Особенности дефектообразования в ионноимплантированных слоях арсенида галлия

Комарницкая, Елена Александровна

Особенности дефектообразования в ионноимплантированных слоях арсенида галлия тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.10 ВАК РФ

Комарницкая, Елена Александровна АВТОР

кандидата физико-математических наук УЧЕНАЯ СТЕПЕНЬ

Москва МЕСТО ЗАЩИТЫ

2000 ГОД ЗАЩИТЫ

01.04.10 КОД ВАК РФ

Диссертация по физике на тему «Особенности дефектообразования в ионноимплантированных слоях арсенида галлия»

Автореферат диссертации на тему "Особенности дефектообразования в ионноимплантированных слоях арсенида галлия"

На правах рукописи

РП од

2 гтжз

КОМАРНИЦКАЯ Елена Александровна

ОСОБЕННОСТИ ДЕФЕКТООБРАЗОВАНИЯ В ИОННОИМПЛАНТИРОВАННЫХ СЛОЯХ АРСЕНИДА

ГАЛЛИЯ

Специальность 01.04.10 - Физика полупроводников и диэлектриков

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Москва, 2000

Работа выполнена на кафедре Физического материаловедения полупроводников Московского государственного института стали и сплавов (технологического университета)

Научный руководитель: профессор, доктор физико-математических наук БУБЛИК В Т.

Официальные оппоненты; профессор, доктор физико-математических наук Кольцов Г.И. профессор, кандидат физико-математических наук Смирнов И.С.

Ведущая организация: Институт химических проблем микроэлектроники, Москва.

Защита диссертации состоится 25 мая 1999 г. в 15 часов на заседании Диссертационного Совета Д053.008.06 в Московском государственном институте стали и сплавов (технологическом университете). Адрес института: 117936, Москва, ГСП-1, Ленинский проспект, 4.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Московского государственного института стали и сплавов.

Автореферат разослан "24 " апреля 1999 г.

Справки по телефону: 955-01-51

Ученый секретарь совета профессор,

доктор физико-математических наук Гераськин В.В.

В 8 49, НУ; 03>

В 3 У 9, АЛЛ; 03

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. В настоящее время самым распространенным после кремния материалом полупроводниковой электроники является арсенид галлия, поэтому не уменьшается стремление исследователей к повышению его качества и приданию ему свойств, позволяющих реализовать новые приборные возможности. Столь большое внимание связано, главным образом, с высокой подвижностью электронов в этом материале и возможностью получения полуизолирующих подложек арсенида галлия. Одним из перспективных направлений создания новых материалов, основой современной планарной технологии является ионная имплантация - универсальный и достаточно технологичный метод введения примеси в заданном количестве и с заданной локальностью. Использование имплантации для формирования р-п-переходов затрагивает технологию таких арсенидгаллиевых приборов как лавинно-пролетные диоды, варакторные диоды, биполярные транзисторы и интегральные схемы сверхвысокой степени интеграции на их основе, отличающиеся высоким быстродействием. Интересно применение высокодозовой имплантации (особенно бериллия, акцепторной примеси с малой массой) для создания фотолюминисентных приборов и р-п-переходов с очень малыми обратными токами и резкими пробойными характеристиками. Также в приборах формируются низкоомные и контактные области высокодозовой имплантацией примесей. Однако данному методу легирования сопутствует образование радиационных точечных дефектов и для активации примеси в решетке предполагается проведение отжига. Эффективность легирования зависит от реальной структуры ионноимплантированного слоя (состав ансамбля точечных радиационных дефектов и примеси). Поэтому изучение особенностей формирования структуры после имплантации и ее эволюции при отжигах играют важную роль в подборе режимов имплантации и активирующего отжига для создания оптимальной структуры, получения желаемых свойств и качества слоя, а, следовательно, и для обеспечения требуемых пространственных и электрофизических параметров изготовляемых приборов.

Цели и задачи работы. Выявление особенностей и закономерностей формирования дефектной структуры ионноимплантированных слоев арсенида галлия и ее эволюции при отжиге.

При этом решались следующие задачи:

1) определение механизмов образования дефектного слоя с учетом взаимодействия и аннигиляции радиационных точечных дефектов в процессах ионной имплантации и отжига;

2) выяснение роли поверхности подложки в формировании структуры имплантированного слоя;

3) установление зависимости характера дефектообразования от массы имплантируемых ионов и условий имплантации (энергии и дозы);

4) обоснование возможности определения профиля концентрации радиационных дефектов по профилю деформации нарушенного ионной имплантацией слоя, восстановленному из кривых дифракционного отражения.

Научная новизна. Экспериментально и методами компьютерного моделирования выстроена достаточно детальная физическая картина поведения радиационных точечных дефектов в ионноимплантированных слоях арсенида галлия.

Показана роль вторичных процессов, происходящих при ионной имплантации, в формировании структуры этих слоев: образования ассоциаций и аннигиляции дефектов в объеме и на поверхности кристалла.

Установлено, что образование микродефектов не является определяющим структурные изменения во время имплантации процессом.

Впервые обнаружен поверхностный слой, обогащенный вакансиями в процессе высокодозовой имплантации ионов средних масс, который стимулирует диффузию введенной примеси на поверхность подложки и может оказывать существенное влияние на форму профиля распределения имплантированной примеси при создании тонких имплантированных слоев.

С ростом энергии имплантации при ориентации подложки относительно падающего пучка ионов, уменьшающей вероятность каналирования, приближение аморфного тела для восстановления профиля распределения радиационных дефектов перестает работать, на распределение концентрации точечных дефектов сказывается кристалличность подложки, вследствие чего

проявляются процессы каналирования, приводящие к уменьшению общего количества радиационных дефектов. Обнаружен эффект резкого уменьшения концентрации точечных дефектов в слоях арсенида галлия, имплантированных легкими ионами бериллия с энергиями 150 кэВ и выше.

Практическая значимость работы. Использование рентгеновской дифрактометрии высокого разрешения в трехкристальной схеме дифрактометра, позволяющей разделить когерентное рассеяние кристаллической структурой и некогерентное (диффузное) рассеяние локальными структурными нарушениями, можно рекомендовать для диагностики ионноимплантированных слоев. Доказана существенная роль поверхности в формировании и модификации ансамбля радиационных дефектов уже в процессе имплантации в арсениде галлия. Выявленные зависимости дают возможность управлять совершенством структуры ионноимплантированных слоев при выборе условий имплантации для создания электронных приборов данным методом. Полученные данные позволяют найти оптимальные, с точки зрения количества и распределения радиационных дефектов, условия имплантации и отжига.

