Осаждение эпитаксиальных слоев p-CdxHg1-xTe из паров ртути, диметилкадмия и алкильных соединений теллура на подложках из арсенида галлия тема автореферата и диссертации по химии, 02.00.01 ВАК РФ

На правах рукописи

Дорофеев Виталий Витальевич

Осаждение эпитаксиальных слоев р-Сс1хН£1.хТе из паров ртути, диметилкадмия и алкильных соединений теллура на подложках из арсенида

галлия

02.00.01 - неорганическая химия

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата химических наук

Нижний Новгород - 2005 г.

Работа выполнена в Институте химии высокочистых веществ РАН Научный руководитель:

доктор химических наук Моисеев Александр Николаевич

Официальные оппоненты:

доктор технических наук, профессор Федоров Валентин Александрович доктор химических наук, профессор Зломанов Владимир Павлович

Ведущая организация: Нижегородский государственный университет им. Н. И. Лобачевского

Защита состоится ••Л" 2005 г. в № час

на заседании диссертационного совета Д 002.104.01 при Институте химии

высокочистых веществ РАН по адресу:

г. Нижний Новгород, 603950, ГСП-75, ул. Тропинина, 49.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Института химии высокочистых веществ РАН

Автореферат разослан СОНЛ 2005 г.

Учёный секретарь диссертационного совета доктор химических наук

Гаврищук Е. М.

2006-4

Т4ГГ2

Общая характеристика работы

Актуальность темы. Тройной раствор CdxHg,.xTe (KPT) в настоящее время является основным материалом для изготовления высокочувствительных и быстродействующих фотоприёмников для среднего (3-5 мкм) и дальнего (8-14 мкм) окон прозрачности атмосферы в ИК-области.

Для изготовления современных многоэлементных приборов наиболее песпективиыми считаются эпитаксиальные слои КРТ на гетероподложках. Основными методами их получения являются жидкофазная (ЖФЭ), молекулярно-лучевая (МЛЭ) эпитаксия и химическое осаждение из паров металлоорганических соединений (MOCVD). В методе ЖФЭ высокие температуры роста создают большие трудности с получением резких гетерограниц и многослойных структур, имеются ограничения при выборе материала подложек. Характерным недостатком ЖФЭ являются также частые случаи террасной морфологии поверхности слоев. Ограничением в распространении МЛЭ являются высокая стоимость и сложность оборудования и его обслуживания.

Достоинством MOCVD-метода осаждения КРТ является сочетание сравнительной простоты оборудования, низкой (менее 400 °С) рабочей температуры и возможности получения материала с высокими характеристиками и сложными профилями состава и легирования. Метод позволяет использовать гетероподложки большой площади (кремний, арсенид галлия, лейкосапфир), совмещать в одном цикле несколько операций и достаточно производителен.

В настоящее время наиболее распространённым вариантом MOCVD-метода получения слоев КРТ является послойное осаждение бинарных соединений (CdTe и HgTe) с последующей гомогенизацией твёрдого раствора за счёт диффузии.

Ранее осаждение CdxHg|.xTe чередованием слоёв HgTe и CdTe проводили из паров диэтилтеллура (ДЭТ), диметилкадмия (ДМК) и металлической ртути, однако заметное различие в термической устойчивости ДЭТ и ДМК создаёт значительные трудности проведения процесса при температурах ниже 400 °С, а при более высоких температурах ухудшаются характеристики гетероструктур. В последнее десятилетие чаще используют менее термически устойчивый диизопропилтеллур (ДИПТ), что позволяет снизить температуру роста и улучшить характеристики материала. В качестве подложек перспективным материалом является GaAs с нанесённым на него буферным слоем CdTe или Cdi_yZnyTe.

К настоящему времени MOCVD-метод получения слоёв КРТ позволяет изготавливать сложные приборные структуры, однако в публикациях технология осаждения освещена слабо. Приведённые в литературе данные по получению буферных слоёв CdTe, ZnTe и Cdi.yZnyTe на GaAs зачастую противоречивы, неясен механизм их роста и предпочтительность выбора в зависимости от кристаллографической^зриентации GaAs. Отсутствует информация, относящаяся к условиям и (аКвйойлрдаииш ¡р®£т;а слоёв HgTe

из паров ртути и ДИПТ, условиям послеростового отжига MOCVD-эпислоёв КРТ.

Отечественными исследователями в открытой печати сообщается об изготовлении фотоприёмников на основе слоёв КРТ, полученных методами МЛЭ и ЖФЭ [1,2].

Целью данной работы была разработка MOCVD-методики получения гетероструктур CdxHgi.xTe/GaAs р-типа проводимости из паров Cd(CH3)2, Те(СгН5)г, Те(1-СзН7)2 и Hg, пригодных для изготовления диодных матричных фотоприёмных устройств (МФПУ).

Объекты и методы исследований. Приведённые в работе результаты получены для слоёв ZnTe, CdTe, Cdi.yZnyTe, HgTe и CdxHgi.xTe, выращенных на подложках GaAs(lll)B и GaAs(lOO). Слои ZnTe, CdTe и Cdi.yZnyTe на GaAs являются буферными слоями для последующей эпитаксии CdxHg,.xTe, а CdTe и HgTe - компонентами тройного раствора при послойном осаждении. Слои получали методом осаждения из паров металлоорганических соединений и ртути.

Скорость осаждения CdTe, ZnTe, CdZnTe, CdxHgi„xTe и HgTe измеряли гравиметрическим методом (погрешность не более 10-15 %), a CdTe, ZnTe и CdxHgi.xTe, кроме того, по интерференции на ИК-спектрах пропускания пленок (погрешность не более 10-15 %). Ориентацию эпитаксиальных слоев и их кристаллическое совершенство, характеризующееся значением полуширины кривой качания (FWHM), определяли методом двухкристальной рентгеновской дифракции.

Концентрацию и подвижность носителей заряда в слоях HgTe и КРТ определяли методом Ван-дер-Пау (погрешность не более 20 %).

Определение состава CdxHgi.xTe проводили по коротковолновой границе на спектрах ИК-пропускания с погрешностью 1 -2 %.

Определение состава Cd|.yZnyTe рентгеноспектральным микроанализом и исследование морфологии поверхности эпитаксиальных слоёв CdTe, ZnTe, CdbyZnyTe, CdxHgi.xTe и HgTe производили на растровом электронном микроскопе "SEM-515", оснащённом энергодисперсионным анализатором "EDAX-9900". Относительная случайная погрешность определения состава в зависимости от величин "х" и "у" изменялась в интервале 0,5-5% при локальности ~1 мкм.

Научная новизна.

-Изучено влияние температуры осаждения из паров Те(С2Н5)2 и Zn(C2H5)2 на скорость роста, морфологию поверхности и кристаллическое совершенство эпитаксиальных слоёв ZnTe на подложках GaAs(lll)B и GaAs(lOO). Показано, что по кристаллическому совершенству слои ZnTe(lll)B уступают слоям ZnTe(lOO). Предложен механизм роста, включающий термораспад МОС до контакта с подложкой.

-Проведено исследование влияния толщины прослойки ZnTe на качество буферных слоёв CdTe/ZnTe/GaAs(l 11)В и CdTe/ZnTe/GaAs(100).

Установлено, что на подложках GaAs с ориентацией (111)В нанесение подслоя ZnTe ухудшает кристаллическое совершенство выращиваемых поверх него буферных слоёв CdTe, а на подложках GaAs(lOO) тонкий слой ZnTe (25-50 А) улучшает как кристаллическое совершенство, так и морфологию поверхности слоёв CdTe.

-Изучено влияние температуры осаждения из паров Zn(C2H5)2, Cd(CH3)2 и Те(С2Н5)2 на скорость роста, состав и кристаллическое совершенство слоёв Cdi.yZnyTe на подложках из GaAs(lll)B и GaAs(lOO). Все исследованные параметры слоёв заметно зависят от кристаллографической ориентации подложки, что указывает на существенную роль поверхностных стадий осаждения. Скорость роста твёрдого раствора Cdi.yZnyTe не является алгебраической суммой скоростей роста бинарных соединений в тех же условиях, что можно объяснить конкурирующей адсорбцией цинк- и кадмий-содержащих компонентов на поверхности. Слои Cdi.yZn5Te(100) обладают лучшим кристаллическим совершенством, чем Cd|_yZnyTe(l 11)В.

-Изучена зависимость от парциального давления Hg скорости роста на подложках CdTe/GaAs и качества эпитаксиальных слоёв HgTe, полученных осаждением из паров ртути и Te(i-C3H7)2. Показано, что осаждение наиболее гладких слоёв с подвижностью электронов до 100 000 см2/в-с (77 К) происходит при давлении ртути 2 кПа, соответствующем максимальной скорости роста.

-Проведено сравнение различных соединений теллура - Te(C2H5)2 и Te(i-С3Н7)2 при послойном росте КРТ. Применение менее термоустойчивого ДИПТ увеличивает среднюю скорость роста тройного раствора с 1-2 до 6-9 мкм/час, позволяет снизить температуру зоны прекрекинга и сблизить температурные условия роста подслоев CdTe и HgTe.

-Определён режим послеростового отжига гетероструктур на основе CdxHgi.xTe в потоке водорода в отсутствии паров ртути, позволяющий достигнуть подвижности дырок при 77 К в материале р-типа 300-500 см2/в-с при их концентрации порядка 1016 см"3.

Практическая значимость работы. Разработана методика химического осаждения из паров МОС и ртути эпитаксиальных слоёв CdxHg|.xTe на полуизолирующем арсениде галлия, пригодных для изготовления диодных ИК-фотоприёмников на доступных гетероподложках из GaAs.

В НПО "Орион" из гетероструктуры Cd0,27Hg0,73Te/CdTe/GaAs(lll)B был изготовлен матричный фотодиодный приёмник формата 128x128 элементов. Приёмник чувствителен к ИК-излучению в области 3-5 мкм с граничной длиной волны 5,1 мкм. Размеры площадок р-n перехода составляли 18x18 мкм. Среднее значение удельной обнаружительной способности при 200 К составило D*cp=l,51010 см-гц|/2/Вт, что является достаточным для использования ФП в диапазоне 3-5 мкм.

На защиту выносятся:

-Результаты исследования закономерностей осаждения из паров Те(С2Н5)2 и Zn(C2H5)2 эпитаксиальных слоев ZnTe на подложках из GaAs( 111 )В и GaAs(tOO)

-Результаты исследования влияния прослойки ZnTe на поверхности подложек из GaAs(lll)B и GaAs(lOO) и её толщины на свойства выращиваемого поверх него буферного слоя CdTe.

-Результаты исследования процесса осаждения и методика получения эпитаксиальных слоёв тройного раствора Cd|_yZnyTe на подложках из GaAs(l 11)В и GaAs(lOO) из смеси паров Cd(CH3)2, Те(С2Н5)2 и Zn(C2H5)2.

-Результаты исследования процесса осаждения эпитаксиальных слоёв HgTe из паров Те(!-СзН7)2 и ртути на подложках CdTe/GaAs(ll 1)В и CdTe/ZnTe/GaAs( 100).

-Методика получения гетероструктур КРТ на подложках из арсенида галлия из паров Cd(CH3)2, Te(i-C.iH7)2 и ртути методом послойного осаждения чередующихся слоёв HgTe и CdTe с последующим отжигом для придания материалу р-типа проводимости.

Апробация работы. Результаты работы были представлены на XI и XII конференциях по химии высокочистых веществ (г. Нижний Новгород, 2000, 2004 гг.); на XVI и XVIII Международных конференциях по фотоэлектронике и приборам ночного видения (г. Москва, 2000, 2002 гг.); на V Российской конференции по физике полупроводников (г. Казань, 2001 г.); на III-VI, VIII Нижегородских сессиях молодых ученых (г. Дзержинск, 19982001, 2003 гг.); на I, II Конференциях молодых ученых-химиков г. Нижнего Новгорода (1998, 1999 гг.).

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 3 статьи и тезисы 13 докладов.

Объем и структура диссертации. Диссертационная работа изложена на 116 стр. машинописного текста, состоит из введения, четырёх глав, выводов и списка цитируемой литературы (175 наименований) и содержит 12 таблиц, 43 рисунка.

Содержание работы

В первой главе, являющейся литературным обзором, приводятся основные физико-химические свойства теллуридов кадмия, ртути, цинка и твердого раствора CdxHgi_xTe, особенности MOCVD-метода получения слоёв КРТ и его современные достижения.

В традиционной MOCVD-технологии температура осаждения составляет 250-420 °С, а скорость роста до 10 мкм/час. Вследствие неболЫпой разницы постоянных кристаллической решётки и химического сродства с CdxHgi.vTe (КРТ) для выращивания эпитаксиальных слоёв КРТ в качестве подложек используются пластины монокристаллов CdTe или тройного раствора Cd|.yZnyTe.

