P-n-структуры на основе широкозонных полупроводников: SiC и A3N. Разработка технологии, получение и исследование тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.10 ВАК РФ

РГБ Ой

1 1 им*

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

На правах рукописи

ДМИТРИЕВ Владимир Андреевич

Р-п-структуры на основе широкозонных полупроводников: вЮ и А31^. Разработка технологии, получение и исследование

специальность 01.04.10 - физика полупроводников и диэлектриков

ДИССЕРТАЦИЯ на соискание ученой степени доктора физико-математических наук в форме научного доклада

Санкт-Петербург 1996

Работа выполнена в Физико-техническом институте им. А.Ф.Иоффе РАН;

Официальные оппоненты:

доктор технических наук, профессор Мильвидский МТ.,

доктор физико«математических наук, профессор Воробьев Л.Е.,

доктор физико-математических наук, профессор Водаков Ю.А.

Ведущая организация - ОКБ завода "Старт", Москва.

Защита состоится

О -

1996 г. в.

час на заседании

специализированного совета Д 003.23.02 при Физико-техническом институте им. А.Ф.Иоффе РАН (194021, Санкт-Петербург, Политехническая ул., 26).

Отзывы о диссертации в двух экземплярах, заверенные печатью, просим направлять по вышеуказанному адресу ученому секретарю специализированного совета.

Диссертация разослана "_

1996 г.

Ученый секретарь

специализированного совета Д 003.23.02 доктор физнко-матсматпческих наук

Сорокин Л.М.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

АКТУАЛЬНОСТЬ ПРОБЛЕМЫ. Широкозонные полупроводники, такие, как карбид кремния (SiC) и соединения A3N (AIN, GaN, InN), по своим физическим свойствам могут служить материалами для коротковолновой оптоэлектроники (синей, фиолетовой и ультрафиолетовой областей спектра), высокочастотной электроники и высокотемпературной электроники. Фундаментальные физические параметры этих материалов (в первую очередь - ширина запрещенной зоны) определяют потенциально возможные характеристики приборов,- недостижимые на полупроводниках, используемых в полупроводниковом производстве сегодня (германий, кремний, арсенид галлия). Реальное использование указанных широкозонных материалов в приборостроении определяется уровнем развития технологии р-п-структур и понимания физических процессов в них. Настоящая работа, начатая в 1983 году, была направлена на изучение свойств многослойных эпкгаксиальных р-п-структур широкоюнных полупроводников (SiC, SiC-AIN, SaN, AlGaN) и исследование физических процессов в этих структурах.

Карбидкремниевые р-п-переходы, по своим характеристикам отвечающие классическим представлениям физики полупроводников, были созданы в начале 80-х годов с использованием сублимационной эпитаксии и ионной имплантации [I *,2*]. Было известно, что SiC р-п-структуры могут работать при высоких температурах. Были изготовлены макеты ; некоторых SiC приборов: диодов, полевых транзисторов, светодиодов {3*-5*]. Однако вопрос о разработке технологии многослойных р-п-структур SiC, позволяющей изготавливать структуры с несколькими р-п-переходами в одном эпитаксиальном процессе, управлять в широких пределах параметрами отдельных слоев (толщиной, легированием) и р-п-переходов, оставался открытым. Трудности технологии и недостаточные знания характеристик и физических процессов в приборных структурах ставили под сомнение возможность развития карбидкремниевой электроники.

Для соединений A3N технологические трудности также препятствовали использованию этих материалов « приборостроении. Было известно, что GaN обладает широкой запрещенной зоной (Eg -3,4 эВ, 300. К), является прямозонным полупроводником* может образовывать непрерывный ряд твердых растворов GaN-AIN и 3aN-InN, позволяющих, в принципе, изменять ширину запрещенной зоны от 1,9 эВ до 5,2 эВ. Приборы на основе GaN, излучающие в синей области спектра и обладающие зтносителыю высокой эффективностью излучения, были получены еще в 70-х годах. Эднако, отсутствие подложки для гомоэпитаксии (способ выращивания объемных кристаллов GaN не разработан) требовало развития методов гетероэпитаксии. Материал с )лектропроводностью р-типа выращивать не умели. Первая проблема была решена в :ереднне 80-х годов [6*] путем разработки эпитаксии GaN на сапфиропых подложках с

