаЖАЮаМ) диапазона, а также силовой (БЮ) и высокочастотной (ОаИ/АЮаМ) электроники. Так, в результате работы определены параметры процесса низкоэнергетической ионной обработки, позволяющие получать этим методом р~п переходы с заданными геометрическими и электрофизическими параметрами для создания фотодиодов инфракрасного диапазона на основе СсУ^/.Де. Показано, что метод низкоэнергетической ионной обработки является перспективным для создания новой технологии ИК-фоторезисторов на основе этого материала. Разработана технология создания р~п переходов на основе СёхН§/хТе, позволяющая получать многоэлементные фотоприемники с обратными токами, меньшими, чем у аналогичных диодов, созданных методом ионной имплантации. Что касается широкозонных полупроводников, то в результате развитых в работе представлений о вакансионном механизме образования пор в БЮ впервые разработана технология получения пористого карбида кремния с заданной морфологией пористого слоя при сохранении политипа и стехиометрии исходного материала; полученный таким образом пористый материал перспективен для применения в существующей карбид-кремниевой технологии. Разработана технология получения полуизолирующих слоев карбида кремния путем диффузионного легирования пористых слоев ЭЮ ванадием и кремнием. Показано, что использование подложек пористого БЮ делает возможным проведение контролируемого автолегирования выращиваемых на них эпитаксиальных слоев Оа]\[. Разработана технология выращивания гетероэпитаксиальных слоев Оа1ЧГ с пониженной плотностью дислокаций и на основании исследований оптических свойств этих слоев и многослойных структур на их основе показана перспективность полученных слоев для создания приборов оптоэлектроники.

Структура и объем диссертации

Диссертация состоит из введения, шести глав и заключения, изложенных на 212 страницах, и включает также 117 рисунков, 20 таблиц и список литературы из 453 наименований. Общий объем диссертации составляет 368 страниц.

Основные результаты и выводы работы можно сформулировать следующим образом:

1. Проведено исследование поведения дефектно-примесной структуры твердых растворов Сс1хН§/хТе в широком диапазоне составов (0.2<х<0.6) и уровней

1 £ -I Л легирования (10 -10 см"). Впервые экспериментально установлено, что при легировании СсЦ^-Ле индием и встраивании его атомов в металлическую подрешетку происходит замещение не только атомов ртути, но и кадмия. Показано, что снижение степени электрической активности индия по мере увеличения его концентрации обусловлено взаимодействием атомов индия с системой точечных дефектов и носителей заряда, приводящим к компенсации примесных атомов собственными дефектами акцепторной природы (вакансиями), генерируемыми при легировании. Эффект генерации вакансий имеет следствием установление концентрационной зависимости коэффициента диффузии индия, мигрирующего по вакансионному механизму.

2. Установлено, что низкоэнергетическая ионная обработка вакансионно- и примесно-легированных монокристаллов и эпитаксиальных слоев Сс^Щ/.Де р-типа проводимости с дозами 1016—1018 см"2 вызывает эффект конверсии типа проводимости, обусловленный взаимодействием генерируемых при обработке собственных дефектов (межузельных атомов ртути) с дефектно-примесной системой кристалла. Глубина конверсии определяется параметрами обработки и исходного кристалла.

3. Показано, что в вакансионно-легированных твердых растворах ¿ь-СсЦ^-Де конверсия происходит за счет аннигиляции генерируемых при низкоэнергетичной ионной обработке межузельных атомов ртути с ее вакансиями. Такой же процесс аннигиляции имеет место и в образцах СсЦ^.хТе исходного и-типа проводимости; при этом уникальный характер возникающих условий взаимодействия дефектов позволяет получать материал с рекордно низкой степенью компенсации за счет практически полного залечивания компенсирующих собственных дефектов акцепторной природы (вакансий ртути), недостижимого в условиях отжига кристаллов в ее парах.

4. Установлено, что в примесно-легированном СсЬЩ/.Де конверсия типа проводимости низкоэнергетической ионной обработкой происходит за счет взаимодействия генерируемых межузельных атомов с атомами примеси.

Характер этого взаимодействия определяется положением примесного атома в решетке. Так, в кристаллах, легированных примесями V группы (Ав, БЬ), замещающими атомы халькогена, атомы межузельной ртути образуют с примесными атомами донорные комплексы типа Щ*'ХТе (X = Аэ или БЬ). В кристаллах, легированных примесями I группы (Аи, Ag), замещающими атомы металла, атомы межузельной ртути выталкивают примесные атомы в междоузлия, где они становятся донорами.

5. Показано, что электрические свойства примесно-легированных твердых растворов Ссу-^/хТе, конвертированных из р- в «-тип, нестабильны и релаксируют при комнатной температуре. Релаксация связана с перестройкой дефектно-примесной системы, происходящей в условиях прекращения пересыщения кристалла атомами межузельной ртути. Релаксация при комнатной температуре не приводит к ре-конверсии типа проводимости обратно в />-тип, однако такая ре-конверсия возможна при изохронном отжиге конвертированного материала, при этом механизмы релаксации при комнатной температуре и при изохронном отжиге могут отличаться.

6. Показано, что низкоэнергетическая ионная обработка твердых растворов СсЦ^.Де является эффективным инструментом исследования дефектно-примесной структуры материала за счет имеющего место в ходе обработки избирательного взаимодействия отдельных дефектов, происходящего в сильно неравновесных условиях (гигантском пересыщении кристалла атомами межузельной ртути). Так, с использованием низкоэнергетической ионной обработки отожженных кристаллов СсУ^-Де показано, что генерация вакансий, происходящая во время отжига этих кристаллов, сопровождается генерацией атомов антиструктурного теллура, выступающих в роли компенсирующих центров. В эпитаксиальных слоях СсЦ^/.Д"е, выращенных методом молекулярно-пучковой эпитаксии, низкоэнергетической ионной обработкой выявлено наличие собственных дефектов, рожденных на стадии роста и/или постростового отжига, присутствие которых до обработки не проявляется.

7. Установлено, что в пористом карбиде кремния, изготовленном анодизацией БЮ в условиях, сохраняющих стехиометрию и монокристаллическую структуру исходного материала, первичной пористой структурой, формирующейся непосредственно вследствие анодизации, является нанопористая структура с диаметром каналов пор в несколько десятков нанометров. Образование этой структуры происходит по вакансионно-диффузионному механизму. Формирование других типов структуры (микропористой, смешанного типа, и т.п.) происходит вследствие огрубления первичной пористой структуры.

8. Продемонстрировано, что пористая структура в широкозонных полупроводниках является эффективной средой для низкотемпературной (Т=1000-1200 °С, что на 500-1000 °С ниже обычной температуры диффузионного легирования БЮ) диффузии примесей и собственных дефектов. Это позволяет путем управления концентрацией дефектов и примесей получать материал с заданными электрическими свойствами при меньших энергетических затратах. Так, легированием пористого БЮ ванадием и изменением стехиометрии при отжиге материала с нанесенной на поверхность пленкой оксида кремния получен материал с полуизолирующими свойствами (удельным сопротивлением до 1012 Ом-см). Кроме того, показано, что пористая структура подложки БЮ позволяет осуществлять эффективное автолегирование выращиваемого на ней эпитаксиального слоя ОаК.

9. Показано, что при анодизации напряженных гетероструктур ОаТ^/БЮ характер формирования пористой структуры и ее тип определяется уровнем и знаком остаточных напряжений гетероструктуры.

10. Обнаружено, что пористые ваШ^С структуры обладают выраженной фоточувствительностью в диапазоне длин волн 365-440 нм, обусловленной эффектом фотомодуляции проводимости и показано, что данный эффект вызван возникновением поверхностных состояний на гетерогранице.

11. Установлено, что трансформация пористой структуры карбида кремния, происходящая в процессе выращивания напряженных гетероструктур ОаМ/БЮ, позволяет эффективно понижать упругую энергию гетероструктуры. Это создает условия для реализации альтернативного, по сравнению с генерацией дислокаций несоответствия, механизма релаксации напряжений в растущем эпитаксиальном слое, и позволяет выращивать гетерослои нитрида галлия с пониженной плотностью проникающих дислокаций. В таких слоях наблюдается снижение концентрации центров безызлучательной

326 рекомбинации, а примеси и дефекты проявляют большую оптическую активность по сравнению со слоями, выращенными на непористой подложке.

Таким образом, в работе выполнены фундаментальные исследования, в ходе которых разработана концепция модифицирования дефектной структуры узкозонных ртутьсодержащих и широкозонных полупроводников при помощи низкоэнергетических воздействий. Следует ожидать, что предложенный подход может быть с успехом развит и для других полупроводниковых материалов.

В заключение автор считает приятным долгом выразить благодарность своему научному консультанту, д.ф.-м.н., профессору, заслуженному деятелю науки и техники РФ, заведующему лабораторией ФТИ им. А.Ф. Иоффе РАН Владимиру Ивановичу Иванову-Омскому, и своим коллегам и соавторам: по работам, посвященным исследованию свойств и развитию технологии узкощелевых полупроводников, — д.ф.-м.н. И.И. Ижнину (НПО «Карат», Украина) и д.ф.-м.н. В.В. Богобоящему, и по работам в области физики и технологии широкозонных полупроводников, — к.ф.-м.н. М.Г. Мынбаевой (ФТИ им. А.Ф. Иоффе РАН).

Список работ, опубликованных по теме диссертации

• Богобоящий В.В., Ижнин И.И., Поцяск М., Мынбаев К.Д., Иванов-Омский В.И. Конверсия типа проводимости при ионном травлении узкощелевых монокристаллов HgCdTe, легированных Аи и Ag // ФТП. 2007. Т. 41. В. 7. С. 826-831.

• Иванов-Омский В.И., Баженов H.JL, Мынбаев К.Д., Смирнов В.А., Варавин B.C., Бабенко А.А., Икусов Д.Г., Сидоров Г.Ю. Фотолюминесценция в области длин волн 1.5-1.8 мкм пленок HgCdTe, полученных молекулярно-пучковой эпитаксией // ПисьмаЖТФ. 2007. Т. 33. В. И. С. 45-51.

• Мынбаев К.Д., Мынбаева М.Г., Зубрилов А.С., Середова Н.В., Люминесцентные свойства эпитаксиальных слоев и гетероструктур на основе GaN, выращенных на подложках пористого SiC // Письма ЖТФ. 2007. Т. 33. В. 2. С. 74-79.

• Mynbaeva М., Sitnikova A., Tregubova A., Mynbaev К. HVPE GaN growth on porous SiC with closed surface porosity // J. Cryst. Growth. 2007. V. 303. No. 2. PP. 472-479.

• Izhnin I.I., Bogoboyashchyy V.Y., Vlasov A.P., Mynbaev K.D., Pociask M. Relaxation of electrical properties of epitaxial Cd^Hg/.^Te:As(Sb) layers converted into «-type by ion milling. // Proceed. SPIE. 2007. V. 6636. DOI: 10.1117/12.742604.

• Ivanov-Omskii V.I., Mynbaev K.D., Bazhenov N.L., Smirnov V.A., Varavin V.S., Babenko A.A., Ikusov D.G., Sidorov G.Yu. Photoluminescence from MBE-grown HgCdTe films in the short infrared range // Proceed, of 15th Int. Symp. "Nanostructures: Physics and Technology", Novosibirsk, Russia, June 25-29 2007. PP. 176-177.

• Мынбаева М.Г., Константинов O.B., Мынбаев К.Д., Романов А.Е., Ситникова А.А. Механизм релаксации напряжений несоответствия при эпитаксиальном росте GaN на пористом SiC // Письма ЖТФ. 2006. Т. 32. В. 23. С. 25-31.

• Bogoboyashchyy V.V., Izhnin I.I., Mynbaev K.D., Pociask M., Vlasov A.P. Relaxation of electrical properties of «-type layers formed by ion milling in epitaxial HgCdTe doped with V-group acceptors // Semicond. Sci. Technol. 2006. V. 21. No. 8. PP. 1144-1149.

• Bogoboyashchyy V.V., Izhnin I.I., Mynbaev K.D. The nature of the compositional dependence of p-n junction depth in ion-milled /?-HgCdTe // Semicond. Sci. Technol. 2006. V. 21. No. 2. PP. 116-123.

• Мынбаев К.Д., Иванов-Омский В.И. Легирование эпитаксиальных слоев и гетероструктур на основе HgCdTe (Обзор) // ФТП. 2006. Т. 40. В. 1. С. 3-22.

• Izhnin I.I., Bogoboyashchyy V.V., Kurbanov K.R., Mynbaev K.D., Ryabikov V.M. Effect of internal electrical field on compositional dependence of p-n junction depth in ion milled p-Cd^Hg/.Де // Semicond. Physics, Quantum Electronics and Optoelectronics. 2005. V. 8. No. 1. PP. 52-58.

• Мынбаева М.Г., Бауман Д.А., Мынбаев К.Д. К вопросу о роли вакансий в образовании пор при анодизации SiC // ФТТ. 2005. Т. 47. В. 9. С. 1571-1577.

• Mynbaeva М., Lavrent'ev A., Kotousova I., Volkova A., Mynbaev К., Lebedev А. Current Limitations in Porous SiC Applications // Mater. Sci. Forum. 2005. Vols. 483-485. PP. 269-272.

• Mynbaeva M.G., Mynbaev K.D., Sarua A., Kuball M. Porous GaN/SiC Templates for Homoepitaxial Growth: Effect of the Built-in Stress on the Formation of Porous Structures // Semicond. Sci. Technol. 2005. V. 20. No. 1. PP. 50-55.

• Казакова Л.П., Мынбаева М.Г., Мынбаев К.Д. Дрейфовая подвижность носителей заряда в пористом карбиде кремния // ФТП. Т. 38. В. 9. С. 11181120.

• Mynbaev K.D., Ivanov-Omskii V.I. Modification of HgCdTe and related materials by ion-beam treatment // J. All. Compounds. 2004. V. 371. PP. 153-156.

• Мынбаев К.Д., Иванов-Омский В.И. Модифицирование свойств HgCdTe низкоэнергетичными ионами (Обзор) // ФТП. 2003. Т. 37. В. 10. С. 1153-1178.

• Мынбаев К.Д., Иванов-Омский В.И. Дефектообразование в твердых растворах теллуридов кадмия-ртути при сильном легировании индием // Письма ЖТФ. 2003. Т. 29. В. 15. С. 87-94.

• Mynbaeva M.G., Mynbaev K.D., Ivantsov V.A., Lavrent'ev A.A., Grayson B.A., Wolan J.T. Semi-insulating porous SiC substrates // Semicond. Sci. Technol. 2003. V. 18. No. 6. PP. 602-606.

