Особенности микродефектов в нестехиометрических монокристаллах GaAs и GaP, выявляемые рентгеноструктурными методами тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.10 ВАК РФ

На правах рукописи

Филатов Павел Александрович

ОСОБЕННОСТИ МИКРОДЕФЕКТОВ В НЕСТЕХИОМЕТРИЧЕСКИХ МОНОКРИСТАЛЛАХ GaAs И GaP, ВЫЯВЛЯЕМЫЕ РЕНТГЕНОСТРУКТУРНЫМИ МЕТОДАМИ

Специальность 01.04.10 - физика полупроводников

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

3 'J0

Москва 2008

003452383

Работа выполнена на кафедре материаловедения полупроводников и диэлектриков Федерального государственного образовательного учреждения высшего профессионального образования «Государственного технологического университета «Московского института стали и сплавов»

доктор физико-математических наук, профессор Бублик Владимир Тимофеевич

Научный руководитель:

Официальные оппоненты:

доктор физико-математических наук Виктор Евгеньевич Асадчиков; кандидат физико-математических наук, профессор Игорь Сергеевич Смирнов

Ведущая организация:

ОАО "Гиредмет", Москва.

Защита состоится «11» декабря 2008 г. в 16° часов на заседании диссертационного совета Д 212.132.06 по адресу 119049, г. Москва, Ленинский пр-т, д.4, корпус «К», ауд. К-421.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Московского института стали и сплавов (технологического университета)

Автореферат разослан «_»

2008 г.

Ученый секретарь диссертационного совета, Доктор физико-математических наук, профессор

Гераськин В.В.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы

Уменьшение плотности дислокаций и рост диаметров кристаллов, локальные неоднородности распределения точечных дефектов (ТД) приобретают все более важное значение из-за растущего спроса полупроводниковой промышленности на однородные, совершенные подложки арсенида и фосфида галлия для производства различных приборов. Получение монокристаллов полупроводников соединений А3В3 с заданной концентрацией, структурным состоянием и распределением по объему кристалла сложной композиции ТД - проблема далекая от разрешения. Еще менее изучены процессы ассоциации ТД, происходящие в растущих, термообрабатываемых и облученных кристаллах. Нарушение идеальности монокристаллов, вызванное ассоциациями ТД различного размера, формы и типа (дислокационные петли, неоднородности с размытой границей, зародыши стабильных и метастабильных образований при распаде твердых растворов, пересыщенных собственными компонентами или примесями) можно определить общим понятием - микродефеиы (МД). Очевидна взаимосвязь между концентрацией собственных точечных дефектов вблизи температуры плавления, степенью легирования и характером отклонения состава кристаллизующейся фазы от стехиометрии, скоростью охлаждения и образованием МД, так как при конечной скорости охлаждения возникает пересыщение точечными дефектами. Механизмы структурных превращений, конкуренция между образованием МД и аннигиляцией точечных дефектов, а также пути управления этими процессами среди соединений А3В5 наиболее полно изучены для соединения ОаЛз. Схожесть условий роста промышленного БаР и ОаАэ, выращенного из раствора-расплава с избытком галлия дает возможность установить состав МД в ваР и попытаться предложить механизмы дефектообразования и степень общности механизмов образования МД.

Основная цель работы: развитие метода диффузного рассеяния рентгеновских лучей для исследования разных этапов распада неравновесных твердых растворов полупроводников; выявление закономерностей образования МД и предложение моделей структурных превращений на основе характеризации микродефектов, в монокристаллах ОаАэ и ваР разного состава и после разных термообработок, для выяснения механизмов образования МД и способов управления процессами формирования структуры в монокристаллах, используемых в твердотельной микроэлектронике.

Для достижения поставленных в работе целей необходимо было решить следующие задачи:

1. Рассчитать области гомогенности изучаемых соединений А3В5 и температурные зависимости равновесных концентраций собственных точечных дефектов (СТД) вблизи температуры плавления и при последующем охлаждении; установить экспериментальную связь с

их количеством и типом МД, образующихся в кристалле при посткристаллизационном охлаждении.

2. Провести модельные расчеты распределения диффузного рассеяния рентгеновских лучей (ДРРЛ) на микродефектах различной симметрии поля смещений. Сопоставить экспериментальные распределения ДРРЛ и смоделированные.

3. На основе экспериментальных данных и термодинамического анализа возможности образования различных флюктуации состава предложить механизм структурных превращений СТДвМД.

Научная новизна работы заключается в следующем:

• Выявлены особенности структурных превращений МД при охлаждении кристаллов ОаАз(ЗГ), выращенных методом вертикальной направленной кристаллизации (ВНК). В кристаллах образуются два типа МД: высокотемпературные вьщеления избыточного Аэ и МД, образующиеся при выпадении Бь Размеры и количество последних зависит от скорости охлаждения кристаллов или термообработок.

• На основе впервые проведенных исследований ДРРЛ на МД в монокристаллах нелегированного ваР, выращенного методом Чохральского с жидкостной герметизацией расплава (ЧЖГР) и в монокристаллах ОаАэ, выращенного из раствора-расплава с избытком галлия, при Т ~ 950-1000 "С, показана связь между распадом неравновесных растворов замещения на основе соединений А3В5 и одновременным образованием МД межузельного и вакансионного типов. В частности, показано, что в кристаллах ЧЖГР-ОаР, в которых основным типом дефектов являются вакансии фосфора (~2х1018 см"3), тем не менее, при охлаждении образуются МД с положительной мощностью. Предложена схема, объясняющая этот эффект.

• Впервые рентгеноструктурными методами исследованы МД в монокристаллах ЧЖГР-СаР(Б) и ЧЖГР-ОаР(2п). Сделана попытка объяснить различие во влиянии Б и Ъа на основе анализа трехкомпонентной диаграммы фазовых равновесий. Предложена модель структурного раствора для объяснения аномального уменьшения периода решетки в монокристаллах, легированных серой.

• Впервые использован анализ распределения бора в ВНК-ОаАв^) для характеризации особенностей формирования дислокационной структуры этих монокристаллов.

• Впервые оценена чувствительность метода ДРРЛ и показана возможность отследить по картине распределения интенсивности ДРРЛ в монокристаллах полупроводников разные этапы процесса распада неравновесных твердых растворов.

Практическая значимость результатов работы.

1. Совокупность структурных методов, используемых в работе, может применяться для

оценки стехиометрии монокристаллов, определения состава МД в процессе роста и диагностики

4

процессов распада собственных и примесных компонентов при посткристаллизационном охлаждении.

2. Полученные экспериментальные закономерности формирования дефектной структуры монокристаллов могут быть использованы в технологии выращивания монокристаллов и при изготовления приборов.

3. Возможность количественной оценки содержания бора по результатам измерений величины периода решетки ВНК-ОаАз(80, а также возможность управлять величиной периода, путем изменения количества флюса В2О3. Распределение периода решетки вдоль радиуса пластины можно использовать в качестве индикатора формы фронта кристаллизации.

Научные результаты, выносимые па защиту:

1. Сочетание метода Бонда и ДРРЛ является эффективным способом контроля эволюции реальной структуры нестехиометрических монокристаллов А3В5 в зависимости от условий роста. В частности, можно проследить различные этапы формирования МД в процессе распада неравновесных твердых растворов.

2. Механизм распада неравновесных растворов вычитания на основе соединений А3В5 и образования МД с положительной и отрицательной мощностью

3. Зависимость плотности и характера распределения дислокаций в ВНК-ОаАв от формы фронта кристаллизации, выявляемой по экспериментальному профилю распределения концентрации бора.

4. Образование МД в ВНК-ОаАз и структурные превращения при постростовом охлаждении кристаллов.

5. Механизм политропии серы в ОаР.

Апробация работы

Результаты работы докладывались и обсуждались на:

• V Национальная конференция по применению рентгеновского, синхротронного излучений, нейтронов и электронов для исследования наноматериалов и наносистем (РСНЭ НАНО-2005), Москва, Институт кристаллографии РАН, 14-19 ноября 2005.

• XII Национальная конференция по росту кристаллов (НКРК-2006), Москва, Институт кристаллографии РАН, 23-27 октября 2006.

• Девятая научная конференция «Арсенид галлия и полупроводниковые соединения группы Ш-У» (ОаАэ - 2006), Томск, 3-5 октября 2006.

• Третья Международная конференции по физике кристаллов «Кристаллофизика 21 века», Черноголовка, 21-24 ноября 2006.

• VI Национальная конференция по применению рентгеновского, синхротронного излучений, нейтронов и электронов для исследования материалов (РСНЭ-2007) - Москва, Институт кристаллографии РАН, 12-17 ноября 2007. Публикации

По материалам диссертации опубликовано 12 печатных работ. Структура и объем работы

Диссертационная работа состоит из введения, пяти глав, выводов и списка цитируемой литературы, состоящего из 126 наименований. Общий объем диссертации 143 страницы, включая 29 рисунков и 7 таблиц.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ Во введении дана общая характеристика работы, обоснована актуальность темы, сформулированы задачи работы, ее научная новизна и выдвигаемые на защиту положения.

Первая глава представляет собой аналитический обзор литературы, посвященный образованию микродефектов в А3В5. Кратко описывается термодинамика равновесных ТД в ваР и ОаАв.

Рассмотрение литературных данных показывает, что образование МД в кристаллах А3В5 может быть обусловлено следующими процессами:

1) ассоциацией неуспевающих рекомбинировать друг с другом собственных ТД, ставших неравновесными в результате понижения температуры от точки кристаллизации;

2) распадом пересыщенных твердых растворов собственных компонентов и примесей в А3В5.

На основании анализа литературных данных в конце первой главы сформулированы цель диссертационной работы и основные задачи исследования.

Вторая глава посвящена описанию экспериментальных методик, используемых в работе. Сделан обзор метода диффузного рассеяния рентгеновских лучей в трехкристальной схеме. Изложены основные закономерности диффузного рассеяния, вызванного точечными дефектами и микродефектами, что интересно с точки зрения поставленных в настоящей работе задач.

Для диффузного рассеяния на дефекте, размеры которого во всех направлениях конечны, из теории упругости следует, что на расстояниях, значительно превышающих эти размеры, поле смещений дефекта ч(г) убывает обратно пропорционально квадрату расстояния (и(г) ~ 1/г2). Введение таких дефектов в кристалл при малых концентрациях не изменяет ширину 6-образного распределения правильного отражения от ненарушенных участков кристалла. Влияние дефектов сводится к сдвигу максимума кривой правильного отражения, изменению интегрального коэффициента отражения и появлению фона (диффузного рассеяния).