использованием буферных слов А1Ы. Путь решения второй проблемы был открыт в конце 80-х годов при обработке СаЛ, легированного К^, электронным пучком низких энергий [6*]. К началу выполнения этой части диссертационной работы (1991 г.) р-п-переходы на GaN были получены двумя науч)Л>1ми группами в Японии (см. обзор [7*]). Однако характеристики этих р-п-переходов и физические процессы в них не были изучены. Следует подчеркнуть, что первые ваИ р-п-переходы были получены на подложках сапфира, являющегося изолятором. В этом случае возможно изготовление приборов только с пленарной геометрией, в которой электроды расположены на одной стороне приборной структуры. Технология изготовления р-п-структур на проводящих подложках, необходимая для изготовления полупроводниковых приборов с вертикальной геометрией, отсутствовала. Известные результаты по эпитаксии соединений А3Ы на проводящих подложках, в частности $¡0 [8*,9*}, свидетельствовали о низком качестве получаемых слоев. Механизмы кристаллизации изучены не были.

Таким образом, существовала проблема разработки технологических методов изготовления многослойных эпитаксиальных р-п-структур широкозонных полупроводников и изучения физических свойств таких р-п-структур.

ЦЕЛЬ И ЗАДАЧИ РАБОТЫ. Цель работы заключалась в изучении физических свойств эпитаксиальных многослойных р-п-структур карбида кремния и соединений А^ (в первую очередь ваЛ и АЮаМ) и в выяснении возможности создания на их основе полупроводниковых приборов, в которых были бы реализованы уникальные свойства широкозонных материалов: в первую очсрещь приборов, излучающих в коротковолновой области видимого спектра, и приборов, работающих при высоких температурах.

Зада»« работы состояли в следующем:

- разработать технологические методы выращивания многослойных р-п-структур;

- изучить свойства слоев и физические процессы в выращенных р-п-структурах;

- изготовить прототипы приборов на основе выращенных структур и изучить их характеристики.

НАУЧНАЯ НОВИЗНА И ПРАКТИЧЕСКАЯ ЗНАЧИМОСТЬ РАБОТЫ. Разработан новый технологический процесс - бесконтейнерная жидкостная эпитаксия (БЖЭ) слоев и р-п-структур Э^С; изучены закономерности роста, легирования и дефектообразования карбида кремния при БЖЭ. Показана возможность выращивания БЮ структур с несколькими р-п-переходами в одном эпитаксиальном процессе, в частности, выращены первые р-п-р-п-структуры на карбиде кремния.

X Г7рн№р,1чи с вертикальной геометрией будем называть приборы, в которых электроды расположены т пр- пнчнюлолныч сюроиах приборной структуры, что предполагает протекание тока через подножку.

4

Исследованы физические свойства слоев и р-п-структур 4H-SiC и 6H-SiC, выращенных методом БЖЭ. Изучены механизмы протекания тока и электролюминесценции (ЭЛ) в этих р-п-переходах. В спектрах ЭЛ 4H-SÎC р-п-переходов впервые зарегистрированы полосы излучения, связанные с рекомбинацией на донорно-акцепторных парах алюминий-азот и с экситонной люминесценцией, исследование которых привело к изготовлению первых фиолетовых светодиодов.

Предложено использовать легированные слои кубического карбида кремния (3C-SiC) в качестве прикоитактных областей для 6H-SiC структур. Разработана технология газотранспортной эпитаксии легированных слоев 3C-SiC на подложках 6H-SÏC. Показано, что использование изотипных гетеропереходов 3C-SiC/6H-SiC дает возможность изготовить низкоомные контакты к 6H-SÎC п- и р-типов проводимости.

Разработаны технологии выращивания твердых растворов SiC-AIN методами жидкостной и газотранспортной эпитаксии. Изучены свойства полученных твердых растворов. Показано, что газотранспортной эпитаксиен могут быть выращены монокристаллические слои твердых растворов SiC-AIN во всем диапазоне составов. Методом БЖЭ выращены р-п-переходы в твердых растворах SiC-AIN.

Разработана технология газотранспортной эпитаксии SiC на нитриде алюминия. Изучена политипная структура слоев карбида кремния, выращенных на слоях A1N, предварительно осажденных на подложки кремния и карбида кремния.

Разработана технология газотранспортной эпитаксии AIN, GaN и AlGaN на подложках 6H-SiC. Исследованы физические свойства выращенных слоев. Выращены первые GaN р-п-структуры на подложках SiC. Изучены механизмы протекания тока в GaN р-п-переходах. Определены некоторые фундаментальные параметры GaN р-п-переходов: напряженность поля лавинного пробоя, температурный коэффициент напряжения лавинного пробоя.