• Mynbaeva M., Kuznetsov N., Lavrent'ev A., Mynbaev K., Wolan J.T., Grayson В., Ivantsov V., Syrkin A., Fomin A., Saddow S.E. Porous SiC: New Applications Through In- and Out- Dopant Diffusion // Mater. Sci. Forum. 2003. Vols. 433-436.

PP.657-660.

• Мынбаева М.Г., Лаврентьев А.А., Фомин А.В., Мынбаев К.Д., Лебедев А.А. Диффузия магния из подложек пористого карбида кремния при автолегировании эпитаксиальных слоев нитрида галлия // Письма ЖТФ. 2003. Т. 29. В. 11. С. 72-78.

• Мынбаева М.Г., Лаврентьев А.А., Кузнецов Н.И., Кузнецов А.Н., Мынбаев К.Д., Лебедев А.А. Полуизолирующие слои карбида кремния, полученные диффузией ванадия в пористый SiC // ФТП. 2003. Т. 37. В. 5. С. 612-615.

• Мынбаев К.Д., Баженов Н.Л., Смирнов В.А., Иванов-Омский В.И. Модифицирование свойств CdHgTe и ZnCdHgTe обработкой низкоэнергетичными ионами // Письма ЖТФ. 2002. Т. 28. В. 22. С. 64-69.

• Mynbaeva М., Bazhenov N., Mynbaev К., Evstropov V., Saddow S.E., Koshka Y., Melnik Y. Photoconductivity in Porous GaN Layers // phys. stat. sol. (b). 2001. V. 228. No. 2. PP. 589-592.

• Mynbaeva M., Saddow S.E., Melnychuk G., Nikitina I., Scheglov M., Sitnikova A., Kuznetsov N., Mynbaev K., Dmitriev V. Chemical vapor deposition of 4H-SiC epitaxial layers on porous SiC substrates // Appl. Phys. Lett. 2001. V. 78. No. 1. PP. 117-119.

• Mynbaeva M., Savkina N.S., Tregubova A.S., Sheglov M.P., Lebedev A.A., Zubrilov A., Titkov A., Kryganovski A., Mynbaev K., Seredova N., Tsvetkov D., Stepanov S., Cherenkov A., Kotousova I., Dmitriev V.A. Growth of SiC and GaN on Porous Buffer Layers // Mater. Sci. Forum. 2000. Vols. 338-342. PP. 225-228.

• Mynbaeva M., Titkov A., Kryzhanovski A., Ratnikov V., Mynbaev K., Laiho R., Huhtinen H., Dmitriev V.A. Structural characterization and strain relaxation in porous GaN layers // Appl. Phys. Lett. V. 76. No. 10. PP. 1113-1115.

• Mynbaeva M., Titkov A., Kryzhanovskii A., Zubrilov A., Ratnikov V., Davydov V., Kuznetsov N., Mynbaev K., Stepanov S., Cherenkov A., Kotousova I., Tsvetkov D., Dmitriev V. GaN and A1N layers grown by nano epitaxial overgrowth technique on porous substrates // Mat. Res. Soc. Symp. Proceed. 2000. V. 595. W2.7.1.

• Mynbaeva M., Titkov A., Kryzhanovski A., Kotousova I., Zubrilov A.S., Ratnikov V.V., Davydov V.Yu., Kuznetsov N.I., Mynbaev K., Tsvetkov D.V., Stepanov S., Cherenkov A., Dmitriev V.A. Strain relaxation in GaN layers grown on porous GaN sublayers // MRS Internet J. Nitride Semicond. Res. 1999. V. 4. Art. 14.

330

• Mynbaeva M.G., Melnik Yu.V., Kryganovskii A.K., Mynbaev K.D. Wet Chemical Etching of GaN in H3PO4 with A1 Ions // Electrochemical and Solid-State Letters. 1999. V. 2. No. 8. PP. 430-433.

• Ivanov-Omskii V.I., Mironov K.E., Mynbaev K.D. Hg/.xCdxTe doping by ion-beam treatment// Semicond. Sci. Technol. 1993. V. 8. No. 5. PP. 634-637.

• Баженов H.JI., Гасанов С.И., Иванов-Омский В.И., Миронов К.Е., Мынбаев К.Д., Темновые токи в р-п переходах, созданных ионно-лучевым травлением на кристаллах CdxHg7.xTe // ФТП. 1991. Т. 25. В. 12. С. 612-615.

• Иванов-Омский В.И., Миронов К.Е., Мынбаев К.Д., Богобоящий В.В. Изменение дефектной структуры Cd^Hg/.Де // ФТП. 1991. Т. 25. В. 8. С. 1423— 1428.

• Иванов-Омский В.И., Миронов К.Е., Мынбаев К.Д. Электрофизические свойства CdxHgi-xTe, подвергнутого ионно-лучевому травлению // ФТП. 1990. Т. 24. В. 12, С. 2222-2224.

• Миронов К.Е., Иванов-Омский В.И., Мынбаев К.Д. Диффузия индия в эпитаксиальных слоях CdxHg,.xTe // ФТП. 1990. Т. 24. В. 3. С. 582-585.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

В работе предложены и развиты методы модифицирования дефектной структуры полупроводников при помощи низкоэнергетических воздействий. Низкоэнергетические методы управления собственными и примесными дефектами, и, как, следствие, свойствами материала, разработаны для узкозонных ртутьсодержащих (твердые растворы Cd.xHgi.xTe и родственные им материалы) и широкозонных (БЮ, ваИ) полупроводников. В случае узкозонных полупроводников наглядным примером такого метода стала обработка поверхности низкоэнергетическими (Е < 2 кэВ) ионами, позволяющая конвертировать тип проводимости как вакансионно-, так и примесно-легированного материала, и создавать электронно-дырочные переходы на заданной глубине. В широкозонных полупроводниках низкоэнергетические методы оказались эффективными при использовании возможностей, которые предоставляет созданная в этих материалах пористая структура; эта структура сама формируется в результате низкоэнергетического воздействия (анодизации). В работе показано, как полученная пористая структура может быть использована для создания материала с заданными электрическими свойствами (например, полуизолирующих подложек карбида кремния), автолегирования выращиваемых на пористых подложках эпитаксиальных слоев, или для выращивания гетероэпитаксиальных слоев нитрида галлия с пониженной плотностью проникающих дислокаций.

Можно заметить, что оба эффекта, на основе которых развиты методы модифицирования дефектной структуры, предложенные в настоящей работе (конверсия типа проводимости при ионном травлении узкозонных полупроводников и образование пористой структуры при анодизации кристалла полупроводника с целью электрополировки его поверхности) изначально рассматривались как нежелательные побочные явления. В обоих случаях, однако, исследования механизмов этих «побочных явлений» дали возможность использовать их для достижения положительного эффекта, и в частности, в данной работе, — для получения полупроводниковых материалов с заданными свойствами путем направленного модифицирования их дефектной структуры.

1. Матричные фотоприемные устройства инфракрасного диапазона, В.Н. Овсюк, Г.Л.Курышев, Ю.Г.Сидоров и др. Новосибирск, Наука, 2001. 376 с.

2. Пономаренко В.П. Теллурид кадмия-ртути и новое поколение приборов инфракрасной фотоэлектроники // УФН. 2003. Т. 173. № 6. С. 649-665.

3. Rogalski A. HgCdTe infrared detector material: history, status and outlook // Rep. Prog. Phys. 2005. V. 68. No. 10. PP. 2267-2336.

4. Silicon Carbide: Materials, Properties and Devices. Ed. By Z.C. Feng and J.H. Zhao, vol. 20 in: Optoelectronic Properties of Semiconductors and Superlattices, ser. ed. M.O. Manasreh. Taylor and Franics, NY, London, 2004.

5. Advances in Silicon Carbide: Processing and Applications. Ed. by S.E. Saddow and A. Agarwal. Semiconductor Materials and Devices Series. Artech House, Boston, London, 2004.218 р.

6. Ren F., Zolper J.C. Wide Energy Bandgap Electronic Devices. World Scientific, Singapore, 2003.

7. GaN Based Materials and Devices: Fabrication, Characterization and Performance. Ed. by M.S. Shur and R.F. Davis. Selected Topics in Electronics and Systems, Vol. 33. World Scientific, Singapore, 2004. 284 p.

8. Jones C.L., Quelch M.J., Joshey J.J. Effects of annealing on the electrical properties of Cd^Hg/.Де // J. Appl. Phys. 1982. V. 53. No. 12. PP. 5080-5092.

9. Syllaios A.J., Williams M.J. Conductivity type conversion in (Hg,Cd)Te // J. Vac. Sci. Technol. A. 1982. V. 21. No. 1. PP. 201-204.

10. Destefanis G.L. Electrical doping of HgCdTe by ion implantation and heat treatment//J. Cryst. Growth. 1988. V. 86. No. 1^1. PP. 700-722.

11. Shaw D. Diffusion mechanisms in II-VI materials // J. Cryst. Growth. 1988. V. 86. No. 1-4. PP. 778-796.

12. Sharma B.L. Diffusion in II-VI compounds and their alloys // Defect and Diffusion Forum. 1989. V. 64/65. PP. 77-118.

13. Заитов Ф.А., Исаев Ф.К., Горшков A.B. Дефектообразование и диффузионные процессы в некоторых полупроводниковых твердых растворах. Баку, Азернешр, 1984.211 с.

14. Гавалешко Н.П., Горлей П.Н., Шендеровский В.А. Узкозонные полупроводники. Получение и физические свойства. Киев, Наукова Думка, 1984. 285 с.

15. Arias J.M., Chin S.H., Pasko J.G., DeWames R.E., Gertner E.R. Long and middle infrared photodiodes fabricated with Hg/.xCdxTe grown by molecular-beam epitaxy // J. Appl. Phys. 1989. V. 65. No. 4. PP. 1747-1753.

16. Falconer G.E., Parfley H.D., Blackmore G.W. Diffusion of arsenic in epitaxial Cd^Hg/.Де // J. Cryst. Growth. 1990. V. 100. No. 1. PP. 275-278.

17. Vydyanath H.R. Amphoteric behavior of group V dopants in (Hg,Cd)Te // Semicond. Sci. Technol. 1990. V. 5. No. 3. PP. 3213-3216.

18. Гаджиев 3.T., Гусейнов Д.И., Гусейнов Э.К. Диффузия платины в CdxHg/xTe // Примеси и дефекты в узкозонных полупроводниках. Матер. II Всесоюзн. семинара. Павлодар, 1989. ч. II. С. 48-49.

19. Bubulac L.O. Dependence of junction formation on substrate in implanted HgCdTe //Appl. Phys. Lett. 1985. V. 46. No. 10. PP. 976-978.

20. Capper P. Extrinsic doping of CdxHg/xTe — a Review // Prog. Cryst. Growth Charact. 1989. V. 19. No. 4. PP. 295-337.

21. Иванов-Омский В.И., Ковалевская H.A., Курбанов.К.Р. Электрическая активность примесей в кристаллах CdxHg/xTe (0.2<х<0.3) // Полупроводники с узкой запрещенной зоной и полуметаллы. Матер.У Всесоюзн. симпозиума. Львов, 1980. ч. II. С. 166-168.

22. Чернилевский И.К. Диффузия алюминия в CdxHg/.xTe. Матер. 10 конфер. молодых ученых Института проблем механики и математики. Львов, 1984. ч. 1. Депонир. ВИНИТИ № 7196-84. 1984 г.

23. Denisov I.A., Lakeenkov V.M., Jouravlev O.K. Physico-chemical properties of Ga and In dopants during liquid phase epitaxy of CdxHg/xTe // J. Electron. Mater. 1998. V. 27. No. 6. P. 648-650.

24. Murakami S., Okamoto Т., Maruyama K., Takigawa H. Iodine doping in mercury cadmium telluride (Hg/xCdxTe) grown by direct alloy growth using metalorganic chemical vapor deposition // Appl. Phys. Lett. 1993. V. 63. No. 7. PP. 899-901.

25. Mitra P., Tyan Y.L., Schimert T.R., Case F.C. Donor doping in metalorganic chemical vapor deposition of HgCdTe using ethyl iodide // Appl. Phys. Lett. 1994. V. 65. No. 2. PP. 195-197.

26. Benz II R.G., Conte-Matos A., Wagner B.K., Summers C.J. Ethyliodide «-type doping of Hg^xCdxTe (x=0.24) grown by metalorganic molecular beam epitaxy // Appl. Phys. Lett. 1994. V. 65. No. 22. PP. 2836-2838.

27. Maxey C.D., Gale I.G., Clegg J.B., Whiffin P.A.C. Doping studies in MOVPE-grown CdjcHgi-Де // Semicond. Sci. Technol. 1993. V. 8. No. IS. PP. 183-196.

28. Mitra P., Case F.C., Reine M.B. Progress in MOVPE of HgCdTe for advanced infrared detectors // J. Electron. Mater. 1998. V. 27. No. 6. PP. 510-520.

29. Berding M.A. Equlibrium properties of indium and iodine in LWIR Hg/xCdxTe // J. Electron. Mater. 2000. V. 29. No. 6. PP. 664-668.

30. Goschenhofer F., Gerschiitz J., Pfeuffer-Jeschke A., Hellmig R., Becker C.R., Landwehr G. Investigation of iodine as a donor in MBE grown Hg/„xCdxTe // J. Electron. Mater. 1998. V. 27. No. 6. PP. 532-535.

31. Vydyanath H.R. Defects in Semiconducting Hg;.xCdxTe Alloys. II. Defect structure of indium-doped Hgo.gCdo aTe // J. Electrochem. Soc. 1981. V. 128. No. 12. PP. 26192625.

32. Крегер Ф. Химия несовершенных кристаллов. M., Мир, 1969. 654 с.

33. Boukerche М., Reno J., Sou I.K., Hsu С., Faurie J.P. Indium doping of HgCdTe layers during growth by molecular beam epitaxy // Appl. Phys. Lett. 1986. V. 48. No. 25. PP. 1733-1735.

34. Destefanis G.L. Indium ion implantation in Hgo.78Cdo.22Te/CdTe // J. Vac. Sci. Technol. A. 1985. V. 3. No. 1. PP. 171-175.

35. Горшков A.B., Заитов Ф.А., Асатурова И.С. Закалка точечных дефектов в CdxHg/.xTe // Матер.Всесоюзн.семинара «Примеси и дефекты в узкозонных полупроводниках». Павлодар, 1987. С. 38-42.

36. Горшков А.В. Точечные дефекты и примеси в CdxHg/.xTe // Высокочистые вещества. 1989. № 6. С. 207-214.

37. Елизаров А.И., Богобоящий В.В., Берченко Н.Н. О степени ионизации собственных дефектов в кристаллах CdxHg/.xTe в широком диапазоне температур // ФТП. 1990. Т. 24. В. 3. С. 446-450.