Рассеяние на микродефектах отличается от рассеяния на точечных дефектах. Поле смещений ц(г) дефекта, ограниченного во всех трех направлениях, (микродефекта кулоновского типа) на расстояниях г, значительно превышающих его характерные размеры Ко, в приближении упругого континуума имеет вид: и(г) ~ С/г2 (где С - мощность дефекта, зависящая в общем случае от направления (г) при увеличении длины вектора д ^ = С - Н, где в - вектор дифракции, Н -вектор обратной решетки) в эксперименте должны наблюдаться изменения законов убывания дифференциальной интенсивности 1^). Обычно, чтобы удобнее было анализировать изменение закона убывания используют двойную логарифмическую зависимость ^(1) от

Увеличивая длину ц, можно последовательно проходить три области рассеяния с различными законами убывания 1^):

1) область Хуанговского рассеяния. Рассеяние на слабых упругих искажениях кристаллической решетки, вызванных упругими полями смещения дефектов. Смещения малы, т.е. в и(г) « 1. Дефект воспринимается, как точечный источник силы. Расстояние г от центра дефекта много больше его среднего размера Ко. При этом I ~ Я"2 . На двойной логарифмической зависимости этой области соответствует наклон 2;

2) область асимптотического рассеяния (АДР). Это рассеяние на достаточно сильных искажениях кристаллической решетки. С-и(г) ~ 1 (однако еще можно применять теорию упругого континуума и пренебречь изменением упругих модулей) Дефект уже не может рассматриваться как точечный источник. Расстояние г не меньше 1?о. При этом что на зависимости 1§(1)= 'ё(ч) соответствует наклону 4. Величина яо, при которой реализуется переход от хуанговского к асимптотическому рассеянию (точка перегиба), может бьггь использована для оценки мощности дефекта.

3) Далее, по теории, должна идти область рассеяния непосредственно на ядре дефекта, т.е. г не больше Ио (Лауэ-рассеяние), но экспериментально его достичь очень трудно, т.к. начиная с некоторого ц, над диффузным рассеянием рентгеновских лучей на полях смещений от дефектов начинает превалировать рассеяние на тепловых колебаниях решетки. Интенсивность этого рассеяния пропорциональна что соответствует наклону 2.

Далее описаны способы идентификации микродефектов и определения их характеристик на основе математической обработки полученных экспериментальных результатов.

Из экспериментальных контуров обычно выделяют симметричную и антисимметричную части распределения интенсивности ДРРЛ.

'н2с2 . .. . (н-с)5/2 -^

I "с ' Ч 1=М с Ч

Первое слагаемое в выражении (1) соответствует хуанговскому рассеянию, симметрично распределенному относительно q = 0. Второе слагаемое определяет асимметричную часть рассеяния и приводит к сдвигу распределения диффузного рассеяния в сторону положительных или отрицательных Н в соответствии со знаком дилатации. к, у -квадратичные формы компонент тензора диполей сил.

Средний размер МД Яз находят по абсциссе q линеаризованной экспериментальной зависимости 1(ц), в которой происходит смена характера убывания интенсивности пропорционально q~1 (рассеяние Хуанга), на пропорционально q~3 (асимптотическое диффузное рассеяние). Переход от степени 2 и 4 до 1 и 3 происходит из-за вертикальной расходимости пучка при измерении с помощью трехкристального спектрометра [1]. Хуанговское рассеяние очень эффективно использовать в изучении симметрии поля смещения МД одного типа, однако для изучения распределения по размерам и концентрациям вакансионных и межузельных МД более подходит асимптотическое диффузное рассеяние, т. к. оно определяется мощностью дефекта в первой степени, а рассеяние Хуанга - мощностью дефекта во второй степени, и оно более чувствительно к вакансионно-межузельной природе дефекта. Если в кристалле присутствуют крупные (размер около 1 мкм) микродефекты, то информацию о средней мощности МД можно получить только из анализа области асимптотического рассеяния, т.к. область хуанговского рассеяния становится меньше инструментального размера узла и перестает выявляться экспериментально.

Во второй главе также представлено описание прецизионного метода измерения параметра решетки методом Бонда. В работе при определении окончательного значения периода решетки с точностью 1x10"6 нм особое внимание уделено расчету поправок и ошибок измерения для условий, при которых производилась съемка.

Далее в работе приводится расчет, показывающий, что прецизионное измерение периода решетки и метод ДРРЛ оба зависят от тензора дипольных сил и, как методы исследования структуры МД, взаимно дополняют друг друга.

В третьей главе описаны условия измерений, объекты исследования, параметры термообработки. Рассчитаны области гомогенности арсенида и фосфида галлия Представлены выражения, позволяющие моделировать распределение ДРРЛ для МД с заданными параметрами.

Образцы ВНК-ОаАз и ЧЖГР-ваР, легированные различными компонентами, представляли собой пластины толщиной 1 мм, вырезанные из начальной и конечной части монокристаллических слитков с различной ориентацией. Были исследованы также монокристаллы нелегированного ОаАв, выращенные при различных температурах из раствора-расплава с большим избытком галлия, с последующим медленным охлаждением.

Несколько образцов BHK-GaAs(Si) с содержанием Si от 0,51х1018см"3 до 3,05х1018см"3 были отожжены в атмосфере мышьяка при температуре 950 °С в течении 30 минут. Два образца GaAs выращенные из раствора-расплава при температурах от 990 °С до 1150°С также подвергались отжигу в течение 30 минут при 1050 °С.

Величина концентрации ОЮ в образцах GaAs и GaP определялась с помощью измерения эффекта Холла на образцах, вырезанных из изучаемых пластин. Плотность дислокаций в исследуемых образцах ЧЖГР GaP и ВНК GaAs(Si) определялась посредством травления их в расплаве КОН и последующего подсчета ямок травления с помощью оптического микроскопа

Прецизионные измерения параметра решетки выполнялось методом Бонда с точностью ± 1 10"s нм. Использовали СиЛ^-излучение и асимметричное отражение от плоскости (117). Период решетки образцов BHK-GaAs(Si) и BHK-GaAs измерялся в двух-трех точках радиуса каждой пластины, вдоль направления [100].

Измерения распределения ДРРЛ в окрестности узла 004 обратной решетки проводилось на многофункциональном рентгеновском дифрактометре Bede D1 System в трехкристальной схеме. Использовалось излучение СиЛ"аЬ ширина инструментальной функции прибора составляла 4,4" (два кристалла монохроматора с четырехкратным симметричным отражением Si(022) на каждом). Дисперсия длины волны Cu/Cai при данной конфигурации составляла ДХД = 4,9-10'5.

Моделирование симметричной части диффузного рассеяния для сферических дефектов и совершенных дислокационных петель в плоскостях {111} с различной конфигурацией вектора Бюргерса проводилось по формуле (1). Результат расчета распределения ДРРЛ для микродефекта с вектором Бюргерса, параллельным направлению [111] и плоскостью залегания [111] в приближении, что поле смещение дефекта вызвано точечным источником силы, показан на рис. 1а. При моделировании рассеяния на дислокационной петле такой же конфигурации с учетам форм-фактора дефекта в поле смещений в соответствии с выражением (2) на карте ДРРЛ при больших значениях qx появляются тяжи интенсивности. Вдали от петли (т.е. в области малых qx) картина остается прежней (рис 16).

, , Р q 2J,(q„R)

u(q) = iG,„ 7,4m ' \ (2)

v. q„R

где тензор Ош - Фурье-преобразование функции Грина, Рт„ - дипольный тензор, характеризующий симметрию петли, Ус - объем элементарной ячейки, .1| функция Бесселя, цц проекция ч на плоскость петли, а И. - радиус петли.

<Г,,«км' (№1 5Км"

Рис. 2. Картина распределения ДРРЛ вокруг узла ОР [004] в СтаР: а) экспериментальная (симметричная часть данных

Рис. 1. Распределение ДРРЛ для дефекта с вектором Бюргерса [111] и плоскостью залегания [111]: а) без учета форм-фактора; б) с учетом форм-фактора дефекта.

Для образца ФГЭ-6: наиболее полное совпадение направлений увеличения интенсивности на экспериментальных данных симметричной части ДРРЛ (рис. 2а) и смоделированных (рис. 26) получилось, если в расчете принимали участие три типа плоских дефектов в следующей пропорции: 20% совершенных дислокационных петель с Ь= а/2[110], 40% дислокаций Шокли с Ь= а/6[112] и 40% дефектов упаковки с Ь= л/3[111]. Полное распределение интенсивности было рассчитано как сумма всех некогерентных частей по всем возможным плоскостям {111} и соответствующим векторам Бюргерса: всего 24 комбинации дислокационных петель и восемь комбинаций дефектов упаковки (рис. 26).

«юо

J.I75 4.725 10.38 Шй 48.62 1115.7

590.6

ДРРЛ для образца ФГЭ-6); б) смоделированная.

Расчет области гомогенности (ОГ) фосфида галлия и арсенида галлия в работе выполнялся полуэмпирическим методом квазихимических реакций, позволяющий по неполным экспериментальным данным восстановить картину фазовых равновесий в системе А3-В5.

При расчете области гомогенности GaP учитывались следующие точечные дефекты: Voa, Vp и Pi, Ga„ Gap - основная часть которых вплоть до высоких температур находится в электрически нейтральном состоянии (уравнение электронейтральности и реакции ионизации дефектов не рассматривались). Два последних СТД ранее при рассмотрении ОГ не учитывались. Результирующая энтальпия образования этих дефектов была получена сложением соответствующих виртуальных энтальпий образования дефектов. Для оценки энтальпии образования СТД Ga, и Gap использована удельная энергия упругой деформации, приходящейся на один атом компонента Bv [2] Ga, - простой дефект и энтропия образования принималась равной 6к. Значения AS для реакции образования дефекта GaP в литературе найти не удалось, и оно было найдено эмпирическим путем, исходя из того, что при включении новых типов дефектов, положение границы ОГ, построенной по экспериментальным данным [3], не должно было заметно измениться.

Далее параметры точечных дефектов, при которых удовлетворительно описывается ОГ, используя подход, изложенный в [3], использовались для расчета температурных зависимостей равновесных концентраций СТД при отклонении от стехиометрии -2x1019 см"3 в сторону избытка Ga (рис. 3), которое реализуется при давлении инертного газа ~ 6 МПа.

10" 1 10л кг" 10" 10" 10г 10й , 10" 5 10" Z 10" 1012

10™ К)" 1U«

ю"

■4—4- 4—4j— 4—4— —4—

***

. л-н t-^Mmf

L-.