Положения, выносимые на защиту.

1. Профиль деформации кристаллической решетки ионноимплантированных слоев можно использовать для восстановления профиля концентрации радиационных дефектов в этих слоях.

2. В процессе ионной имплантации в арсениде галлия при температуре близкой к комнатной реализуются два преобладающих механизма релаксации радиационных дефектов: 1) аннигиляция,. обусловленная радиационно - стимулированными диффузными процессами и не изменяющая соотношение концентраций вакансий и межузельных атомов, и 2) сток дефектов на поверхность, меняющий это соотношение. Роль того или иного процессов зависит от глубины залегания дефектного слоя.

3. Неравновесные ассоциации радиационных дефектов в условиях, когда существенную роль в изменении дефектной структуры при активирующих отжигах играет поверхность, могут при сравнительно небольших пересыщениях растворятся, а при больших развиваться в дислокационные петли.

4.. При имплантации ионов с малыми энергиями (например, 50 кэВ для ионов кремния) образуются тонкие слои, в которых близость физической поверхности подложки способствует стоку на нее межузельных атомов, что приводит к формированию вблизи поверхности слоя, обогащенного вакансиями. В этих слоях с ростом дозы имплантации ионов кремния в десять раз существенного увеличения дефектности слоя не происходит. 5. При имплантации ионов примесей с малой энергией и с ориентацией подложки относительно падающего пучка ионов, уменьшающей вероятность каналирования, приближение аморфного тела для расчета профиля распределения радиационных дефектов удовлетворительно описывает структуру ионномигшантированных слоев арсенида галлия, с ростом энергии имплантации приближение аморфного тела перестает работать, на распределение концентрации точечных дефектов сказывается кристалличность подложки, вследствие чего проявляются процессы каналирования, приводящие к уменьшению общего количества радиационных дефектов.

Апробация работы. Результаты работы представлены на IV Всероссийском семинаре "Физические и физико-химические основы ионной имплантации" (Нижний Новгород, 9-11 июня 1998 года), XII международной конференции "Ion Implantation Technology' 98" (Киото, Япония, 22-26 июня 1998 года).

Публикации. Основные результаты диссертации представлены в 4 печатных работах.

Структура и объем работы. Диссертационная работа состоит из введения, 5 основных глав, общих выводов и списка литературы. Диссертация изложена на 131 страницах машинописного текста, включая 30 рисунков. Список литературы состоит из 81 наименования.

СОДЕРЖАНИЕ ДИССЕРТАЦИИ

Во введении дано обоснование актуальности диссертационной работы, указана ее цель.

Глава I является обзором литературы, в котором рассмотрены вопросы применения, получения и свойств типичного представителя класса полупроводниковых соединений A'"BV арсенида галлия, легированного различными примесями, теория метода легирования материала - ионной имплантации, его возможности и недостатки, образование и поведение радиационных дефектов в ионноимппантированных слоях, методы контроля и исследования таких слоев. В результате изложенного поставлены задачи исследования, выбор объектов и методика их изучения также вытекают из обзора литературы.

Глава II посвящена описанию объектов экспериментальных исследований - слоев арсенида галлия, ионноимплантированных с разными энергиями и дозами тремя примесями разной массы: кремнием, бериллием и селеном. За счет снижения энергии имплантированных ионов кремния до 50 кэВ максимум распределения концентрации радиационных дефектов был приближен к поверхности с целью повышения роли поверхности подложки в формировании структуры имплантированного слоя. Выбор примесей бериллия и селена был сделан для изучения влияния массы примесей на процесс дефектообразования, так как они, обладая почти одинаковыми тетраэдрическими радиусами, сильно различаются по массе.

В работе использовались подложки полуизолирующего арсенида галлия с ориентацией (100), удельным сопротивлением (4-6)107 Ом см, подвижностью электронов 5800-6100 см2/Вс при комнатной температуре и плотностью дислокаций (6-9) 104 см"2. Имплантация ионов кремния производилась с энергией 50 кэВ и дозами 1012, 1014 и 1015 см"2 на установке "Лада 30", легких ионов бериллия - с энергиями 50, 100, 150, 250 кэВ и дозой 5 Ю14 см"2, меньшей дозы аморфизации для всех использованных энергий ионов, на установке HVE - 350, ионов селена - в разные участки одной подложки с энергиями 150, 180, 210, 240 кэВ и дозой 1014 см"2 на установке HVE - 350. Для уменьшения вероятности каналирования угол между нормалью к поверхности и направлением пучка ионов составлял 7°.

Отжиг имплантированных кремнием образцов осуществлялся в диффузионной печи в атмосфере арсина при температуре 850 "С в течение 10 минут.

В главе III описаны методики выявления закономерностей дефектообразования в ионноимплантированных слоях. Использовался ряд взаимодополняющих методов, позволяющих получить более объективную картину процесса формирования дефектной структуры слоев и ее эволюции при отжиге:

рентгеновская дифрактометрия высокого разрешения (трехкристальный бездисперсионный спектрометр) в различных схемах;

моделирование кривых дифракционного отражения, полученных в трехкристапьной схеме спектрометра (n, -т, п) с симметричным отражением по Брэггу от всех кристаллов, с помощью компьютерной программы на основе динамической теории дифракции рентгеновских лучей методом послойной апроксимации с использованием уравнений Такаги -Таупина для построения профилей распределения деформации слоев по глубине;

вторичная ионная масс-спектроскопию (ВИМС) для исследования профилей распределения атомов имплантированной примеси по глубине; компьютерное моделирование процесса образования радиационных дефектов при имплантации с помощью программы TRIM90, основанной на методе Монте - Карло;

просвечивающая электронная микроскопия (ПЭМ) для выявления микродефектов.

Такой подход позволяет решить поставленные задачи данной диссертационной работы. С точки зрения развития методики, интерес представляет то, что профиль деформации и его изменения при отжигах анализируются в связи с процессами дефектообразования и структурными изменениями при отжигах, тем самым комплексный подход способствует развитию информативности методики анализа профилей деформации.

Глава IV содержит результаты экспериментального изучения ионноимплантированных слоев.