Показана, возможность получения р-п-переходов в твердых растворах AlGaN. Выращены р-п-структуры с гомо- и гетеропереходами AlGaN. Изучена зависимость краевой ЭД таких р-п-переходов ст состава твердого раствора.

Выращены первые двойные гетероструктуры AlGaN/GaN на проводящих подложках (4H-SÎC ; и бН-SiC), что сделало возможным изготовление приборов с вертикальной геометрией на основе соединений A3N.

Изготовлены прототипы некоторых типов полупроводниковых приборов , оптоэлектроники, высокотемпературной и высокочастотной электроники.

Положения о бесконтейнерной жидкостей эпитаксии

Разработан процесс жидкостной эпитаксии из раствора-расплава, находящегося во взвешенном состояний в высокочастотном электромагнитном поле. Результаты проведенных исследований позволяют утверждать, что в условиях БЖЭ справедливо

следующее:

Положение 1. Рост карбида кремния из Si-C раствора-расплава может быть осуществлен как при постоянной во времени температуре подложки (рост в градиенте температуры), так и в неизотермичсских условиях (рост с принудительным охлаждением раствора-расплава).

Положение 2. При эпитаксии SiC из Si-C раствора-расплава в поле температурного градиента в диапазоне температур подложки 1450 - 1700° С лимитирующей стадией роста являются кинетические процессы на поверхности карбида кремния.

Положение 3. Скоростью роста SiC из Si-C раствора-расплава можно управлять в широких пределах: от -0,02 до -3 мкм/мин. В силу кинетического характера лимитирующей стадии роста скорость роста при бесконтейнерной жидкостной эпитаксии выше, чем для обычных "контейнерных" методов жидкостной эпитаксии SiC (при одинаковой температуре подложки).

Положение 4. Примеси могут быть введены и выведены из раствора-расплава во вре^я эпитаксиального роста, что обеспечивает выращивание многослойных структур SiC с одним или несколькими р-п-псреходакоГ в едином эпитаксиальном процессе. Концентрация Nj - Na для слоев п-типа, легированных азотом, может контролироваться как минимум в пределах 1015 - Ю20 см"3, а концентрация Na - Nj в слоях р-типа, легированных алюминием, - в пределах 10" - Ю20 см"3.

Положение 5. Эпитаксиапьные слои и р-п-переходы твердых растворов SiC-AIN могут быть выращены жидкостной эпитаксией. Слои являются монокристалличсскими при концентрации A1N менее 10 мол.%. Содержание A1N в твердой фазе в пределах 0 - 10 мол.% пропорционально концентрации алюминия в растворе-расплаве (при фиксированном давлении азота в реакторе). Типом проводимости твердых растворов можно управлять, изменяя соотношение концентраций алюминия и азота в жидкой фазе. Увеличение концентрации алюминия приводит к росту слоев р-тииа, а увеличение концентрации азота - к росту слоев п-типа.

Положен!!* о свойствах SIC р-п-структур, выращенных бесконтейнерной жидкостной эпитаксией

Разработка метода БЖЭ предоставила возможность вырастить SiC р-п-структуры различных типов. Результаты проведенных исследований позволяют утверждать следующее:

Положение 6. В р-п-переходах 6H-SiC, выращенных БЖЭ, при напряжении V < Eg/q прямой объемный ток может быть описан теорией Шокли-Нонса-Саа (т.е. рекомбинацией носителей в слое объемного заряда р-п-перехода через глубокий уровень, расположенный вблизи середины запрещенной зоны) или теорией Евстропова-Царенкова (т.е. рекомбинацией носителей в слое объемного заряда р-п-перехода через многоуровневый центр, имеющий, в общем случае, мелкие и глубокие уровни).

Напряженность поля электрического пробоя в выращенных 6H-SiC р-п-структурах при ориентации плоскости р-п-перехода параллельно плоскости (0001), в зависимости от концентрации примеси в базовой области, лежит в пределах 2 - 5 MB/см, что соответствует значениям напряженности поля однородного лавинного пробоя в 6H-SiC.