38. Shaw D. The chemical diffusion of In in Hg/xCdxTe // phys. stat. sol. (a). 1985. V. 89. No. l.PP. 173-183.

39. Баранова H.B., Томсон A.C., Артамонов Н.П., Ванюков A.B. Диффузия и структура дефектов в кристаллах CdxHg/xTe // Изв. АН СССР. Сер. Неорг. Матер. 1976. Т. 12. № 12. С. 2142-2145.

40. Баранова Н.В., Ванюков A.B., Томсон A.C. Диффузия и точечные дефекты в твердых растворах теллуридов кадмия и ртути // Свойства легированных полупроводников. М., Наука. 1977. С. 140-143.

41. Margolit S., Nemirovsky Y. Diffusion of indium in CdxHg/xTe // J. Electrochem. Soc. 1980. V. 127. No. 5. PP. 1406-1409.

42. Горшков A.B., Заитов Ф.А., Шаляпина Г.М., Шангин С.Б. Механизм миграции индия в Cd^Hg/.Де // ФТТ. 1983. Т. 26. В. 9. С. 2662-2666.

43. Горшков A.B., Заитов Ф.А., Шангин С.Б., Шаляпина Г.М., Асатурова И.С. Механизмы миграции компонентов и примесей в CdxHg/xTe // ФТТ. 1984. Т. 26.1. B. 11. С. 3233-3239.

44. Горшков A.B., Заитов Ф.А., Шангин С.Б., Шаляпина Г.М., Петров И.Н., Асатурова И.С. Диффузия компонентов и примесей в CdxHg/xTe (х=0.2) // ФТТ. 1984. Т. 26. В. 10. С. 2960-2966.

45. Богобоящий В.В., Гаврилюк Ю.Н., Елизаров А.И., Петряков В.А. Химическая диффузия индия в узкощелевых кристаллах CdxHg/xTe // Матер. Всесоюзн. семинара «Примеси и дефекты в узкозонных полупроводниках». Павлодар, 1987.1. C. 117-119.

46. Weck G., Wandel К. Diffusion and electrical activity of indium in (Hg,Cd)Te // J. Vac. Sei. Technol. A. 1994. V. 12. No. 6. PP. 3023-3032.

47. Mironov K.E., Ogorodnikov V.K., Rozymnyi V.D., Ivanov-Omskii V.l. Closed system LPE growth of Hg^CdJe // phys. stat. sol. (a). 1983. V. 78. No. 1. PP. 125127.

48. Konnikov S.G., Ogorodnikov V.K., Sydorchuk P.G. CdTe-CdxHgyxTe heterostructures // phys. stat. sol. (a). 1975. V. 27. No. 1. PP. 43^18.

49. Черепин B.T. Ионный микрозондовый анализ. Киев, Наукова думка, 1992, 343 с.

50. Конников С.Г., Сидоров А.Ф. Электронно-зондовые методы исследования полупроводниковых материалов. М., Энергия, 1978. 136 с.

51. Кучис Е.В. Гальваномагнитные эффекты и методы их исследования. М., Радио, 1990. 264 с.

52. Павлов Н.И. Измерение проводимости и холловской подвижности неоднородных полупроводниковых слоев произвольной формы // ФТП. 1970. Т. 4. В. 10. С. 1918-1921.

53. Blakemore J.S. Approximations for Fermi-Dirac integrals, especially the function F1/2 used to describe electron density in a semiconductor // Sol. St. Electron. 1982. V. 25. No. 11. PP. 1067-1076.

54. Hansen G.L., Schmit J.L., Casselman T.N. Energy gap versus alloy composition and temperature in Hg/^Cd^Te // J. Appl. Phys. 1982. V. 53. No. 10. PP. 7909-7101.

55. Малык О.П., Берченко H.H. Ширина запрещенной зоны CdxHg/xTe при высокой температуре // Физ. электроника. Республ. межведомств, научн.-технич. сборник. 1989. В. 38. С. 72-76.

56. Курбанов К.Р., Богобоящий В.В. Получение и свойства совершенных монокристаллов «-Hgo.8Cdo.2Te, легированных индием// Конденсированные среды и межфазные границы. 1999. Т. 1. № 3. С. 245-249.

57. Robinson H.G., Berding М.А., Hamilton W.J., Kosai К., DeLyon Т., Johnson W.B., Walker B.J. Enhanced diffusion and interdiffusion in HgCdTe from Fermi-level effects // J. Electron. Mater. 2000. V. 29. No. 6. PP. 657-663.

58. Zunger A. Practical doping principles // Appl. Phys. Lett. 2003. V. 83. No. 1. PP. 57-59.

59. Hu S.M., Shmidt S. Interactions of sequential diffusion processes in semiconductors // J. Appl. Phys. 1968. V. 39. No. 9. PP. 4272-4283.

60. Hu S.M. General theory of impurity diffusion in semiconductors via vacancy mechanism // Phys.Rev. 1969. V. 180. No. 3. PP. 773-784.

61. Шоу Д. Атомная диффузия в полупроводниках М., Мир, 1975. 686 с.

62. Вирт И.С., Кемпник В.И., Цюцюра Д.И. Исследование ухудшения контактов In-Cdo.2Hgo.8Te // Изв. АН СССР. Неорган. Матер. 1986. Т. 22. В. 8. С. 1402-1403.

63. Pain G.N., McAllister Т. Mixed-valence self-compensation in indium-doped Cd^Hg/.Де// Semicond. Sci. Technol. 1992. V. 7. No. 1. PP. 231-232.

64. Венгель П.Ф., Томашик В.Н. Взаимодействие твердых растворов CdxHg/.xTe с индием // Изв. АН СССР. Неорган. Матер. 1990. Т. 26. № 2. С. 278-280.

65. Иванов-Омский В.И., Любин В.М., Миронов К.Е., Мынбаев К.Д. Диффузия индия в твердых растворах CdxHg/xTe // Тезисы докладов Шестой Всесоюзной конференции по физико-химическим основам легирования полупроводниковых материалов. М„ Наука. 1988. С. 104-105.

66. Миронов К.Е., Иванов-Омский В.И., Мынбаев К.Д. Диффузия индия в эпитаксиальных слоях CdxHg;xTe // ФТП. 1990. Т. 24. В. 3. С. 582-585.

67. Мынбаев К.Д., Иванов-Омский В.И., Дефектообразование в твердых растворах теллуридов кадмия-ртути при сильном легировании индием // Письма ЖТФ. 2003. Т. 29. В. 15. С. 87-94.

68. Мынбаев К.Д., Иванов-Омский В .И., Легирование эпитаксиальных слоев и гетероструктур на основе HgCdTe // ФТП. 2006. Т. 40. В. 1. С. 3-22.

69. Иванов-Омский В.И., Любин В.М., Миронов К.Е., Мынбаев К.Д. Диффузия индия в Cd^Hg^Te из халькогенидного стеклообразного полупроводника // Примеси и дефекты в узкозонных полупроводниках. Матер. Всесоюзн. семинара. Павлодар, 1987. С. 117-119.

70. Иванов-Омский В.И., Миронов К.Е., Мынбаев К.Д., Богобоящий В.В. Изменение дефектной структуры CdxHg/.xTe при легировании индием // ФТП. 1991. Т. 25. В. 8. С. 1423-1428.

71. Мынбаев К.Д. Дисс. на соиск. уч. степ. канд. физ.-мат. наук. СПб, ФТИ, 1991.

72. Fisher К. Method of ion etching Cd-Hg-Te semiconductors // U.S. Pat. 4.128.467. 1978.

73. Stahle C.M., Helms C.R. Ion sputter effects on HgTe, CdTe, and HgCdTe // J. Vac. Sci. Technol. A. 1992. V. 10. No. 5. PP. 3239-3245.

74. Stoltz A.J., Jaime-Vasquez M., Benson J.D., Varesi J.B. Martinka M. Examination of the effects of high-density plasmas on the surface of HgCdTe // J. Electron. Mater. 2006. V. 35. No. 6. PP. 1461-1464.

75. Wang C., Smith D.J., Tobin S., Parados Т., Zhao J., Chang Y., Sivanathan S. Understanding ion-milled damage in HgCdTe epilayers // J. Vac. Sci. Technol. A. 2006. V. 24. No. 4. PP. 995-1000.

76. Solzbach U., Richter H.J. Sputter cleaning and dry oxidation of CdTe, HgTe and Hg^CdJe surfaces // Surf. Science. 1980. V. 97. No. 1. PP. 191-205.

77. Srivastav V., Pal R., Vyas H.P. Overview of etching technologies used for HgCdTe // Opto-Electonics Review. 2005. V. 13. No. 3. PP. 197-211.

78. Elkind J.L. Ion mill damage in и-HgCdTe // J. Vac. Sci. Technol. B. 1992. V. 10. No. 4. PP. 1460-1465.

79. Blanchard C., Favre J., Barbot J.F., Desoyer J.C., Toulemonde M., Konczykowski M., Le Seoul D., Dessus J.L. Type conversion by high-energy particles in HgCdTe compounds // J. Appl. Phys. 1990. Vol. 87. No. 7. PP. 3237-3242.

80. Wotherspoon J.T.M. Method of manufacturing a detector device // GB Pat. 2.095.898. 1982; U.S. Pat. 4.411.732. 1983.

81. Baker I.M. Infra-red radiation imaging devices and methods for their manufacture //U.S.Pat. 4.521.798. 1985.

82. Blackman M.V., Charlton D.E., Jenner M.D., Purdy D.R., Wotherspoon J.T.M., Elliott C.T., White A.M. Type conversion in CdxHg/.xTe by ion beam treatment // Electronic Letters. 1987. V. 23. No. 19. PP. 978-979.

83. Brogowski P., Mucha H., Piotrowski J. Modification of mercury cadmium telluride, mercury manganese tellurium and mercury zinc telluride by ion etching // phys. stat. sol. (a). 1989. V. 114. No. 1. PP. K37-K39.

84. Bahir G., Finkman E. Ion beam milling effect on electrical properties of Hg^CdJe // J. Vac. Sci. Technol. A. 1989. V. 7. No. 2. PP. 348-353.

85. Belas E., Hoshl P., Grill R., Franc J., Moravec P., Lischka K., Sitter H., Toth A. Deepp-n junction in Hgi^Cd^Te created by ion milling // Semicond. Sci. Technol. 1993. V. 8. No. 9. PP. 1695-1699.

86. Haakenaasen R., Colin Т., Steen H., Trosdahl-Iversen L. Electron beam induced current study of ion beam milling type conversion in molecular beam epitaxy vacancy-doped Cd*Hg;.;Te // J. Electron. Mater. 2000. V. 29. No. 6. PP. 849-852.

87. Haakenaasen R., Moen Т., Colin Т., Steen H., Trosdahl-Iversen L. Depth and lateral extension of ion milled junctions in Cd^Hg/.Де from electron beam induced current measurements // J. Appl. Phys. 2002. V. 91. No. 1. PP. 427^132.

88. Двуреченский А.В., Ремесник В.Г., Рязанцев И.А., Талипов Н.Х. Инверсия типа проводимости слоев CdxHg/.xTe, подвергнутых плазменной обработке // ФТП. 1993. Т. 27. В. 1. С. 168-171.

89. Belas Е., Franc J., Toth A., Moravec P., Grill R., Sitter H., Hoschl P. Type conversion of ¿>-(HgCd)Te using H2/CH4 and Ar reactive ion etching // Semicond. Sci. Technol. 1996. V. 11. No. 7. PP. 1116-1120.

90. Siliquini J.F., Dell J.M., Musca C.A., Faraone L. Reactive ion etching induced n-type conversion in vacancy-doped p-type HgCdTe // Appl. Phys. Lett. 1997. V. 70. No. 25. PP. 3443-3445.

91. Siliquini J.F., Dell J.M., Musca C.A., Faraone L., Piotrowski J. Characterization of reactive-ion-etching-induced type-conversion in p-type HgCdTe using scanning laser microscopy//J. Cryst. Growth. 1998. V. 184/185. No. 1-4. PP. 1219-1222.

92. Dell J.M., Musca C.A., Faraone L., Nener B.D., Rais M.H., Antoszewski J. HgCdTe photovoltaic detectors fabricated using a new junction formation technology // Microelectron. Journ. 2000. V. 31. No. 7. PP. 545-551.

93. Savitsky V.G., Mansurov L.G., Fodchuk I.M., Izhnin I.I., Virt I., Lozynska M., Evdokimenko A.V. Pecularities of MCT ion etching in rf Hg glow discharge // Proceed. SPIE. 1999. V. 3725. PP. 299-303.

94. Brogowski P., Rutkowski J., Piotrowski J., Mucha H. Ion beam milling effect on surface properties of HgCdTe // Electron Technology. 1991. V. 24. No. 3/4. PP. 93-96.

95. Белас Э., Франц Я., Гриль Р., Тот А., Хешл П., Ситтер X., Моравец П., Лишка К. Диффузионные длины неосновных носителей тока на р-п переходе, полученном ионно-лучевым травлением в />-CdxHg/.xTe // Неорг. Матер. 1996. Т. 32. В. 8. С. 949-952.

96. Antoszewski J., Musca С.А., Dell J.M., Faraone L. Characterization of Hgo.7Cdo.3Te и-on-p-type structures obtained by reactive ion etching induced p-to-n conversion // J. Electron. Mater. 2000. V. 29. No. 6. PP. 837-840.

97. Nguen Т., Antoszewski J., Musca C.A., Redfern D.A., Dell J.M., Faraone L. Transport properties of reactive-ion-etching-induced p-to-n type converted layers in HgCdTe // J. Electron. Mater. 2002. V. 31. No. 7. PP. 652-659.

98. Бонч-Бруевич B.JI., Калашников С.Г. Физика полупроводников. М., Наука, 1990. 688 с.

99. Lou L.F., Frye W.H. Hall effect and resistivity in liquid-phase-epitaxial layers of HgCdTe // J. Appl. Phys. 1984. V. 56. No. 8. PP. 2253-2267.

100. Rolland S., Granger R., Triboulet R. P-to-n conversion in Hg/.xZnxTe by ion beam milling effect // J. Cryst. Growth. 1992. V. 117. No. 1-4. PP. 208-212.

101. Андрухив A.M., Иванов-Омский В.И., Миронов K.E. Жидкофазная эпитаксия ZnCdHgTe и MnCdHgTe в закрытой системе // Письма ЖТФ. Т. 18. В. 13. С. 57-61.

102. Богобоящий В.В., Елизаров А.И., Иванов-Омский В.И., Петряков В. А. Влияние отклонения состава кристаллов CdxHg/.Де (х~0.2) от стехиометрического на скорость диффузии Hg // ФТП. 1987. Т. 21. В. 8. С. 14621464.