.. •........ н*

-F*

ТОО

800

Т. *с

Рис. 3 Температурная зависимость концентрации СТД в GaP при 8 = -2x10" см"3.

Р

Ga

ч

• Г

900 100(1 1100 12«) П00 1400 150(1

Из рис. 3 видно, что преобладающий дефект - вакансии фосфора УР. Концентрация [Р,] при Т> 1300 °С порядка 1х1018 см*3. Учитывая, что [Р,] сильно падает при понижении температуры, в кристалле возникает значительное пересыщение атомами Р,. После аннигиляции V? и Р, можно ожидать, что в кристалле при охлаждении остается достаточно много атомов Р„ способных при выпадении избытка йа в межузельные позиции образовывать МД в виде внедренных дислокационных петель (ОаР),.

Для анализа результатов эксперимента была рассчитана и область гомогенности ваАв, и температурные зависимости концентраций СТД при избытке галлия. Энергетические характеристики использованных в расчете квазихимических реакций были взяты из работы [3]. Данные по давлению пара мышьяка были взяты из (Р-Т) диаграмм системы галлий-мышьяк, представленных в работе [4]. Далее, параметры точечных дефектов, при которых удовлетворительно описывается область гомогенности, использовали для оценки температурных зависимостей равновесных концентраций собственных точечных дефектов при отклонении от стехиометрии, примерно соответствующем температурам роста образцов.

В четвертой главе обсуждаются результаты исследования образования МД в ОаР. Рост нелегированных монокристаллов ЧЖГР-ОаР сопровождается потерей фосфора из расплава через флюс. Этот процесс, в принципе, должен вызывать уменьшение периода решетки кристаллов к концу слитка. Исходя из рассчитанной формы ОГ и температурной зависимости концентрации СТД показано, что одновременно может протекать конкурирующий процесс изменения структурного состояния ва, на начальной стадии распада избыточного собственного компонента, с образованием МД как внедренного так и вакансионного типа. Построение карт ДРРЛ подтвердило эту гипотезу. Малая интенсивность ДРРЛ на образце, вырезанном из начала слитка (рис. 4а), свидетельствует о весьма незначительном количестве МД, связанных с «выпадением» избыточного галлия. К концу слитка растет интенсивность ДРРЛ (рис. 46), что является следствием увеличения интенсивности распада в связи с ростом отклонения от стехиометрии. В работе описан возможный механизм дефектообразования для кристаллов, полученных по данной технологии.

В следующем параграфе четвертой главы рассмотрено образование МД в монокристаллах ЧЖГР-ОаР, легированных серой. Оценка на основе правила Вегарда уменьшения периода решетки из-за легирования серой до концентрации, отвечающей концентрации ОНЗ образцов дает Да « 2x10"6 см"3, что примерно на порядок меньше реального значения Да. Поэтому был применен прямой метод измерения концентрации серы - ВИМС. По данным зависимости концентрации ОНЗ от экспериментальных данных ВИМС (рис. 5) видно, что на 8 атомов серы в ваР приходится только один электрон. Это свидетельствует о электрически неактивном состоянии части атомов серы. Соотношение между концентрацией активной (п) и неактивной (N5) серы примерно постоянно: п/^ = 0,12. Это связано с политропией серы в ОаР, т.к. она находится в двух формах.

12

II щ

hub]

</ . М КМ

Рис. 4. Картина распределения ДРРЛ вокруг узла ОР [[004]] для образца а) вырезанного из начала слитка: ФГЭ-1; б) вырезанного из конца слитка ФГЭ-2. На рисунке а) показаны направления псевдопиков для данной схемы съемки: А -анализатора, М - монохроматора; б) показаны направления увеличения интенсивности из-за форм-фактора дефекта.

Возможный механизм растворения серы в электрически неактивном состоянии, связанный с уходом в межузельные позиции не подходит, так как в этом случае период решетки не уменьшается. Кроме того, ассоциация межузельных атомов серы в концентрациях ~ 1019см"3 должна была вызвать интенсивное диффузное рассеяние рентгеновских лучей (чего не наблюдается). Возможен другой механизм политропии.

Э.00£+018-

2.00E+0JS

1.50Е*018

5.1МЕ*017-

1ШШ000 -.-1-1-1-1-1-1-1-1-f—

omehioo i.mmt >ш*оа I.SOE+O» иш*ом 2.5OE«<>I»

N. SIMS см"

Рис.5. Зависимость концентрации электронов от концентрации серы, определенной методом ВИМС.

В трехкомпонентной диаграмме ва-Р-З имеется псевдобинарный разрез ОаР-ОагЭз и растворимость Оаг83 в йаР по данным [5] составляет до 70% со стороны ОаР. В растворах СаР(8) с помощью электронной микроскопии наблюдали выделения Оагвз. [6] Это соединение имеет решетку дефектного сфалерита, содержащего стехиометрические вакансии галлия. Теплота атомизации ОагЗз - Ай = 378 ккал/моль, для ОаР - ДО = 152 ккал/моль. [7] Находясь в узлах этого соединения в виде комплекса-молекулы атомы серы электрически неактивны, то есть растворение части серы в виде комплексов Оагвз отвечает псевдобинарному разрезу йаР-ОагЗз. При этом период решетки должен уменьшаться, т.к. периоды ОаР и ОагЗз равны соответственно 0,545140 нм и 0,513 нм. Оценка концентрации серы по периоду решетки на основе правила Вегарда, при растворении ее в виде комплексов Оаг8з, дает те же порядки величин, что и ВИМС (~ 1019 см"3).

Рассмотрим картины распределения диффузного рассеяния на образцах ОаР(8) из разных участков слитка (рис. 6), где содержание атомов серы по данным ВИМС различается в 3 раза (7,77x1018 см"3 и 2,43х1019 см"3). Полученные ранее результаты распределения интенсивности ДРРЛ в образцах, вырезанных из конца монокристаллического нелегированного слитка ОаР, показывают сходные картины распределения ДРРЛ (рис. 46). Картина характерна для двумерных внедренных МД с плоскостью залегания {111}. Выпадение избыточного собственного металлического компонента с последующим образованием МД за счет ассоциаций (ОаР)| происходит не в конце слитка, а уже в самом начале (рис. 6а). Интенсивность ДРРЛ не возрастает с ростом содержания серы (рис. 66). Это дает возможность предположить, что наблюдаемые МД образуются вследствие распада избыточного галлия, а не серы. Вероятно, легирование серой даже в небольших количествах стимулирует выпадение избыточного галлия.

ц шм'

111101

. Мк"М

Рис. 6. Картина распределения ДРРЛ на образцах ваР©: а) начало слитка, п=1х10|8см"3, а = 0,545125 нм; б) конец слитка, п=3х1018 см"3, а = 0,545128 нм.

Результаты изучения карт ДРРЛ для монокристаллов GaP(Zn) свидетельствуют о том, что легирование цинком даже в значительных концентрация (8x1018 см"3 атомов Zn) не приводит к распаду раствора внедрения цинка. Происходит только выпадение избыточного собственного компонента - галлия. Однако процесс идет медленнее, чем в случае легирования серой, и, учитывая большую растворимость Zn, можно полагать, что цинк изменяет конфигурацию области гомогенности и меняет ансамбль МД.

Различие во влиянии Zn на МД можно объяснить тем, что Zn образует соединение с компонентом 5 группы, а сера с компонентом 3 группы, отсюда разный вид диаграмм Ga-P-S и Ga-P-Zn и влияние на структурные превращения ТД.

В пятой главе обсуждаются результаты исследования МД в GaAs.

Рассмотрены особенности МД, образующихся в кристаллах GaAs(Si), выращенных методом ВНК, который имеет ряд технологических отличий от методов ЧЖГР и ГНК, способных оказать существенное влияние на формирование микродефектов.

Картина ДРРЛ для кристалла BHK-GaAs(Si), вырезанного из начала слитка и относительно слабо легированного кремнием (п = 0,78x1018 см"3) (рис. 7а) свидетельствует о малом количестве МД внедренного типа, и, следовательно, о малом отклонении состава образца от стехиометрического. При таком уровне легирования, нет влияния примеси на образование микродефектов, как и в кристаллах, выращенных методами ЧЖГР и ГНК. Предполагается, что преобладающие МД с положительной мощностью - неоднородности, возникающие на начальных стадиях выпадения мышьяка при высоких температурах.

Изодиффузные контуры для сильно легированных кремнием кристаллов BHK-GaAs представлены на рис. 76. Форма контуров позволяет считать, что МД, дающие такое диффузное рассеяние, являются несферическими. Это могут быть квазидвумерные ассоциации с низкой симметрией поля деформаций. Смещение контуров к положительным значениям qz свидетельствует о преобладании дефектов с положительным знаком деформации. Принимая во внимание концентрацию Si в кристалле (вследствие политропии она как минимум в полтора раза превышает концентрацию ОНЗ), можно с уверенностью сказать, что в данном случае характер картины ДРРЛ определяет выпадение из раствора кремния. При распаде на начальной стадии Si из узлов переходит в междоузлия. Таким образом, в межузельном состоянии оказываются атомы Si, As, и, возможно, комплексы Si-As, Ga¡-As¡.

Показано, что, наблюдая эволюцию изодиффузных контуров, получаемых при измерении распределения интенсивности ДРРЛ и изменение периодов решетки, можно различать стадии распада твердых растворов, начиная со стадии образования раствора дефектов Френкеля [ когерентного с матрицей, до стадии, когда происходит релаксация упругих напряжений вокруг МД.

[1(ю|

8 1

(ко)

Рис. 7. Распределение ДРРЛ в окрестности узла 004 обратной решетки для образцов: а) из начала слитка ВНК-ОаАзф), п = 0,78х1018 см"3; б) из конца слитка ВНК-ОаАзф), п = 3,4х1018 см"3.

:;:: 5,000 | 8,«>>1 I 15.81

I 28.12

I 50,00 I ««,91 1138.5 1281.2 * 50(1,0

Картина ДРРЛ для образцов этой группы после отжига 950 °С (30 мин) в целом такова: уменьшение интенсивности ДРРЛ в целом и вдоль qx-ceчeний, что подтверждает предложенную схему (особенно той части интенсивности, которая вызвана более крупными МД).

Значение периода решетки в выращенных кристаллах ВНК-ОаАз(81) практически всегда ниже значения периода для нелегированного ОаАэ, выращенного из стехиометрического расплава. При этом уменьшение периода решетки отчетливо коррелирует с количеством флюса, добавляемого в расплав при росте и с увеличением концентрации кремния в образцах.