Однако сложность изготовления объёмных монокристаллических пластин теллуридов кадмия и цинка большой площади с высокой однородностью свойств, а также их высокая стоимость и низкая механическая прочность стимулируют развитие методик изготовления буферных структур, в которых эпитаксиальные слои CdTe или CdZnTe нанесены на более дешёвые и распространённые гетероподложки.

Большой интерес в качестве подложек для эпитаксии КРТ вызывают гетероструктуры на основе GaAs. Особенностью подложек из GaAs является то, что на подложках с ориентацией (111) растут буферные слои CdTe и пленки КРТ только с параллельной ориентацией, а на подложках GaAs( 100) - как (100), так и (111)В, причём, как правило, получается смесь обеих ориентаций с содержанием неосновной фазы до 10 % [3]. Межфазовые границы ухудшают целевые свойства материала. Типичным недостатком слоев CdTe(lll)B и CdxHg,.xTe(l 11)В являются двойниковые дефекты, ухудшающие электрофизические параметры КРТ, а слоёв ориентации (100) -присутствие пирамидальных холмиков на поверхности с плотностью 105 - 106 см'2. Улучшить свойства CdJIg^TeHOO) позволяет введение тонкого слоя ZnTe между подложкой из GaAs(100) и буферным слоем CdTe [3,4].

На основании литературных данных можно сделать вывод, что MOCVD-слои КРТ не уступают по своим характеристикам слоям, полученным другими методами. Однако метод остаётся менее изученным, многие технологические детали не описаны или литературные данные противоречивы.

Во второй главе описаны аппаратура и методика осаждения эпитаксиальных слоёв, изложены результаты экспериментов по выращиванию буферных слоёв ZnTe и CdTe на подложках из арсенида галлия кристаллографических ориентаций (100) и (111)В.

Экспериментальная установка для получения эпитаксиальных слоёв ZnTe, CdTe, CdZnTe, HgTe и CdHgTe (рис. 1) включает в себя установку очистки водорода "Палладий-0,5 Т", систему дозированного напуска реагентов (использующую прецизионные электронные регуляторы расхода газа и электромагнитные клапаны), вертикальный кварцевый реактор с внешним резистивным нагревом, систему откачки и утилизации летучих продуктов реакции и непрореагировавших исходных веществ, а также систему управления на базе персональной ЭВМ.

Подложки GaAs марки АГЧП с ориентацией поверхности (100)—'(110) 2-4° и с ориентацией поверхности (111)В ± 0,25° располагались на вращающемся графитовом пьедестале. Все элементы реактора, находящиеся в контакте с парами ртути, снабжены нагревателями для предотвращения конденсации.

Система подачи газов и откачки летучих продуктов реакции поддерживает в реакторе заданное давление (от 1 атм до форвакуума) с точностью до ±4,7x10'3 атм. Система утилизации обеспечивает дожиг непрореагировавших МОС, фильтрацию из откачиваемых газов нелетучих продуктов дожига и поглощение паров ртути. Все элементы систем напуска и откачки,

находящиеся в контакте с парогазовой смесью, и барботеры с МОС изготовлены из нержавеющей стали и фторопласта Ф-4.

В работе использовали высокочистые ДМК, ДЭТ, ДИПТ, ДЭЦ с содержанием примесей летучих веществ ниже 10"4 % мол., примесей металлов ниже 10"6 % масс, и ртуть марки Р-10"6 с суммарным содержанием металлов ниже 10"6 % масс. (ТУ 48-14-24-83).

Регуляторы Барботеры Эл.-магн. расхода газа с МОС клапаны

Рис. 1 Схема установки для получения эпитаксиальных слоев

Важной стадией процесса осаждения эпитаксиальных слоев является термораспад исходных МОС. На соотношение вкладов гетерогенной и гомогенной составляющих термораспада и на его скорость очень сильно влияет геометрия реактора и условия проведения экспериментов. Мы изучили возможность замены использовавшегося ранее ДЭТ на ДИПТ при осаждении КРТ. На рис. 2 представлена зависимость степени термораспада ДИПТ от температуры в нашем реакторе, для сравнения приведены полученные ранее [5,6] в том же реакторе кривые для ДЭТ и ДМК.

Эксперименты проводили, пропуская пары ДИПТ в потоке водорода через реактор с нагретыми стенками (Тс). Пьедестал с находящейся на его поверхности сапфировой подложкой, температуру которого поддерживали равной 350 °С (Т„), выполнял роль конденсатора парообразного теллура, образующегося при термораспаде ДИПТ.

С увеличением температуры (Тс) степень разложения растёт и выходит на насыщение при полном разложении ДИПТ. Полученные результаты свидетельствуют о том, что при прохождении нагретой области в газовой смеси появляются элементарные кадмий и теллур. ДИПТ распадается лете,

чем ДЭТ, и в диапазоне обычно используемых температур (300-400 °С) ближе по степени термораспада к ДМК.

Исходя из результатов проведённых исследований, замена ДЭТ на ДИПТ при осаждении НзТе должна приводить к увеличению содержания элементарного теллура в составе газовой фазы при той же температуре. Это позволяет понизить температуру роста эпитаксиальных слоёв Н£Те, приблизив условия к оптимальным для роста Сс)Те.

250

500

300 350 400 450 Температура стенок реактора °С

Рис 2 Зависимость степени термического распада MOC от температуры стенок реактора (общий поток 42 л/час) А - ДМК, Р~29 Па, • ■ ДЭТ Р=62 Па • -ДИПТ,Р=40Па

350

500

375 400 425 450 475 Температура подложки, °С Рис 3 Зависимость скорости роста ZnTe от

температуры подложки -А-. 2пТе(111 )В, -■- - ZnTe(100) 2° -О- - ZnTe(100) 4" (Рдэт-19 Па, Р„ц=19 Па; ► -ZnTe(100)<P =19Па,Р =5Па)

Решающую роль при получении совершенных монокристаллических слоёв КРТ с гладкой поверхностью играет выбор подложки. Поэтому мы, как и другие исследователи, уделили в своей работе большое внимание выращиванию различных вариантов буферных слоёв на арсениде галлия. Стадия роста буферных слоёв на GaAs в том же реакторе из паров МОС предшествовала выращиванию слоёв КРТ. В качестве буферных слоёв испытывались различные композиции из теллуридов кадмия и цинка.

Осаждение слоёв ZnTe проводили при общем давлении 20 кПа, температуре подложки 350-500 °С, давлении ДЭТ 19 Па, ДЭЦ 5 и 19 Па. На рис. 3 представлена зависимость скорости роста слоёв ZnTe различной ориентации от температуры пьедестала. Скорость роста слабо зависит от ориентации подложки, при 480 °С имеет максимум, положение которого зависит от концентрации ДЭЦ, а затем снижается, что, видимо, связано с истощением смеси из-за осаждения плёнки ZnTe на горячих стенках реактора до контакта с подложкой.

Уменьшение концентрации ДЭЦ в 4 раза практически не влияет на скорость роста ZnTe в диапазоне низких температур (350-435 °С).

Из зависимости скорости роста эпитаксиальных слоёв ZnTe от обратной температуры были получены значения энергии активации процесса в диапазоне 350-435 °С: Еа(100)=98±3 кДж/моль, Еа(111)В=1 П±5 кДж/моль. Наши результаты близки к данным [7]: Еа(100)«108 кДж/моль. Величина Еа

характерна для кинетического режима осаждения. В то же время отсутствие зависимости скорости роста от ориентации может указывать на лимитирующую роль доставки реагентов к подложке.

Полуширина кривой качания рентгеновской дифракции слоев ZnTe(lOO) в диапазоне температуры 350-500 °С составляла 2-5 угл.мин., что, по литературным данным, находится на уровне лучших результатов для гетероструктуры ZnTe/GaAs (FWHM=3-4 угл.мин.[3], FWHM=10 угл.мин.[8]). Слои ZnTe(lll)B обладали гораздо худшим кристаллическим совершенством.

Мы полагаем, что при эпитаксии ZnTe из ДЭТ и ДЭЦ в нашем случае основными являются следующие реакции на поверхности:

1) ДЭТ + ДЭЦ-> ZnTe 2) Zn + ДЭТZnTe 3) Те2 + Zn -> ZnTe

Причём если первые две из приведённых реакций характеризуются сравнительно малой скоростью и при низких температурах пьедестала приводят к образованию осадка ZnTe только на стенках реактора ниже подложки, то последняя проходит быстро. Учитывая, что степень распада ДЭЦ при температурах выше 350 °С велика (>90%) [9], а ДЭТ до 400 °С не превышает 10% (рис. 2), в этом температурном диапазоне наиболее вероятны реакции 1 и 2, а определяющим фактором роста слоя на подложке является наличие свободного теллура. А так как атомарный цинк в данном температурном интервале находится в избытке, то понижение концентрации ДЭЦ даже в 4 раза не сказывается на скорости роста эпитаксиального слоя. С повышением температуры содержание молекул Те2 в газовой смеси увеличивается, а вклад реакции 3 растёт. Следует отметить, что осаждение ZnTe будет происходить не только на подложку, но и на горячих стенках реактора до контакта с пьедесталом. Температура стенок и газовой фазы над пьедесталом повышается с увеличением его нагрева. Доля осевшего на стенки ZnTe будет тем выше, чем дальше от поверхности подложки начнёт распадаться ДЭТ, то есть чем сильнее нагрет пьедестал. Видимо, по этой причине наблюдается понижение скорости роста ZnTe на подложке при 500 °С для давления ДЭЦ 19 Па. В случае Рдэц=5 Па уменьшение скорости роста наблюдается уже при более низких температурах. Связано это с тем, что образующийся при распаде ДЭТ в обоих случаях в одинаковом количестве теллур выводит из реакционной смеси на стенки одно и то же количество Zn, а поскольку во втором случае концентрация ДЭЦ на входе в реактор меньше, то и обеднение газовой смеси над подложкой по цинку происходит при более низких температурах.

Важной особенностью роста слоёв ZnTe, в отличие от CdTe, явилось воспроизведение ориентации подложки из GaAs(100), что согласуется с литературными данными [3,4]. Это создаёт предпосылки для получения гетероструктур CdTe(l 00)/ZnTe(100)/GaAs(100) без примеси фазы (111).

Осаждение CdTe проводили из паров ДЭТ и ДМК в соотношении 19 Па : 6 Па и при температурах подложки 350 и 400 °С. Выбор условий осаждения Cdlfe обусловлен результатами проведённой ранее работы [5]. Прослойку из ZnTe наносили либо из паров ДЭТ + ДЭЦ (19 Па : 5 Па) при температуре

последующего осаждения CdTe (толщину ZnTe в этом случае оценивали по известной скорости ^юста более толстых слоёв), либо во время отжига подложки при 600 С в присутствии налёта ZnTe на стенках реактора ^Те/гпТе(отжиг)ДЗаАз на рис. 4). Согласно литературным данным [9], толщина прослойки ZnTe в последнем случае не должна превышать нескольких монослоёв (менее 5 нм), а отсутствие фазы (111)В в выращенных на ней слоях CdTe показывает, что покрытие ZnTe подложки носит сплошной характер.

Самой гладкой поверхностью при неплохом кристаллическом совершенстве характеризуются слои CdTe(l 11)В, выращенные при Т=350 °С непосредственно на GaAs(l 11)В при отсутствии подслоя ZnTe (рис. 4). Слои CdTe, выращенные на GaAs(lOO) в этих условиях, характеризовались очень плохим кристаллическим совершенством и, как правило, содержали f включения фазы (111). Наиболее структурно совершенные слои CdTe(lOO) с

низкой концентрацией поверхностных дефектов были получены на самом тонком слое ZnTe. По мере утолщения ZnTe поверхность CdTe насыщается * крупными холмиками. Авторы [10] полагают, что тонкий (до 10 монослоёв),

слой ZnTe способен подавлять трёхмерное зародышеобразование на ростовой поверхности, в результате чего теллурид кадмия и КРТ растут по двухмерному (послойному) механизму, способствующему осаждению более совершенных и гладких слоёв.

Структура слоя Без ZnTe CdTe/GaAs CdTe/ZnTe (отжиг)/СаАз CdTe/ZnTe 5 нм /GaAs CdTe/ZnTe 50 нм /GaAs CdTe/ZnTe 300 нм /GaAs

(111)В FWHM= Г.......3 1 6,5 угл мин / f ' " пщ 1 t 8,5 угл мин. 11 угл мин. ш }••,.• r.V) <7 <•; J С,".. < U mm 16 угл мин

(100) FWHM= V' >50угл.мин. 4 угл.мин. ■ * i, и ti ,Ч ill 8 угл.мин. 1 j !/ / I 9 угл.мин. Л > ■! ( * У ' , 1. 'С I*'' ' '] 1t ' . в 24 угл.мин.

Рис 4 Электронные фотографии(* 1250) поверхности и FWHM рентгеновской дифракции слоёв CdTe(3 MKM)/ZnTe/GaAs (Т„= 350 °С, Рдэт=19 Па, Рдмк~6 Па)

При Т„=400 °С установлена аналогичная зависимость свойств гетероструктур Сс1Те/2пТе/ОаАз(111)В и Сс1Те/7.пТе/Оа Аэ( 100) от толщины прослойки гпТе, но кристаллическое совершенство слоёв обеих ориентаций было хуже, чем для температуры осаждения 350 °С.