103. Schaake H.F., Tregilgas J.h., Beck J.D., Kinch M.A., Ghade B.E. The effect of low temperature annealing on defects, impurities, and electrical properties of (Hg,Cd)Te // J. Vac. Sci. Technol. A. 1985. V. 3. No. 1. PP. 143-149.

104. Смирнов Л.С. Атомные процессы в полупроводниковых кристаллах // ФТП. 2001. Т. 35. В. 9. С. 1029-1031.

105. Belas Е., Hoschl P., Grill R., Franc J., Moravec P., Lischka K., Sitter H., Toth A. Ultrafast diffusion of Hg in Hg/.xCdxTe (jt~0.21) // J. Cryst. Growth. 1994. V. 138. No. 1-4. PP.940-943.

106. Belas E., Grill R., Franc J., Toth A., Hoschl P., Sitter H., Moravec P. Determination of the migration energy of Hg interstitials in (HgCd)Te from ion milling experiments // J. Cryst. Growth. 1996. V. 159. No. 1-4. PP. 1117-1122.

107. Belas E., Grill R., Franc J., Moravec P., Varghova R., Hoschl P., Sitter H., Toth A.L. Dynamics of native point defects in H2 and Ar plasma-etched narrow gap (HgCd)Te // J. Cryst. Growth. 2001. V. 224. No. 1-2. PP. 52-58

108. Belas E., Grill R., Franc J., Sitter H., Moravec P., Hoschl P., Toth A.L. Formation and propagation ofp-n junction in /?-(HgCd)Te caused by dry etching // J. Electron. Mater. 2002. V. 31. No. 7. PP. 738-742.

109. White J.M., Pal R., Dell J.M., Musca C.A., Antoszewski J., Faraone L., Burke P. P-io-n conversion mechanisms for HgCdTe exposed to H2/CH4 plasmas // J. Electron. Mater. 2001. V. 30. No. 6. PP. 762-767.

110. Shaw D., Capper P. Conductivity type conversion in Hg/-xCdxTe // J. Mater. Sci.: Mater. Electron. 2000. V. 11. No. 2. PP. 169-177.

111. Ivanov-Omskii V.I., Mironov K.E., Mynbaev K.D. Hg/xCdxTe doping by ion beam treatment // Semicond. Sci. Technol. 1993. V. 8. No. 5. PP. 634-637.

112. Богобоящий B.B., Ижнин И.И. Механизм конверсии типа проводимости при бомбардировке кристаллов />-CdxHg/xTe ионами малых энергий // Изв. ВУЗов. Сер. Физика. 2000. Т. 43. В. 8. С. 16-25.

113. Богобоящий В.В., Елизаров А.И., Иванов-Омский В.И., Петренко В.П., Петряков В.А. Кинетика приведения кристаллов CdxHg/xTe в равновесие с парами ртути // ФТП. 1985. Т. 19. В. 5. С. 819-824.

114. Мынбаев К.Д., Иванов-Омский В.И. Модифицирование свойств HgCdTe низкоэнергетичными ионами // ФТП. 2003. Т. 37. В. 10. С. 1153-1178.

115. Baker I.M., Махеу C.D. Summary of HgCdTe 2D array technology in the UK // J. Electron. Mater. 2001. V. 30. No. 6. PP. 682-689.

116. Lunn M.A., Dobson P.S. Ion beam milling of Cdo.2Hgo.8Te // J. Cryst. Growth. 1985. V. 72. No. 2. PP. 379-384.

117. Bogoboyashchyy V.V., Dvoretsky S.A., Izhnin I.I., Mikhailov N.N., Sidorov Yu.G., Sizov F.F., Yaravin V.S., Yudenkov Y.A. Properties of MBE CdxHg,.xTe/GaAs structures modified by ion-beam milling // phys. stat. sol. (c). 2004. V. 1. No. 2. PP. 355-359.

118. Богобоящий B.B., Власов А.П., Ижнин И.И. Механизм конверсии типа проводимости в легированном мышьяком /?-CdxHg/.xTe при ионно-лучевом травлении // Изв. вузов. Сер. «Физика». 2001. Т. 44. № 1. С. 50-59.

119. Богобоящий В.В., Ижнин И.И. Механизм образования источника диффузии ртути в /)-Hg/.xCdxTe при ионно-лучевом травлении // Прикладная физика. 2003. В. 6. С. 120-125.

120. Келли Р. Столкновительные, тепловые и электронные процессы ионного распыления. В кн.: «Ионная имплантация в полупроводники и другие материалы». М.: Мир, 1980. С. 194-235.

121. Beck W.A., Anderson J.R. Determination of electric transport properties using a novel magnetic-field-dependent Hall technique // J. Appl. Phys. 1987. V. 62. No. 2. PP. 541-554.

122. Богобоящий В.В. Концентрационная зависимость энергии ионизации вакансий ртути в кристаллах узкощелевого Hg/xCdxTe // Конденсированные среды и межфазные границы. 2001. Т. 3. № 1. С. 28-33.

123. Bogoboyashchyy V.V., Kurbanov K.R. Reaction constants for main cationic native defects in narrow-gap Hg/xCdxTe crystals // J. Alloys Compounds. 2004. V. 371. No. 1-2. PP. 97-99.

124. Berding M.A., van Schilfgaarde M., Sher A. First-principles calculation of native defect densities in Hg0.gCd0.2Te // Phys. Rev. B. 1994. V. 1. No. 3. PP. 1519-1534.

125. Holander-Gleixner S., Robinson H.G., Helms C.R. Derivation of an analytical model to calculate junction depth in HgCdTe photodiodes // J. Appl. Phys. 1998. V. 83. No 3. PP. 1299-1304.

126. Bogoboyashchiy V. Interconsistent band structure of narrow-gap Hg/„xCdxTe alloys obtained with taking into account far band influence // Proceed. SPIE. 1997. V. 3486. PP. 325-335.

127. Moritani A., Taniguchi K., Hamaguchi C., Nakai J. Electroreflectance study of Сс№&*Те // J. Phys. Soc. Jap. 1973. Vol. 34. No. 1. PP. 79-88.

128. Bogoboyashchyy V.V. Density of heavy hole states of Hgy.xCdxTe in an isotropic nonparabolic approximation by exact measurements of electron concentration // Semicond. Physics, Quant. Electr. & Optoelectronics. 2001. V. 4. No. 4. PP. 273-277.

129. Shin C.K., Spicer W.E., Furdina J.K. Photoemission studies of core level shifts in HgCdTe, CdMnTe and HgZnTe // J. Vac. Sci. Technol. A. 1987. V. 5. No. 5. PP 30313034.

130. Hui P.M., Ehrenreich H., Johnson N.F. A possible resolution of the valence-band offset controversy in HgTe/CdTe superlattice // J. Vac. Sci. Technol. A. 1989. V. 7. No. 2. PP. 424-426.

131. Kim L.S., Perkowicz S., Wu O.K., Schulman J.N. Far-infrared band and characterization measurements in HgTe-CdTe superlattice // Semicond. Sci. Technol. 1990. V. 5. No. 3S. PP. S107-S110.

132. Хирт Дж., Лоте И., Теория дислокаций. М., Атомиздат, 1972. 599 с.

133. Баранский П.И., Клочков В.П., Потыкевич И.В. Полупроводниковая электроника. Киев, Наукова думка, 1975.

134. Izhnin I.I., Izhnin A.I., Kurbanov K.R., Prytuljak В.В. P-to-n ion-beam milling conversion in specially doped CdxHg/.xTe // Proceed. SPIE. 1997. V. 3182. PP. 383387.

135. Finkman E., Nemirovsky Y. Electrical properties of shallow levels in ¿»-type HgCdTe 11 J. Appl. Phys. 1986. V. 59. No. 4. PP. 1205-1211.

136. Hoerstel W., Klimakow A., Kramer R. Influence of deep level intrinsic defects on the carrier transport inp~type Hg;xCdxTe // J. Cryst. Growth. 1990. V. 101. No. 1-4. PP. 854-858.

137. Tyan Y.L., Schimert T.R., Claiborne L.T. Analysis of excess carrier lifetime inp~ type HgCdTe using a three-level Shockley-Read model // J. Vac. Sci. Technol. B. 1992. V. 10. No. 4. PP. 1560-1568.

138. Berding M.A., Sher A., van Schilfgaarde M. Defect modeling studies in HgCdTe and CdTe // J. Electron. Mater. 1995. V. 24. No. 9. PP. 1127-1135.

139. Chu M., Terterian S., Wang P.C.C., Mesropian S., Gurgenian H.K., Pan D.-S. Au-doped HgCdTe for infrared detectors and focal plane arrays // Proceed. SPIE. 2001. V. 4454. PP.116-123.

140. Williams B.L., Robinson H.G., Helms C.R. Mercury interstitial generation in ion implanted mercury cadmium telluride // J. Electron. Mater. 1998. V. 27. No. 6. PP. 583— 588.

141. Aquirre M.H., Сапера H., Walsoe de Reca N. Transmission electron microscopy of the induced damage by argon implantation in (111) HgCdTe at room temperature // J. Appl. Phys. 2002. V. 92. No. 10. PP. 5745-5748.

142. Варавин B.C., Дворецкий C.A., Михайлов H.H., Сидоров Ю.Г. Донорные дефекты в эпитаксиальных слоях HgCdTe, выращенных молекулярно-пучковой эпитаксией // Автометрия. 2001. № 3. С 9-19.

143. Zandian М., Chen А.С., Edwall D.D., Pasko J.G., Arias J.M. ¿»-type arsenic doping of Hg/xCdxTe by molecular beam epitaxy // Appl. Phys. Lett. 1997. V. 71. No. 19. PP. 2815-2817.

144. DeWames R.E., Williams G.M., Pasko J.G., Vandervyck A.H.B. Current generation mechanisms in small band gap HgCdTe /»-«junctions fabricated by ion implantation // J. Cryst. Growth. 1988. V. 86. No. 1-4. PP. 849-858.

145. Зи C.M. Физика полупроводниковых приборов. Кн.2. М., Мир, 1984. 456 с.

146. Nemirovsky Y., Rozenfeld D., Adar R., Kornfeld A. Tunneling and dark currents in HgCdTe photodiodes // J. Vac. Sci. Technol. A. 1989. V. 7. No. 2. PP. 528-553.

147. DeWames R.E., Pasko J.G., Yao E.S., Vandervyck A.H.B., Williams G.M. Dark current generation mechanisms and spectral noise current in long-wavelength infrared photodiodes // J. Vac. Sci. Technol. A. 1988. V. 6. No. 4. PP. 2655-2663.

148. Иванов-Омский В.И., Миронов К.Е., Мынбаев К.Д., Гаврилюк Ю.Н., Ижнин И.И. Перестройка дефектно-примесной структуры CdxHgixTe при ионно-лучевом травлении // Тезисы докл. XII Всесоюзн. конф. по физике полупроводников. Часть 2. Киев, 1990. С. 205.

149. Иванов-Омский В.И., Миронов К.Е., Мынбаев К.Д. Электрофизические свойства CdxHg/.xTe, подвергнутого ионно-лучевому травлению // ФТП. 1990. Т. 24. В. 12. С. 2222-2224.

150. Мынбаев К.Д., Баженов Н.Л., Смирнов В.А., Иванов-Омский В.И. Модифицирование свойств CdxHg/.xTe и Zn^CdyHg/.^Te обработкой низкоэнергетичными ионами // Письма ЖТФ. 2002. Т. 28. В. 22. С. 64-69.

151. Mynbaev К. D., Ivanov-Omskii V.I. Modification of HgCdTe and related materials by ion-beam treatment // J. Alloys Сотр. 2004. V. 371. No. 1-2. PP. 153156.

152. Bogoboyashchyy V.V., Izhnin I.I., Mynbaev K.D. The nature of the compositional dependence of p-n junction depth in ion-milled ¿»-HgCdTe // Semicond. Sci. Technol. 2006. V. 21. No. 2. PP. 116-123.

153. Баженов H.JI., Гасанов С.И., Иванов-Омский В.И., Миронов К.Е., Мынбаев К.Д. Темновые токи в р-п переходах, созданных ионно-лучевым травлением на кристаллах CdxHg;.xTe // ФТП. 1991. Т. 25. В. 12. С. 2196-2200.

154. Vydyanath H.R. Lattice defects in semiconducting Hg/xCdxTe alloys. I. Defect structure of undoped and copper doped Hgo.8Cdo.2Te // J. Electrochem. Soc. 1981. V. 128. No. 12. PP. 2609-2619.

155. Johnson E.S., Schmit J.L. Doping properties of selected impurities in HgyxCdxTe // J. Electron. Mater. 1977. V. 6. No. 1. PP. 25-38.

156. Андриевский А.И., Теодорович A.C., Шнейдер А.Д. Диффузия Си и Au в Cd^Hg^Te // ФТП. 1973. Т. 7. В. 8. С. 1659-1661.

157. Богобоящий В.В., Елизаров А.И., Петряков В.А., Стафеев В.И., Северцев В.Н. Исследование диффузии меди в монокристаллах CdxHg/xTe // ФТП. 1987. Т. 21. В. 8. С. 1469-1471.

158. Богобоящий В.В. Энергия ионизации меди в кристаллах Hgo.8Cdo.2Te при слабом и промежуточном легировании // ФТП. 2000. Т. 34. В. 8. С. 955-961.

159. Schaake H.F., Tregiglas J.H., Beck J.D., Kinch M.A. Observation of a new gettering mechanism in (Hg,Cd)Te // Sol. State Comm. 1984. V. 50. No. 2. PP. 133-136.

160. Tregilgas J., Gnade B. Surface segregation of impurities induced by photon absorption in CdTe and (Hg,Cd)Te // J. Vac. Sci. Technol. A. 1985. V. 3. No. 1. PP. 156-159.

161. Lyubomirsky I., Lyakhovitskaya V., Guillemoles J.F., Riess I., Triboulet R., Cahen D. Evidence for electrically stable p/n junction, formed by Ag doping of (Hg,Cd)Te // J. Cryst. Growth. 1996. V. 161. No. 1-4. PP. 90-93.

162. Capper P., Roberts J.A., Kenworthy I., Jones C.L., Gosney J.G., Ard C.K., Coates W.G. Influence of stoichiometry on the electrical activity of impurities in Hg/^Cd^Te // J. Appl. Phys. 1988. V. 64. No. 11. PP. 6227-6233.

163. Jones C.L., Capper P., Quelch J.T., Brown M. The properties of gold in Bridgman grown CdxHg/.,Te // J. Ciyst. Growth. 1983. V. 64. No. 3. PP. 417-432.