Сравнение данных о параметре решетки в пределах одной пластины показывает, что в начальных частях выращенных слитков радиальное распределение периода практически равномерно (рис. 8). В конечных частях заметна явно выраженная радиальная неоднородность: в центре значение периода, как правило, получалось меньше, чем на краю. Особенно отчетливо это видно для образцов, вырезанных из слитков с добавкой в 7 г В20з. Наблюдаемые радиальные распределения периода решетки объяснимы с точки зрения кривизны фронта кристаллизации и связанных с этим термоградиентов. Этим и вызвана неравномерность распределения концентраций примесей 81 и В в поперечном сечении.

Расстояние от края пластин к центру [100], мм Рис, 8. Распределения плотности дислокаций и периода решетки по радиусу пластины вдоль направления [100]. Пунктирные линии - период решетки, сплошные линии - плотность дислокаций. 1,2- начальная часть слитка; 3,4 -конечная часть слитка. 2,4 - 2 г В203, 1,3 - 7 г В20].

Схожесть условий роста промышленного GaP и GaAs, выращенного из раствора-расплава с избытком галлия дает возможность установить состав МД в GaAs и попытаться объяснить механизмы дефектообразования.

Основная часть интенсивности ДРРЛ GaAs, выращенного из раствора-расплава с избытком галлия (рис. 9) сконцентрирована вблизи узла обратной решетки, что свидетельствует о наличии в структуре кристалла достаточно крупных неоднородностей, вызванных объединением ТД. Форма изодиффузных контуров и соответствующее моделирование ДРРЛ позволяет считать, что в образце присутствует два типа дефектов. С положительной мощностью - в основном это когерентные с матрицей образования - плоские дефекты внедренного типа, состоящие из дефектов типа (GaAs)i, и с отрицательной мощностью - вакансионные поры, образованные комплексами (VgbVAs).

Таким образом, существенную роль в дефектообразовании играют процессы распада раствора вычитания с образованием дефектов Френкеля (Gai и Voa). Последующие структурные изменения предположительно происходят путем образования комплексов Vas + Voa = VgbAs и их объединения в микродефекты вакансионного типа. Энергетически это более предпочтительно, чем образование (VAs)n и (Voa)n. Аналогично и для межузельных дефектов. Энергетически выгоднее образование комплексов Ga, + Asi = (GaAs)i и их объединение в плоские дефекты n(GaAs)j или, в конечном счете, в дислокационные петли внедренного типа. Очевидно, что если нагреть кристаллы на температуру, где они должны быть однофазными, то выделения растворятся. А при

скорости охлаждения большей, чем после первичной кристаллизации процессы распада должны быть хотя бы частично подавлены.

Схему образования МД при охлаждении можно подтвердить, если образец подвергнуть нагреву до 1050 "С (-30 мин для растворения МД) и затем охладить вместе с ампулой на воздухе. После такой термообработки период решетки кристаллов уменьшился, но незначительно: кристалл №1 - до 0,565368 нм, кристалл №2 до 0,565366 нм. Период решетки остался выше стехиометрического несмотря на избыток вакансий мышьяка. Это дает основание предположить, что распад в целом подавить не удалось, т.е. переход Gaoa в Gai все же происходил. Однако, интенсивность ДРРЛ, сконцентрированного вблизи узла обратной решетки, и на qx- (рис. 10) и q2 сечениях существенно упала. Предположительно это связано с тем, что хотя первая стадия распада и произошла, но из-за довольно быстрого охлаждения крупные МД образоваться не успели.

5.0«!

8.891

1j.8i

38.12 it>'

яш)

88,41 гу*

158.1

181.2

500.0

к (у1

1 __ TD-!?(0

......V, ... .

ч

ъ .......................

-.-. . . гг

ЦОД

Рис. 9. Распределение ДРРЛ в окрестности узла [[004]] Рис. 10, Распределение интенсивности ДРРЛ вдоль обратной решетки для образца №1 нелегированного направления q„ [100] в окрестности узла [[004]] для GaAs, выращенного го раствора-расплава при 990 °С. образца №1 до и после отжига.

Основные результаты и выводы:

1. Показано, что развитая в работе комбинация метода диффузного рассеяния рентгеновских лучей и прецизионного измерения периода решетки для исследования структурных превращений точечных дефектов в неравновесных твердых растворах соединений ANB8"N является удобным, чувствительным и неразрушающим способом определения пределов растворимости примесей в полупроводниковых монокристаллах, включая и определение отклонения от стехиометрического состава.

2. Показано, что, наблюдая эволюцию изодиффузных контуров, получаемых при измерении распределения интенсивности диффузного рассеяния рентгеновских лучей, и изменение периодов решетки, можно различать стадии распада твердых растворов, начиная со стадии образования раствора дефектов Френкеля, когерентных с матрицей микродефектов, до стадии, когда происходит релаксация упругих напряжений вокруг микродефектов.

3. На примере монокристаллов GaAs и GaP, выращенных с избытком металлического компонента показано, что существенным фактором, формирующим структуру нестехиометрических кристаллов, является процесс изменения структурного состояния избыточного галлия. Форма микродефектов позволяет полагать, что в результате взаимодействия точечных дефектов, образующихся при изменении структурного состояния Ga (Voa и Ga,) с остаточными точечными дефектами, образующимися при кристаллизации (As, и Vas в GaAs и Р, и Ga, в GaP) возникают комплексы соответственно (GaAs), и Vo«as или (GaP), и Vg«p Последующая ассоциация этих комплексов и приводит к образованию плоских микродефектов межузельного типа и вакансионных пор со сферической симметрией поля смещений.

4. Впервые изучены особенности образования микродефектов в монокристаллах GaAs, легированных кремнием, выращенных методом вертикальной направленной кристаллизации. Показано, что в кристаллах, выращенных при некотором избытке As образуются два типа микродефекгов. Высокотемпературные - выделения избыточного As и примесные, образующиеся при выпадении Si. Размеры и количество последних зависит от скорости охлаждения кристаллов после кристаллизации или термообработок.

5. Установлено, что легирование серой или цинком качественно по-разному влияют на интенсивность образования МД в GaP. Это является следствием различия трехкомпонентных диаграмм фазовых равновесий: сера образует соединение с галлием, а цинк с фосфором. Предполагается, что сера уменьшает растворимость галлия, а цинк увеличивает, поэтому, при заданном отклонении от стехиометрии в кристаллах, легированных серой распад твердого раствора идет интенсивнее, чем в кристаллах, легированных цинком. При этом микродефекты образуются только из собственных компонентов, поскольку ни сера, ни цинк из раствора не выпадали.

6. Установлено, что концентрация серы в форме мелкого донора составляет 0,12 от общего содержания серы в кристаллах во всем исследованном интервале концентраций (1-3,5х1018 см"3). На основе экспериментальных данных ВИМС, измерений периода решетки и интенсивности ДРРЛ можно предположить, что политропия серы связана не с ее выпадением из твердого раствора, а с тем, что сера растворяется преимущественно в виде изоморфных молекул багйз в которых сера не является донором, образуя псевдобинарный раствор (Ga2S3)xGaP(i.x).

5. Измерение периода решетки по сечению пластин BHK-GaAs позволило выявить связь между формой фронта кристаллизации и распределением плотности дислокаций по сечению кристаллов, выращенных методом ВНК. Форма фронта кристаллизации выявлялась по характеру распределения бора и уменьшению периода решетки по сечению слитков и может успешно контролироваться с помощью прецизионных измерений периода решетки.

Список литературы:

1. Даценко Л.И. Динамическое рассеяние рентгеновских лучей реальными кристаллами / Л.И. Даценко, В.Б. Молодкин, М.Е. Осиновский. - Киев : Наукова думка. - 1988. - 199 с.

2. Бублик В.Т. и др. Собственные точечные дефекты, нестехиометрия и микродефекты в соединениях АШВУ / В.Т. Бублик, М.Г. Мильвидский // Материаловедение. - 1997. - № 2. - С. 2129.

3. Морозов А.Н. Природа, механизмы образования и концентрация собственных точечных дефектов в полупроводниковых соединениях AIIIBV : дис. ...канд. физ. - мат. наук : 01.04.10. -М, 1983,- 186 с.

4. Глазов В.М. и др. Термодинамический расчет областей гомогенности полупроводниковых соединений / В.М. Глазов, Л.М Павлова / Изв. вузов. Материалы электрон, техники. 1999. -№3. - С. 45.

5. Горюнова H.A. Сложные алмазоподобные полупроводники / H.A. Горюнова. - М.: Советское радио, 1968.

6. Quadbeck Р. et al. Effect of dopant atoms on the roughness of III-V semiconductor cleavage surfaces / P. Quadbeck, P. Ebert, K. Urban // J. Appl. Phys. Lett. - 2000. - V. 76. -№3,- P. 300-302.

7. Стрельченко C.C. Соединения A3B5 / C.C. Стрельченко, B.B. Лебедев. - M. : Металлургия, 1984. - 144 с.

Основные результаты диссертации опубликованы в работах:

1. Филатов ПЛ. Точечные дефекты и их ассоциации в монокристаллах арсенида галлия, Выращенных методом вертикальной направленной кристаллизации / П.А. Филатов, A.B. Марков, В.Т. Бублик, К.Д. Щербачев // Тезисы докладов V Национальной конференции по применению рентгеновского, синхротронного излучений, нейтронов и электронов для исследования наноматериалов и наносистем. Москва, 14-19 нояб. 2005 г. - Москва : ИК РАН, 2005. - С. 146.

2. Филатов П.А. Изучение периода решетки и диффузного рассеяния рентгеновских лучей в нестехиометрических монокристаллах GaP / М.И. Воронова, Ю.Е. Белоусова, ЮЛ. Бобокин, П.А. Филатов, В.Т. Бублик, К.Д. Щербачев // Тезисы докладов V Национальной конференции по применению рентгеновского, синхротронного излучений, нейтронов и электронов для исследования наноматериалов и наносистем. Москва, 14-19 нояб. 2005 г. - Москва : ИК РАН,

2005. - С. 90.

3. Филатов П.А. Ростовые микродефекты в монокристаллах GaAs(Si), полученных методом вертикальной направленной кристаллизации и кристаллизацией из раствора-расплава с избытком галлия / П.А. Филатов, В.Т. Бублик, A.B. Марков, К Д. Щербачев, М И Воронова // Тезисы докладов XII Национальной конференции по росту кристаллов. Москва, 23-27 окт. 2006 г. - Москва : ИК РАН, 2006. - С. 198.