При использовании ДИПТ (рис. 5) не удалось получить С<Пе(100) с низкой концентрацией поверхностных дефектов, возможно, из-за значительной разницы скоростей роста СсГГе(ЮО) и С<ГГе(111). Грани холмиков ориентированы вдоль направлений {111 }В. Скорости роста Сс1Те составляют при Т=350 °С в системе ДЭТ+ДМК: (100) - -1,7 мкм/час, (111)В --1,8 мкм/час, а в системе ДИПТ+ДМК: (100) - -2,6 мкм/час, (111)В - -3,5 мкм/час, что приводит к заметному разрастанию холмиков.

Рис. 5 Электронные фотографии(*1250) поверхности и FWHM рентгеновской дифракции слоёв Сс1Те(3 мкм)/7пТе/ОаА8 (Т„= 350 °С, Рдипт=19 Па, Рдмк=6 Па)

В третьей главе приведены результаты работы по выращиванию слоёв Сс11.Те на подложках из арсенида галлия (100) и (111)В.

Осаждение Сё^^Те проводили при температурах подложки 350-500 °С при давлении ДЭТ 19 Па, ДЭЦ и ДМК 6 Па. Использовали подложки полуизолирующего ОэАб кристаллографической ориентации (100) с отклонением 2° и и кристаллографической ориентации

(111)В(±0,5°).

Скорость роста слоёв зависит от ориентации подложки (рис. 6), что указывает на то, что лимитируют осаждение поверхностные стадии. Скорость осаждения не является суммой скоростей роста бинарных соединений в этих же условиях. Для примера приведены (рис. 7) расчётные скорости роста Сс1Те и 7пТе в составе С6ц.уЪпуТе, они ниже скоростей роста бинарных соединений, отдельно выращенных в тех же условиях.

Содержание цинка в составе тройного раствора (рис. 8), также как и скорость осаждения, зависит от ориентации растущего слоя и для Сс12пТе(111)В выше, чем для СсКпТе(ЮО), причём на подложках ОаАэ (100) с отклонением 4° оно несколько выше, чем с отклонением 2°. Заметное вхождение цинка в состав тройного раствора ориентации (100) наблюдается лишь после 400 °С. Большее содержание Ъп в слоях СбХпТе кристаллографической ориентации (П1)В, возможно, связано с каталитическим влиянием данной поверхности на термораспад ДЭЦ.

360 380 400 420

Температура подложки, С

Рис б Зависимость скорости роста элитаксиальных слоев-I- Са,.угпуТе(111 )В, 2- са, у2пуТе(100) 2°-[110], 3- С(1|^пуТе(100) 4°—[110] от температуры подложки (Рдэт-19 Па, Рдмк=Рдэц=6 Па)

о гит« (1оп 2"

Р ♦ мт._

(в ооетаи ОДпТе)

Э60 380 400

Температура подложки, °С

Рис 7 Зависимость скорости роста элитаксиальных сло«в саТе, гпТе и Са,.у2пуТе(100) 2°—[1Ю] от температуры подложки (Рдэт=19 Па, Рдмк=Рдэц=6 Па)

На рис. 9 представлена зависимость полуширины кривой качания рентгеновской дифракции слоев СёгпТе от температуры подложки. Подобный вид зависимости определяется, вероятно, не столько влиянием температуры осаждения на совершенство структуры слоев, сколько изменением состава тройного раствора с температурой (рис. 8). Для слоев с концентрацией цинка более нескольких процентов кристаллическое совершенство заметно ухудшается. Это может быть связано с явлением разделения фаз в СсйпТе [11]. Обращает на себя внимание худшее кристаллическое совершенство слоёв Сс12пТе( 111 )В по сравнению с С<17пТе(100). Вряд ли это связано только с большим содержанием цинка в СсйпТеО 11)В, видимо слои этой ориентации более подвержены фазовой сегрегации.

а' ю

Температур! подложки С

Рис 8 Зависимость состава элитаксиальных слоев

Са,.у2пуТе от температуры подложки 1 -са, угпуТе(! 11)В, 2 -сачгпуТе(100)2°—[110] 3 - Сс^гпДе (100)4°—[110]

Температура подложки. "С Рис 9 Зависимость Р\УНМ рент дифр слоев Са,.угпуТе от температуры подложки 1 - Са, ,2пуТе (111)В, 2 - С(1, у7г\Те (100)2°—[110], 3 - Са^п/Ге (100)4°—(1Ю]

Морфология поверхности эпитаксиальных слоёв CdZnTe не проявляет выраженной зависимости от температуры осаждения. Присутствие Zn в плёнках кристаллографической ориентации (111)В приводит к ухудшению поверхности по сравнению с CdTe(lll)B, а поверхность CdZnTe(lOO) изобилует бугорками. Твёрдый раствор Cd].yZnyTe является напряжённой системой, для которой во многих случаях при содержании Zn более нескольких процентов характерна сегрегация фаз и структурные дефекты. Вследствие такого поведения осаждение Cdi_yZnyTe непосредственно на подложку из GaAs, рассогласование постоянных решётки между которыми составляет -14 % при малых концентрациях Zn, должно приводить к появлению дислокаций несоответствия, поверхностных дефектов в большей мере, чем это характерно для бинарных соединений. В связи с этим, для улучшения качества буферных слоёв Cd|.yZnyTe, согласованных по параметру решётки с КРТ, мы предварительно выращивали на подложке ZnTe/GaAs слой CdTe. Для релаксации напряжений несоответствия между ZnTe и CdTe достаточен слой CdTe толщиной не менее 0,3 мкм, при этом увеличение толщины свыше 0,6 мкм приводит к разрастанию поверхностных фигур [4]. Мы выращивали промежуточный слой CdTe толщиной 0,5 мкм. Установлено, что при использовании промежуточного слоя CdTe происходит улучшение качества поверхности слоёв (100), особенно для отклонения от ориентации 4° (рис. 10).

111В (100) 2°-+[110] (100)4°-». [110]

Cdo,76Znoi4Te/GaAs Cd0,94Zn0,06Xe/GaAs Cdo^Zno.o/Te/GaAs

дддакрдт-дчдчаайг» а--* Cd0,72Zn0j«Te/CdTe /GaAs ^, ... Cdo,96Zn0,04Te/CdTe /ZnTe/GaAs Cdo,MZno,iMTe/CdTe /ZnTe/GaAs

Рис. 10 Электронные фотографии поверхности (* 1250) эпитаксиальных слоёв Сс1|.у7пуТе (с![С<11.у2пуТе] » 4 мкм) различной кристаллографической ориентации, полученных как с использованием промежуточного слоя Сс1Те, так и без него (Тп=420 °С, Рдэт=19 Па,

Рдмк=6 Па, РдЭц=2 Па)

Заметно более слабое вхождение цинка, чем кадмия, в состав твёрдого раствора при низких температурах можно объяснить большей термической

устойчивостью ДЭЦ по сравнению с ДМК при протекании на поверхности растущего слоя следующих реакций: 1) ДЭЦ+ДЭТ-yZnTe 2) Zn+fl3T-»ZnTe 3) Zn+0,5Te2->ZnTe 4) ДМК+ДЭТ-»СсГГе 5) Cd+ДЭТ^СаТе 6) Cd+0,5Te2->CdTe

Наибольшую скорость роста эпитаксиального слоя обеспечат реакции 2, 3 и 5, 6. При этом следует учитывать меньшую термическую устойчивость ДМК по сравнению с ДЭЦ, поэтому в диапазоне низких температур эпитаксия происходит из реакционной смеси, содержащей значительно больше активных частиц Cd, чем Zn. Это приводит к образованию на подложке плёнки, близкой по составу к теллуриду кадмия. При температурах подложки 400 °С и выше степень термораспада как ДМК, так и ДЭЦ близка к 100%, поэтому в газовой фазе и в виде адсорбата на растущей поверхности наряду с элементарным Cd должно находиться большое количество атомарного Zn. В этих условиях термодинамически более предпочтительными представляются реакции 2 и 3, поскольку изменение изобарно-изотермического потенциала образования ZnTe из элементов выше, чем CdTe (AG67ooK(ZnTe]=-130 кДж/моль, AG°70oK[CdTe]= -90 кДж/моль) и вхождение Zn в твёрдый раствор более значительно.

Путём подбора соотношения потоков МОС нами были получены согласованные по параметру решётки с КРТ (х = 0,2-0,4) буферные слои Cdi_yZnyTe кристаллографической ориентации (100) с содержанием ZnTe 3,55 %. Слои имели полуширину кривой качания 4,5-8 угловых минут. Разброс состава Ау на площади 1 см2 не превышал погрешности методики определения.

Полученные нами на подложках из арсенида галлия эпитаксиальные слои системы CdTe-ZnTe (CdTe/GaAs(lll)B, CdTe/ZnTe/GaAs(100) и Cd0,96Zn0,(MTe/CdTe/ZnTe/GaAs(100)) характеризуются достаточно высоким кристаллическим совершенством (FWHM рент. дифр. до 4-6 угл. мин.). Наиболее гладкой поверхностью обладают эпитаксиальные слои CdTe/GaAs(l 11)В, а плёнки ориентации (100) - CdTe и CdZnTe содержат поверхностные дефекты, которые могут прорастать в слой КРТ.

Четвёртая глава посвящена осаждению тройного раствора CdxHgi_xTe чередованием тонких слоёв HgTe и CdTe на подложках из GaAs, включая подбор условий осаждения бинарных соединений в условиях роста КРТ, послеростовой отжиг и исследования свойств полученных гетероструктур.

Осаждение эпитаксиальных слоёв КРТ проводили из паров ртути, ДМК, ДЭТ, ДИПТ в потоке водорода методом послойного осаждения бинарных слоев CdTe и HgTe с гомогенизацией их за счет взаимной диффузии (IMP -interdiffused multilayers process). В методике послойного роста КРТ состав "х" определяется соотношением толщин чередующихся слоев CdTe и HgTe.

Эпитаксиальные слои КРТ, полученные на буферных композициях CdTe/ZnTe/GaAs и Cd|.yZnyTe/CdTe/ZnTe/GaAs кристаллографической ориентации (100), характеризовались выступающими фигурами роста на поверхности (рис. 11). Подобные дефекты делают такие структуры

непригодными для последующей пленарной технологии изготовления матричных фотоприёмников. Слои КРТ, выращенные на CdTe (111)В, не содержат таких крупных дефектов. В связи с этим, дальнейшие исследования процесса послойного роста КРТ проводили с использованием буферных слоев CdTe/GaAs(l 11)В, полученных с использованием ДЭТ или ДИПТ.

'Tl

к

щтшг

а>1

16)'

mm

щшШ

• « I I в1)ИГ>/ . ?Яв2).< Рис. 11 Электронные фотографии (х 1250) поверхности эпислоёв CdxHg[.xTe (d=10 мкм, X ~ 0,3), выращенных на подложках a) CdTe(d-3 MKM)/ZnTe/GaAs( 100) б) Cd096Zno,o4Te(d=3 MKM)/CdTe/ZnTe/GaAs( 100) в) CdTe(d=3 MKM)/GaAs (111)B; Слои CdTe(l 11)B получены из паров: 1) ДЭТ и ДМК 2) ДИПТ и ДМК

Были реализованы три варианта послойного осаждения КРТ:

1. Во время осаждения чередующихся слоёв CdTe и HgTe в качестве источника теллура использовали только ДЭТ. В этом случае вследствие большей термической устойчивости ДЭТ по сравнению с ДМК для достижения приемлемых скоростей роста осаждение бинарных соединений необходимо проводить при изменяющейся температуре стенок зоны реактора, предшествующей подложке (зоны прекрекинга). HgTe выращивали при температуре зоны прекрекинга 370 °С, CdTe - 300 °С с дополнительным разбавлением газовой смеси водородом. Подробно данная методика роста описана в [5,6].

2. Во время осаждения слоя CdTe использовали ДЭТ, а во время осаждения HgTe - ДИПТ. Вариант позволяет проводить послойное осаждение при постоянной температуре зоны прекрекинга, изменяя только величину потока через реактор, как и в первом варианте.

3. Во время осаждения чередующихся слоёв CdTe и HgTe в качестве источника теллура использовали только ДИПТ. Здесь режим осаждения аналогичен второму варианту, только автоматизированное управление требуется для меньшего числа клапанов и не требуется дополнительный реагент (ДЭТ) при послойном росте КРТ.

Всеми тремя методиками на подложках из GaAs(lll)B получены высококачественные гетероструктуры КРТ. Из-за удобства технологического осуществления и более высокой скорости роста для получения слоёв КРТ р-типа проводимости нами была выбрана методика послойного роста с использованием в качестве источника теллура только ДИПТ.