Арсенид галлия, имплантированный ионами кремния. В результате рентгенодифракционного эксперимента получены дифракционные кривые качания. Для всех образцов характер снятых кривых качания изменился по

отношению к идеальной кривой (рис. 1, 2). Во всех случаях кривые асимметричны, причем со стороны углов меньших брэгговского интенсивность больше, чем с противоположной стороны. На рис. 2 со стороны малых углов хорошо видны когерентные осцилляции интенсивности отраженного рентгеновского пучка, характеризующие деформацию положительного знака, и явно выражен пик от ионноимппантированного слоя. Для доз 1015 см"2 и 1014 см" 2 имплантированного кремния кривые качания со стороны углов меньших брэгговского почти одинаковы, несмотря на то, что в первом случае концентрация радиационных дефектов должна быть существенно выше, так как дозы отличаются в десять раз.

Рис. 1. Двухкристальные кривые качания СаАэ, имплантированного Э'Г с дозой 10 см"2, после имплантации (1) и после отжига (2).

Получены профили деформации решетки путем моделирования кривых дифракционного отражения и сопоставления с экспериментальными данными. Для доз имплантации 1014 см"2 и 1015 см"2 эти профили близки (рис. 3.). Из соответствующего кривой качания (рис. 2, а, кривая 1) профиля деформации (рис. 3, кривая 1) следует, что в образце арсенида галлия, имплантированного ионами кремния с дозой 1015 см"2, существует очень тонкий, порядка 5 нм, слой с отрицательной деформацией, вызвавший осцилляции интенсивности со стороны положительных углов.

100000

" 10000 I

5 1000 м

Б 100

0.1

-1000 -500 О 500 1000

угол поворота образца, угл. с

100000

1 10000

1000

ш н

100

-1000 -500 0 500 1000

угол поворота образца, угл. с

Рис. 2. Распределение интенсивности когерентного рассеяния для СаАэ, имплантированного ЭГ, с дозами 11015 см"2 (а), 110й см"2 (б) после имплантации (1) и после отжига (2). Зеленая и красная - соответствующие расчетные кривые.

Только введя в модельный профиль тонкий слой с отрицательной деформацией у поверхности, удалось описать поведение кривой дифракционного отражения при углах больших брэгговского угла подложки. Моделирование показало, что при отсутствии такого слоя интенсивность при указанных углах очень быстро убывает и уже при отвороте образца на 100 угл. с становится ниже экспериментальных значений интенсивности фона. Аналогичная картина на кривой дифракционного отражения, хотя и не столь четко выраженная, характерна для дозы ионов кремния 1014 см"2. Профиль деформации очень близок к соответствующему профилю для дозы 1015 см"2.

После отжига для всех образцов, имплантированных ионами кремния (рис. 2, кривые 2), увеличивается толщина слоя, обогащенного вакансиями (рис. 3, кривые 3, 4), причем максимум отрицательной деформации располагается на глубине ~ 30 нм, а вблизи поверхности отрицательная деформация уменьшается. Соответственно, уменьшается толщина слоя с межузельными атомами и резко уменьшается величина положительной деформации решетки. Величина и положительной, и отрицательной деформации в слое, имплантированном ионами кремния с дозой 1015 см"2, больше, чем в имплантированном с дозой 1014 см"2.

Из этих кривых были рассчитаны профили распределения точечных дефектов в имплантированном слое. Пренебрегая стоком межузельных атомов на поверхность и образованием кластеров из точечных дефектов и считая, что количество остаточных дефектов определяется, главным образом, генерацией их при облучении и аннигиляцией пар Френкеля, учитывая влияние пар Френкеля на параметр решетки, концентрация точечных дефектов в ионноимплантированном слое рассчитывалась по формуле:

где Аа/а - относительная деформация слоя, Сц - компоненты тензора упругости, Лг/г - эффективное относительное изменение среднего размера атома матрицы

при замене его парой Френкеля (эта величина известна и составляет ~ 0,15), а N - количество атомов в 1 см3.

0,006-

-0,002Н-■-1-■-1-■-1-'-1-■-1-

0 400 800 1200 1600 2000

глубина, ангстремы

Рис. 3. Профили деформации СаАэ, имплантированного ЭГ с разными дозами: 1, 2 - до отжига (1015 см"2,1014 см"2 соответственно), 3,4 - после отжига (1015 см"2, 1014 см'2 соответственно).

По программе ТИМЭО смоделированы концентрационные профили распределения радиационных дефектов. Эти профили носят четко выраженный колокообразный характер. При имплантации кремния с дозой 10'5 см"2 концентрация точечных дефектов, полученная по методу Монте - Карло, в десять раз больше, чем концентрация, полученная из рентгенодифракционных данных. Чем меньше доза имплантации, тем меньше различия концентрационных профилей.

Для выяснения причин столь слабого различия профилей деформации после имплантации кремния с дозами, отличающимися в 10 раз, и отжига было изучено образование микродефектов с помощью измерения диффузное рассеяние рентгеновских лучей (ДРРЛ) и ПЭМ. Показано, что уже сразу после имплантации наблюдается ДРРЛ, свидетельствующее о наличии микродефектов в нарушенных слоях. Это диффузное рассеяние зависит от дозы

имплантированных ионов и значит является следствием радиационного воздействия и не вызвано микродефектами в объеме исходных кристаллов.

Глубина, нм

Рис. 4. Профили распределения концентраций дефектов, рассчитанные по программе ТШМЭО для ваЛв, имплантированного ЭГ с дозой 1' 1015см"2 (1) и 1' 10й см"2 (2), и соответствующие профили, полученные из рентгенодифракционных измерений (3, 4).

На рис. 5 показаны изодиффузные контуры в окрестности узла обратной решетки [[400]], интенсивность измерялась вдоль сечений, перпендикулярных вектору дифракции и расположенных на разных расстояниях от узла обратной решетки. ДРРЛ после отжига для дозы 10й см'2 уменьшается, а для дозы 1015 см" 2 растет. Методом ПЭМ в последнем случае выявляются дислокационные петли, а в первом - контраст свидетельствует об исчезновении мелких (5 0,01 мкм) неоднородностей.

Относительное обогащение нарушенного слоя вакансиями сказывается на перераспределении легирующей примеси (рис. 6). После отжига на профилях распределения ионов кремния, полученных методом ВИМС, формируются более отчетливые максимумы, что наиболее явно выражено для дозы имплантации 1015 см"2. Для дозы 1014 см"2 концентрация кремния на глубине

90-150 нм уменьшается, в то время как на глубине 45-90 нм увеличивается. Для дозы 1015 см"2 вблизи поверхности подложки после отжига образуется существенный провал концентрации кремния.