164. Temofonte T.A., Noreika A.J., Bevan M.J., Emtage P.R., Seiler C.F., Mitra P. Low-level extrinsic doping for p- and n-type (100) HgCdTe grown by molecular-beam epitaxy // J. Vac. Sci. Technol. A. 1989. V. 7. No. 2. PP. 440-444.

165. Brown M., Willoughby A.F.W. Diffusion in CdxHg/.xTe and related materials 11 J. Cryst. Growth. 1982. V. 59. No. 1-2. PP. 27-39.

166. Горшков A.B., Заитов Ф.А., Шангин С.Б. Диффузия компонентов и примесей в Cdo.2Hgo.sTe // Матер. VI Всесоюзн. симп. «Полупроводники с узкой запрещенной зоной и полуметаллы». Львов, 1983. С. 62-63.

167. Schaake H.F., Tregilgas J.H., Beck J.D. Kinch M.A., Gnade B.A. The effect of low-temperature annealing on defects, impurities and electrical properties of (Hg,Cd)Te // J. Vac. Sci. Technol. A. 1985. V. 3. No. 1. PP. 143-149.

168. Berding M.A., Van Schilfgaarde M., Sher A. Behavior of p-type dopants in HgCdTe // J. Electron. Mater. 1997. V. 26. No. 6. PP. 625-627.

169. Бовина Л.А., Стафеев В.И. Узкозонные твердые растворы (CdHg)Te // Физика соединений AnBVI. М., Наука, 1986. С. 246-281.

170. Selamet Y., Ciani A., Grein С.Н., Sivananthan S. Extrinsic p-type doping and analysis of HgCdTe grown by molecular beam epitaxy // Proceed. SPIE. 2002. V. 4795. PP. 8-16.

171. Ciani A.J., Ogut S., Batra I.P., Sivananthan S. Diffusion of gold and native defects in mercury cadmium telluride // J. Electron. Mater. 2005. V. 34. No. 6. PP. 868872.

172. Ciani A.J., Ogut S., Batra I.P. Concentration of native and gold defects in HgCdTe from first principles calculations // J. Electron. Mater. 2004. V. 33. No. 6. PP. 737-741.

173. Selamet Y., Zhou Y.D., Zhao J., Chang Y., Becker C.R., Ashokan R„ Grein C.H., Sivananthan S. HgTe/HgCdTe superlattices grown on CdTe/Si by molecular beam epitaxy for infrared detection // J. Electron. Mater. 2004. V. 33. No. 6. PP. 503-508.

174. Kinch M.A., Chandra D., Schaake H.F., Shih H.-D., Aqariden F. Arsenic-doped mid-wavelength infrared HgCdTe photodiodes // J. Electron. Mater. 2004. V. 33. No. 6. PP. 590-595.

175. Uedono A., Ozaki K., Ebe H., Moriya T., Tanigawa S., Yamamoto K., Miyamoto Y. A study of native defects in Ag-doped HgCdTe by positron annihilation // Jpn. J. Appl. Phys. Part. 1. 1997. V. 36. No. 11. PP. 6661-6667.

176. Nishino H., Ozaki K., Tanaka M., Saito T., Ebe H., Miyamoto Y. Acceptor-level related Shockley-Read-Hall centers in ^-HgCdTe // J. Cryst. Growth. 2000. V. 214215. PP. 275-279.

177. Johnson E.S., Schmidt J.L. Doping properties of selected impurities in Hgy.^CdJe // J. Electron. Mater. 1977. V. 6. No. 1. PP. 25-38.

178. Capper P. A. A review of impurity behaviour in bulk and epitaxial HgyxCdxTe // J. Vac. Sci. Technol. B. 1991. V. 9. No. 3. PP. 1666-1681.

179. Shin S.H., Arias J.M., Zandian M., Pasko J.G., Bubulac L.O., De Wames R.E. Annealing effect on /Муре carrier concentration in low-temperature processed arsenic-doped HgCdTe // J. Electron. Mater. 1993. V. 22. No. 8. PP. 1039-1047.

180. Shin S.H., Arias J.M., Zandian M., Pasko J.G., Bubulac L.O., deWames R.E. Enhanced arsenic diffusion and activation in HgCdTe // J. Electron. Mater. 1995. Vol. 24. No. 5. PP. 609-613.

181. Vydyanath H.R., Lichtman S.L., Sivananthan S., Wijewarnasuriya P.S., Faurie J.P. Annealing experiments in heavily arsenic doped (Hg,Cd)Te // J. Electron. Mater. 1995. V. 24. No. 5. PP. 625-634.

182. Plissard S., Giusti G., Polge В., Ballet P., Million A., Biquard X., Molva E. Barnes J.P., Holliger P. Extended X-ray absorption fine structure study of arsenic in HgCdTe//J. Electron. Mater. 2007. V. 36. DOI: 10.1007/sl 1664-007-0133-5.

183. Duan H., Chen X., Huang Y, Lu W. Microscopic origin of electrical compensation in arsenic-doped HgCdTe by molecular beam epitaxy:density functional study // J. Electron. Mater. 2007. V. 36. DOI: 10.1007/sl 1664-007-0123-7.

184. Bubulac L.O. Diffusion of As and Sb in HgCdTe // J. Cryst. Growth. 1992. V. 123. No. 3-4. PP. 555-566.

185. Горшков A.B., Заитов Ф.А., Шаляпина Г.М., Шангин С.Б. Диффузия фосфора и сурьмы в Cdo.2Hgo.8Te // Неорг. Материалы. 1984. Т. 20. № 8. С. 1331— 1333.

186. Shaw D. The diffusion of arsenic in Cd0.2Hg0.sTe // Semicond. Sci. Technol. 1994. V. 9. No. 9. PP. 1729-1732.

187. Vlasov A., Bogoboyashchyy V.V., Bonchyk 0., Barcz A. High temperature arsenic doping of CdHgTe epitaxial layers // Cryst. Res. Technol. 2004. V. 39. No. 1. PP. 11-22.

188. Aqariden F., Shih H.D., Kinch M.A., Schaake H.F. Electrical properties of low-arsenic-doped HgCdTe grown by molecular beam epitaxy // Appl. Phys. Lett. 2001. V. 78. No. 22. PP. 3481-3483.

189. Wijewarnasuriya P.S., Sivananthan S. Arsenic incorporation in HgCdTe grown by molecular beam epitaxy // Appl. Phys. Lett. 1998. V. 72. No. 14. PP. 1694-1696.

190. Boieriu P., Chen Y., Nathan V. Low-temperature activation of As in Hg/xCdxTe(211) grown on Si by molecular beam epitaxy // J. Electron. Mater. 2002. V. 31. No. 31. No. 7. PP. 694-698.

191. Berding M.A., Sher A., Van Schilfgaarde M., Chen A.C., Arias J. Modeling of arsenic activation in HgCdTe // J. Electron. Mater. 1998. V. 27. No. 6. PP. 605-609.

192. Edwall D.D., Piquette E., Ellsworth J., Arias J., Swartz C.H., Bai L., Tomkins R.P., Giles N.C., Myers Т.Н., Berding M. Molecular beam epitaxy growth of high-quality arsenic-doped HgCdTe // J. Electron. Mater. 2004. V. 33. No. 6. PP. 752-756.

193. Berding M.A., Sher A. Amphoteric behavior of arsenic in HgCdTe // Appl. Phys. Lett. 1999. V. 74. No. 5. PP. 685-687.

194. Schaake H.F. Kinetics of activation of group V impurities in Hg;-xCdxTe alloys 11 J. Appl. Phys. 2000. V. 88. No. 4. PP. 1765-1770.

195. Schaake H.F. On the kinetics of the activation of arsenic as a /»-type dopant in Hgy-^CdJe // J. Electron. Mater. 2001. V. 30. No. 6. PP. 789-793.

196. Chandra D., Schaake H.F., Kinch M.A., Aqariden F., Wan C.F., Weirauch D.F., Shih H.D. Activation of arsenic as an acceptor in Hg/xCdxTe under equilibrium conditions // J. Electron. Mater. 2002. V. 31. No. 7. PP. 715-719.

197. Almeida L.A. Doping of molecular beam epitaxy HgCdTe using an arsenic cracker source (As2) // J. Electron. Mater. 2002. V. 31. No. 7. PP. 660-663.

198. Selamet Y., Grein C.H., Lee T.S., Sivananthan S. Electrical properties of in situ As doped Hg/xCdxTe epilayers grown by molecular beam epitaxy // J. Vac. Sci. Technol. В. V. 2001. 19. No. 4. PP. 1488-1491.

199. Lee T.S., Garland J., Grein C.H., Sumstine M., Jandeska A., Selamet Y., Sivananthan S. Correlation of arsenic incorporation and its electrical activation in MBE HgCdTe // J. Electron. Mater. 2000. V. 29. No. 6. PP. 869-872.

200. Grein C.H., Garland J.W., Sivananthan S., Wijewarnasuriya P.S., Aqariden F., Fuchs M. Arsenic incorporation in MBE grown Hg;.xCdxTe // J. Electron. Mater. 1999. V. 28. No. 6. PP. 789-792.

201. Mitra P., Case F.C., Reine M.B., Starr R., Weiler M.H. Doping in MOVPE of HgCdTe: orientation effects and growth of high performance IR photodiodes // J. Cryst. Growth. 1997. V. 170. No. 1-4. PP. 542-548.

202. Chen A.C., Zandian M., Edwall D.D., De Wames R.E., Wijewarnasuriya P.S., Arias J.M., Sivananthan S., Berding M., Sher A. MBE growth and characterization of in situ arsenic doped HgCdTe // J. Electron. Mater. 1998. V. 27. No. 6. PP. 595-599.

203. Sivananthan S., Wijewarnasuriya P.S., Aqariden F., Vydyanath H.R., Zandian M., Edwall D.D., Arias J.M. Behavior of p-type dopants in Hgo.8Cdo.2Te // J. Electron. Mater. 1997. V. 26. No. 6. PP. 625-628.

204. Shi X.H., Rujirawat S., Ashokan R., Grein C.H., Sivananthan S. Ionization energy of acceptors in As-doped HgCdTe grown by molecular beam epitaxy // Appl. Phys. Lett. 1998. V. 73. No. 5. PP. 638-640.

205. Properties of Narrow Gap Cadmium-based Compounds. EMIS Data Reviews Series, No. 10. Ed. P. Capper. INSPEC, London, 1994. P. 246.

206. Krishnamurthy S., Casselman T.N. A detailed calculation of the auger lifetime in p-type HgCdTe // J. Electron. Mater. V. 29. No. 6. PP. 828-831.

207. Lopes V.C., Syllaios A.J., Chen M.C. Minority carrier lifetime in mercury cadmium telluride // Semicond. Sci. Technol. 1993. V. 8. No. 6S. PP. 824-841.

208. Shaw D., Capper P. Activation kinetics of the As acceptor in HgCdTe // J. Mater. Sci.: Mater. Electron. 2007. V. 18. DOI: 10.1007/sl0854-007-9269-6.

209. Schaake D., Chandra D, Kinch M.A., Aqariden F., Shih H.D. Arsenic acceptor-donor transformation in HgCdTe // J. Electron. Mater. 2007. V. 36. DOI: 10.1007/sl 1664-007-0151-9.

210. Богобоящий В.В., Власов А.П., Ижнин И.И. Механизм конверсии типа проводимости в легированном мышьяком /?-CdxHg/xTe при ионно-лучевом травлении // Изв. ВУЗов Сер. «Физика». 2001. Т. 44. №. 1. С. 50-59.

211. Berchenko N.N., Bogoboyashchiy V.Y., Izhnin 1.1., Vlasov A.P. Defect structure rebuilding by ion beam milling of As and Sb doped jt?-CdxHg/.xTe // phys. stat. sol. (b). 2002. Vol. 229. No. 1. PP. 279-282.

212. Berchenko N.N., Bogoboyashchiy V.V., Vlasov A.P., Izhnin I.I., Ilyina Yu.S. Type conductivity conversion in As, Sb doped p-CdxHg/xTe under ion beam milling // Surface and Coatings Technol. 2002. V. 158/159C. PP. 732-736.

213. Belas E., Bogoboyashchii V.V., Grill R„ Izhnin I.I., Vlasov A.P., Yudenkov V.A. Time relaxation of points defects in p- and «-(HgCd)Te after ion beam milling // J. Electron. Mater. 2003. V. 32. No. 7. PP. 698-702.

214. Bogoboyashchyy V.V., Elizarov A.I., Izhnin I.I. Conversion of conductivity type in Cu-doped Hgo.8Cdo.2Te crystals under ion beam milling // Semicond. Sci. Technol. 2005. V. 20. No. 8. PP. 726-732.

215. Lou L. Frye W. Hall effect and resistivity in liquid-phase-epitaxial layers of HgCdTe // J. Appl. Phys. 1984. V. 56. No. 8. PP. 2253-2267.

216. Богобоящий В.В. О механизмах рассеяния дырок в кристаллах p-Hgo.sCdo.2Te при низких температурах // ФТП. 2002. Т. 36. В. 12. С. 1418-1426.

217. Vlasov A., Pysarevsky V., Storchun O., Shevchenko A., Bonchyk A., Pokhmurska

218. H., Barch A., Swiantek Z. Controlled arsenic diffusion in epitaxial CdxHg/.xTe layers in evaporation-condensation-diffusion process // Thin Solid Films. 2002. V. 403-404. No.1.PP. 144-147.

219. Savitsky V.G., Storchun O.P. Preparation of Hg/.xCdxTe (0.1<x<0.5) epitaxial laers by two-stage evaparation-condensation-diffusion method // Thin Solid Films. 1998. V. 317.No. l.PP. 105-107.

220. Сидоров Ю.Г., Дворецкий С.А., Варавин B.C., Михайлов Н.Н., Якушев М.В., Сабинина И.В. Молекулярно-лучевая эпитакеия твердых растворов кадмий-ртуть-теллур на "альтернативных" подложках // ФТП. 2001. Т. 35. В. 9. С. 10921101.

221. Баженов H.JL, Иванов-Омский В.И., Ижнин А.И., Смирнов В.А. Квантовый выход люминесценции в твердых растворах CdxHg/.xTe (0.4<г<0.74) // ФТП. 1991. Т. 25. В. 6. С. 1103-1106.

222. Ivanov-Omskii V.I., Petroff I.A., Pogorletskii V.M., Smirnov V.A., Tomm I.W., Herman K.H. Infrared photoluminescence in />-Hg/-xCdxTe (0.23<x<l) in magnetic fields up to 6T // Sol. Stat. Comm. 1990. V. 76. No. 9. PP. 1159-1164.

223. Lusson A., Fuchs F., Mairfang J. Systematic photoluminescence study of CdxHgy-xTe alloys in a wide composition range // J. Cryst. Growth. 1990. V. 101. No. 1-4. PP.673-677.