4. Филатов П.А. Микродефекты в монокристаллах GaAs(Si), полученных методом вертикальной направленной кристаллизации / П.А. Филатов, В.Т. Бублик, A.B. Марков, КД Щербачев, М.И. Воронова // Тезисы докладов Девятой конференции «Арсенид галлия и полупроводниковые соединения группы III-V (GaAs-2006)». Томск, 3-5 окт. 2006 г. - Томск : ТГУ,

2006.-С. 96-99.

5. Филатов П.А. Изучение влияния добавки оксида бора и условий роста на структурное совершенство кристаллов GaAs(Si), выращенных методом Вертикальной направленной кристаллизации (ВНК) / П.А. Филатов, В.Т. Бублик, A.B. Марков, К Д. Щербачев, М.И. Воронова // Известия ВУЗов «Материалы электронной техники». - 2006. - №3. - С. 46-49.

6. Филатов П.А. Изучение структуры микродефектов в монокристаллах GaAs, выращенных методом вертикальной направленной кристаллизации и кристаллизацией из раствора-расплава с избытком галлия / П.А. Филатов, В.Т. Бублик, A.B. Марков, К.Д. Щербачев, М.И. Воронова // Тезисы докладов Третьей Международной конференции по физике кристаллов «Кристаллофизика 21 века». Москва, 21-24 нояб. 2006 г. - Москва : МИСиС, 2006. - С. 211.

7. Филатов П.А. О механизме политропии серы в GaP(S) / П.А. Филатов, В.Т. Бублик, Ю.Е. Белоусова, Ю.Л. Бобокин, К.Д. Щербачев, М.И. Воронова // Тезисы докладов Третьей Международной конференции по физике кристаллов «Кристаллофизика 21 века». Москва, 21-24 нояб. 2006 г. - Москва: МИСиС, 2006. - С. 386.

8. Филатов П.А. Изучение микродефектов в монокристаллах GaAs(Si), выращенных методом вертикальной направленной кристаллизации / П.А. Филатов, В.Т. Бублик, A.B. Марков, К.Д. Щербачев, М.И. Воронова // Кристаллография. - 2007. - Т. 52. - №2. - С. 264-269.

9. Филатов П.А. Политропия серы в GaP(S) / В.Т. Бублик, П.А. Филатов, Т.И Маркова, К.Д. Щербачев, М.И. Воронова // VI Национальная конференция по применению рентгеновского, синхротронного излучений, нейтронов и электронов для исследования наноматериалов и наносистем. Москва, 12-17 нояб. 2007г. - Москва : ИК РАН, 2007. - С. 86.

10. Филатов П.А. Изучение микродефектов в ЧЖГР-монокристаллах GaP и GaP(Zn), методом диффузного рассеяния рентгеновских лучей / П.А. Филатов, В.Т. Бублик, Т.И. Маркова, К.Д. Щербачев, М И. Воронова // VI Национальная конференция по применению рентгеновского, синхротронного излучений, нейтронов и электронов для исследования наноматериалов и наносистем. Москва, 12-17 нояб. 2007г. - Москва : ИК РАН, 2007. - С. 179.

11. Филатов П.А. Исследование микродефектов в монокристаллах GaP и GaP(Zn), выращенных методом ЧЖГР / П.А. Филатов, В Т. Бублик, Т.И. Маркова, К Д. Щербачев, М И Воронова // Кристаллография. - 2008. - Т. 53. - №2. - С. 284-292.

12. Филатов П.А. Микродефекты в термообработанных монокристаллах GaAs(Si), выращенных методом вертикальной направленной кристаллизации / П. А. Филатов, В. Т. Бублик, А. В. Марков, К. Д. Щербачев, М. И. Воронова // Известия ВУЗов «Материалы электронной техники». - 200В. - №2. - С. 29-33.

Формат 60 х 90 Vi6 Тираж 100 экз. Объем 1,44 п.л. Заказ 1874

Отпечатано с готовых оригинал-макетов в типографии Издательского Дома МИСиС, 117419, Москва, ул. Орджоникидзе, 8/9 Тел.: 954-1922

Введение.

Глава 1.

1.1 Общие сведения о микродефектах и особенности их образования.

1.1.1 Понятие микродефекта.

1.1.2 Термодинамика собственных точечных дефектов.

1.1.3 Область гомогенности АШВУ.

1.2 Особенности образования и поведения СТД в легированных кристаллах

1.3 Основные типы и свойства известных микродефектов в АШВУ.

1.3.1 Образование микродефектов в фосфиде галлия, легированном примесью серы.

1.3.2 Особенности образования микродефектов и их виды в арсениде галлия.

Выводы по главе 1.

Глава 2.

2.1 Метод диффузного рассеяния рентгеновских лучей.

2.1.1 Интенсивность ДРРЛ на одиночном изолированном дефекте.

2.1.2 Распределение интенсивности рассеяния Хуанга в окрестностях узлов обратной решетки и анализ симметрии дефектов.

2.1.3 Интенсивность ДРРЛ на микродефектах в монокристаллах.

2.1.4 Методика измерения интенсивности ДРРЛ.

2.1.5 Закономерности убывания интенсивности ДРРЛ.

2.1.6 Особенности убывания интенсивности ДРРЛ при экспериментальных измерениях на ТРД.

2.1.7 Основы идентификации микродефектов.

2.2 Прецизионное определение параметра решетки.

2.2.1 Описание установки метода Бонда.

2.2.2 Ошибки измерения.

2.2.3 Зависимость параметра решетки от концентрации точечных дефектов.

Выводы по главе 2.

Глава 3.

3.1 Описание объектов и условий эксперимента.

3.2 Моделирование ДРРЛ.

3.2.1 Тяжи интенсивности.

3.3 Расчет протяженности области гомогенности GaP.

3.4 Расчет протяженности области гомогенности GaAs.

Выводы по главе 3.

Глава 4.

4.1 Изучение МД в монокристаллах GaP, выращенных методом ЧЖГР из под слоя флюса.

4.2 Изучение МД в монокристаллах GaP(Zn), выращенных методом ЧЖГР из под слоя флюса.

4.3 Фосфид галлия, легированный серой.

4.3.1 Распад твердого раствора серы в GaP(S).

4.3.2 МД в GaP(S), выращенных методом ЧЖГР из под слоя флюса. 100 Выводы по главе 4.

Глава 5.

5.1 Изучение МД в монокристаллах BHK-GaAs(Si).

5.1.1 Влияние добавки оксида бора и условий роста на структурное совершенство кристаллов BHK-GaAs(Si).Ill

5.2 МД в монокристаллах GaAs, выращенного из раствора-расплава с избытком галлия.

Выводы по главе 5.

Уменьшение плотности дислокаций и рост диаметров кристаллов, локальные неоднородности распределения точечных дефектов (ТД) приобретают все более важное значение из-за растущего спроса полупроводниковой промышленности на однородные, совершенные подложки арсенида и фосфида галлия для производства различных приборов. Получение монокристаллов полупроводников соединений АШВУ с заданной концентрацией, структурным состоянием и распределением по объему кристалла сложной композиции ТД - проблема далекая от разрешения. Еще менее изучены процессы ассоциации ТД, происходящие в растущих, термообрабатываемых и облученных кристаллах.

Нарушение идеальности монокристаллов, вызванное ассоциациями ТД различного размера, формы и типа (дислокационные петли, неоднородности с размытой границей, зародыши стабильных и метастабильных образований при распаде твердых растворов, пересыщенных собственными компонентами или примесями) можно определить общим понятием — микродефекты (МД). Очевидна взаимосвязь между концентрацией собственных точечных дефектов вблизи температуры плавления, степенью легирования и характером отклонения состава кристаллизующейся фазы от стехиометрии, скоростью охлаждения и образованием МД, так как при конечной скорости охлаждения возникает пересыщение точечными дефектами. Распад таких растворов является существенным элементом формирования реальной структуры монокристаллов при постростовом охлаждении, термических и других воздействиях.

Несмотря на многочисленные исследования процессов распада, некоторые аспекты механизма ранних стадий распада до настоящего времени не выяснены. Использование различных электрофизических и структурных методов исследования позволяют выявлять различные стороны процесса.

Основным методом исследования является метод диффузного рассеяния рентгеновских лучей (ДРРЛ), обладающий высокой степенью статистической достоверности и чувствительностью к структурным изменениям на ранних стадиях распада неравновесных твердых растворов, зачастую не выявляемым другими методами включая электронную микроскопию. Современные дифрактометры позволяют в той же точке образца проводить прецизионные измерения периода решетки, дополняя метод ДРРЛ информацией об изменениях концентраций точечных дефектов.

Основная цель работы: развитие метода диффузного рассеяния рентгеновских лучей для исследования разных этапов распада неравновесных твердых растворов полупроводников; выявление закономерностей »образования МД и предложение моделей структурных превращений на основе характеризации микродефектов, в монокристаллах ваАэ и ваР разного состава и после разных термообработок, для выяснения механизмов образования МД и способов управления процессами формирования структуры в монокристаллах, используемых в твердотельной микроэлектронике.

Для достижения поставленных в работе целей необходимо было решить следующие задачи: о г

1. Рассчитать области гомогенности изучаемых соединений А В и температурные зависимости равновесных концентраций собственных точечных дефектов (СТД) вблизи температуры плавления и при последующем охлаждении; установить экспериментальную связь с количеством и типом МД, образующихся в кристалле при посткристаллизационном охлаждении.

2. Провести модельные расчеты распределения диффузного рассеяния рентгеновских лучей на микродефектах различной симметрии поля смещений. Сопоставить экспериментальные распределения ДРРЛ и смоделированные.

3. На основе экспериментальных данных и термодинамического анализа возможности образования различных флюктуаций состава предложить конфигурацию МД или механизм структурных превращений СТД в МД.

Научная новизна работы заключается в следующем:

• Выявлены особенности структурных превращений МД при охлаждении кристаллов ОаАз(81), выращенных методом вертикальной направленной кристаллизации (ВНК). В кристаллах образуются два типа МД: высокотемпературные выделения избыточного Аб и МД, образующиеся при выпадении 81. Размеры и количество последних зависит от скорости охлаждения кристаллов или термообработок.

• На основе впервые проведенных исследований ДРРЛ на МД в монокристаллах нелегированного ваР, выращенного методом Чохральского с жидкостной герметизацией расплава (ЧЖГР) и в монокристаллах СаАэ, выращенного из раствора-расплава с избытком галлия, при Т ~ 950-1000 °С, показана связь между распадом неравновесных растворов замещения на основе соединении А3В5 и одновременным образованием МД межузельного и вакансионного типов. В частности, показано, что в кристаллах ЧЖГР-ваР, в которых основным типом дефектов являются вакансии фосфора (—2x1018 о см" ), тем не менее, при охлаждении образуются МД с положительной мощностью. Предложена схема, объясняющая этот эффект.