Рис. 5. Изодиффузные контуры интенсивности рентгеновского рассеяния для GaAs, имплантированного Sf с дозой: а, б - 11015 см"2 (до и после отжига соответственно); в, г -110м см"2 (до и после отжига соответственно); д — 11012 см"2 после отжига, в окрестности узла [[400]] решетки обратного пространства.

1Е20

■о

□Г

1Е19

^ X

-о

"•»»fíawi «ta.

100 200 глубина, нм

300

Рис. 6. Профили распределения полученные методом ВИМС: 1,2- доза 1'1015 см" до и после отжига соответственно; 3, 4-доза 11014 см"2.

Арсенид галлия, имплантированный ионами бериллия. Исследования слоев, имплантированных ионами бериллия, показали, что вид кривых

дифракционного отражения при увеличении энергии ионов качественно меняется. При увеличении энергии имплантации от 50 кэВ до 100 кэВ период осцилляции на кривых качания уменьшается, а интенсивность пика нарушенного слоя увеличивается, что говорит об увеличении толщины нарушенного слоя, но, в целом же, качественного изменения дифракционной картины не происходит: расстояние от максимума, соответствующего слою, до максимума от подложки практически не меняется. Максимальная деформация при изменении энергии от 50 до 100 кэВ практически не растет. При энергии имплантации 150 кэВ рентгенодифракционная кривая качания имплантированного бериллием образца претерпевает значительные изменения по сравнению с кривыми качания для энергий 50 и 100 кэВ (рис. 7). Высота пика нарушенного слоя увеличивается, а сам пик резко приближается к пику подложки. Дальнейшее увеличение энергии имплантации до 250 кэВ не приводит к каким-либо качественным изменениям кривой качания по сравнению с энергией 150 кэВ, но высота пика нарушенного слоя продолжает увеличиваться.

Рис. 7. Трехкристальные кривые качания GaAs, имплантированная В с* с энергией 50 кэВ (а) и 150 кэВ (б).

Имплантация бериллия при энергии 50 кэВ создает нарушенный слой толщиной ~ 400 нм. Профиль деформации в этом случае имеет вид, показанный на рис. 8. При энергии имплантации 150 кэВ глубина нарушенного слоя более 850 нм. Сам профиль имеет при значительно меньшей деформации (6-810"4)

,-,-,--,---,-,-,-,-

-ЮО -Ш) О 50D ИГ

УотшрсЕкОшфупс

■an (

ЖпгхщаасОащ yn с

два слабо выраженных максимума на глубине 200 и 500 нм. Форма профилей деформации соответственно существенно различается. Профиль деформации для энергии ионов бериллия 150 кэВ (рис. 8) характеризуется резким падением, по сравнению с предыдущим случаем, максимальной деформации (примерно в 6 раз).

Исследования методом ВИМС показали, что с увеличением энергии

имплантации ионов увеличивается примерно пропорционально л/Ё глубина залегания максимума профиля распределения примеси и уменьшается его величина (рис. 9).

О.ООЭ5 П.0030 0,0023 0.0020 0.0П15 0,0010

\ -Л.

глубина, нм

Рис. 8. Профили деформации СаАэ, имплантированного Ве+ с энергиями имплантации 50 кэВ (□) и150 кэВ (О).

Максимум профилей распределения радиационных дефектов, расчитанных с использованием программы ТШМЭО для имплантированных бериллием слоев, смещается вглубь кристалла с ростом энергии. С ростом энергии имплантации наблюдается прирост общего числа дефектов, приходящихся на 1 ион. Сравнивая с результатами ВИМС, можно отметить, что максимумы распределения бериллия для всех энергий залегают глубже, чем максимумы расчетных профилей распределения бериллия. Экспериментальная глубина залегания максимумов ТШМ профилей почти пропорциональна энергии. Концентрационный профиль, полученный из рентгенодифракционных данных для образца, имплантированного бериллием с энергией 50 кэВ, отличается от

С5 R

К И

X 1EL1S а

£ с

\ \

I W

•£21

<11 Ю М Ш

Глубина, нм

(5,

т\ / \ \ Г \\

таг \ \

I ^ ■ l

®i г

И)

J № t

i а «л 6!i «в -в is ни м ми Глубина, нм

Рис. 9. Сравнение профилей распределений Ве в подложке СаАэ, полученного

методом ВИМС, (............) и дефектов, полученных из рентгенодифракционного

эксперимента, (сплошная линия) после имплантации с энергиями: а - 50 кэВ, б -150 кэВ.

2 и ч

(О

S Я л а,

Е4 Ж а) я л

о ^

(а)

/-Ч \ \

1Е22

Е2

1:311

•к g юс в и « в! и и Глубина, нм

td) ]

И « И : f«S 1Ш

Глубина, нм

J га

Рис. 10. Взаимное расположение профилей концентрации, полученных из

рентгенодифракционного эксперимента (---), с профилями

смоделированными программой TRIM при имплантации Be в GaAs с энергиями,

кэВ: а - SO кзВ, 6 - 1-50 кэВ (сплошная линия - ионБГТтримеси; ........... -

радиационные дефекты (Ga, Asi)).

результатов моделирования по методу Монте-Карло более высокой концентрацией дефектов в непосредственной близости от поверхности.

Существенные различия между профилями, полученными из рентгеновских кривых качания и моделированными по методу Монте-Карло, состоят в оценке уровня концентрации дефектов. Моделирование для случая имплантации при 50 кэВ дает концентрацию дефектов приблизительно в 4 раза выше, чем на профиле, полученном из рентгеновских данных. При 150 кэВ разница еще более значительная, примерно в 10 раз, то есть число дефектов на один ион бериллия растет более чем в два раза.

Арсенид галлия, имплантированный ионами селена. После имплантации селена с энергиями 150 кэВ и 180 кэВ полученные кривые качания практически совпадают со стороны отрицательных углов (рис. 11). При увеличении энергии имплантации до 210 кэВ, также как и в случае имплантации бериллия, кривая претерпевает качественные изменения: появляются дополнительные осцилляции между пиками нарушенного слоя и подложки, которые при дальнейшем увеличении энергии возрастают. Также как и в случае с кремнием, при имплантации селена в тонкие слои со стороны углов больших брэгговского появляются слабые осцилляции интенсивности или "наплывы", которые связаны с рассеянием на слое с отрицательной деформацией, то есть на слое, параметр решетки которого меньше, чем у подложки (рис. 11).