224. Мынбаев К.Д., Иванов-Омский В.И. Легирование эпитаксиальных слоев и гетероструктур на основе HgCdTe // ФТП. 2006. Т. 40. В. 1. С. 3-22.

225. Capper P., Shaw D. Arsenic activation in epitaxial Hg/-xCdxTe (MCT) // Proceed. SPIE. 2007. V. 6294. PP. 62940M1-12.

226. Богобоящий B.B., Ижнин И.И., Сизов Ф.Ф., Юденков В.О. Релаксация электрических параметров структур, сформированных ионным травлением в узкощелевом CdxHg/xTe // Доклады НАН Украины. 2004. № 4. С. 70-75.

227. Izhnin I.I., Bogoboyashchyy V.V., Sizov F.F. Electrical characteristics relaxation of ion milled MCT layers // Proceed. SPIE. 2005. V. 5881. PP. 58810U1-58810U11.

228. Васильев A.B., Баранов А.И. Дефектно-примесные реакции в полупроводниках. Новосибирск: Изд-во СО РАН, 2001. 256 с.

229. Bubulac L.O. Defects, diffusion and activation in ion implanted HgCdTe // J. Cryst. Growth. 1988. V. 86. No. 1-^. PP. 723-734.

230. Bubulac L.O., Tennant W.E. Role of Hg injunction formation in ion-implanted HgCdTe // Appl. Phys. Lett. 1987. V. 51. No. 5. PP. 356-358.

231. Destefanis G, Chamonal J.P. Large improvements in HgCdTe photovoltaic detector performances at LETI // J. Electron. Mater. 1993. V. 22. No. 8. PP. 1027-1032.

232. Hastings M.P., Maxey C.D., Matthews B.E., Metcalfe N.E., Capper P., Jones C.L., Gale I.G. Electron beam induced current assessment of doped and diffused junctions in epitaxial CdxHg/-xTe // J. Cryst. Growth. 1994. V. 138. No. 1-4. PP. 917923.

233. Chandra D., Schaake H.F., Aqauriden F., Teherani Т., Kinch M.A., Dreiske P.D., Weirauch D.F., Shin H.D. p to n conversion in SWIR mercury cadmium telluride with ion milling // J. Electron. Mater. 2006. V. 35. No. 6. PP. 1470-1473.

234. Богобоящий B.B., Ижнин И.И., Поцяск M., Мынбаев К.Д., Иванов-Омский В.И. Конверсия типа проводимости при ионном травлении узкощелевых монокристаллов HgCdTe, легированных Аи и Ag // ФТП. 2007. Т. 41. В. 7. С. 826831.

235. Izhnin I.I., Bogoboyashchyy V.V., Vlasov А.Р., Mynbaev K.D., Pociask M., Relaxation of electrical properties of epitaxial CdxHg/.xTe: As(Sb) layers converted into и-type by ion milling // Proc. SPIE 2007. V. 6636. DOI: 10.1117/12.742604.

236. Ижнин И.И., Богобоящий B.B., Власов А.П., Мынбаев К.Д., Поцяск М. Релаксация электрических свойств эпитаксиальных слоев CdxHg/.xTe:As(Sb), конвертированных в «-тип ионным травлением // Прикладная физика. 2007. В. 4. (в печати).

237. Turner D. Electropolishing Silicon in Hydrofluoric Acid Solutions // J. Electrochem. Soc. 1958. V. 105. No. 7. PP. 402-408.

238. Watanabe Y., Arita Y., Yokoyama T., Igarashi Y. Formation and properties of porous silicon and its applications // J. Electrochem. Soc. 1975. V. 122. No. 10. PP. 1351-1355.

239. Smith R.L., Collins S.D. Porous silicon formation mechanisms // J. Appl. Phys. 1992. V. 71. No. 8. PP. R1-R22.

240. Chazalviel J.-N., Wehrspohn R.B., Ozanam F. Electrochemical preparation of porous semiconductors: from phenomenology to understanding // Mater. Sci. Engineering. 2000. V. B69-B70. PP. 1-10.

241. Canham L.T. Silicon quantum wire array fabrication by electrochemical and chemical dissolution of wafers // Appl. Phys. Lett. 1990. V. 57. No. 10. PP. 1046-1048.

242. Sailor M.J., Heinrich J.L., Lauerhaas J.M Luminescent Porous Silicon: Synthesis, Chemistry and Applications. In: Semiconductor Nanoclusters: Physical, Chemical and catalytic Aspects // Studies in Surf. Sci. and Catalysis. 1997. V. 103. PP. 209-235.

243. Foil H., Carstensen J., Frey S. Porous and nanoporous semiconductors and emerging applications // J. Nanomater. 2006. V. 2006. Art. ID 91635. PP. 1-10.

244. Shor J.S., Grimberg I., Weiss B.-Z., Kurtz A.D. Direct observation of porous SiC formed by anodization in HF // Appl. Phys. Lett. 1993. V. 62. No. 22. PP. 2836-2838.

245. Shor J.S., Okojie R.S., Kurtz A.D. Photoelectrochemical etching of «-type 6H-SiC // Inst. Phys. Conf. Ser. 1993. No. 137. PP. 523-526.

246. Konstantinov A.O., Harris C.I., Janzen E. Electrical properties and formation mechanism of porous silicon carbide // Appl. Phys. Lett. 1994. V. 65. No. 21. PP. 26992701.

247. Lagemaat J., Plakman M., Vanmaekelbergh D., Kelly J.J. Enhancement of the light-to-current conversion efficiency in an «-SiC/solution diode by porous etching // Appl. Phys. Lett. 1996. V. 69. No. 15. PP. 2246-2248.

248. Shin W., Ishida K., Seo W.-S., Suzuki Y., Koumoto K. Luminescence from anodized microcrystalline silicon carbide // Inst. Phys. Conf. Ser. 1995. No. 142. PP. 1071-1074.

249. Jessensky О., Muller F., Gosele U. Microstructure and photoluminescence of electrochemically etched porous SiC // Thin Solid Films. 1997. V. 297. No. 1-2. PP. 224-228.

250. Zangooie S., Persson P.O.A., Hilfiker J.N., Hultman L., Arwin H., Wahab Q. Microstructural, optical and electronic investigation of anodized 4H-SiC // Mater. Sci. Forum. 2000. V. 338-348. PP. 537-540.

251. Zangooie S., Persson P.O.A., Hilfiker J.N., Hultman L., Arwin H. Microstructural and infrared optical properties of electrochemically etched highly doped 4H-SiC // J. Appl. Phys. 2000. V. 87. No. 12. PP. 8497-8503.

252. Zangooie S., Arwin H. Porous anodic 4H-SiC: thickness dependent anisotropy in pore propagation and ellipsometric characterization // phys. stat. sol. (a). 2000. V. 182. No. 1. PP. 213-216.

253. Danishevskii A.M, Zamoryanskaya M.V., Sitnikova A.A., Shuman V.B., Suvorova А. А. ТЕМ and cathodoluminescence studies of porous SiC // Semicond. Sci. Technol. 1998. V. 13. No. 10. PP. 1111-1116.

254. Sorokin L.M., Hutchinson J.L., Sloan J., Mosina G.N., SavkinaN.S., Shuman V.B., Lebedev А.А. ТЕМ (XHREM) and EDX studies of 6H-SiC porous layer as a substrate for subsequent homoepitaxial growth // Mater. Sci. Forum. 2002. V. 389-393. PP.271-274.

255. Данишевский A.M., Шуман В.Б., Рогачев А.Ю., Иванов П.А. Исследование пористого карбида кремния методами колебательной и люминесцентной спектроскопии // ФТП. 1995. Т. 29. В. 12. С. 2122-2132.

256. Данишевский A.M., Шуман В.Б., Рогачев А.Ю., Гук Е.Г., Иванов П.А., Мальцев А.А. О возникновении кристаллитов (З-фазы в пористых слоях карбида кремния // ФТП. 1996. Т. 30. В. 6. С. 1064-1068.

257. Данишевский A.M., Шуман В.Б., Гук Е.Г., Рогачев А.Ю. Интенсивная фотолюминесценция пористых слоев пленок SiC, выращенных на кремниевых подложках // ФТП. 1997. Т. 31. В. 4. С. 420-424.

258. Cullis A.G., Canham L.T., Calcott P.D.J. The structural and luminescence properties of porous silicon // J. Appl. Phys. 1997. V. 82. No. 3. PP. 909-965.

259. Matsumoto Т., Takahashi J., Tamaki Т., Futagi Т., Mimura H., Kanemitsu Y. Blue-green luminescence from porous silicon carbide // Appl. Phys. Lett. 1994. V. 64. No. 2. PP. 226-228.

260. Konstantinov A.O., Henry A., Harris C., Janzen E. Photoluminescence studies of porous silicon carbide // Appl. Phys. Lett. 1995. V. 66. No. 17. PP. 2250-2252.

261. Konstantinov A.O., Harris C.I., Henry A., Janzen E. Fabrication and properties of high-resistivity porous silicon carbide for SiC power device passivation // Mater. Sei. Engineering. 1995. V. B29. No. 1-3. PP. 114-117.

262. Лебедев A.A., Лебедев A.A., Рудь Ю.В. Спектры фотолюминесценции пористого я-SiC // Письма ЖТФ. 1995. Т. 21. В. 3. С. 64-67.

263. Агекян В.Ф., Лебедев A.A., Лебедев A.A., Рудь Ю.В., Степанов Ю.А. Фотолюминесценция анодизированного карбида кремния // ФТП. 1997. Т. 31. В. 2. С. 251-253.

264. Fan J.Y., Wu X.L., Chu P.K. Low-dimensional SiC nanostruetures: Fabrication, luminescence, and electrical properties // Progr. Mater. Sei. 2006. V. 51. No. 8. PP. 983-1031.

265. Mynbaeva M.G., Tsvetkov D.V. Porous GaN // Inst. Phys. Conf. Ser. 1997. V. 155. PP. 365-367.

266. Mynbaeva M., Titkov A., Kryzhanovski A., Ratnikov V., Mynbaev K., Laiho R., Huhtinen R., Dmitriev V.A. Structural characterization and strain relaxation in porous GaN layers // Appl. Phys. Lett. 2000. V. 76. No. 9. PP. 1113-1115.

267. Schmelzer J., Möller J., Slezov V.V., Gutzow I., Pascova R. Ostwald ripening in porous materials // QuimicaNova. 1998. V. 21. No. 4. PP. 529-533.

268. Thornton K., Ägren J., Voorhees P.W. Modeling the evolution of phase boundaries in solids at the meso- and nano-scales // Acta Mater. 2003. V. 51. PP. 5675-5710.

269. Thornton K., Akaiwa N., Voorhees P.W. Large-scale simulations of Ostwald ripening in elastically stressed solids. II. Coarsening kinetics and particle size distribution // Acta Mater. 2004. V. 52. No. 5. PP. 1365-1378.

270. Siegel M., Miksis M.J., Voorhees P.W. Evolution of material voids for highly anisotropic surface energy // J. Mech. Phys. Sol. 2004. V. 52. No. 6. PP. 1319-1353.

271. Seppälä E.T., Belak J., Rudd R.E. Onset of void coalescence during dynamic fracture of ductile metals // Phys. Rev. Lett. 2004. V. 93. No. 24. Art. 245503.

272. Черемской П.Г., Слезов B.B., Бетехтин В.И. Поры в твердом теле. М.: Энергоатомиздат, 1990. 376 с.

273. Foil Н., Christophersen М., Carstensen J., Hasse G. Formation and application of porous silicon // Mat. Sei. Eng. 2002. V. R39. No. 4. PP. 93-141.

274. Christophersen M., Langa S., Carstensen J., Tiginyanu I.M., Foil H. A comparison of pores in silicon and pores in III-V compound materials // phys. stat. sol. (a). 2003. V. 197. No. 1. PP. 197-203.

275. Foil H., Carstensen J., Christophersen M., Langa S., Tiginyanu I.M. Porous III-V compound semiconductors: formation, properties, and comparison to silicon // phys. stat. sol. (a). 2003. V. 197. No. 1. PP. 61-70.

276. Компан M.E. Механизм первичной самоорганиизации регулярной структуры пористого кремния // ФТТ. 2003. Т. 45. В. 5. С. 902-906.

277. Бондаренко В.П., Дорофеев A.M., Табулина JI.B. Анодное травление и влияние высокотемпературного отжига на удельную поверхность пористого кремния//Поверхность. 1985. Т. 10 В. 1. С. 64-69.

278. Corbett J.W., Shereshevskii D.I., Verner I.V. Changes in the creation of point defects related to the formation of porous silicon // phys. stat. sol. (a). 1995. V. 147. No. 1. PP. 81-90.

279. Маргвелашвили И.Г., Саралидзе З.К. Формирование равновесной концентрации вакансий на поверхности двухкомпонентного упорядоченного (неионного) кристалла при скачкообразном изменении температуры // Поверхность. 1989. № 8. С. 107-115.

280. В.Е. Gatewood. Thermal Stresses. McGraw-Hill, N.-Y. (1957).

281. Проблемы теплообмена. Сб. статей под ред. П.Л. Кириллова. Атомиздат, М. (1967).

282. Properties of Advanced Semiconductor Materials: GaN, A1N, InN, BN, SiC, SiGe. Ed. by M.E. Levinshtein, S.L. Rumyantsev and M.S. Shur. John Wiley and Sons, N.-Y., Chichester, Weinheim, Brisbane, Singapore, Toronto (2001). p. 95.

283. Кукушкин С.А. Начальные стадии хрупкого разрушения твердых тел // Усп. механики. 2003. № 2. С. 21-^4.

284. Stark J.P. Concentration of vacancies in a temperature gradient // Phys. Rev. B. 1980. V. 21. No. 2. PP. 556-558.

285. Гирка А.И., Мохов E.H. Вакансионные дефекты в карбиде кремния // ФТТ. 1995. Т. 37. В. 11. С. 3374-3381.

286. Мохов Е.Н, Водаков Ю.А., Ломакина Г.А. Проблемы управляемого получения легированных структур на базе карбида кремния. В сб.: Проблемы физики и технологии широкозонных полупроводников (Л., Изд-во ЛИЯФ, 1980). С.136-149.

287. Mynbaeva M., Kayambaki M., Mynbaev К., Zekentes К. On application of electrochemical capacitance-voltage profiling technique for «-type SiC (in press).

288. Shishkin Y., Choyke W.J., Devaty R.P. Photoelectrochemical etching of «-type 4H silicon carbide // J. Appl. Phys. 2004. V. 96. No. 4. PP. 2311-2322.

289. Sagar A., Lee C.D., Feenstra R.M., Inoki C.K., Kuan T.S. Morphology and effects of hydrogen etching on porous SiC // J. Appl. Phys. 2002. V. 92. No. 7. PP. 4070-4074.