Основной составной частью (до 80 %) слоёв КРТ является теллурид ртути. Мы исследовали рост HgTe при давлениях ртути 0,5 - 5,5 кПа, температуре

пьедестала Тп=350 °С, зоны преднагрева Тс=315 °С, источника ртути 220 °С, остальные газопроводы для предотвращения конденсации металлической ртути подогревались до 250 °С.

Скорость роста слоёв HgTe зависит от давления ртути (рис. 12) й при больших давлениях ртути снижается, что может быть связано с конкурирующей адсорбцией атомов ртути и теллура на поверхностных активных центрах.

Д 2 3 4 „ 5 Парциальное давление ртути, кПа

Рис 12 Зависимость скорости роста эпитаксиальных слоев НдТе от концентрации ртути А - НдТе (111)В, ■ - НдТе (100), РДИПТ=110 Па —Т— - НдТе (111)8, Р =70 Па

Рис. 13 Электронные фотографии поверхности (х 1250) сло£в HgTe (Рдипт-1 Ю Па, Рн,-2 кПа, dHlI«=9 мкм).

Максимальная подвижность электронов достигалась в эпислоях Ь^Те, осаждённых при давлениях ртути, превышающих 2 кПа. Лучшие результаты (до 100 000 см /в с при 77 К) были получены при использовании ускоренного охлаждения выращенных гетероструктур с использованием жидкого азота. Концентрация электронов и структурное совершенство не проявляли выраженной зависимости от парциального давления ртути (п«1017 см"3, FWHM=2-4 угл.мин.). Слои с наиболее гладкой, визуально зеркальной поверхностью получены при давлении ртути 2 кПа (рис. 13). Для более низких и более высоких концентраций ртути поверхность хуже. Теллурид ртути, в отличие от, например, теллурида кадмия, характеризуется меньшей прочностью связи, поэтому при эпитаксии Н£Те при достаточно высокой температуре морфологию поверхности определяют два единовременно протекающих процесса - рост и испарение. Вклад этих процессов зависит от парциального давления ртути над эпислоем. Видимо, при давлении ртути 2 кПа соотношение их таково, что зародыши ростовых фигур испаряются, что приводит к формированию довольно гладкой поверхности.

Исходя из результатов проведённого исследования, выбрав в качестве основных критериев скорость роста, морфологию поверхности и электрофизические параметры, для получения гетероструктур

CdHgTe/CdTe/GaAs мы выбрали режим осаждения подслоя HgTe при парциальном давлении ДИПТ 110 Па и ртути 2 кПа.

Осаждение гетероструктур CdTe/CdxHgi.xTe/CdTe/GaAs (111)В из паров Cd(CH3)2, Те(1-СзН7)2 и Hg проводили методом послойного роста с толщиной пары слоёв CdTe - HgTe порядка 0,15 мкм. Времена роста каждого бинарного соединения составляли менее 1 мин при скорости роста CdTe 5,5 мкм/час, HgTe 8,5 мкм/час. Эпитаксию HgTe проводили в оптимизированных условиях, при осаждении CdTe в реактор направляли поток ДМК и разбавляющий поток водорода. Поток ртути циркулировал через реакционную зону в течении всего процесса. После наращивания КРТ толщиной 10-12 мкм наносили покровный слой CdTe для улучшения электрофизических параметров структуры и для механической защиты КРТ. Затем проводили отжиг полученной гетероструктуры в ростовом реакторе: для завершения перемешивания верхних слоёв и получения однородного тройного раствора в парах ртути в течение до 0,5 часа при 350 °С, для придания нужных электрофизических параметров - при более низкой температуре (250-320 °С) продолжительностью до 5 часов. Подтверждением улучшения качества слоёв после отжига является увеличение и более резкий край пропускания в ИК-области, а также уменьшение FWHM.

Рис. 14 Зависимость подвижности дырок (Т=77 К) от напряжённости магнитного поля в эпитаксиальных слоях: 1 - Cdo.24Hgo.76Te, 2 -

Cdo.29Hgo.7iTe, 3 - Cdo.35Hgo.65Te; а -после отжига в потоке водорода в отсутствии паров ртути (при Т„=320 °С, 1 час), 6 - после отжига в потоке водорода в отсутствии паров ртути (при Т„=320 °С, 1 час; при Т„=250 °С, 2 часа), в - после отжига в потоке водорода в отсутствии паров ртути (при Т„=320 °С, 1 час; при Т„=250 °С, 5 часов)

После нанесения защитного слоя и гомогенизирующего отжига в парах ртути образцы КРТ имели электронный тип проводимости. Дополнительный отжиг в условиях роста (Тп=350 °С, PHg=2 кПа) или низкотемпературный отжиг в потоке водорода при Тп менее 300 °С в отсутствии паров ртути в течение одного или нескольких часов не приводит к переходу образцов в р-тип проводимости. Причиной отсутствия положительного результата в первом случае может быть образование "инверсного" слоя n-типа на

$50

» 450

ы

&400

С 300

—■ т О

26 2а 36

За

0,1 0,2 0,3 04 0.5 0,6 0,7 0.8 0,9 1.0 1,1 Напряженность магнитного поля, Тл

поверхности образца во время охлаждения из-за конденсации ртути из газовой фазы. Во втором случае, видимо, имеют место слишком низкие скорости диффузии атомов ртути внутри эпитаксиального слоя и массообмена с атмосферой для эффективного образования вакансий ртути (даже при отжиге длительностью до 5 часов перехода в дырочный тип проводимости не наблюдалось).

Для получения гетероструктур CdTe/p-CdxHg i ,xTe/CdTe/GaAs мы использовали отжиг в потоке водорода в отсутствии паров ртути при Тп=320 °С (рис. 14, кр. 1а, 2а, За), увеличение продолжительности свыше одного часа снижает подвижность дырок из-за увеличения их концентрации. Повысить подвижность дырок позволил дополнительный отжиг при более низкой температуре (250 °С) в течение до 2 часов (рис. 14, кр. 16, 26, 36), продолжение процесса ведёт к повышению концентрации дырок и некоторому понижению их подвижности (рис. 14, кр. 1в).

В табл. представлены некоторые свойства полученных нами эпислоёв КРТ различного состава в сравнении с литературными данными. Наши лучшие образцы находятся на уровне слоёв, получаемых MOCVD-методом за рубежом.

Таблица

Свойства эпитаксиальных структур КРТ р-типа проводимости различного состава

ИХВВРАН (MOCVD) CNRS, Франция (MOCVD) [12] Toshiba, Япония (MOCVD) [13] Универ. Юж Корея (MOCVD) [14] ИФП РАН. Росссия (МЛЭ), [1] Гиредмет, Росссия (ЖФЭ)[1]

Состав, х оа 0,22 0,25 0,27 0,3 0,4 0,22 0J2 0,22 0,22 AJ2

FWHM, 3,5 3,8 4,2 3,5 2,3 3,7

утл. мин.

Подвижность, 410 405 311 391 250 140 300 410- 205- 300 400-

Ир,77 К,смг/ вс 430 240 600

Концентрация, 77 К, см х 10"16 3 4,5 1,1 0,8 2,4 1,2 3 3-9 4-9 1,6 0,7-2

На основе гетероструктуры CdTe/p-Cdo,2?Hgo,7эTe/CdTe/GaAs (111)В в НПО "Орион" (г. Москва) был изготовлен матричный фотоприемник формата 128x128 для спектрального диапазона 3-5-5 мкм. На рис. 15 показаны электронные фотографии матрицы фотодиодов и их топология.

Размеры площадок р-п - перехода составляли 18x18 мкм, размеры индивидуальных столбчатых контактов - 20x20 мкм. Получены вольт-амперная характеристика (рис. 16) и спектральная характеристика фоточуствительности тестовых элементов при температуре Т=200 К. Среднее

значение удельной обнаружительной способности О* при Т=200 К составляет 1,5 1010 см-гц1/2/Вт, что является достаточным для использования в диапазоне 3-5 мкм. На рис. 17 показано тестовое изображение ладони руки, полученное при температуре 200 К.

злучение

1 I

подложка GaAs 400 мкм

Буф.слой CdTe 3 мкм

р - Cdo^HgojjTe

-П

In

CdTe 1 мкм

Покровный слой

Рис. 15 Фрагменты фотоприемной матрицы 128x128 и топология фотодиодов в эпитаксиальной структуре CdTe/Cd<> 27Hgo „Te/CdTe/GaAs (111 )В

Результаты исследований показывают, что полученные нами на подложках из GaAs эпитаксиальные слои КРТ пригодны для изготовления матричных ИК-фотоприёмников смотрящего типа.

Выводы

1. Проведено исследование особенностей осаждения эпитаксиальных слоёв 2пТе из паров Те(С2Н5)2 и гп(С2Н5)2 на подложки ОаАз(1 П)В и ОаАз(ЮО). Предложен механизм роста, включающий термораспад МОС до контакта с подложкой. Показано, что по кристаллическому совершенству слои гпТе(ЮО) превосходят 2пТе(111)В. Нанесение тонкого слоя ¿пТе (2550 А) на подложки ОаАв(100) улучшает кристаллическое совершенство и морфологию выращиваемых поверх него буферных слоёв СёТе. На подложках ОаАз(111)В промежуточный слой 2пТе ухудшает качество СсГГе.

2. Изучено влияние температуры осаждения из паров 2п(СгИ$)2, С<1(СН3)2 и Те(С2Н5)2 на скорость роста, состав и кристаллическое совершенство слоёв Cdi.yZnj.Te на подложках из ОаАз(111)В и ОаАз(ЮО). Все исследованные параметры слоёв заметно зависят от кристаллографической ориентации подложки, что указывает на существенную роль поверхностных стадий

( осаждения. Скорость роста твёрдого раствора Cd|.yZnyTe не является

1 алгебраической суммой скоростей роста бинарных соединений в тех же

' условиях, что можно объяснить конкурирующей адсобцией цинк- и кадмий-

содержащих компонентов на поверхности. Слои Cdl.yZnyTe(100) обладают лучшим кристаллическим совершенством, чем Cd^.yZnyTe(l 11)В.

3. Изучена зависимость от парциального давления ^ скорости роста и качества эпитаксиальных слоёв Н§Те, полученных осаждейием из паров ртути и Те(1-СзН7)2. Показано, что осаждение наиболее гладких слоёв с подвижностью электронов до 100 ООО см2/в-с (77 К) происходит при давлении ртути 2 кПа, соответствующем максимальной скорости роста.

4. Проведено сравнение различных источников теллура - Те(С2Н5)2 и Те0-СзН7)2 при послойном росте CdxHg|_xTe. Применение менее термоустойчивого ДИПТ увеличивает среднюю скорость роста тройного раствора с 1-2 до 6-9 мкм/час, позволяет снизить температуру зоны прекрекинга и сблизить температурные условия роста подслоёв CdTe и Н§Те. На подложках из полуизолирующего ваАз из паров Н§, Те(!-С3Н7)2 и

I Cd(CHз)2 получены гетероструктуры CdTe/CdxHgI.xTe/CdTe/GaAs составов от

х=0,2 до 0,4 с неоднородностью состава по площади 2 см2 Ах=±0,0025 и ^ полушириной кривой качания рентгеновской дифракции 2-4 угл. мин..

5. Разработан режим послеростового отжига гетероструктур в потоке водорода, позволяющий достигнуть в CdxHg1.xTe р-типа проводимости подвижности дырок при 77 К 300-500 см2/в с при их концентрации (0,5-5)-1016 см"3, что находится на уровне лучших литературных данных.

Из образца CdTe/Cdo,27Hgo,7зTe/CdTe/GaAs в НПО "Орион" был изготовлен матричный фотоприемник формата 128x128 элементов для спектрального диапазона 3+5 мкм. Среднее значение удельной обнаружительной способности О* при Т=200 К достаточно для использования фотоприёмника в диапазоне 3-5 мкм и составляет 1,5 Ю10 Вт"'-смТц|/2.

Список цитируемой литературы

1. Vasilyev V.V., Klimenko A.G., Marchishin I.V., Ovsyuk V.N., Talipov N.Ch, Golenkov A.G., Derkach Yu.P., Zahar'yash V.I., Reva V.P., Sizov F.F., Zabudsky V.V. MCT heteroepitaxial 4 x 288 FPA // Infrared Physics & Technology 2004. V. 45. Issue 1. P. 13-23

2. Бовина Л.А., Болтарь КО., Бурлаков И.Д., Головин С.В., Иванов В.Ю., Сагинов Л.Д. Стафеев В.И., Акимов В А/, Климанов Е.И., Лакеенков В.М., Сидоров Ю.Г. Матричные фотоприемники формата 128x128 и 384x288 на основе фотодиодов из CdxHgi_xTe //Прикладная физика 1999. № 3. стр. 24-31

3. Stricman Н., Oron М, Raizman A., Cinader G. Determining the [001] cristal orientation of CdTe layers grown on (001) GaAs // J. Electron, mater. 1988. V. 17. №2. P. 105-110

4. Leo G., Lortgo M., Lovergine N.,. Mancini A.M, Vasanelli L., Drigo A.V., Romanato F., Peluso T, Tapfer L. Influence of a ZnTe buffer layer on the structural quality of CdTe epilayers grown on (100) GaAs by metallorganic vapour phase epitaxy // J. Vac. Sci. Technol. 1996. В14. № 3. P. 1739-1744

5. Котков А.П. Получение эпитаксиальных слоев CdxHg).xTe на арсениде галлия методом химического осаждения из паров диметилкадмия, диэтилтеллура и ртути // Диссертация на соискание ученой степени кандидата химических наук, Н. Новгород, 1996 г.