Имплантации селена с увеличением энергии от 150 кэВ до 180 кэВ приводит к увеличению максимальной концентрации точечных дефектов (рис. 12, а). С увеличением энергии имплантации величина максимальной деформации в слое уменьшается, но глубина этого слоя возрастает в 2 раза, причем на участке от 800 А деформация приблизительно постоянна.

С увеличением энергии максимальная концентрация точечных дефектов, рассчитанная по программе TRIM90, уменьшается, а толщина деформированного слоя увеличивается примерно пропорционально Е.

Рис. 11. Трехкристальные кривые качания для GaAs, имплантированного Se\

тфчЩ ММ ггу&щмм

Рис. 12. Профили концентраций точечных дефектов при имплантации Бе*, полученные из экспериментальных денных (а) и по программе ТРЯМЭО (б).

Профиль распределения точечных дефектов по глубине имплантированного селеном слоя падает быстрее, чем профиль, рассчитанный по программе TRIM, и с ростом энергии имплантации это падение меньше.

Глубина, нм

Рис. 13. Взаимное расположение профилей концентрации, полученных из рентгенодифракционных данных, и профилей смоделированными программой TRIM при имплантации Se в GaAs с энергиями 150 кэВ (а), 180 кэВ (б) и 240 кэВ

(в): сплошная линия - ионы примеси (Se*); ........... радиационные дефекты

(Ga, As,);--профиль, полученный из рентгенодифракционных данных.

В главе V анализируются полученные результаты с целью решения поставленных задач диссертационной работы. Отмечаются следующие основные положения. В ионноимплантированных слоях точечные дефекты

могут быть атомами примеси в междоузельных положениях и парами Френкеля, состоящими из атомов матрицы. По приведенной выше формуле оценивается влияние первых на изменение параметра решетки. Предположив, что в имплантированных ионами кремния слоях арсенида галлия все атомы кремния находятся в междоузлиях, получается значение Дг/г приблизительно равно 0,3, значение Да/а будет равным 310"4 для дозы 1015 см"2, 310"5 для дозы 1014 см'2. Однако, среднее значение да/а, полученное из рентгенодифракционных данных, равно З'Ю"3. Значит, пары Френкеля из матричных атомов являются преобладающими точечными дефектами.

Анализ профилей деформации в неотожженных образцах с дозой имплантированных ионов кремния 1015, 1014 см"2 показывает, что имплантированный слой состоит качественно как бы из двух слоев: слоя с периодом решетки меньшим, чем у подложки, и слоя с периодом большим, чем у подложки. Уменьшение периода в первом слое, связано с тем, что в нем влияние дефектов вакансионного типа преобладает над влиянием дефектов межузельного типа, и это не связано с распылением поверхности. Учитывая то, что последние влияют на период решетки, увеличивая его приблизительно вдвое эффективнее, нежели первые уменьшают, можно утверждать, что в этом слое концентрация дефектов вакансионного типа более чем в два раза выше, чем межузельных. Так как радиационный дефект возникает как пара Френкеля, то одной из наиболее вероятных причин появления двух слоев является то, что межузельные атомы обладают большей подвижностью и уже в процессе имплантации стекают на поверхность. То, что дефекты в процессе облучения диффундируют и при этом могут аннигилировать и выходить на поверхность, подтверждает совпадение профилей деформации, вызываемой имплантацией ионов кремния с дозами 1014 см"2 и 1015 см"2. Время набора дозы во втором случае в десять раз больше, поскольку плотность потока имплантированных ионов была одинакова. Следовательно, выше вероятность выхода межузельных атомов на поверхность путем диффузии. При рассматриваемых дозах имплантации не происходит накопления неассоциированных пар Френкеля пропорционально возрастанию дозы. Это объясняется тем, что при дозе кремния 1015см"2 более интенсивно в имплантированном слое идут процессы аннигиляции собственных вакансионных и межузельных точечных дефектов в

обеих подрешетках. Второй причиной близости профилей деформации, не исключающей, по-видимому, аннигиляции, является то, что в слоях изменяется соотношение концентраций дефектов вакансионного и межузельного типов за счет стока последних на поверхность. Дефекты вакансионного типа преобладают не только в поверхностных слоях, но и во всем нарушенном объеме. При этом общая концентрация точечных дефектов для дозы 1015 см"2 может быть больше.

Максимумы профилей распределения дефектов, рассчитанных по ТШМЭО, и профилей, полученных из анализа рентгенодифракционных данных по имплантированных кремнием образцах, лежат на одной глубине, но их высота существенно различается. Это также свидетельствует о релаксации радиационных дефектов уже в процессе имплантации. Причем возможны два механизма релаксации: 1) аннигиляция радиационных дефектов, обусловленная радиационно - стимулированными диффузными процессами и не изменяющая соотношение концентраций вакансий и межузельных атомов, и 2) сток дефектов на поверхность и дислокации, меняющий это соотношение. Основным процессом является аннигиляция. Так как, если бы это был сток на поверхность более подвижных межузельных атомов, то положения максимума, получаемого из расчетов по ттМЭО, не учитывающих аннигиляцию и тем более сток на поверхность, было бы смещено к меньшим глубинам залегания. Так как в настоящей работе используемые подложки имели сравнительно невысокую плотность дислокаций (~6Ю4см2), то для тонких слоев (небольших энергий имплантации) сток дефектов на поверхность подложки более вероятен, чем на дислокации.

Возникновение вблизи поверхности вакансионного слоя стимулирует перераспределение имплантированной примеси в подложке.

Характер изменения кривых дифракционного отражения для слоев с внедренной дозой 1012 см"2 позволяет утверждать, что аналогичное изменение состава ансамбля радиационных дефектов наблюдается и в этом случае.

Структурные изменения при отжиге проясняют то, какова остаточная концентрация точечных дефектов вакансионного и межузельного типов, образовавшихся в результате действия релаксационных процессов, проходящих в ходе имплантации.

Если с увеличением дозы имплантированных ионов кремния в 10 раз общее количество остающихся в слое дефектов растет, то это должно проявляться в образовании микродефектов. Последующие исследования диффузного рассеяния и ПЭМ это подтвердили.

В неотожженых образцах с большей дозой имплантированного кремния меньше микронеоднородностей, так как пересыщение дефектами в слое больше, и нет возможности реализации механизма образования ассоциаций. Микрооднородности, образующиеся в относительно слабо пересыщенном дефектами слое при кратковременном отжиге растворяются, а при большом пересыщении успевают превратиться в дислокационные петли.