290. Мынбаева М.Г., Бауман Д.А., Мынбаев К.Д. К вопросу о роли вакансий в образовании пор при анодизадии SiC // ФТТ. 2005. Т. 47. В. 9. С. 1571-1577.

291. Vodakov Yu.A., Mokhov E.N. Diffusion and solubility of impurities in silicon carbide // Silicon Carbide-1973. South Carolina, Univ. Press, 1974. PP. 508-520.

292. Gao Y., Soloviev S.I., Sudarshan S. Investigation of boron diffusion in 6H-SiC // Appl. Phys. Lett. 2003. V. 83. No. 5. PP. 905-907.

293. Gao Y., Soloviev S.I., Sudarshan S., Tin C.C. Selective doping of 4H-SiC by codiffusion of aluminum and boron // J. Appl. Phys. 2001. V. 90. No. 11. PP. 56475651.

294. Usov I.O., Suvorova A. A., Kudriavtsev Y.A., Suvorov A.V. Diffusion of boron in 6H and 4H SiC coimplanted with boron and nitrogen ions // J. Appl. Phys. 2004. V. 96. No. 9. PP. 4960-4964.

295. Rao M.V., Gardner J.A., Chi P.H., Holland O.W., Kelner G., Kretchmer J, Ghezzo M. Phosphorus and boron implantation in 6H-SiC // J. Appl. Phys. 1997. V. 81. No. 10. PP. 6635-6641.

296. Henkel Т., Tanaka Y., Kobayashi N., Tanoue H., Hishita S. Diffusion of implanted beryllium in silicon carbide studied by secondary ion mass spectrometry // Appl. Phys. Lett. 2001. V. 78. No. 2. PP. 231-233.

297. Мохов E.H., Горнушкина Е.Д., Дидик В.А., Козловский B.B. Диффузия фосфора в карбиде кремния // ФТТ. 1992. Т. 34. В. 6. С. 1957-1959.

298. Водаков Ю.А., Ломакина Г.А., Мохов Е.Н., Одинг В.Г. Особенности диффузии бора в карбиде кремния // ФТП. 1980. Т. 14. В. 2. С. 377-379.

299. Водаков Ю.А., Мохов Е.Н., Одинг В.Г. Междоузельная диффузия В и Be в SiC //Неорганич. Материалы. 1983. Т. 20. В. 7. С. 1086-1088.

300. Rurali R., Hernández Е., Godignon Р., Rebollo J., Ordejón P. First-principles studies of the diffusion of В impurities and vacancies in SiC // Phys. Rev. B. 2004. V.69. P. 125203.

301. Bockstedte M., Mattausch A., Pankratov O. Different roles of carbon and silicon interstitials in the interstitial-mediated boron diffusion in SiC // Phys. Rev. B. 2004. V.70. P.115203.

302. Rauls E., Frauenheim Th., Gali A., Deák P. Theoretical study of vacancy diffusion and vacancy-assisted clustering of antisites in SiC // Phys. Rev. B. 2003. V. 68. P. 155208.

303. Bagraev N., Bouravleuv A., Gippius A., Klyachkin L., Malyarenko A. Low temperature impurity diffusion into large-band-gap semiconductors // Defect Diffusion Forum. 2001. V. 194. No. 1. PP. 679-684.

304. Bracht H., Stolwijk N.A., Laube M., Pensl G. Diffusion of boron in silicon carbide: evidence for the kick-out mechanism // Appl. Phys. Lett. 2000. V. 77. No. 20. PP. 3188-3190.

305. Janson M.S., Linnarsson M.K., Hallen A., Svensson B.G., Nordell N., Bleichner H. Transient enhanced diffusion of implanted boron in 4H-silicon carbide // Appl. Phys. Lett. 2000. V. 76. No. 11. PP. 1434-1436.

306. Usov I.O., Suvorova A.A., Sokolov V.V., Kudriavtsev Y.A., Suvorov A.V. Transient enhanced diffusion of aluminum in SiC during high temperature ion implantation // J. Appl. Phys. 1999. V. 86. No. 11. PP. 6039-6042.

307. Soloviev S., Khlebnikov I., Sudarshan T.S., Gao Y. Diffusion into Porous SiC // Abstract Book of Workshop on Challenges in Porous and Amorphous Wide Gap Semiconductors. Newfoundland, Canada, 2001. P. 9.

308. Бачериков Ю.Ю., Конакова P.B., Литвин O.C., Охрименко О.Б., Светличный

309. A.M., Московченко М.М. Морфологические и оптические свойства слоев пористого карбида кремния, легированного титаном // Письма ЖТФ. 2006. Т. 32.1. B. 4. С. 6-10.

310. Dzhafarov T.D., Can В. The diffusion redistribution of hydrogen and oxygen in porous silicon films // J. Mater. Sci. Lett. 2000. V. 19. No. 4. PP. 287-289.

311. Andsager D., Hetrick J.M., Hilliard J., Nayfeh M.H. Diffusion of copper in porous silicon // J. Appl. Phys. 1995. V. 77. No. 9. PP. 4399-4402.

312. Астрова E.B, Ворнков В.Б., Грехов И.В., Нащекин A.B., Ткаченко А.Г. Глубокое диффузионное легирование макропористого кремния // Письма ЖТФ.1999. Т. 25. В. 23. С. 72-79.

313. Berezhkovskii A.M., Zitserman V.Yu., Shvartsman S.Y. Effective diffusivity in periodic porous materials // J. Chem Phys. 2003. V. 119. No. 14. PP. 6991-6993.

314. Muller G., Brendel K. Simulated annealing of porous silicon // phys. stat. sol. (a).2000. V. 182. P. 313-318.

315. Скороход B.B. Развитие идей Я.И. Френкеля в современной реологической теории спекания // Порошковая металлургия. 1995. № 9-10. С. 36-43.

316. Herring С. Effect of change of scale on sintering phenomena // J. Appl. Phys. 1950. V. 21. PP. 301-303.

317. Бойко Ю.И., Кайзер В., Петцов Г., Фриш А. Теория и технология процессов спекания, термической и термохимической обработки // Порошковая металлургия. 1993. № 5. С. 29-32.

318. Гегузин Я.Е. Диффузионная зона. М.: Наука, 1979. 344 с.

319. Drowart J., De Maria G., Inghram M.G. Thermodynamic study of SiC utilizing a mass spectrometer // J. Chem. Phys. 1958. V. 41. No. 5. PP. 1015-1023.

320. Vodakov Yu. A., Mokhov E.N. Point defects in silicon carbide // Inst. Phys. Conf. Ser. 1994. No. 137. Ch. 3. PP. 197-206.

321. Hobgood H.McD., Glass R.C., Augustine G., Hopkins R.H., Jenny J., Skowronski M., Mitchel W.C., Roth M. Semi-insulating 6H-SiC grown by physical vapor transport //Appl. Phys. Lett. 1995. V. 66. No. 11. PP. 1364-1366.

322. Reshanov S.A. Growth and high-temperature performance of semi-insulating silicon carbide // Diamond and Related Materials. 2000. V. 9. PP. 480-482.

323. Sudarshan T.S., Gradinaru G., Korony G., Gradinaru S.A., Mitchel W. High field/high temperature performance of semi-insulating silicon carbide // Diamond and Related Materials. 1997. V. 6. No. 10. PP. 1392-1395.

324. Лебедев А. А. Центры с глубокими уровнями в карбиде кремния // ФТП. 1999. Т. 33. В. 2. С. 129-155.

325. Reshanov S.A., Rastegaev V.P. Photoconductivity of semi-insulating SiC:<V,Al> // Diamond and Related Materials. 2001. V. 10. No. 11. PP. 2035-2038.

326. Kimoto T., Nakajima T., Matsunami H., Nakata T., Inoue M. Formation of semi-insulating 6H-SiC layers by vanadium ion implantation // Appl. Phys. Lett. 1996. V. 69. No. 8. PP. 1113-1115.

327. Edwards A., Dwight D.N., Rao M.V., Ridgway M.C., Kelner G., Papanicolau N. Compensation implants in 6H-SiC // J. Appl. Phys. 1997. V. 82. No. 9. PP. 4223-4227.

328. Bickermann M., Epelbaum B.M., Hofmann D., Straubinger T.L., Weingartner R., Winnacker A. Incorporation of boron and vanadium during PVT growth of 6H-SiC crystals // J. Cryst. Growth. 2001. V. 233. No. 1-2. PP. 211-218.

329. Ellison A., Magnusson B., Hemmingson C., Magnusson W., Iakimov T., Storasta L., Henry A., Henelius N., Janzen E. HTCVD growth of semi-insulating 4H-SiC crystals with low defect density // Mater. Res. Soc. Symp. Proc. 2001. V. 640. P. H1.2.1-H1.2.11.

330. Mitchell W.C., Mitchell W.D., Landis G„ Smith H.E., Lee W., Zvanut M.E. Vanadium donor and acceptor levels in semi-insulating 4H- and 6H-SiC // J. Appl. Phys. 2007. V. 101. No. 1. Art. 013707.

331. Zheng Z., Tressler R.E., Spear K.E. Oxidation of single-crystal silicon carbide // J. Electrochem. Soc. 1990. V. 137. No. 3. PP. 854-858.

332. Chang K.C., Nuhfer N.T., Porter L.M., Wahab Q. High-carbon concentrations at the silicon dioxide-silicon carbide interface identified by electron energy loss spectroscopy // Appl. Phys. Lett. 2000. V. 77. No. 14. PP. 2186-2188.

333. Wang C., Bernholc J., Davis R.F. Formation energies, abundances and the electronic structure of native defects in cubic SiC // Phys. Rev. B. 1988. V. 38. No. 17. PP. 12752-12755.

334. Son N.T., Hai P.N., Janzen E. Silicon antisite in 4H SiC // Phys. Rev. Lett. 2001. V. 87. No. 4. Art. 045502.

335. Jerier P., Dutartre D. Boron autodoping in single-wafer of silicon at reduced pressure // J. Electrochem. Soc. 1999. V. 146. No. 1. PP. 331-335.

336. Nordell N., Schöner A., Rottner К, Persson P.O.Ä, Wahab Q., Hultman L., Linnarsson M.K., Olsson E. Boron implantation and epitaxial regrowth studies of 6H SiC //J. Electron. Mater. 1998. V. 27. No. 7. PP. 833-837.

337. Torvik J.T., Leksono M.W., Pankove J.I., Heinlein С., Grepstad J.K., Magee C. Interfacial effects during GaN growth on 6H-SiC // J. Electron. Mater. 1999. V. 28. No. 3. PP. 234-239.

338. Sheu J.K., Chi G.C. The doping process and dopant characteristics of GaN // J. Phys.: Condens. Matter. 2002. V. 14. No. 22. PP. R657-R702.

339. Scott M.B., Scofield J.D., Yeo Y.K., Hengehold R.L. Deep level defect study of ion implanted (Ar, Mg, Cr) «-type 6H-SiC by deep level transient spectroscopy // Mater. Sei. Forum. 1998. V. 264-268. PP. 549-552.

340. Handy E.M., Rao M.V., Jones K.A., Derenge M.A., Chi P.H., Vispute R.D., Venkatesan Т., PapanicolauN.A., Mittereder J. Effectiveness of A1N encapsulant in annealing ion-implanted SiC // J. Appl. Phys. 1999. V. 86. No. 2. PP. 746-751.

341. Горелик C.C., Дашевский М.Я. Материаловедение полупроводников и диэлектриков. М., 1988. 574 с.

342. Pan С. J., Chi G.C. The doping of GaN with Mg diffusion // Sol.-State Electronics. 1999. V. 43. No. 3. PP. 621-623.

343. Бабунц P.A., Ветров B.A., Ильин И.В., Мохов E.H., Романов Н.Г., Храмцов В.А., Баранов П.Г. Свойства люминесценции эрбия в объемных кристаллах карбида кремния // ФТП. 2000. Т. 42. В. 5. С. 809-815.

344. Koshka Y, Song Y., Walker J., Saddow S.E., Mynbaeva M. Spin-on doping of porous SiC with Er // Mater. Sei. Forum. 2004. V. 457-460. PP. 763-766.

345. Mynbaeva M., Lavrent'ev A., Kotousova I., Volkova A., Mynbaev K., Lebedev

346. A. On current limitations in porous SiC applications // Mater. Sei. Forum. 2005. V. 483-485. PP. 269-272.

347. Mynbaeva M., Kuznetsov N., Lavrent'ev A., Mynbaev K., Wolan J.T., Grayson

348. B., Ivantsov V., Syrkin A., Fomin A., Saddow S.E. Porous SiC: new applications through in- and out- dopant diffusion // Mater. Sei. Forum. 2003. V. 433-436. PP. 657660.

349. Мынбаева М.Г., Лаврентьев А.А., Кузнецов Н.И., Кузнецов А.Н., Мынбаев К.Д., Лебедев А.А. Полуизолирующие слои карбида кремния, полученные диффузией ванадия в пористый SiC // ФТП. 2003. Т. 37. В. 5. С. 612-615.

350. Mynbaeva M.G., Mynbaev K.D., Ivantsov V.A., Lavrent'ev A.A., Grayson B.A., Wolan J.T. Semi-insulating porous SiC substrates // Semicond. Sci. Technol. 2003. V. 18. No. 6. PP. 602-606.

351. Мынбаева М.Г., Лаврентьев A.A., Фомин A.B., Мынбаев К.Д., Лебедев А.А. Диффузия магния из подложек пористого карбида кремния при автолегировании эпитаксиальных слоев нитрида галлия // Письма ЖТФ. 2003. Т. 29. В. 11. С. 7278.

352. Luryi S., Suhir Е. New approach to the high quality epitaxial growth of lattice-mismatched materials // Appl. Phys. Lett. 1986. V. 49. No. 3. PP. 140-142.

353. Konaka S., Tabe M., Sakai T. A new silicon-on-insulator structure using a silicon molecular beam epitaxial growth on porous silicon // Appl. Phys. Lett. 1982. V. 41. No. l.PP. 86-88.

354. Kao Y., Wang K., Wu В., Lin Т., Nien C., Jamieson D., Bai G. Molecular beam epitaxial growth of CoSi2 on porous Si // Appl. Phys. Lett. 1987. V. 51. No. 22. PP. 1809-1811.

355. Levchenko V.I., Postnova L.I., Bondarenko V.P., Vorozov N.N., Yakovtseva V.A., Dolgyi L.N. Heteroepitaxy of PbS on porous silicon // Thin Solid Films. 1999. V. 348. No. 1-2. PP. 141-144.