• Впервые рентгеноструктурными методами исследованы МД в монокристаллах ЧЖГР-СаР(8) и ЧЖГР-СаР(2п). Сделана попытка объяснить различие во влиянии 8 и Ъху на основе анализа трехкомпонентной диаграммы фазовых равновесий. Предложена модель структурного раствора для объяснения аномального уменьшения периода решетки в монокристаллах, легированных серой.

• Впервые использован анализ распределения бора в ВНЕС-ОаАз^) для характеризации особенностей формирования дислокационной структуры этих монокристаллов.

• Впервые оценена чувствительность метода ДРРЛ и показана возможность отследить по картине распределения интенсивности ДРРЛ в монокристаллах полупроводников разные этапы процесса распада неравновесных твердых растворов.

Практическая значимость результатов работы.

1. Совокупность структурных методов, используемых в работе, может применяться для оценки стехиометрии монокристаллов, определения состава МД в процессе роста и диагностики процессов распада собственных и примесных компонентов при посткристаллизационном охлаждении.

2. Полученные экспериментальные закономерности формирования дефектной структуры монокристаллов могут быть использованы в технологии выращивания монокристаллов и при изготовления приборов.

3. Возможность количественной оценки содержания бора по результатам измерений величины периода решетки ВНК-ОаАБ^), а также возможность управлять величиной периода, путем изменения количества флюса В203. Распределение периода решетки вдоль радиуса пластины можно использовать в качестве индикатора формы фронта кристаллизации.

Научные результаты, выносимые на защиту:

1. Сочетание метода Бонда и ДРРЛ является эффективным способом контроля эволюции реальной структуры нестехиометрических монокристаллов А3В5 в зависимости от условий роста. В частности, можно проследить различные этапы формирования МД в процессе распада неравновесных твердых растворов.

2. Механизм распада неравновесных растворов вычитания на основе о г соединений А В и образования МД с положительной и отрицательной мощностью.

3. Зависимость плотности и характера распределения дислокаций в ВШС-ваАз от формы фронта кристаллизации, выявляемой по профилю распределения концентрации бора.

4. Образование МД в ВНК-ваАз и их структурные превращения при постростовом охлаждении кристаллов.

5. Механизм политропии серы в ваР.

Общие выводы по работе

1. Развиты рентгеновские методы изучения структурных превращений точечных дефектов в неравновесных твердых растворах соединений ANB8"N на основе метода прецизионного измерения периода решетки и метода диффузного рассеяния рентгеновских лучей монокристаллами.

2. Результаты изучения МД в важнейших материалах твердотельной электроники GaAs и GaP позволяют считать, что ДРРЛ является удобным, чувствительным и неразрушающим методом определения пределов растворимости примесей в полупроводниковых монокристаллах, включая и определение стехиометрического состава в соединениях типа GaAs, GaP и т.п.

3. Показано, что, наблюдая эволюцию изодиффузных контуров, получаемых при измерении распределения интенсивности ДРРЛ и изменение периодов решетки, можно различать стадии распада твердых растворов, начиная со стадии образования раствора дефектов Френкеля когерентного с матрицей до стадии, когда происходит релаксация упругих напряжений вокруг МД.

4. На примере монокристаллов GaAs и GaP, выращенных с избытком металлического компонента показано, что существенным фактором, формирующим структуру нестехиометрических кристаллов, является процесс изменения структурного состояния избыточного галлия. Форма микродефектов позволяет полагать, что в результате взаимодействия точечных дефектов, образующихся при изменении структурного состояния Ga (VGa и Ga¡) с остаточными точечными дефектами, образующимися при кристаллизации (As¡ и Vas в GaAs и P¡ и Ga¡ в GaP) возникают комплексы (GaAs); и VqoAs или (GaP); и VGap- Последующая ассоциация этих комплексов и приводит к образованию плоских микродефектов внедренного типа с орторомбической симметрией поля смещений и сферических пор с соответствующей симметрией полей смещений.

5. Впервые изучены особенности образования микродефектов в монокристаллах ОаАэ, легированных кремнием, выращенных методом вертикальной направленной кристаллизации, наиболее перспективном методом получения этого важного для твердотельной электроники материала. Показано, что в кристаллах, выращенных при некотором избытке Аб образуются два типа МД. Высокотемпературные МД — выделения избыточного Аб и МД, образующиеся при выпадении 81. Размеры и количество последних зависит от скорости охлаждения кристаллов после кристаллизации или термообработок.

6. Анализ периода решетки позволил выявить связь между формой фронта кристаллизации и распределением плотности дислокаций по сечению кристаллов, выращенных методом ВНЕС. Форма фронта кристаллизации выявлялась по характеру распределения бора по сечению слитков и может успешно контролироваться с помощью прецизионных измерений периода решетки.

7. Установлено, что легирование серой или цинком качественно по разному влияют на интенсивность образования МД в ОаР. Показано, что ни сера, ни цинк из раствора не выпадали. Сера образует соединение с галлием, а цинк с фосфором, отсюда различный вид трехкомпонентных диаграмм фазовых равновесий. Сера уменьшает растворимость галлия, а цинк увеличивает. Поэтому, при заданном отклонении от стехиометрии в кристаллах, легированных серой раствор распадается интенсивнее, чем в кристаллах, легированных цинком. При этом микродефекты образуются только из собственных компонентов.

8. Установлено, что концентрация серы в форме мелкого донора составляет 0,12 от общего содержания серы в кристаллах во всем

18 3 исследованном интервале концентраций (1-3,5x10 см-). На основе экспериментальных данных ВИМС, измерений периода решетки и интенсивности ДРРЛ можно предположить, что политропия серы связана не с ее выпадением из твердого раствора, а с тем, что сера растворяется преимущественно в виде изоморфных молекул ва283 в которых сера не является донором, образуя псевдобинарный раствор (Оа283)хОаР(1Х).

1. Roedel R.L. / R.L. Roedel, A.R. VonNeida, D. Caruso, L.R. Dawson // J. Electrochem. Soc. 1979. -V. 126. - P. 623.

2. Honda T. / T. Honda, Y. Ishii, S. Miyarawa, H. Yamazaki, Y. Nanishi // Jap. J. Appl. Phys. 1983. - V. 22. - P. 270.

3. Suchet P. Kinetics of microprecipitates formation in GaAs obtained from high resolution IRT and A-B etching / P. Suchet, M. Duseaux // Inst. Phys. Conf. Ser. 1988. - V. 91. - P. 375-378.

4. Akai S. / S. Akai, K. Fujita, S. Kishine, N. Kito, Y. Sato, S. Yoshitake, M. Sekinobu // Proc. SymP. on III-V Optoelectronics Epitaxy. — 1983. P. 41.

5. Кривоглаз M.A. Дифракция рентгеновских лучей и нейтронов в неидеальных кристаллах / М.А. Кривоглаз. Киев : Наукова думка, 1983.

6. Бублик В.Т. / В.Т. Бублик, М.Г. Мильвидский // Материаловедение. — 1998.-№5.-С. 16-29.

7. Болтакс Б.И. Диффузия и точечные дефекты в полупроводниках / Б.И. Болтакс. Ленинград : Наука, 1972.

8. Горелик С.С. Материаловедение полупроводников и диэлектриков / С.С. Горелик, M .Я. Дашевский. М. : МИСиС, 2003.

9. Морозов А.Н. Природа и концентрация собственных точечных дефектов в нелегированных монокристаллах InP. Влияние состава расплава /

10. А.Н. Морозов, В.Т. Бублик, В.Ю. Освенский, A.B. Беркова, Е.В. Микркжова, А .Я. Нашельский, C.B. Якобсон, А. Д. Попов // Кристаллография. 1983. - Т. 28.-№4.-С. 776-781.

11. Бублик В.Т. Собственные точечные дефекты в нелегированных монокристаллах антимонида индия / В.Т. Бублик, М.Н. Кеворков, В.Б. Освенский, А.Н. Попков, О.Г. Столяров // Изв. АН СССР. Неорганические материалы. 1984. - Т. 20. -N 3. - С. 364-366.

12. Крегер Ф. Химия несовершенных кристаллов / Ф. Крегер. М. : Мир, 1969.-656 с.

13. Морозов А.Н. Собственные точечные дефекты в монокристаллах фосфида галлия / А.Н. Морозов, В.Т. Бублик, И.А. Ковальчук, О.Г. Столяров // Кристаллография. 1986. - Т. 31. - №5. - С. 986-993.

14. Бублик В.Т. Расчет области гомогенности арсенида индия / В.Т. Бублик, В.В. Каратаев, М.Г. Мильвидский, А.Н. Морозов // Кристаллография. 1981. - Т. 26. - №3. - С. 554-560.

15. Морозов А.Н. Природа и концентрация собственных точечных дефектов в нелегированных монокристаллах InP.II. Область гомогенности фосфида индия / А.Н. Морозов, В.Т. Бублик, Т.П. Григорьева // Кристаллография. 1984. - Т. 29. -N4. - С. 757-763.

16. Морозов А.Н. К вопросу о механизме формирования и деградации полуизолурующих свойств нелегированного GaAs / А.Н. Морозов, В.Т. Бублик, О.Ю. Трокина // Электронная техника. Серия 6: Материалы. — 1985. №5. - С. 33-39.

17. Абаева T.B. Структурный тип преобладающих собственных точечных дефектов и область гомогенности InSb / T.B. Абаева, В.Т. Бублик, А.Н. Морозов // Неорганические материалы. 1988. - Т. 24. - №1. - С. 15-18.

18. Bublik V.T. The Mean Square Atomic Displacements and Enthalpies of Vacancy Formation in Some Semiconductors / V.T. Bublik // Phys. Stat. Sol. (a). — 1978.-V. 45.-P. 543-548

19. Бублик В.Т. Расчет области гомогенности арсенида галлия / В.Т. Бублик, А.Н. Морозов, В.Б. Освенский, Л.И. Гайдай, С.П. Гришина, О.Г. Портнов // Кристаллография. 1979. - Т. 24. - С. 1230-1236.

20. Освенский В.Б. Внутреннее трение в монокристаллах GaAs / В.Б. Освенский, Л.П. Холодный, М.Г. Мильвидский // Изв. АН СССР. Неорганические материалы. 1972. - Т. 8. - №5. - С. 802-807.

21. Вернер В. Д. Исследование точечных дефектов решетки в соединениях методом внутреннего трения / В.Д. Вернер, В.Я. Ковязин, М.Г. Мильвидский, В.Б. Освенский, Л.П. Холодный i i Физика твердого тела. -1977.-Т. 19.-№11.-С. 3304-3307.