6. Моисеев А.Н. Получение гетероэпитаксиальных слоёв CdxHg|.xTe методом химического осаждения из паров диметилкадмия, диэтилтеллура и ртути // Диссертация на соискание ученой степени доктора химических наук, Н. Новгород, 1999 г.

7. Dumont #., Marbeuf A., Bouree J.-E., Gorochov О. Growth kinetics during metal-organic chemical vapour deposition of ZnTe // Materials Science & Engineering B: Solid-State Materials for Advanced Technology 1993. V. B17. № 1-3. P. 41-46

8. Mullins J.T., Clifton P.A., Brown P.D., Brinkman A.W., Woods J. ZnTe and CdTe:ZnTe superlattices grown by MOVPE // J. Cryst. Growth 1990. V. 101. № 1-4. P. 100-104

9. Kuhn W.S., Lusson A., Qu'Hen В., Grattepain C., Dumont H, Gorochov O., Bauer S., Wolf K„ Worz M., Reisinger Т., Rosenauer A., Wagner H., Stanzl H., Gebhardt W. Metal organic vapour phase epitaxy of ZnTe: III. Correlation of growth and layer properties // Progress in Crystal Growth and Characterization of Materials 1995. V. 31. № 1-2. P. 119-177

10. Yao Т., Takeda T. Growth process in atomic layer epitaxy of Zn chalcogenide single crystalline films on (100) GaAs // Appl. Phys. Lett. 1986. V. 48. № 2. P. 160-162

11. Ruault M.-O., Kaitasov O., Triboulet R... Crestou J., Gasgnier M. Electron microscopy observation of phase separation in bulk Cdo96Znoo4Te crystals // J. Cryst. Growth 1994. V.143. № 1-2. P. 40-45

12. Aoki T., Takeguchi M., Boieriu P., Singh R., Grein С., Chang Y., Sivananthan S. and David J. Smith Microstructural characterization of HgTe/HgCdTe superlattices I I J. Cryst. Growth 2004. V. 271. P. 29-36

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

14. J. M Arias, M. Zandian, J.G. Pasko, J. Bajaj, L.J. Kozlowski, W.E. Tennant.R.E. DeWames MBE HgCdTe IRFPA flexible manufacturing // Proc. SPIE 1994. V. 2274, P. 2-16

Основные результаты работы изложены в публикациях:

1. Девятых ГГ., Моисеев А.Н., Котков А.П., Дорофеев В.В., Гришнова Н.Д., Красипьников B.C., Сучков А.И. Осаждение эпитаксиальных слоев ZnTe и Cd|.yZnyTe из из паров металлоорганических соединений на подложках из арсенида галлия // Неорганические материалы. 2002. Т. 38. № 2. стр. 143-151

2. Болтарь КО., Яковлева Н.И., Расструева О.Н., Пономаренко В.П., Стафеев В.И., Бурлаков И.Д., Моисеев А.Н., Котков А.П., Дорофеев В.В. Матричный фотоприемник формата 128x128 на основе фотодиодов в эпитаксиальном слое КРТ, выращенном методом эпитаксии из металлоорганических соединений // Прикладная физика. 2003. в. 3, стр. 95-98

3. Моисеев А Н., Котков А.П., Дорофеев В.В, Гришнова НД Получение эпитаксиальных гетероструктур p-CdxHgi.xTe/GaAs методом MOCVD // Неорганические материалы. 2004. Т.40. № 1. стр. 15-21

4. Моисеев А.Н., Котков А.П., Дорофеев В.В. Химическое осаждение из паров ртути и алкильных соединений кадмия и теллура слоёв CdxHgi.xTe на подложках из арсенида галлия // XI Конференция по химии высокочистых веществ, Тез. докл., Н.Новгород, ИХВВ РАН, 2000, стр. 192

5. Дорофеев ВВ., Котков А.П., Моисеев А.Н., Сучков А.И. Осаждение эпитаксиальных слоёв ZnTe и CdZnTe из паров металлоорганических соединений на подложках из арсенида галлия // XI Конференция по химии высокочистых веществ. Тез. докл., Н.Новгород, 2000, стр. 212

6. Девятых Г.Г., Моисеев А.Н., Котков А.П., Дорофеев В.В. Получение гетероэпитаксиальных слоёв CdxHg|.xTe методом MOCVD // XVI Международная научно-техническая конференция по фотоэлектронике и приборам ночного видения, Тез. докл., Москва, 2000, стр. 51

7. Моисеев А.Н., Котков А.П., Дорофеев В.В., Гришнова Н.Д. Влияние условий выращивания и отжига на свойства гетероэпитаксиальных слоев CdxHgi.xTe, полученных осаждением из паров диметилкадмия, диизопропил-теллура и ртути // V Российская конференция по физике полупроводников, Тез. докл., Казань, 2001, стр. 110

8. Болтарь КО., Яковлева Н.И., Расструева О.Н., Пономаренко Стафеев В.И., Бурлаков И.Д., Моисеев А.Н., Котков А.П., Дорофеев В.В Матричный фотоприемник формата 128x128 на основе фотодиодов в эпитаксиальном слое КРТ, выращенном методом эпитаксии из металлоорганических соединений // XYIII Международная научно-техническая конференция по

фотоэлектронике и приборам ночного виде 14

9. Моисеев А.Н., Котков А.П., Дорофеев j эпитаксиальных слоев CdxHg(.xTe методом МОС и ртути на подложках GaAs // техническая конференция по фотоэлектрон Тез. докл., Москва, 2002, стр. 80

10. Болтарь КО., Стафеев В.И., Сагинов Л.Д., Бурлаков И.Д., Яковлева Н.И., Моисеев А.Н., Котков А.П., Дорофеев В.В. Гришнова Исследование свойств эпитаксиальных слоев CdxHgi.„Te, выращенных методом химического осаждения из паров МОС и ртути на GaAs, и МФП на их основе // XII Конференция По химии высокочистых веществ. Тез. докл., Н.Новгород, 2004, стр. 241

11. Дорофеев В.В., Котков А.П., Моисеев А.Н. Гетероэпитаксия теллурида кадмия на подложках из арсенида галлия из паров диметилкадмия и диизопропилтеллура // Первая конференция молодых учёных-химиков г. Н. Новгорода, Тез. докл., Н.Новгород, 1998, стр. 11

12. Дорофеев В.В., Котков А.П., Моисеев А.Н. Осаждение эпитаксиальных слоёв теллурида ртути на подложках из арсенида галлия из паров диизопропилтеллура и ртути // Третья Нижегородская сессия молодых учёных, Тез. докл., Дзержинск, 1998, стр. 147

13. Дорофеев В.В. Осаждение слоёв ZnTe и CdZnTe из паров диэтилцинка и диэтилтеллура И Вторая конференция молодых учёных-химиков г. Н. Новгорода, Тез. докл., Н.Новгород, 1999, стр. 27

14. Дорофеев В.В. Осаждение слоёв ZnTe из паров диэтилцинка и диэтилтеллура на подложках из арсенида галлия // Четвёртая Нижегородская сессия молодых учёных, Тез. докл., Дзержинск, 1999, стр. 201

15. Дорофеев В.В. Гетероподложки для осаждения эпитаксиальных слоёв CdxHgi.xTe П Пятая Нижегородская сессия молодых учёных, Тез. докл., Дзержинск, 2000, стр. 161

16 .Дорофеев В.В. Получение эпитаксиальных слоёв CdxHgi.xTe химическим осаждением из паров металлоорганических соединений // Шестая Нижегородская сессия молодых учёных, Тез. докл., Дзержинск, 2001, стр. 112

РНБ Русский фонд

2006-4 14878

Подписано в печать 07.09.2005. Формат 60 х 84 Vi6. Бумага офсетная. _Печать офсетная. Уч.-изд. л. 1,0. Тираж 100 экз. Заказ 544._

Нижегородский государственный технический университет. Типография НГТУ. 603600, г. Нижний Новгород, ул. К. Минина, 24.

Введение

Глава 1. Получение эпитаксиальных слоев CdxHgixTe MOCVD-методом для ИК-фотоприёмных устройств, литературный обзор)

1.1. Физико-химические свойства теллуридов Cd, Hg и Zn.

1.2. Основные методы получения эпитаксиальных слоев CdxHgixTe.

1.3. Подложки для осаждения CdxHgi.xTe.

1.4. MOCVD-метод получения эпитаксиальных слоёв CdxHgixTe.

1.4.1. Общая характеристика метода.

1.4.2. Осаждение на подложках из GaAs.

1.5. Современные приборы на основе CdxHgi.xTe.

1.6. Постановка цели и задач исследований

Глава 2. Выращивание буферных слоёв ZnTe и CdTe на подложках из арсенида галлия методом химического осаждения из паров алкильных соединений кадмия, цинка и теллура.

2.1. Аппаратура и методика эксперимента.

2.2. Исследование термораспада ДИПТ.

2.3. Осаждение буферных слоёв ZnTe на подложках из GaAs.

2.3.1. Зависимость скорости роста, кристаллического совершенства и морфологии поверхности эпитаксиальных слоёв ZnTe от температуры подложки.

2.3.2. Модель осаждения ZnTe из паров ДЭТ и ДЭЦ. 56 ^ 2.4. Осаждение эпитаксиальных слоёв CdTe на подложках из GaAs.

2.4.1. Влияние толщины прослойки ZnTe/GaAs на свойства эпитаксиальных слоёв CdTe кристаллографических ориентаций (100) и (lll)B.

2.4.2. Выращивание и свойства гетероструктур CdTe/GaAs( 111 )В и CdTe/ZnTe/GaAs( 100).

Глава 3. Осаждение эпитаксиальных слоев Cd(yZnyTe на подложках из арсенида галлия кристаллографических ориентации (100) и (111)В.

3.1. Влияние условий осаждения на скорость роста, морфологию поверхности, структурное совершенство и состав CdiyZnyTe.

3.2. Осаждение гетероструктур CdiyZnyTe/CdTe/ZnTe/GaAs.

3.3. Механизм роста эпитаксиальных слоев CdiyZnyTe.

3.4. Сравнительная характеристика буферных слоев CdTe/GaAs(l 11)В, CdTe/ZnTe/GaAs( 100) и

Cd,.yZnyTe/CdTe/ZnTe/GaAs( 100).

Глава 4. Осаждение тройного раствора CdxHgixTe чередованием тонких слоев HgTe и CdTe на подложках из GaAs.

4.1. Методика проведения эксперимента.

4.2. Выбор буферного слоя и реагентов для послойного роста КРТ.

4.3. Осаждение эпитаксиальных слоёв HgTe в условиях роста КРТ.

4.4. Осаждение эпитаксиальных слоёв CdTe в условиях роста КРТ.

4.5. Осаждение гетероструктур CdTe/CdxHgixTe/CdTe/GaAs (111)В из паров Cd(CH3)2, Te(i-C3H7)2 и Hg.

4.6. Определение толщины и состава эпитаксиальных слоёв CdxHgixTe.

4.7. Измерение электрофизических параметров эпитаксиальных слоев CdxHgixTe.

4.8. Влияние низкотемпературного отжига на электрофизические свойства гетероструктур CdTe/CdxI IgixTe/CdTe/GaAs (111 )В.

4.9. Матричное фотоприёмное устройство для спектрального диапазона 3-ь5 мкм на основе гетероструктуры p-Cdo,27Hgo,73Te, полученной MOCVD-методом.

Выводы.

Актуальность темы.

Л £

Одним из важнейших представителей группы соединений А В является тройной раствор CdxIIgixTe (KPT). В настоящее время это основной материал для изготовления высокочувствительных и быстродействующих фотоприёмников для среднего (3-5 мкм) и дальнего (8-14 мкм) окон прозрачности атмосферы в ИК-области.

Благодаря образованию системой CdTe-HgTe непрерывного ряда твердых растворов с шириной запрещённой зоны КРТ от -0,3 эВ ( х=0) до 1,6 эВ ( х=1) состав тройного раствора может быть оптимизирован для использования в диапазоне длин волн от 1 до 30 мкм.

Начиная с первого сообщения о синтезе тройного раствора в конце 1950-х годов [1] основным методом получения CdxHgjxTe для изготовления фотодетекторов было выращивание объёмных кристаллов из жидкой фазы. Такой материал имеет высокие однородность состава и кристаллическое совершенство, низкую концентрацию, высокие подвижность и время жизни носителей заряда. Однако методу присущи недостатки - блочность, малый выход годного материала при резке на пластины и трудность получения больших монокристаллов, необходимых для изготовления современных многоэлементных ИК-фотоприемников.