356. Lee J.W., Paek H.S., Yoo J.B., Kim J.H., Kum D.W. Low temperature buffer growth to improve hydride vapor phase epitaxy of GaN // Mater. Sci. Engineer. B. 1999. V. 59. No. 1-3. PP. 12-15.

357. Мамутин B.B., Улин В.П., Третьяков B.B., Иванов С.В., Конников С.Г., Копьев П.С. Получение кубического GaN молекулярно-пучковой эпитаксией на подложках пористого GaAs // Письма ЖТФ. 1999. Т. 25. В. 1. С. 3-9.

358. Kang T.W., Park S.H., Kim T.W. Improvement of the crystallinity of GaN epitaxial layers grown on porous Si (100) layers by using a two-step method // J. Mater. Res. 2000. V. 15. No. 12. PP. 2602-2605.

359. Liang J., Hong S.K., Kouklin N., Beresford R., Xu J.M. Nanoheteroepitaxy of GaN on a nanopore array Si surface // Appl. Phys. Lett. 2003. V. 83. No. 9. PP. 17521754.

360. Kusakabe K., Kikuchi A., Kishino K. Overgrowth of GaN layer on GaN nano-columns by RF-molecular beam epitaxy // J. Cryst. Growth. 2002. V. 237-239. Part 2. PP. 988-992.

361. Mynbaeva M., Saddow S.E., Melnychuk G., Nikitina I., Scheglov M., Sitnikova A., Kuznetsov N., Mynbaev K., Dmitriev V. Chemical vapor deposition of 4H-SiC epitaxial layers on porous SiC substrates // Appl. Phys. Lett. 2001. V. 78. No. 1. PP. 117-119.

362. Melnik Yu., Vassilevski K, Nikitina I., Babanin A., Davydov V., Dmitriev V.A. Physical properties of bulk GaN crystals grown by HVPE // MRS Internet J. Nitride Semicond. Res. 1997. V. 2. Art. 39.

363. Reshchikov M.A., Могкоф H. Luminescence properties of defects in GaN // J. Appl. Phys. 2005. V. 97. No. 6. Art. 061301.

364. Lysenko V., Barbier D., Champagnon B. Stress relaxation effect in porous 3C-SiC/Si heterostructure by micro-Raman spectroscopy // Appl. Phys. Lett. 2001. V. 79. No. 15. PP. 2366-2368.

365. Takemoto K., Nakamura Y., Nittono O. Microstructure and crystallinity of «-type porous silicon // Jpn. J. Appl. Phys. 1994. V. 33. Part 1. No. 12A. PP. 6432-6436.

366. Kukushkin S.A. Nucleation of pores in brittle solids under load // J. Appl. Phys. 2005. V. 98. No. 3. Art. 033503.

367. Mynbaeva M. Porous SiC: prospective applications // Mat. Res. Soc. Symp. Proc. 2003. V. 742. P. 303-319.

368. Улин В.П., Конников С.Г. Природа процессов электрохимического порообразования в кристаллах АШВУ // ФТП. 2007. Т. 41. В. 7. С. 854-866.

369. Parkhutik V. Self-organization of pores in SiC/Si composite structures // J. Appl. Phys. 1998. V. 83. No. 9. PP. 4647-4651.

370. Ott N., Nerding M., Müller G, Brendel R., Strunk H.P. Evolution of the microstructure during annealing of porous silicon multilayers // J. Appl. Phys. 2004. V. 95. No. 2. PP. 497-503.

371. Mynbaeva M.G., Mynbaev K.D., Sarna A., Kuball M. Porous GaN/SiC templates for homoepitaxial growth: effect of the built-in stress on the formation of porous structures // Semicond. Sci. Technol. 2005. V. 20. No. 1. PP. 50-55.

372. Вавилов B.C., Эфимиу П.К., Зардас Дж.Е. Долговременная релаксация неравновесной фотопроводимости в полупроводниковых соединениях типа AIIIBV // УФН. 1999. Т. 169. № 2. С. 209-212.

373. Chung S.J., Cha О.Н., Kim Y.S., Hong C.-H, Lee H.J., Jeong M.S., White J.O., Suh E.-K. Yellow luminescence and persistent photoconductivity of undoped «-type GaN // J. Appl. Phys. 2001. V. 89. No. 10. PP. 5454-5459.

374. Reddy C.V., Balakrishnan K., Okumura H., Yoshida S. The origin of persistent photoconductivity and its relationship with yellow luminescence in molecular-beam-epitaxy-grown undoped GaN // Appl. Phys. Lett. 1998. V. 73. No. 2. P. 244-246.

375. Garrido J.A., Monroy E., Izpura I., Munos E. Photoconductive gain modeling of GaN photodetectors // Semicond. Sci. Technol. 1998. V. 13. No. 6. PP. 563-568.

376. Muñoz E., Monroy E., Garrido J.A., Izpura I., Sánchez F.J., Sánchez-Garcia M.A., Calleja E., Beaumont В., Gibart P. Photoconductor gain mechanisms in GaN ultraviolet detectors // Appl. Phys. Lett. 1997. V. 71. No. 7. PP. 870-872.

377. Monroy E., Calle F., Muñoz E., Omnes F., Beaumont В., Gibart P. Visible-blindness in photoconductive and photovoltaic AlGaN ultraviolet detectors // J. Electron. Mater. 1999. V. 28. No. 3. P. 240-245.

378. Shalish I., Kronik L., Segal G., Shapira Y., Zamir S., Meyler В., Salzman J. Grain-boundary-controlled transport in GaN layers // Phys. Rev. B. 2000. V. 61. No. 23. P.15373-15376.

379. Ivanov P.A., Mynbaeva M.G., Saddow S.E. Effective carrier concentration in porous silicon carbide // Semicond. Sci. Technol. 2004. V. 19. No. 3. PP. 319-322.

380. Казакова Л.П., Мынбаева М.Г., Мынбаев К.Д. Дрейфовая подвижность носителей заряда в пористом карбиде кремния // ФТП. 2004. Т. 38. В. 9. С. 11181120.

381. Seifert O.P., Kirfel O., Munzel M., Hirsch M.T., Parisi J., Kelly M., Ambacher O., Stutzmann M. Interface effects on the persistent photoconductivity in thin GaN and AlGaN films // MRS Internet J. Nitride Semicond. Res. 1999. V. 4S1. Art. G5.5.

382. Guo X.Y., Williamson T.L., Bohn P.W. Enhanced ultraviolet photoconductivity in porous GaN prepared by metal-assisted electroless etching // Solid State Commun. 2006. V. 140. No. 3-4. PP. 159-162.

383. Bourret A. Compliant substrates: a review on the concept, techniques and mechanisms // Appl. Surf. Sci. 2000. V. 164. No. PP. 3-14.

384. Bommena R. Fulk C., Zhao J., Lee T.S., Sivanathan S, Brueck S.R.J., Hersee S.D. Cadmium telluride growth on patterned substrates for mercury cadmium telluride infrared detectors // J. Electron. Mater. 2005. V. 34. No. 6. PP. 704-709.

385. Fareed R.S.Q., Adivarahan V., Chen C.Q., Rai S., Koukstis E., Yang J.W., Asif Khan M., Caissie J., Molnar R.J. Air-bridged lateral growth of crack-free Alo.24Gao.76N on highly relaxed porous GaN // Appl. Phys. Lett. 2004. V. 84. No. 5. PP. 696-698.

386. Yun F., Reshchikov M.A., He L., Morko? H., Inoki C.K., Kuan T.S. Growth of GaN films on porous SiC substrate by molecular-beam epitaxy // Appl. Phys. Lett. 2002. V. 81. No. 22. PP. 4142-4144.

387. Yun F., Dogan S., Moon Y.T., Fu Y., Xu J., Johnstone D., Morko? H., Characterization of MOCVD grown GaN on porous SiC templates // phys. stat. sol. (c). 2005. V. 2. No. 7. PP. 2087-2090.

388. Sagar A., Lee C.D., Feenstra R., Inoki C.K., Kuan T.S. Plasma-assisted molecular beam epitaxy of GaN on porous SiC substrates with varying porosity // J. Vac. Sci. Technol. B. 2003. V. 21. No. 4. PP. 1812-1817.

389. Inoki C.K., Kuan T.S., Lee C.D., Sagar A., Feenstra R.M., Koleske D.D., Diaz D.J., Bohn P.W., Aldesida I. Growth of GaN on porous SiC and GaN substrates // J. Electron. Mater. 2003. V. 32. No. 8. PP. 855-860.

390. Jeong J.K., Kim H.J., Seo H.C., Kim H.J., Yoon E., Hwang C.S., Kim HJ. Improvement in the crystalline quality of epitaxial GaN films grown by MOCVD by adopting porous 4H-SiC substrate // Electrochem. Sol-State Lett. 2004. V. 7. No. 4. PP. C43-C45.

391. Sato N., Sakaguchi K., Yamagata K., Fujiyama Y., Nakayama J., Yonehara T. Advanced quality in epitaxial layer transfer by bond and etch-back of porous Si // Jpn. J. Appl. Phys. 1996. Part 1. No. 2B. PP. 973-977.

392. Usami N., Kutsukake K., Nakajima K., Amtablian S., Fave A., Lemiti M. Control of strain status in SiGe thin film by epitaxial growth on Si with buried porous layer // Appl. Phys. Lett. 2007. V. 90. No. 3. Art. 031915.

393. Вакуленко A.A., Кукушкин C.A. Кинетика хрупкого разрушения упругих тел// ФТТ. 1998. Т. 40. № 7. С. 1259-1263.

394. Бетехтин В.И., Кадомцев А.Г. Эволюция микроскопических трещин и пор в нагруженных твердых телах // ФТТ. 2005. Т. 47. В. 5. С. 801-807.

395. Albrecht М., Nikitina I.P., Nikolaev А.Е., Melnik Yu.V., Dmitriev V.A., Strunk H.P. Dislocation reduction in A1N and GaN bulk crystals grown by HVPE // phys. stat. sol. (a). 1999. V. 176. No. 1. PP. 453-458.

396. Romano L.T., Krusor B.S., Molnar R.J. Structure of GaN films grown by hydride vapor phase epitaxy // Appl. Phys. Lett. 1997. V. 71. No. 16. PP. 2283-2285.

397. Mathis S.K., Romanov A.E., Chen L.F., Beltz G.E., Pompe W., Speck J.S. Modeling of threading dislocation reduction in growing GaN layers // J. Cryst. Growth. 2001. V. 231. No. 3. PP. 371-390.

398. Mynbaeva M.G., Melnik Yu.V., Kryganovskii A.K., Mynbaev K.D. Wet chemical etching of GaN in H3PO4 with A1 ions // Electrochem. and Solid-State Letters. 1999. V.2.No. 8. PP. 430-433.

399. Sverdlov B.N., Martin G.A., Morko? H., Smith D.J. Formation of threading defects in GaN wurtzite films grown on nonisomorhic substrates // Appl. Phys. Lett. 1995. V. 67. No. 14. PP. 2063-2065.

400. Lei Т., Ludwig K.F. Jr., Moustakas T.D. Heteroepitaxy, polymorphism, and faulting tin GaN thin films on silicon and sapphire substrates // J. Appl. Phys. 1993. V. 74. No. 7. PP. 4430-4437.

401. Николин Б.И. Многослойные структуры и политипизм в металлических сплавах. Киев: Наукова Думка, 1984.240 с.

402. Paterson M.S. X-Ray diffraction by face-centered cubic crystals with deformation faults // J. Appl. Phys. 1952. V. 23. No. 8. PP. 805-811.

403. Berliner R., Werner S.A. Effect of stacking faults on diffraction: the structure of lithium metal // Phys. Rev. B. 1986. V. 34. No. 6. PP. 3586-3603.

404. Estevez-Rams E., Martinez J., Penton-Madrigal A., Lora-Serrano R. Direct solution of the diffraction pattern of a crystal with planar faulting // Phys. Rev. B. 2001. V. 63. Art. 054109.

405. Wu X.H., Fini P., Tarsa E.J., Heying В., Keller S., Mishra U.K., DenBaars S.P., Speck J.S. Dislocation generation in GaN heteroepitaxy // J. Cryst. Growth. 1998. V. 189-190. PP. 231-243.

406. Molina S.I., Sánchez A.M., Pacheco F.J., García R., Sánchez-García M.A., Sánchez F.J., Calleja E. The effect of Si doping on the defect structure of GaN/AlN/Si(l 11) // Appl. Phys. Lett. 1999. V. 74. No. 22. PP. 3362-3364.

407. Hugosson H.W., Jansson U., Johansson В., Eriksson O. Restricting dislocation movement in transition metal carbides by phase stability tuning // Science. 2001. V. 293. No. 5539. PP. 2434-2437.

408. Karpov S.Yu., Makarov Yu.N. Dislocation effect on light emission efficiency in gallium nitride // Appl. Phys. Lett. 2002. V. 81. No. 25. PP. 4721-4723.

409. Yonenaga I., Makino H., Itoh S., Goto T. Photoluminescence properties of GaN with dislocations induced by plastic deformation // J. Electron. Mater. 2006. V. 35. No. 4. PP. 717-721.

410. Козловский B.B. Модифицирование полупроводников пучками протонов. СПб., Наука, 2003. 268 с.

411. Fang Z.-Q., Look D.C., Polenta L. Dislocation-related electron capture behaviour of traps in n-type GaN // J. Phys.: Condens. Matter. 2002. V. 14. No. 9. PP. 1306113068.

412. Nakamura S., Fasol G. The Blue Laser Diode. Berlin: Springer, 1997. P. 177.

413. Casey H.C., Jr., Muth J., Krishnankutty S., Zavada J.M. Dominance of tunneling current and band filling in InGaN/AlGaN double heterostructure blue light-emitting diodes //Appl. Phys. Lett. 1996. V. 68. No. 20. PP. 2867-2869.

414. Mynbaeva M., Bazhenov N., Mynbaev K., Evstropov V., Saddow S.E., Koshka Y., Melnik Y. Photoconductivity in porous GaN layers // phys. stat. sol. (b). 2001. V. 228. No. 2. PP. 589-592.

415. Mynbaev K.D., Mynbaeva M.G., Onushkin G.A. Photoconduction in porous GaN/SiC structures // Materials of the 27th Workshop on Compound Semiconductor Devices and Integrated Circuits held in Europe. 2003. Furigen, Switzerland. P.l 1-12.

416. Мынбаев К., Онушкин Г., Ледяев О., Мынбаева М. Оптические исследования пористых структур GaN/SiC и композиций GaN/пористый SiC // Сб. материалов V Междунар. сем. «Карбид кремния и родственные материалы». 2005. В. Новгород, Россия. С. 61-62.

417. Мынбаева М.Г., Константинов О.В., Мынбаев К.Д., Романов А.Е., Ситникова А.А. Механизм релаксации напряжений несоответствия при