На примере легирования бериллием арсенида галлия, где глубина полученного слоя была существенно больше, изучены вторичные процессы, происходящий при имплантации. Это прежде всего аннигиляция радиационных пар Френкеля. Суммарная скорость аннигиляции дефектов Френкеля - это скорость реакции второго порядка, которая, в предположении, что при образовании дефекта Френкеля [VGa] ~ [Ga,], [Vas] ~ [As,], пропорциональна просто [VGa]2x[VAs]2. Это сглаживает максимум на профиле в случаях имплантаций бериллия и селена с малыми энергиями, если аннигиляция происходит в кристалле при облучении и определяет остаточную концентрацию и распределение дефектов. От этого распределения зависит профиль деформации.

Глубина залегания профилей распределения радиационных дефектов при имплантации ионов бериллия больше, чем при имплантации ионов кремния и селена, поэтому изменение соотношения концентраций вакансий и межузельных атомов за счет стока последних на поверхность не существенно. Поэтому основным процессом, формирующим дефектный слой является аннигиляция.

При большой энегрии имплантации ионов бериллия разница между расчетной концентрацией дефектов Френкеля с помощью программы TRIM и концентрацией, рассчитанной из деформационных профилей, существеннее. Оценки скорости аннигиляции дефектов дают остаточную концентрацию в случае имплантации бериллия с энергией 50 кэВ ~ 1021 см"3, а в случае имплантации с энергией 150 кэВ ~ 210го см"3. Скорости аннигиляции отличаются в 0,64 раза, аннигиляция при имплантации с энергией 150 кэВ начинается

скорее, но затем скорость все же немного меньше. Остаточное количество дефектов в этих случаях разное, следовательно, приближение аморфного тела, используемое в программе TRIM, не работает, проявляется кристалличность структуры и, в частности, каналирование, что приводит к уменьшению общей дефектности. Толщина легированного с большой энергией легкими ионами бериллия слоя, полученная методом ВИМС, больше расчетной с помощью программы TRIM, и больше толщины дефектного слоя.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ И ВЫВОДЫ

В диссертационной работе представлены результаты комплексного структурного исследования ионноимплантированных слоев арсенида галлия. Показано, что

1) профиль деформации кристаллической решетки ионноимплантированных слоев можно использовать для восстановления профиля концентрации радиационных дефектов в этих слоях;

2) использование рентгеновской дифрактометрии высокого разрешения в трехкристальной схеме дифрактометра, позволяющей разделить когерентное рассеяние кристаллической структурой и некогерентное (диффузное) рассеяние локальными структурными нарушениями, можно рекомендовать для диагностики ионноимплантированных слоев.

Обнаружено, что

3) уже в процессе имплантации ионов примесей в слои арсенида галлия при температурах близких к комнатной реализуются два преобладающих механизма релаксации радиационных дефектов: аннигиляция собственных вакансионных и межузельных дефектов в подрешетках, обусловленная радиационно-стимулированными диффузными процессами, и сток точечных дефектов на физическую поверхность подложки; роль того или иного механизмов зависит от глубины залегания максимума профиля распределения концентрации дефектов в ионнонарушенном слое;

кремния в арсенид галлия соотношение концентраций вакансионных и межузельных дефектов растет, поэтому несмотря на увеличение общей концентрации точечных дефектов в ионноимплантированном слое, деформация решетки может не возрастать; профили деформаций в слоях арсенида галлия, имплантированных с отличающимися в 10 раз дозами ионов кремния, близки;

5) в процессе имплантации ионов кремния в арсенид галлия с малой энергией у поверхности подложки формируется слой, обогащенный вакансиями; толщина его растет при отжиге; это свидетельствует о том, что сток вакансионных дефектов на поверхность происходит существенно медленнее;

6) при создании имплантированных слоев арсенида галлия при малых энергиях имплантации на форму профиля распределения примеси после отжига оказывает существенное влияние наличие слоя, обогащенного вакансиями;

7) в процессе активирующего отжига ионноимплантированных слоев арсенида галлия при существенной роли поверхности в восстановлении структуры неравновесные ассоциации точечных дефектов могут при сравнительно небольших пересыщениях растворяться, а при больших развиваться в дислокационные петли; результаты измерения диффузного рассеяния рентгеновских лучей подтверждаются данными просвечивающей электронной микроскопии;

8) при имплантации ионов примесей с малой энергией и с ориентацией подложки относительно падающего пучка ионов, уменьшающей вероятность каналирования, приближение аморфного тела для восстановления профиля распределения радиационных дефектов описывает структуру ионномиплантированных слоев арсенида галлия, с ростом энергии имплантации приближение аморфного тела перестает работать, на распределение концентрации точечных дефектов сказывается кристалличность подложки, вследствие чего проявляются процессы каналирования, приводящие к уменьшению общего количества радиационных дефектов;

9) при энергиях имплантации ионов бериллия выше 150 кэВ концентрация радиационных дефектов в слоях арсенида галлия уменьшается.

Основные результаты диссертации опубликованы в работах:

1. Бублик В.Т., Щербачев К.Д., Комарницкая Е.А., Евгеньев С.Б. Рентгенодифракционное исследование особенностей процесса дефектообразования в слоях GaAs, имплантированных ионами Si. Вестник Нижегородского университета им. Н.И. Лобачевского. Сер. Физика твердого тела (1998), Вып.2, С.65-71.

2. Bublik V.T., Komarnitskaia Е.А., Chtcherbatchev K.D., Evgen'iev S.B. Study of Defects in Si* Implanted GaAs Layers by X-Ray Diffraction Method. Proc. 1998 Int. Conférence on Ion Implant. Tech. - Kyoto, Japan, June 22-26, 1998, P.1109-1112.

3. Бублик B.T., Щербачев К.Д., Комарницкая E.A. Изучение процессов восстановления нарушенного имплантацией ионов Si слоя GaAs. Известия ВУЗов. Материалы электронной техники (1999), № 4, С.65-68.

4. Бублик В.Т., Щербачев К.Д, Комарницкая Е.А., Пархоменко Ю.Н., Выговская Е.А., Евгеньев С.Б. Формирование ансамбля радиационных точечных дефектов в тонких слоях GaAs, легированных ионами Si4, после имплантации и активирующего отжига. Кристаллография (1999), Т.44, № 6, С.1106-1112.

Заключение диссертации по теме "Физика полупроводников"

Выводы

2) использование рентгеновской дифрактометрии высокого разрешения в трехкристальной схеме дифракгометра, позволяющей разделить когерентное рассеяние кристаллической структурой и некогерентное (диффузное) рассеяние локальными структурными нарушениями, можно рекомендовать для диагностики ионноимплантированных слоев.