22. Cullis A.G. Arsenic precipitation at dislocation in GaAs substrate material / A.G. Cullis, P.D. Augustus, D.T. Stirland // J. Appl. Phis. 1980. - V. 51.-№5.-P. 2556-2560.

23. Каратаев B.B. Эффективные коэффициенты распределения избыточных основных компонентов при кристаллизации арсенида галлия из расплава / В.В. Каратаев, М.Г. Мильвидский, В.Б. Освенский, О.Г. Столяров // Кристаллография. 1973. - Т. 18. - №4. - С. 830-832.

24. Каратаев В.В. Влияние условий выращивания на электрические свойства нелегированного арсенида индия / В.В. Каратаев, М.Г. Мильвидский, И.А. Долгих, Э.В. Колобова, A.A. Вельский // Электронная техника. Серия 6. Материалы. 1975. — №3. — С. 51—57.

25. Соловьева Е.В. Влияние типа и концентрации точечных структурных дефектов на электрофизические свойства нелегированного арсенида галлия / Е.В. Соловьева, В.В. Каратаев, М.Г. Мильвидский, В.Б.

26. Освенский, О.Г. Столяров // Физика твердого тела. 1972. - Т. 14. - №2. - С. 528-532.

27. Morozov A.N. Effect of In and Sb vacancies on Temperature Dependance of InSb Lattice Parameter at High Temperatures / A.N. Morozov, T.V. Abaeva, V.T. Bublic // Cryst. Res. Technol. 1986. - V. 21.- №5. - P. 613618.

28. Абаева T.B. Природа собственных точечных дефектов в монокристаллах InSb / T.B. Абаева, В.Т. Бублик, А.Н. Морозов, А.Т. Переверзев // Изв. АН СССР, неогранические материалы. 1987. - Т. 23 — №2.-С. 195-197.

29. Baker J.F.C. Precise lattice parameter determination of dislocation free gallium arsenide / J.F.C. Baker, M.A.L. Hart, R. Hackingbottom // Solid State Electronics. - 1976.-V. 19.-P. 331-339.

30. Mullin T.V. Lattice superdilatation phenomena in doped GaAs / T.V. Mullin, B.W. Straughan, C.M.H. Driscall, A.T.W. Willonghby // J. Appl. Phys. -1976. V. 47. - №6. - P. 2584-2587.

31. Kaufmann U. ERS detection of antisite lattice defects in GaP, GaSiP2, and InGeP2 / U. Kaufmann, T. Schneider, A. Bouber // Appl. Phys. Lett. 1976. -V. 29.-№5.-P. 312-313.

32. Kaufmann U. Quantitative ERS Analysis of deep defects in LEC — grown GaP / U. Kaufinann, T.A. Kennedy // J. Electron Maret. 1981. - V. 10. -№2.-P. 347-360.

33. Kaufmann U. Point defects in GaP, GaAs, InP / U. Kaufinann, T. Schneider // Advances in Electronics and Electron physics. — N. — L.: Plenum Press, 1982. V. 58. -P. 81-141.

34. Jordan A.S. Determination of the Solidus and Gallium and Phosphorus vacancy concentration in GaP / A.S. Jordan, A.R. von Neida, R. Caruso, C.K. Kim //J. Electrochem. Soc. 1974. - V. 121.-№1.-P. 153-158.

35. Та L.B. Effect of stoichiometry on thermal stability of undoped semiinsulated GaAs / L.B. Та, N.T. Nobgood, A. Pohatgi, R.N. Thomas // J. Appl. Phys. 1982. - V. 53. - №8. - P. 5771.

36. Баранов A.H. Изменение концентрации природных акцепторов в GaSb / A.H. Баранов, Т.И. Воронина, Т.С. Лагунова, В.В. Шерстнев, Ю.П. Яковлев // Письма в ЖТФ. 1987. - Т.13. - №18. - С. 1103-1108.

37. Мильвидский М.Г., Освенский В.Б. Структурные дефекты в монокристаллах полупроводников / М.Г. Мильвидский, В.Б. Освенский. — М. : Металлургия, 1984. 256 с.

38. Мильвидский М.Г., Пелевин О.В., Сахаров Б.А. Физико-химические основы получения разлагающихся полупроводниковых соединений / М.Г. Мильвидский, О.В. Пелевин, Б.А. Сахаров. М. : Металлургия, 1974. — 391 с.

39. Горюнова Н.А. Сложные алмазоподобные полупроводники / Н.А. Горюнова.-М.: Советское радио, 1968.

40. Бублик В.Т. Природа и особенности поведения точечных дефектов вл с ^легированных монокристаллах соединений А В / В.Т. Бублик, М.Г.

41. Мильвидский, В.Б. Освенский // Известия высших учебных заведений. Физика. 1980. -№1. - С. 7-22.

42. Анастасьева H.A. О природе дефектов в монокристаллах арсенида галлия, легированного оловом / H.A. Анастасьева, В.Т. Бублик, В.Б. Освенский, М.Г. Мильвидский, О.Г. Столяров, Л.П. Холодный // Кристаллография. 1978. - Т. 23. - №2. - С. 314-319.

43. Гайдай Л.И. Природа точечных дефектов в арсенида галлия, легированного теллуром / Л.И. Гайдай, В.Т. Бублик, H.A. Анастасьева, С.П. Гришина // Электронная техника. Серия 6: Материалы. 1979. — №2. - С. 8486.

44. Гайдай Л.И. Влияние легирования кремнием на период решетки арсенида галлия / Л.И. Гайдай, В.Т. Бублик, H.A. Анастасьева, С.П. Гришина // Электронная техника. Серия 6: Материалы. 1979. — №2. — С. 81—83.

45. Морозов А.Н. Природа, механизмы образования и концентрация собственных точечных дефектов в полупроводниковых соединениях AIIIBV : дис. .канд. физ. мат. наук : 01.04.10. -М., 1983. - 186 с.

46. Освенский В.Б. Исследование дефектов в арсениде галлия методом внутреннего трения / В.Б. Освенский, Л.П. Холодный, М.Г. Мильвидский // Физика твердого тела. 1971. - Т. 13. -№7. - С. 2135-2138.

47. Освенский В.Б. Внутреннее трение в монокристаллах GaAs / В.Б. Освенский, Л.П. Холодный, М.Г. Мильвидский // Известия АН СССР. Неорганические материалы. — 1972. Т. 8. - №5. - С. 802—807.

48. Гришина С.П. Превращение в сильнолегированном теллуром арсениде галлия при термообработке / С.П. Гришина, М.Г. Мильвидский, В.Б. Освенский, В.И. Фистуль // Физика и технология полупроводников. — 1970. Т. 4. - №2. - С. 294-298.

49. Гринштейн П.М. Исследование кинетики распада пересыщенноготвердого раствора теллура в GaAs / П.М. Гринштейн, М.Я. Липкес, Н.С. Рытова, В.И. Фистуль // Физика и технологи полупроводников. 1975. - Т. 9. — №6. - С. 1102-1107.

50. Фистуль В.И. Распад пересыщенных твердых растворов / В.И. Фистуль. М: Металлургия, 1977. - 238 с.

51. Гончарова Н.В. Особенности формирования дислокационной структуры в промышленных монокристаллах арсенида и фосфида галлия большого диаметра : дис. . канд. техн. наук : 04.04.10. — М., 2002. 188 с.

52. Laister D. / D. Laister, G.M. Jenkins // Philos. Mag. 1969. - V. 20. - P.164.

53. Laister D. Electrical and electron microscope studies of the annealing of Te-doped GaAs / D. Laister, G.M. Jenkins // Philos. Mag. 1971. - V. 23. -№185.-P. 1077-1100.

54. Morgulis L.M. / L.M. Morgulis, V.B. Osvenskiy, M.G. Milvidskiy, V.G. Fomin, A.G. Novikov, S.P. Grishina // Defecti Structuri v Poluprovodnikah. -Novosibirsk. 1973. - P. 174.

55. Hutchinson P.W. The nature of defects in n-GaAs / P.W. Hutchinson, P.S. Dobson // Phil. Mag. 1974. - V. 30. - №.1. - P. 65-73.

56. Morgulis L.M. / L.M. Morgulis, M.G. Milvidskiy, V.B. Osvenskiy // Izv. Acad. Sei. USSR. Fiz. 1974. -V. 38. - P. 1447.

57. Abrahams M.S. / M.S. Abrahams, J. Blanc, C.J. Buiocchi // J. Appl. Phys. 1974. - V. 45. - P. 3277.

58. Hutchinson P.W. Interstitial condensation in n-GaAs / P.W. Hutchinson, P.S. Dobson//J. Mater. Sei. 1975. -V. 10.-№9.-P. 1636-1641.

59. Verner V.D. The nature of defects of crystalline structure in GaAs heavily doped with Те / V.D. Vemer, S.K. Maksimov, D.K. Nichugovskiy // Phys. Stat. Sol. 1976. - V. 33. - №2. - P. 755-763.

60. Dobson P.S. / P.S. Dobson, P.F. Fewster, D.T.J. Hurle, P.W. Hutchinson, J.B. Mullin, B.W. Stranghan, A.F.W. Willonghby // Inst. Phis. Conf. Ser. 1979. -V. 45.-P. 163.

61. Hutchinson P.W. The nature of inclusions in heavily Te-doped GaAs / P.W. Hutchinson, B.D. Bastow // J. Mater. Sci. 1974. - V. 9. - №.9. - P. 14831492.

62. Ruvimov S.S. / S.S. Ruvimov, L.M. Sorokin, M. Passeman, L. Heidenrighe, F. Sholtz, R.O. Starobogatov // Soviet Physics. Solid State. 1982. -V. 24.-P. 869.

63. Марков A.B. Особенности образования микродефектов вблизи дислокаций в кристаллах GaAs, легированных различными примесями / А.В. Марков, М.Г. Мильвидский, С.С. Шифрин // Кристаллография. 1984. - Т. 29. - С. 343-349.

64. Марков А.В. Влияние дислокаций и микродефектов подложки на формирование дислокационной структуры гомоэпитаксиального слоя / А.В. Марков, М.Г. Мильвидский, Т.Г. Югова // Кристаллография. 1985. - Т. 30. -№3. - С. 535-541.

65. Мильвидский М.Г. / М.Г. Мильвидский, А.А. Калинин, А.В. Марков, А.Н. Шершаков // Физика кристаллизации. — Калинин, 1986. — С. 3.