В настоящее время более перспективными считаются эпитаксиальные слои тройного раствора на гетероподложках. Основными методами выращивания эпитаксиальных слоев CdxHg|.xTe в настоящее время являются жидкофазная (ЖФЭ), молекулярно-лучевая (МЛЭ) эпитаксия и химическое осаждение из паров металлоорганических соединений (MOCVD). В методе ЖФЭ высокие температуры роста создают большие трудности с получением резких гетерограниц и многослойных структур, имеются ограничения при выборе материала подложек. Характерным недостатком ЖФЭ являются также частые случаи террасной морфологии поверхности слоев.

Достоинствами газофазных методов - МЛЭ и метода химического осаждения из паров МОС являются низкая температура роста и возможность выращивания слоев на гетероподложках большой площади (кремний, арсенид галлия, лейкосапфир), а также совмещение в одном цикле нескольких операций. MOCVD-метод уступает МЛЭ в широте применяемых методов контроля и исследования свойств слоев во время осаждения, но в то же время более производителен и использует менее сложное оборудование.

Первоначально рост CdxHgixTe осуществляли осаждением одновременно трех компонентов из газовой фазы (DAG-метод - direct alloys growth). Однако область температуры и соотношения концентраций МОС, в которой может расти сплав CdxHgj.xTe, очень узка. За пределами этой области растет либо CdTe, либо HgTe. В результате при их соосаждении может иметь место значительная неоднородность состава растущего слоя [2].

Контроль состава легче осуществлять при осаждении КРТ послойным методом - IMP (interdiffussed multilayers process), предложенным в 1984 году [3], когда получают многослойную структуру из чередующихся слоев CdTe и IlgTe с последующей гомогенизацией структуры за счет взаимной диффузии компонентов. При этом условия осаждения могут выбираться оптимальными для каждого соединения. Ранее осаждение CdxHgixTe чередованием слоев HgTe и CdTe проводили из паров диэтилтеллура (ДЭТ), диметилкадмия (ДМК) и металлической ртути, однако заметное различие в термической устойчивости ДЭТ и ДМК создаёт значительные трудности проведения процесса при температурах ниже 400 °С, а при более высоких температурах ухудшаются характеристики гетероструктур. В последнее десятилетие чаще используют менее термически устойчивый диизопропилтеллур (ДИПТ) [4,5], что позволяет снизить температуру роста и улучшить характеристики материала. В качестве подложек перспективным материалом является GaAs с нанесённым на него буферным слоем CdTe или CdiyZnyTe.

К настоящему время уровень MOCVD-технологии КРТ за рубежом позволяет изготавливать сложные приборные структуры, в том числе двухцветные [6], однако в публикациях технология осаждения освещена слабо. Приведённые в литературе данные по получению буферных слоёв CdTe, ZnTe и CdiyZnyTe на GaAs зачастую противоречивы, неясен механизм их роста и предпочтительность выбора в зависимости от кристаллографической ориентации GaAs. Практически отсутствует информация, относящаяся к условиям и закономерностям роста слоёв HgTe из паров ДИПТ и условиям послеростового отжига MOCVD-эпислоёв КРТ.

Целью данной работы была разработка MOCVD-методики получения гетероструктур CdxHgi.xTe/GaAs р-типа проводимости из паров Cd(CH3)2, Те(СгН5)2, ТеО-СзН7)2 и Hg, пригодных для изготовления диодных матричных фотоприёмных устройств (МФПУ).

Для решения поставленной задачи было необходимо:

- Исследовать закономерности и механизм роста буферных слоёв системы CdTe-ZnTe из паров МОС на подложках GaAs, разработать методики их осаждения на подложки GaAs(l 11)В и GaAs(lOO).

- Изучить закономерности и условия осаждения высококачественных слоёв HgTe из паров Те(1-СзН7)2 и металлической ртути.

- Исследовать режимы послеростового отжига эпитаксиальных слоёв CdxHgi.xTe для получения электрофизических параметров материала р-типа, достаточных для изготовления диодных РЖ-фотоприёмников.

Научная новизна.

-Изучено влияние температуры осаждения из паров Те(С2Н5)2 и Zn(C2Hs)2 на скорость роста, морфологию поверхности и кристаллическое совершенство эпитаксиальных слоев ZnTe на подложках GaAs(lll)B и GaAs(lOO). Показано, что по кристаллическому совершенству слои ZnTe(lll)B уступают слоям ZnTe(lOO). Предложен механизм роста, включающий термораспад МОС до контакта с подложкой.

-Проведено исследование влияния толщины прослойки ZnTe на качество буферных слоев CdTe/ZnTe/GaAs(l 11)В и CdTe/ZnTe/GaAs( 100). Установлено, что на подложках GaAs с ориентацией (111)В нанесение подслоя ZnTe ухудшает кристаллическое совершенство выращиваемых поверх него буферных слоев CdTe, а на подложках GaAs(lOO) тонкий слой ZnTe (25-50 А) улучшает как кристаллическое совершенство, так и морфологию поверхности слоев CdTe.

-Изучено влияние температуры осаждения из паров Zn(C2H5)2, Cd(CH3)2 и Те(С2Н5)2 на скорость роста, состав и кристаллическое совершенство слоев CdiyZnyTe на подложках из GaAs(lll)B и GaAs(lOO). Все исследованные параметры слоев заметно зависят от кристаллографической ориентации подложки, что указывает на существенную роль поверхностных стадий осаждения. Скорость роста твёрдого раствора Cdi.yZnyTe не является алгебраической суммой скоростей роста бинарных соединений в тех же условиях, что можно объяснить конкурирующей адсобцией цинк- и кадмий- содержащих компонентов на поверхности. Слои Cdi.yZnyTe(100) обладают лучшим кристаллическим совершенством, чем Cdi„yZnyTe(l 11)В.

-Изучена зависимость от парциального давления Hg скорости роста на подложках CdTe/GaAs и качества эпитаксиальных слоев HgTe, полученных осаждением из паров ртути и Те(1-СзН7)2. Показано, что осаждение наиболее гладких слоев с подвижностью электронов до 100 000 см2/в-с (77 К) происходит при давлении ртути 2 кПа, соответствующем максимальной скорости роста.

-Проведено сравнение различных источников теллура - Те(С2Н5)г и Te(i-СзН7)г при послойном росте КРТ. Применение менее термоустойчивого

ДИПТ увеличивает среднюю скорость роста тройного раствора с 1-2 до 6-9 мкм/час, позволяет снизить температуру зоны прекрекинга и сблизить температурные условия роста подслоев CdTe и HgTe.

-Разработан режим послеростового отжига гетероструктур на основе CdxIIgixTe в потоке водорода в отсутствии паров ртути, позволяющий достигнуть подвижности дырок при 77 К в материале р-типа 300-500 л 1Л 1 см /в-с при их концентрации порядка 10 см .

Практическая значимость работы.

Разработана методика химического осаждения из паров МОС и ртути эпитаксиальных слоев CdxHgixTe на полуизолирующем арсениде галлия, пригодных для изготовления диодных ИК-фотоприёмников, на доступных гетероподложках из GaAs.

В НПО "Орион" из гетероструктуры Cdo^Hgo^Te/CdTe/GaAsC 111 )В был изготовлен матричный фотодиодный приёмник формата 128x128 элементов [7]. Приёмник чувствителен к ИК-излучению в области 3-5 мкм с граничной длиной волны 5,1 мкм. Размеры площадок р-n перехода составляли 18x18 мкм. Среднее значение удельной обнаружительной способности при 200 К составило D*cp= 1,5 1010 см-гц1/2/Вт, что является достаточным для использования ФП в диапазоне 3-5 мкм.

На защиту выносятся следующие положения:

Результаты исследования закономерностей осаждения из паров Те(С2Н5)2 и Zn(C2H5)2 эпитаксиальных слоёв ZnTe на подложках из GaAs(l 11)В и GaAs(100).

Результаты исследования наличия на поверхности подложек из GaAs(lll)B и GaAs(100) прослойки ZnTe и её толщины на свойства выращиваемого поверх него буферного слоя CdTe.

- Результаты исследования процесса осаждения и методика получения эпитаксиальных слоев тройного раствора Cdi.yZnyTe на подложках из GaAs(l 11)В и GaAs(lOO) из смеси паров Cd(CH3)2, Те(С2Н5)2 и Zn(C2H5)2.

- Результаты исследования процесса осаждения из паров Те(ьСзН7)2 и ртути эпитаксиальных слоев HgTe на подложках CdTe/GaAs(l 11)В и CdTe/ZnTe/GaAs( 100).

- Методика получения гетероструктур КРТ на подложках из арсенида галлия из паров Cd(CH3)2, Te(i-C3H7)2 и ртути методом послойного осаждения чередующихся слоёв HgTe и CdTe с последующим отжигом для придания материалу р-типа проводимости.

Апробация работы:

Результаты работы были представлены на XI и XII конференциях по химии высокочистых веществ (г. Нижний Новгород, 2000, 2004 гг.); на XVI и XVIII Международных конференциях по фотоэлектронике и приборам ночного видения (г. Москва, 2000, 2002 гг.); на V Российской конференции по физике полупроводников (г. Казань, 2001 г.); на III-VI, VIII Нижегородских сессиях молодых ученых (г. Дзержинск, 1998-2001, 2003 гг.); на I, II Конференциях молодых ученых-химиков г. Нижнего Новгорода (1998, 1999 гг.).

Публикации.

По материалам диссертации опубликовано 3 статьи и тезисы 13 докладов.

Объем и структура диссертации. Диссертационная работа изложена на 116 стр. машинописного текста, состоит из введения, четырёх глав, выводов и списка цитируемой литературы (175 наименований) и содержит 12 таблиц, 43 рисунка.

Выводы

1. Проведено исследование особенностей осаждения эпитаксиальных слоёв ZnTe из паров Те(С2Н5)2 и Zn(C2H5)2 на подложки GaAs(lll)B и GaAs(lOO). Предложен механизм роста, включающий термораспад МОС до контакта с подложкой. Показано, что по кристаллическому совершенству слои ZnTe(lOO) превосходят ZnTe(l 11)В. Нанесение тонкого слоя ZnTe (25-50 А) на подложки GaAs(lOO) улучшает кристаллическое совершенство и морфологию выращиваемых поверх него буферных слоёв CdTe. На подложках GaAs(lll)B промежуточный слой ZnTe ухудшает качество CdTe.

2. Изучено влияние температуры осаждения из паров Zn(C2H5)2, Cd(CH3)2 и Те(С2Н5)2 на скорость роста, состав и кристаллическое совершенство слоёв CdiyZnyTe на подложках из GaAs(lll)B и GaAs(lOO). Все исследованные параметры слоёв заметно зависят от кристаллографической ориентации подложки, что указывает на существенную роль поверхностных стадий осаждения. Скорость роста твёрдого раствора Cdi.yZnyTe не является алгебраической суммой скоростей роста бинарных соединений в тех же условиях, что можно объяснить конкурирующей адсобцией цинк- и кадмий- содержащих компонентов на поверхности. Слои Cdi.yZnyTe(100) обладают лучшим кристаллическим совершенством, чем Cdi.yZnyTe(l 11)В.

3. Изучена зависимость от парциального давления Hg скорости роста и качества эпитаксиальных слоёв HgTe, полученных осаждением из паров ртути и Te(i-C3H7)2. Показано, что осаждение наиболее гладких слоёв с подвижностью электронов до 100 000 см/в-с (77 К) происходит при давлении ртути 2 кПа, соответствующем максимальной скорости роста.

4. Проведено сравнение различных источников теллура - Те(С2Н5)2 и Te(i-C3H7)2 при послойном росте CdxHgixTe. Применение менее термоустойчивого ДИПТ увеличивает среднюю скорость роста тройного раствора с 1-2 до 6-9 мкм/час, позволяет снизить температуру зоны прекрекинга и сблизить температурные условия роста подслоев CdTe и HgTe. На подложках из полу изолирующего GaAs из паров Hg, Те(1-СзН7)2 и Cd(CH3)2 получены гетероструктуры CdTe/CdxHgixTe/CdTe/GaAs составов от х=0,2 до 0,4 с неоднородностью состава по площади 2 см Дх=±0,0025 и полушириной кривой качания рентгеновской дифракции 2-4 угл. мин.

5. Разработан режим послеростового отжига гетероструктур в потоке водорода, позволяющий достигнуть в CdxHgixTe р-типа проводимости подвижности дырок при 77 К 300-500 см /в-с при их концентрации

1Л "2

0,5-5)-10 см", что находится на уровне лучших литературных данных.