Обнаружено, что

4) сток точечных дефектов межузельного типа на поверхность кристалла меняет соотношение концентраций дефектов вакансионного и межузельного типов; с увеличением дозы имплантированных ионов кремния в арсенид галлия соотношение концентраций вакансионных и межузельных дефектов растет, поэтому несмотря на увеличение общей концентрации точечных дефектов в ионноимплантированном слое, деформация решетки может не возрастать; профили деформаций в слоях арсенида галлия, имплантированных с отличающимися в 10 раз дозами ионов кремния, близки;

127

128

Л итератуpa

1. Стрельченко С.С., Лебедев В.В. Соединения AmBv. Справочник. -М.: Металлургия, 1984.

2. Мильвидский М.Г., Плевин О.В., Сахаров Б.А. Физикохимические основы получения разлагающихся полупроводниковых соединений. -М.: Металлургия, 1974.

3. Reyhaud F., BLegres-deMauduit //Rad. Def.- 1996.-V. 88. - № 1/2. - P.1-16.

4. Вавилов B.C.// Успехи физических наук. -1997. - T.167.- № 4. -C.407-412.

5. Мильвидский М.Г. Полупроводниковые материалы в современной микроэлектронике. -М.: Наука, 1986.

6. Вавилов B.C. Ионная имплантация в полупроводники и другие материалы. // Новости физики твердого тела. Выпуск 10. -М: Мир, 1980, 330с.

7. Хирвонен Д.К. Ионная имплантация. -М: Металлургия, 1985, 391с.

8. Дункан У., Уэстделл Дж. Арсенид галлия в микроэлектронике. -М.: Мир, 1988, 77 с.

9. Ichimura М., Usami A., Wada Т.// Modelling Sirnul. Maier. Sei. Eng. -1993. -V.1. -P.529-538.

10. Мейер Дж., Эриксон Л., Дэвис Дж. Ионное легирование полупроводников. -М.: Мир, 1973.

11. Понамарев К.В., Коржавый П.А., Векилов Ю.Х. // Ф.Т.Т. - 1997. - Т.39. - № 2. - С. 264-267.

12. Зорин Е.И., Павлов П.В., Тетельбаум Д.И. Ионное легирование полупроводников. -М.: Энергия, 1975,129с.

13. Вильяме Дж.С., Поут Дж.М. Ионная имплантация и лучевая технология. -Киев: Наукова Думка, 1988,158 с.

14. Lindhard J., Seharff М., Shhiott Н. // Mat.-Fys. Medd. - 1963. -V.33. -№ 14. -P. 673680.

15. Курносов А.И., Юдин B.B. Технология производства полупроводниковых приборов и интегральных микросхем.-М.: Высшая школа, 1979.

16. Лейман К. Взаимодействие излучения с твердым телом и образование элементарных дефектов. -М.: Атомиздат, 1979,296 с.

129

17. BrersackJ., Hullmark L.//Nucl. Instrum. Methods. -1980. -V.174. -P.257-263.

18. Ziegler J.F., Biersack J.P. The Stopping and Range of Ions in Solids. -New York: Pergaman Press, 1985, 375p.

19. Ланг Д. Точечные дефекты в твердых телах. -М.: Мир, 1979,187с.

20. Батурин В.Е., Ковальчук М.В., Ковьев Э.К. и др. // Кристаллография. -1977. -Т.22. -№ 1. -С.144-148.

21. Болтакс Б.И. Диффузия и точечные дефекты в полупроводниках. -Л.: Наука, 1972.

22. Мильвидский М.Г., Освенский В.Б. Структурные дефекты в монокристаллах полупроводников. -М.: Металлургия, 1984.

23. Анастасьева H.A., Степанцова И.В., Морозов А.Н. и др. // Высокочистые вещества. -1989. -№ 5. -С.62-65.

24. Бублик В.Т., Морозов А.Н., Ковальчук И.А. и др.// Электронная техника. Сер. 6. Материалы. - 1983. -№ 5. - С.45-49.

25. Морозов А.Н., Мильвидская А.Г. и др.// Изв. АН СССР. Неорганические материалы. -1989. -Т.25. -№ 8. - С.1249-1252.

26. Ascheron С. et al.// Nucl. Instrum. Methods В. -1993. -V.80/81. -P. 3-12.

27. Бублик B.T., Мильвидский M.Г.// Материаловедение, 1997, -№ 1, С.21-29.

28. Willis J.R., Bullough R., Stoneham A.M.// Phil. Mag. A, 1983, 48, N1, P.95-107.

29. Дышеков A.A., Хапачев Ю.П.// Металлофизика. -1986. -Т.8. -№ 6. -С. 15-21.

30. Лидер В.В., Чуховский Ф.Н., Хапачев Ю.П. и др. // Физика твердого тела. -1989. -Т.31. -№ 4. -С.74-81.

31. Вавилов B.C., Кив А.Е., Ниязова O.P. Механизмы образования и миграции дефектов в полупроводниках. -М.: Наука, 1981, 368с.

32. Бублик В.Т., Щербачев К.Д., Даричева О.Э. // Кристаллография. -1995. -Т.40. -№ 5. -С.868-876.

33. Инденбом В.П.// Письма в ЖТФ. -1979. -Т.5. -С.489.

34. Глинчук К.Д., Прохорович A.B.// Кристаллография. -1996. -Т.41. -№ 2. -С. 324 -327.

130

35. Ушаков Б.Б., Кравченко В.В., Науменков С.П. Радиационные нарушения в полупроводниках при ионной имплантации. // Физические процессы в микроэлектронике. Сб. научных трудов МИТХТ. -М., 1990, С.130-140.

36. Бублик В.Т., Евгеньев С.Б., Калинин A.A., Мильвидский М.Г. // Кристаллография. -1995. -Т. 40. -№ 1. -С.128-136.

37. Бублик В.Т., Щербачев К.Д. // Кристаллография. -1995. -Т.40. -№ 1. -С.122-127.

38. Бублик В.Т., Евгеньев С.Б., Калинин A.A., Мильвидский М.Г., Немировский A.B., Уфимцев В.Б.// Кристаллография, 1997, т.42, № 2, с.360-363.

39. Charniy L.A., MorozovA.N. е.а. // J. Cryst. Growth. -1992. -V.118. -P.163-172.

40. Бублик B.T., Кольцов Г.И., Немировский A.B., Юрчук С.Ю. // Известия ВУЗов. Материалы электронной техники. - 1998. -№ 2. -С.70-73.