66. Brown J.T. / J.T. Brown // Ann. Rev. Mater. Sci. 1987. - V.17. - P.123.

67. Cullis A.G, Arsenic precipitation at dislocation in GaAs substrate material / A.G. Cullis, P.D. Augustus, D.T. Stirland // J. Appl. Phis. 1980. - V. 51.-№5.-P. 2556-2560.

68. Lee B.T. Transmission electron microscope study of arsenic precipitates in GaAs: morphology and orientation relationship with the matrix / B.T. Lee, R. Gronsky, E.D. Bourret // J. Crystal Growth. 1989. - V. 96. - P. 333-338.

69. Cornier J.P. / J.P. Cornier, M. Duseaux, J.P. Chevalier // Appl. Phys. Lett. 1984. - V. 45. - P. 1105.

70. Cornier J.P. / J.P. Cornier, M. Duseaux, J.P Chevalier// Inst. Phys. Conf. Ser. 1985. - V.76. — P. 95.

71. Ponce F.A. / F.A. Ponce, F.C. Wang, R. Hiskes // Semi-Insulating III-V Materials. 1984.-P. 68.

72. Williams G.M. First direct observation of voids in bulk, undoped, semi-insulating GaAs / G.M. Williams, A.G. Cullis // Appl.Phys.Lett. 1991. - V. 59. -P. 2585.

73. Matsumo V. Inhomogeneity in semi-insulating GaAs revealed by leakage current measurements / V. Matsumo, H. Watanabe // JaP. J. Appl. Phys. Lett. -1982.-V. 21.-№8.-P. 515-517.

74. Lagowski J. Origin of the 0,82 eV electron trap in GaAs and its annihilation by shallow donors / J. Lagowski, H.C. Gatos, J.M. Parsey et al. // Appl. Phys. Lett. 1982. - V. 40. - №4. - P. 342-344.

75. Мильвидский М.Г. Особенности взаимодействия дислокаций с точечными дефектами в монокристаллах арсенида галлия / М.Г. Мильвидский, А.В. Марков // Рост кристаллов. 1991. - Т. 18. - С. 105-117.

76. Щербачев К.Д. Особенности микродефектов в монокристаллах соединений АШВУ, выявленные методом диффузного рассеяния рентгеновских лучей : дис. . канд. физ. мат. наук : 01.04.10. - М, 1994. -187 с.

77. Booker G.R. Nature, origin and effect of dislocation in epitaxial semiconductor layers / G.R. Booker, J.M. Titchmarsh, J. Fletcher, D.B. Darby, M. Hokly, M. Al-Jassim // J. Cryst. Growth. 1978. - V.45. - №1. - P. 407^25.'

78. Werkhoven C. Effect of dislocation loops in macroscopicaly dislocation-free GaP substrates on the perfection of homo-epitaxial deposits / C. Werkhoven, J.H.T. Hengst, W.J. В artels // J. Cryst. Growth. 1977. - V. 42. - №1. - P. 632638.

79. Wagner G. / G. Wagner, V. Gottchalch, M. Pasemann // Cryst. Res. Technol.- 1982.- V. 17.-P. 57-66.

80. Charniy L.A. X-ray diffuse scattering identification of matrix As-richmicrodefects in GaAs / L.A. Charniy, A.N. Morozov, K.D. Scherbachev, V.T. Bublik, I.V. Stepantsova // J. Cryst. Growth. 1992. - V. 118. - P. 163-172.

81. Trinkaus H. On the determination of the double-force tensor of point defect in cubic crystals by diffuse scattering / H. Trinkaus // Phys. Stat. Sol. (b). — 1972.-V. 51.-P. 307-309.

82. Larson B.C. Huang diffuse scattering from dislocation loops and cobalt precipitates in copper / B.C. Larson, W. Schmatz // Phys. Rev. B. 1974. - V. 10.- №6. — P. 2307-2314.

83. Trinlcaus H. Der reflexferne Teil der diffusen Streuung von Röntgenstrahlen an Kristallen mit stark verzerrender Defekten / H. Trinkaus // Zeit, fur ang. Physic. 1971. -V. 31. - P. 229-235.

84. Ehrhart P. Diffuse scattering from dislocation loops / P. Ehrhart, H. Trinkaus, B.C. Larson // Phys. Rev. B. 1982. - V. 25. - P. 834.

85. Даценко Л.И., Молодкин В.Б., Осиновский M.E. Динамическое рассеяние рентгеновских лучей реальными кристаллами / Л.И. Даценко, В.Б. Молодкин, М.Е. Осиновский. Киев : Наукова думка. - 1988. - 199 с.

86. Афанасьев A.M., Александров П.А., Имамов P.M. Рентгеновская структурная диагностика / A.M. Афанасьев, П.А. Александров, P.M. Имамов.- М.: Наука. 1986. - 93 с.

87. Iida A. Separate measurements of dynamical and kinematical X-ray diffraction from Si with TCD / A. Iida, K. Köhra // Phys. Stat. Sol. (a). 1979. -V. 51.-P. 533-542'.

88. Молодкин В.Б. / В.Б. Молодкин, С.И. Олиховский, М.Е. Осиновский и др. // Металлофизика. 1984. - Т. 6. - №3. - С. 7-15

89. Charniy L.A. Microdefect Density Determination by X-Ray Huang Scattering Normalized over Thermal Diffuse Scattering / L.A. Charniy, K.D. Scherbachev, V.T. Bublik // Phys. Stat. Sol. (a). 1991. - V. 128. - № 2. - P. 303310.

90. Wooster H.A. Diffuse X-Ray Reflection from Crystals / H.A. Wooster. -Oxford: Clarendon Press. — 1962.

91. Вустер У. Диффузное рассеяние рентгеновских лучей в кристаллах / У. Вустер. М. : ИЛ., 1963.

92. Бублик В.Т. / В.Т. Бублик, С.Ю. Мацнев, К.Д. Щербачев и др. // Физика твердого тела. 2003. - Т. 45. - №10. - С. 1825-1832.

93. Bond W.L. Precision lattice constant determination / W.L. Bond // Acta Crystallografica. 1960. -V. 13. - P. 814-818.

94. Лисойван В.И. Измерение элементарной ячейки на однокристальном спектрометре / В.И. Лисойван. — Новосибирск : Наука, 1982.- 123 с.

95. Бублик В.Т. Определение параметра решетки и коэффициента теплового расширения монокристалла по методу Бонда / В.Т. Бублик, Е.П. Коняева, И.С. Смирнов // Заводская лаборатория. 1976. — Т. 42. - С. 284— 286.

96. Cherbatchev K.D. / K.D. Cherbatchev, V.T. Bublik // Inst Phys Conf. 1997.- №160. -P. 187.

97. Бублик В.Т. / В.Т. Бублик, К.Д. Щербачев, С.Ю. Мацнев // Изв. вузов. Материалы электрон, техники. 2005. №1. - С. 54.

98. Бублик В.Т. / В.Т. Бублик, К.Д. Щербачев, С.Ю. Мацнев // Изв. вузов. Материалы электрон, техники. 2004. №1. - С. 75.

99. Бублик В.Т. / В.Т. Бублик, К.Д. Щербачев, Е.В. Жевнеров // Изв. вузов. Материалы электрон, техники. 1998. — №3. — С. 72.

100. Loxley N. / N. Loxley, B.K. Tanner, D.K. Bowen // J. Appl. Cryst. -1995.-V. 28. P. 314.

101. Dederichs P.H. / P.H. Dederichs, J. Pollmann // Zeitschrift fur Physik A Hadrons and Nuclei. 1972. - V. 255. - P. 315-324.

102. Trinkaus H. / H. Trinkaus // Phys. Status Solidi b. 1972. - V. 54. - P.209.

103. Larson B.C. / B.C. Larson, W. Schmatz // Phys. Status Solidi b. 1980. -V. 99.-P. 267.

104. Klang P. X-ray diffuse scattering from defects in nitrogen-doped Czochralski grown silicon wafers / P. Klang, V. Holy, J. Kubena, R. Stoudek // J. Phys.D: Appl. Phys. 2005. - V. 3. - P. 105-110.

105. Klang P. X-ray diffuse scattering from stacking faults in Czochralski silicon / P. Klang, Y. Holy // Semicond. Sei. Technol. 2006. - V. 21. - P. 352357.

106. Бублик B.T. / B.T. Бублик, М.Г. Мильвидский // Материаловедение. 1997. - № 2. - С. 21-29.

107. Арефьев И.С. / И.С. Арефьев, В.Т. Бублик, А.Н. Морозов и др. // Кристаллография. 1987. Т. 32. -№2. - С. 460-466.

108. Oda О. / О. Oda, М. Yamamoto // Semicond. Sei. Technology А.1992.

109. Kuramoto К. / К. Kuramoto, Т. Sato, К. Ishida // J. Electrochem. Soc. — 1987.-V. 134.-№5.-P. 1286-1291.

110. Hurle D.TJ. / D.T.J. Hurle // Journal of applied physics. 1999. V. 85. -№10.-P. 6957-7022.

111. Richman D. / D. Richman // J. Phys. Chem. Solids. 1963. V. 24. - № 9.-P. 1131-1140.

112. Matiessen D.H. / D.H. Matiessen // J. Cryst. Growth. 1994. V. 137. -P. 255.

113. Wenzl H. / H. Wenzl, A. Dahlen, A. Fattah et. al. // Ibid. 1991. V. 109.-P. 191-195.

114. Глазов B.M. / B.M. Глазов, JI.M. Павлова / Изв. вузов. Материалы электрон, техники. 1999. — №3. С. 45.

115. Morozov A.N. / A.N. Morozov, V.T. Bublik // J.Cryst.Growth. 1986. -V. 75. — №3. - P. 497.

116. Белоусова Ю.Е. / Ю.Е. Белоусова, Т.Н. Ольховикова, Ф.Р. Хашимов, Ю.А. Окунев // Электронная техника. Серия материалы. — 1987. — Т. 226. -№8. С. 16-20.

117. Quadbeck P. / P. Quadbeck, P. Ebert, K. Urban // J. Appl. Phys. Lett. -2000. V. 76. - №3. - P. 300-302.

118. Lee B.T. / B.T. Lee, R. Gronsky, E.D. Bourret // J. Cryst. Growth. -1989.-V. 96.-P. 333.о г

119. Стрельченко С.С. Соединения А В / С.С. Стрельченко, В.В. Лебедев. -М. : Металлургия, 1984. 144 с.

120. Bassignana L.C. / L.C. Bassignana, D.A. Macquistan, G.C. Hillier et al // J. Crystal Growth. 1997. V. 178. - P. 445-450.