Из образца CdTe/Cdo,27Hgo,73Te/CdTe/GaAs в НПО "Орион" был изготовлен матричный фотоприемник формата 128x128 элементов для спектрального диапазона 3-5-5 мкм. Среднее значение удельной обнаружительной способности D* при Т=200 К достаточно для использования фотоприёмника в диапазоне 3-5 мкм и составляет 1,5 1010 Вт'-смТц172.

1. Lawson W. D., Nielson S., Putley E. II., Young A. S. II J. Phys. Chem. Solids. 1959. V. 9, P. 325.

2. Mull in J.B., Irvine S.J. С. II J. Phys. D: Appl. Phys. 1981. V. 14. P. 149.p \ 3. Irvine S.J.C., Tunnicliffe J., Mullin J.B. II Mater.Lett. 1984. V. 2. N 4B. P. 305.

3. Mitra P., Case F.C., Glass H.L., Speziale V.M., Flint J.P.,Tobin S.P., Norton P. W. И J. Electron.Mater. 2001. V. 30. № 6. P. 779.

4. Piotrovski A., Madejczic P., Gawron W., Klos K., Romanis M, Grudzien M., Piotrovski J., RogalskiA. II Opto-electronics review 2004. V. 12. № 4. P. 453.

5. Reine M.B., Hairston A., O'Dette P., Tobin S.P., Smith F.T.J., Musicant B.L., Mitra P., Case F.C. II Proc. SPIE. 1998. V. 3379. P. 200.

6. Болтарь КО., Яковлева Н.И., Расструева О.Н., Пономаренко В.П., Стафеев В.И., Бурлаков И.Д., Моисеев А.Н., Котков А.П., Дорофеев В.В. II Прикладная физика. 2003. № 3. стр. 95.1. О (%

7. Бовина Л.А., Стафеев В.И. Физика соединений А В / Под ред.i

8. Aven М., Prene М.С. Физика и химия соединений А В / Пер. с англ. под ред. Медведева С.А., М.: Мир. 1970. стр. 624.

9. Ratajezak Е., Terpilowski J. II Roczniki Chem. 1969. V.43. P. 1609.

10. Kubaschewski O., Evans E.L., Alcok C. Metallurgical Chemistry. Oxford. 1967. P. 314.

11. Берченко H.H., Kpeec B.E., Средин В.Г. Полупроводниковые твердые растворы и их применение. М.: Воен. издат. 1982. стр. 208.

12. Brice J.С., Capper Т., Jones C.L. II J. Cryst. Growth. 1986. V. 75. № 2. P. 395.л 14. Farrar R.H., Gilham C.J. II Mater. Sci. 1974. V. 12. P. 836.4

13. Irvine S.J. C., Mullin J.В., Giess J. et al. //J.Cryst.Growth. 1988. V. 93. P. 732.

14. Ghandhi S.K., Bhat I.B., Ehsani H. et al II Appl. Phys. Lett. 1989. V. 55. № 2. P. 137.

15. Chu T.L., ChuS., Pauleau Y. et al II Appl. Phys. 1983. V. 54. № 1. P. 398.

16. Yang Jianrong II J. Cryst. Growth. 1993. V. 126. P. 695.

17. Norton P. II Opto-electronics review. 2002. V. 10. № 3. P. 159.

18. Chadi D.J., Walter J.P., Cohen M.L. et al //Phys. Rev. 1972. V. 5. P. 3058.

19. Горшков A.B. II Высокочистые вещества. 1989. № 6. С. 207.

20. Capper P. II J. Cryst. Growth. 1982. V. 57 . P. 280.

21. Capper P. II Progr. Cryst. Growth and Charact. 1989. V.19. P.295.

22. Capper P. II J. Vac. Sci.Technol. B. 1991. V.9. № 3. P. 1667.

23. Mullin J.В., Holland R., Blacmore G.M. et al II J. Cryst. Growth. 1990. V.106. P. 127.

24. Capper P., Keefe E.S., Maxey C. et al II J. Cryst. Growth. 1996. V.161. P. 104.

25. Grainger F, Roberts J.A. II Semicond. Sci. Technol. 1988. V. 3. P.802.

26. Capper P., Easton B.C., Wiffin P.A.C. et al II J. Cryst. Growth. 1986. V. 79. P. 508.

27. Edwall D.D., Gertner E.R., Tennan W.E. II J. Appl. Phys. 1984. V. 55, P. 1453.

28. Tung Т., Kalisher M.H., Stevens A.P., Herning P.E. II Mat. Res. Symp. Proc. 1987. V. 90, P. 321.

29. Pelliciari B. //J. Cryst. Growth. 1988. V. 86, P. 146.

30. Tung Т., DeArmond L. V., Herald R.F., Herning P.E., Kalisher M.H., Olson D.A., Risser R.F., Stevens A.P., Tighe S.J. II Proc. SPIE 1992. V. 1735, P. 109.

31. Castro СЛ. II Proc. SPIE. 1993. V. 2021, P. 2.

32. As ties M.G. II Properties of Narrow Gap Cadmium-based Compounds, EMIS Datareviews Series 1994. № 10, P. 13.

33. Djuric Z II J. Mat. Sci. 1995, V. 5, P. 187.

34. Irvine S.J.C. И Properties of Narrow Gap Cadmium-based Compounds, EMIS Datareviews Series 1994, № 10, P. 24.

35. Arias J.M. II Properties of Narrow Gap Cadmium-based Compounds. EMIS Datareviews Series 1994. № 10, P. 30.

36. Aoki Т., Takeguchi M, Boieriu P., Singh R., Grein C., Chang Y., Sivananthan S., Smith D. J. И J. Ciyst. Growth. 2004. V. 271. P. 29.

37. Wu O.K. II Proc. SPIE. 1994. V. 2021. P. 79.

38. Arias J.M., Zandian M., Pasko J.G., Bajaj J., Kozlowski L.J., Tennant W.E.,' DeWames R.E. II Proc. SPIE 1994. V. 2274. P. 2.

39. Vasilyev V. V., Klimenko A. G., Marchishin I. V., Ovsyuk V. TV., Talipov N. Ch., Golenkov T. A. G., Derkach Yu. P., Zahar 'yash V. I., Reva P., Sizov F. F., Zabudsky V. V. II Infrared Physics & Technology. 2004. V. 45. Issue 1. P. 13.

40. DeLyon T.J., Ravajal R.D., Vigil J.A., Jensen J.E., Wu O.K., Cockrum C.A., Johnson S.M., Venzor G.M., Baily S.L., Kosai M.D., Ahlgren W.L., Smith M.S. // J. Electron. Mater. 1999. V. 27. P. 550.

41. Irvine J.C. И Proc. SPIE. 1992. V. 1735. P. 92.

42. Dabhinamurthy S., Bhat I. II J. Cryst. Growth. 1997. V. 170. P. 193.

43. Dabhinamurthy S., Bhat I. //J. Electron. Mater. 1998. V. 27. № 6. P. 521.4 ,

44. Войцеховский A.B., Несмелое C.H., Коханенко А.П., Машуков Ю.П.,

45. Захарьяш Т.Н., Васильев В.В., Варавин B.C., Сидоров Ю.Г., Дворецкий С.А., Михайлов Н.Н. II Известия высших учебных заведений. Физика. 2005. № 2. стр. 35.

46. Бовина Л.А., Болтарь К.О., Бурлаков И.Д., Головин С.В., Иванов В.Ю., Сагинов Л.Д., Стафеев В.И., Акимов В.М., Климанов Е.И., Лакеенков В.М., Сидоров Ю.Г. II Прикладная физика 1999. № 3. стр. 24.

47. Болтарь КО., Бовина Л. А., Сагинов Л Д., Стафеев В.И., Гибин И.С., Малеев В.М. II Прикладная физика. 1999. № 2. стр. 50.

48. Epuioe С.Н., Бенюшис Т.Н. II Вестник ННГУ им. Н.И.Лобачевского. Материалы, процессы и технология электронной техники. Н.Новгород: ННГУ. 1994. стр. 81.

49. SchmitJ.L. II J. Vac. Sci. Technol. 1986. A 4. № 4. P. 2141.

50. Tower J.P., Tobin S.P., Kestigian M., Norton P.W., Bollong A.B., Schaake H.F., Ard C.K. II J. Electron. Mater. 1995. V. 24. № 5. p. 497.

51. Triboulet R., Chatard J.P., Costa P., Manissadjian A. // J. Cryst. Growth. 1998. V. 184-185. P. 1262.

52. Parich A., Pearson S.D., Tran Т.К., Bichnell R.N., Benz R.G., Wagner B.K., Schafer P., Summers C.J. II J. Cryst. Growth 1996. V. 159. № 1 -4. P. 1152.

53. Gouws G.J., Muller R.J., Bowden R.S. 11 J. Cryst. Growth 1993. V. 130. № 3.1. P. 209.

54. Asahi Т., Oda O., Taniguchi Y., Koyama A. II J. Crystal Growth 1995. V. 149. P. 23.

55. Casagrande L.G., Larson D.J. et al. II J. Cryst. Growth. 1994. V. 137. № 1/2. P. 195.

56. Рогальский А. Инфракрасные детекторы / Пер. с англ. под ред. А.В. Войцеховского. Новосибирск: Наука. 2003. стр. 388.

57. Dhar N.K., Zanatta J.P., Ferret P., Million A. // J. Cryst. Growth 1999. V. 201-202. P. 975."f 59. Million A., Dhar N.K, Dinan J.H. II J. Cryst. Growth. 1996. V. 159. P. 76.

58. Rujirawat S., Almeida L.A., Chen Y.P. et al. II Appl. Phys. Lett. 1997. V. 71. № 13. P. 1810.

59. J.B. Varesi, A.A. Buell,R.E. Bornfreund,W.A. Radford, J.M. Peterson, K.D. Maranovski, S.M. Johnson, D.F. King II J. Electron. Mater. 2002. V. 31. № 7. P. 815.

60. Farrow R.F.C., Jones G.R. et al. II Appl. Phys. Lett. 1981. V. 39. № 12. P. 954.

61. Dian J.H., Quadri S.B. И J. Vac. Sci. Technol. 1986. A 4. № 4. P. 2158.

62. Matsumura N., Ohshima Т., SaraieJ., Yodogawa Y. II J. Cryst. Growth. 1985. V 71. P. 361.\ 65. Zanatta J.P., Ferret P. et al. II J.Electron.Mater. 1998. V. 27. № 6. P. 542.

63. Hoke W.E., Traczewski R., Kreismanis V.G. et al. I I Appl. Phys. Lett. 1985. V. 47. № 7. P. 276.

64. Myers Т.Н., YawchengL. et al. И Appl. Phys. Lett. 1983. V. 42. № 3. P. 247.

65. Gertner E.R., Tennant W.E., Blakwell J.D., Rode J.P. /I J. Cryst. Growth. 1985. V. 72. P. 462.

66. Bubulac L.O., Edwall D.D., McConnell D., DeWames R.E., Blazejewski E.R., Gertner E.R. И Semicon. Sci. Technol. 1990. V. 5. P. 45.

67. Edwall D.D., Chen J.S., Bajaj J., Gertner E.R. II Semicond. Sci. Technol. 1990. V.5.P. 221.

68. Kimata H., RyojiA., Croki Т. И J. Cryst. Growth. 1987. V. 81. P. 508.

69. Rauhala E., Keinonen J. et al. И Appl. Phys. Lett. 1987. V. 51. № 13. P. 973.

70. Zinck J.J., Brewer et al И Appl. Phys. Lett. 1988. V. 52. № 17. P. 1434.

71. Марфунин A.C. Рубин и сапфир. М.:Наука. 1974. стр. 236.

72. Физико-химические свойства полупроводниковых веществ. Справочник. М.: Наука. 1979. стр. 339.

73. Johnson S.M., Kalisher М.Н., Ahlgren W.L., James J.B., Cockrun C.A. II Appl. Phys. Lett. 1990. V. 56. P. 946.

74. Zanio K., Bean R., Mattson R.,. Vu P, Taylor S., Mclntryre D., Ito C., Chu M. И Appl. Phys. Lett. 1990. V. 56. P. 1207.

75. Johnson S.M., Vigill J.A., James J.B., Cockrum C.A., Konkel W.H., Kalisher M.H., Risser R.F., Tung Т., Hamilton W.J., Ahlgren W.L., Myrosznyk J.M. II J. Electron. Mater. 1993. V. 22. P. 835.

76. De Lyon T.J., Johnson S.M., Cockrum C.A., Wu O.K., Hamilton W.J., Kamath G.S. Hi. Electrochem. Soc. 1994. V. 141. P. 2888.