41. Charniy L.A., Morozov A.N. е.а. // J. Cryst. Growth. -1992. - V.116. -P.362-375.

42. Dennis J.R., Hale E.B. //J. Appl. Phys.,V.49,1987, P.1119- 1127.

43. Бублик B.T. Специальные методы изучения и контроля структуры и свойств полупроводников и компонентов электронной техники. Диффузное рассеяние. -М.: МИСиС, 1990.

44. Мильвидский М.Г. Полупроводниковые материалы в современной микроэлектронике. -М.: Наука, 1986.

45. Афанасьев A.M., Александров П.А., Имамов P.M. Рентгеновская структурная диагностика в исследовании приповерхностных слоев монокристаллов. -М.: Наука, 1986.

46. Бублик В.Т. Основные принципы просвечивающей электронной микроскопии. -М.: МИСиС, 1970, 78 с.

47. Бублик В.Т., Дубровина А.Н. Методы исследования структуры полупроводников и металлов. -М.: Металлургия, 1978,271 с.

48. Klappe J.G.E., Fewster P.F.//J. Appl. Cryst. -1994. -V. 27. -P.103-110.

49. Wie C.R., Tombrello T.A., Vreeland J.II J.Appl.Phys. - 1986. -V.59. -№ 11. - P.3743-3746.

50. Afanasev A.M., Kovalchuk M.V., Kovev E.K. e.a. // Phys. Stat. Sol. (a). -1977. -V.42. -№ 1.-P.415-423.

131

51. Fatemi M., Thompson P.E., Chaudhuri J., Shah S.// J. Appl. Phys. -1990. - V.68. - № 8.

- pp.3964-3969.

52. Fewster P.F.// J. Appl. Cryst. -1992. -V. 25. -P.714-723.

53. Бублик B.1.H Высокочистые вещества. -1989. -№ 5. - С. 62.

54. Кривоглаз М.А. Дифракция рентгеновских лучей и нейтронов в неидеальных кристаллах. -Киев: Наукова думка, 1983, 407с.

55. Кютт Р.Н. Рентгеновская дифрактометрия реальной структуры монокристаллов и эпитаксиальных слоев на основе двумерного анализа интенсивности. Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора физико - математических наук.

- Санкт - Петербург, 1995.

56. Ehrhart Р., Trinkaus Н„ Larson B.C. // Phys. Rev. В. - 1982. - V.25. - Р.834.

57. Бублик В.Т., Щербачев К.Д. // Кристаллография. -1994. -Т.39. -№ 6. -С.1105.

58. Charniy L.A., Scherbachev K.D., Bublik V.T. // Phys. Stat. Sol. (a). -1991. -V.128. -№2. -P.303-310.

59. Щербачев К.Д., Бублик B.T. // Заводская лаборатория. -1994. -T.60. -№ 8. -C.28-32.

60. Пинскер З.Г. Рентгеновская кристаллооптика. -М.: Наука, 1982.

61. Holy V., Wolf К., Kastner M., Stanzl H., Gebhardt W.// J. Appl. Cryst. -1994. -V. 27. -P. 551-557.

62. K.D.Chtcherbatchev, V.T.Bublik// lnst.Phys.Conf.Ser. -1997. -№ 160. - P.187-190.

63. Кютт P.H., Сорокин Л.М., Аргунова T.C., Рувимов C.C.// Физика твердого тела. -1994. -Т.36. -№ 9. -С.2700-2711.

64. Hart L., Fewster P.F., Ashwin M.J. e.a. // J. Phys.D: Appl. Phys. - 1995. - V. 28. - P. A154-A158.

65. Fewster P.F., Andrew N.L.// J. Phys. D: Appl. Phys. -1995. -V. 28. -P. A97-A103.

66. Fewster P.F.// J. Appl. Cryst. -1988. -V. 21. -P.524-529.

67. Fewster P.F., Curling C.G.// J. Appl. Phys. -1987. -V. 62. -№ 10. -P. 4154-4158.

68. Мильвидский M.Г., Шифрин C.C.// Кристаллография. -1984. -Т.29. -№ 2. -С.343 -347.

69. Марков A.B., Мильвидский М.Г., Югова Т.Г. // Кристаллография. - 1985. -Т.30. -№ 3. -С.535-538.

70. Мильвидский M.Г., Калинин A.A., Марков A.B., Шершаков А.Н. Физика кристаллизации.-Калинин, 1986.

71. Горелик С.С., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электроннооптический анализ. Приложение. -М.: Металлургия, 1970,107с.

72. Афанасьев A.M., Чуев М.А., Ломов A.A. и др. // Кристаллография. - 1997. - Т.42. -№ 3. - С.21-29.

73. Corcoran S.F., Hunter J.L., Budrevich А. //Proc. 1998 Int. Conference on Ion Implant. Tech. - Kyoto, Japan, June 22-26,1998, P.452-460.

74. Хирш П., Хови А., Николсон P. и др. Электронная микроскопия тонких кристалов. -М.: Мир, 1968, 575с.

75. Прохоров В.И., Сорокин Л.М. // Приборы и техн. Эксперимента. -1973. -№ 3. -С.220-222.

76. Луфт Б.Д. Физико - химические методы обработки поверхности полупроводников. -М.: Радио и связь, 1982,136 с.

77. Бублик В.Т., Щербачев К.Д., Комарницкая Е.А., Пархоменко Ю.Н., Выговская Е.А., Евгеньев С.Б.// Кристаллография. -1999. -Т.44 -№ 6. - С. 1106-1112.

78. Бублик В.Т., Щербачев К.Д., Комарницкая Е.А. // Известия ВУЗов. Материалы электронной техники. -1998. -№ 4. -С.65-68.

79. Bublik V.T., Komarni'tskaia Е.А., Chtcherbatchev K.D., Evgen'iev S.B.// Proc. 1998 Int. Conference on Ion Implant. Tech. - Kyoto, Japan, June 22-26,1998, P.1109-1112.

80. Бублик B.T., Щербачев К.Д., Комарницкая E.A., Евгеньев С.Б.// Вестник Нижегородского университета им. Н.И. Лобачевского. Сер. Физика твердого тела. -1998. -Вып.2. — С.65-71.

81. Чарный Л.А. Особенности микродефектов в арсениде галлия, выявленные методом диффузного рассеяния рентгеновских лучей. Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата физико - математических наук. - Москва, 1992.