77. L.J. Kozlowski, R.B. Bailey, D.E. Cooper, K. Vural, E.R. Gertner, W.E. Tennat //Proc. SPIE 1991. V. 1540. P. 250.

78. Okamoto Т., Saito Т., MurakamiS. et al. И Appl. Phys. Lett. 1996, V.69. № 5. P. 677.

79. Irvine S.J.C., Mullin J.B. II J. Cryst. Growth. 1981. V. 55. P. 107.

80. Peng Rui-wu, XuFei, Ding Yong-ging //J. Cryst. Growth. 1991. V. 115. № 1-4. P. 698.

81. Irvine S.J.C., Tunnicliffe J., Mullin J.B. II J. Cryst. Growth. 1983. V. 65. P. 479.

82. Liane I-R., Chou K-S., Lin M-S. II J. Ciyst. Growth. 1988. V. 87. № 3. P. 529.

83. Hyliands M.J., Thompson J., Bevan M.J. et al. II J. Vac. Sci. Technol. 1986. / A 4. №4. P. 2217.

84. Tunnicliffe J., Irvine S.J.C. et al. II J. Cryst. Growth. 1984. V. 68. № 1. P.245.

85. Bhat IB. //J. Cryst. Growth. 1992. V. 117. P. 1.

86. Mullin J.B., Irvine S.J.C., Ashen D.J. И J. Cryst. Growth. 1981. V. 55. P. 92.

87. Mullin J.B., Irvine S.J.C., GiessJ. //J.Ciyst.Growth.1985. V. 72. P. 1. 91 .SchmitJ.L. И J. Vac. Sci. Technol. 1985. A3. № 1. P. 89.

88. Smith L.M., Thompson J. И Chemtronics. 1989. V 4. P. 62.

89. Smith L.M., Thompson J. IIGEC J. Res. 1989. V 7. № 2. P.72.

90. TribouletR. Hi. Cryst. Growth. 1991. V. 107. P. 598.

91. Ebe H., Yamamoto К. I I J. Ciyst. Growth 1997. V. 174. P. 746.

92. Smith L.M., Byrhe C.F., Patel D. et al. II J. Ciyst. Growth. 1991. V. 107. № 14. P. 605.

93. Druilhe R., Desjonqueres F. et al. II Semicond. Sci. Technol. 1991. V. 6. P. 22.

94. Hall R.S., Ashley Т., Elliott C.T., Gordon N.T., Johnson A.D., Pryce G.J. II J. Cryst.Growth. 1996. V. 159. P. 1100.

95. Mitra P., Case F.C., Reine M.B., Starr R., Weiler M.H. II J. Cryst. Growth 1997. V. 1-4. P. 542.

96. Le Meur M.A., Cuniot M., Rommeluere J.F., Tromson-Carli A., Triboulet R., Marfaing Y. //J. Cryst. Growth 1998. V. 184-185. P. 1279.

97. Mitra P., Schimert T.R., Case F.C. et al. II J.Electron.Mater. 1995. V.24. № ^ 5. P. 661.

98. Chen M.C., Bevan M.J. II J. Appl. Phys. 1995 V. 78. № 7. P. 4787.

99. Feldmcm R.D., Kisker D.W., Austin R.F. et al. II J. Vac. Sci. Technol. 1986. A 4. №4. P. 2234.

100. Tompa G.S., Nelson C.R., Saracino MA. et al. II Appl. Phys. Lett. 1989. V. 55. № l.P. 62.

101. Yasuda K, Ekawa M., Matsui N. II Jap. J. Appl. Phys. 1990. V. 29. № 3. P. 479.

102. Feldman R.D., Kisker D. W. et al. II Appl. Phys. Lett. 1986. V. 48. № 3. P. 248.

103. Anderson P.L. //J.Vac.Sci.Technol. 1986. V.A4. № 4. P. 2162.

104. Lu P.-Y., Williams L.M., Chu S.N.G. II J. Vac. Sci. Technol. 1986. V. A4. № 4. P. 2137.

105. Kisker D.W., Steigerwald M.L., Kometani T.Y. И Appl. Phys. Lett. 1987. V. 50. №23. P. 1681.

106. Ekawa M., Yasuda K, Sone S. et al. И J. Appl. Phys. 1990. V. 67. № 11. P. 6865.111 .Angelo J.E., Gerberich W. W„ Bratina C. et al. II J. Cryst. Growth. 1993. V. 130. P. 459.

107. Cheng T.T., Aindon M., Jones I.P. II J. Cryst. Growth. 1994. V. 135. P. 409.

108. Stricman H., Oron M., Raizman A., Cinader G. II J. Electron. Mater. 1988. V. 17. №2. P. 105.

109. Brown P.D., Hails J.E., Russel G.J., Woods J. И Appl. Phys. Lett. 1987. V. 50. № 17. P. 1144.

110. Cinader G., Raizman A., SherA. И J. Vac. Sci.Technol. 1991. V. B9. № 3. P. 2234.

111. Desjonqueres F., Tromson-Carli A. et al. II J. Cryst. Growth. 1990. V. 107. № 1-4. P. 626.

112. Tompa G.S., Salagaj T. et al. II J. Cryst. Growth. 1991. V. 107. P. 198.

113. Pain G.N., Sandford C. et al. И J. Cryst. Growth. 1991. V. 107. № 1-4. P. 610.

114. Druilhe R., Desjonqueres F., Katty A. et al. II J. Cryst. Growth. 1990. V. 101. P. 73.

115. Faurie J.P. //J. Cryst.Growth. 1987. V. 81. P. 483.

116. WuO., Kamath G.S. II Semicond. Sci. Technol. 1991. V. 6. P. 6.

117. Lansari Y. // J. Cryst. Growth. 1991. V. 111. P. 720.

118. Sang-Hee Sun, Jong-Hyeong Song, Sung-Wook Moon II J. Cryst. Growth. 1996. V. 159. P. 1132.

119. NishinoH., Nishijima Y. II J. Cryst. Growth. 1997. V. 173. P. 330.

120. Hails J.H., Cole-Hamilton D.J., Giess J. II J.Electron.Mater. 1998. V. 27. № 6. P. 624.

121. Faurie J.P., Hsu C., Sivananthan S. et al. II Surface Science. 1986. V. 168. P. 473.

122. OtsukaN., Kolodziejski L.A., Gunshor R.L. et al. II Appl. Phys. Lett. 1985. V. 46. № 9. P. 860.

123. Srinivasa R., Panish M.V., Temkin H. II Appl. Phys. Lett. 1987. V. 50. № 20. P. 1441.

124. Wagner B.K., Oakes J.D. et al. И J. Cryst. Growth. 1988. V. 86. P. 292.

125. Tang H.P., FeungJ.Y. et al. II J. Cryst. Growth. 1991. V. 112. № 2-3. P. 407.

126. Leo G., Longo M., Lovergine N.,. Mancini A.M, Vasanelli L., Drigo A.V., Romanato F., Peluso Т., Tapfer L. II J. Vac. Sci. Technol. 1996. В14. № 3. P. 1739.

127. W. Palosz, F.R. Szofran, S.L. Lehoczky // J. Crystal Growth 1995 V. 148. № 56. P. 1152.

128. Nishino H„ Saito Т., Nishijima Y. II J. Cryst. Growth 1996. V. 165. № 3. P. 227.

129. Yasuda K, Araki N., Samion H.B., Miyata M. II J. Cryst. Growth. 2000. V. 214-215. P. 19.

130. Reinoso J.J., Ко E.I., Sides P.J. II J. Cryst. Growth 1997. V. 174. № 1-4. P. 713.

131. GiessJ., GoughJ.S. et al. //J.Cryst. Growth. 1995. V. 72. P. 120.

132. Natarayan V., Taskar N.R., Bhatl.B. II J. Electron. Mater. 1988. V. 17. № 6. P. 479.

133. Patriarche G., Triboulet R. et al. И J. Ciyst. Growth. 1993. V. 129. № 3-4. P. 375.

134. Elliott C.T. И Semicond.Sci.Technol. 1990. V. 5. P. 30.

135. Elliott C.T., Day D., Wilson B.JII Infrared Phys. Technol 1982. V. 22. P. 31.

136. Reine M.B., Maschhoff K.R., Tobin S.P., Norton P.W., Mroczkowski J.A., Krueger E.E. II Semicond. Sci. Technol. 1993. V. 8. P. 788.

137. Nemirovsky Y., Bahir G. II J. Vac. Sci. Technol. 1989. A 7. P. 450.

138. Sarussi G., Cinader G., ZemeiA., Eger D., Shapira Y. II J. Appl. Phys. 1992. V. 71. P. 5070.

139. Norton P. II Proc. SPIE. 1998. V. 3379. P. 102.

140. Rajavel R.D., Jamba D.M., Wu O.K. et al. II J. Electron. Mater. 1997. V. 26. P. 476.

141. Жмакин A.M., Макаров Ю.Н. Гидромеханика и тепломассообмен при получении материалов. М. Наука. 1990. стр. 43.

142. Воробьев А.Н., Гугель Ю.В., Хоружников С.Э. II Высокочистые вещества. 1993. № 6. стр. 10.

143. Котков А.П. Получение эпитаксиальных слоев CdxHgixTe на арсениде галлия методом химического осаждения из паров диметилкадмия, диэтилтеллура и ртути // Диссертация на соискание ученой степени кандидата химических наук, Н. Новгород, 1996 г.

144. Моисеев А.Н. Получение гетероэпитаксиальных слоев CdxHgi.xTe методом химического осаждения из паров диметилкадмия, диэтилтеллура и ртути // Диссертация на соискание ученой степени доктора химических наук, Н. Новгород, 1999 г.

145. Kuhn W.S., Lusson A., Qu'Hen В., Grattepain С., Dumont Н., Gorochov О., Bauer S., Wolf К, Worz M., Reisinger Т., Rosenauer A., Wagner H., Stanzl H.,

146. Gebhardt W. II Progress in Crystal Growth and Characterization of Materials. 1995. V. 31. № 1-2. P. 119.

147. Czerniak M.R., Easton B.C. // J. Ciyst. Growth. 1984. V. 68. P. 128.

148. Фаерман В.И., Зорин А.Д., Гурылев B.B. // ЖОХ. 1990. Т. 60. вып. 7. стр. 1468.

149. McAllister Т. /П. Cryst. Growth 1989. V. 96. № 3. P. 552.

150. Dumont H., Marbeuf A., Bouree J.-E., Gorochov О. II Materials Science & Engineering B: Solid-State Materials for Advanced Technology 1993. V. В 17. № 1-3. P. 41.

151. Моисеев A.H., Батманов С.М.,.Ливерко B.H. II Высокочистые вещества 1994. №4. стр. 136.

152. Mull ins J.Т., Clifton Р.А., Brown P.D., Brinkman A. W, Woods J. // J. Cryst. Growth 1990. V. 101. № 1-4. P. 100.

153. Yao Т., Takeda Т. II Appl. Phys. Lett. 1986. V. 48. № 2. P. 160.

154. Ruault M.-O., Kaitasov O., Triboulet R., Crestou J., Gasgnier M. II J. Cryst. Growth. 1994. V. 143. № 1-2. P. 40.

155. Marbeuf A., Druilhe R., Triboulet R., Patriarche G. II J. Cryst. Growth 1992. V. 117. № 1-4. P. 10.

156. Irvine S.J. C., Gough J.S., J. Giess, Gibbs M.J., Royle A., Taylor C.A., Brown J.T., Keir A.M., Mullin J.B. //J. Vac. Sci. Technol. 1989. A 7. P. 285.

157. Sang-Hee Suh, Jin-Sang Kim, Hyung Joon Kim, Jong-Hyeong Song II J. Cryst. Growth. 2002. V. 236. P. 119.

158. Yasuda K, Hatano H., Ferid Т., Minamide M., Maejima Т., Kawamoto К. II J. Cryst. Growth 1996. V. 166. P. 612.

159. Моисеев A.H., Котков А.П., Дорофеев B.B, Гришнова НД II Неорганические материалы. 2004. Т. 40. №. 1. стр. 15.

160. Hansen G.L., Schmit J.L., Casselman T.N. II J. Appl. Phys. 1982. V. 53. P. 7099.

161. Finkman A., Nemirovsky Y. I I J. Appl. Phys. 1982. V. 53. № 2. P. 12.

162. Бахтин П.А., Дворецкий С.А., Варавин B.C., Коробкин А.П., Михайлов Н.Н., Сидоров Ю.Г. II Физика и техника полупроводников. 2004. Т. 38. № 10. стр. 1203.

163. КучисЕ. В. Методы исследования эффекта Холла. М.: 1974.

164. Белогорохов А. И., Белов А. Г, Виноградов Е.А., Рашевская Е.П. Препринт № 156 ФИАН СССР. М.: 1988.

165. Павлов П. В., Хохлов А. Ф. Физика твердого тела. М.: 1985.

166. Kamata A., Matsushita К., Shigenaka К. I/ J. Cryst. Growth. 1998. V. 184185. P. 1228.

167. Бовина Л.А., Болтарь КО., Бурлаков ИД., Климанов Е.А., Патрашин А.И., Сагинов Л.Д., Стафеев В.И., Тимофеев А.А. II Оптический журнал. 1996. №6. стр. 74.

168. Болтарь КО., Бовина Л.А., Сагинов Л.Д., Стафеев В.И., Гибин И.С., Малеев В.М. II Прикладная физика. 1999. № 2. стр. 50.