Положение 7- Рекомбинационное излучение р-п-перехода (300 К), выращенного БЖЭ при легировании азотом и алюминием, в общем случае состоит из трех основных полос: краевой полосы (для 6H-SiC -425 им, для 4H-SiC Xmax -398 им); полосы, связанной с рекомбинацией на донорно-акцепторных парах A1-N (для 6H-SiC Xmax -470 нм, 4Н Xmax -423 нм) и, так называемой, "дефектной" полосы (для 6H-SiC Хщ^ -530 нм, 4Н -490 нм). Управление режимами БЖЭ позволяет выращивать р-п-структуры, в спектрах электролюминесценции которых присутствует только одна из перечисленных полос.

Положение 8. Могут быть выращены тиристорные SiC р-п-р-п-структуры. Процессы переключения карбидкремниевых р-п-р-п-структур могут быть описаны в рамках классической модели, разработанной для кремниевых тиристоров.

Положения о газотранспортной эпнтаксни SiC

Разработаны варианты газотранспортной эпитаксии карбида кремния. Результаты проведенных исследований по газотранспортной эпитаксии позволяют утверждать следующее:

Положение 9. Монокристаллическне слои кубического SiC толщиной более 1 мкм могут быть выращены на подложках кремния при температурах менее 1200" С бет

использования буферного слоя. Лимитирующей стадией роста ЗС-SiC на кремнии при исследованных режимах эпнтаксии является массоверенос газов-реагентов.

Положение 10. Монокристаллические слои кубического SiC могут быть выращены на подложках 6H-SÍC при температуре менее 1200° С. Существует критическая толщина слоя ЗС-SiC, при превышении которой слои становятся поликриеталлическнми. Факторами, влияющими на значение критической толщины, являются температура подложки и отношение концентраций атомов Si и С в газовой фазе. При температуре подложки 1150° С и Соотношении Si/C - 1 критическая толщина составляет -0,2 мкм.

Положение 11. Монокристаллические спои SiC могут быть выращены на нитриде алюминия методом газотранспортной эпитаксии. При осаждении SiC на слои A1N, предварительно выращенные на подложках кремния или карбида кремния, политип слоя SiC зависит от материала исходной подложки, на которую нанесен слой A1N. В случае исходной кремниевой подложки слой SiC имеет политип ЗС, а в случае исходной подложки бН-SiC слой карбида кремния, осажденный на A1N, имеет политип 6Н.

Положения о газотранспортной эпитаксии соединений A3N на подложках SIC

Разработаны методы газотранспортной эпитаксии соединений A3N на подложках карбида кремния. Результаты проведенных исследований позволяют утверждать следующее:

Положение 12. Лимитирующими стадиями роста A1N на подложках SiC при исследованных режимах эпитаксии являются:

а) массоперенос металлоорганического соединения (тримет ил алюминия) - при температурах подложки 500 - 1200° С;

б) кинетика поверхностных реакций - при температурах подложки 300 - 450° С.

Положение 13. Могут быть выращены монокристаллические слои твердых растворов

SiC-AIN, при этом может быть перекрыт весь диапазон составов твердых растворов.

Положение 14. На подложках бН-SiC могут быть выращены слои GaN с характеристиками, сравнимыми или превосходящими характеристики i стероэпитаксиальных слоев GaN, выращенных на других подложках.

Положения о свойствах слоев и р-п-переходов соединений A3N, выращенных на подложках SiC газотранспортной эпитаксией

Результаты исследований свойств слоев и р-п-переходов выращенных на карбиде кремния, позволяют утверждать следующее:

соединений A3N,

Положение 15. При оптической накачке а слоях GaN, выращенных на карбиде кремния, возникает стимулированное излучение. Пороговая плотность мощности возбуждающего излучения составляет -1 МВт/см2 (300 К). Стимулированное излучение зарегастрировано при температурах до 450° С.

Положение 16. Выращенные GaN р-п-переходы характеризуются линейным распределением примеси. Величина градиента примеси (а) находится в пределах 2Х1022 - 2x1023 см-4. Напряжение отсечки вольт-фарадных характеристик лежит в диапазоне 2.2 - 2,6 В (300 К).

Положение 17. Механизм прямого объемного тока в изготовленных GaN р-п-переходах при напряжении V < Eg/q в диапазоне температур 450 - 600 К может быть описан теорией Шокли-Нойса-Саа.

Положение 18. Напряженность электрического поля лавинного пробоя в GaN р-п-переходах - не менее 1,5 MB/см при а = 2x1022 см-4 и не менее 3 MB/см при а = 2x10м см"4. Температурный коэффициент напряжения лавинного пробоя в GaN положителен и составляет -10"4 К"1.

Положение 19. Могут быть сформированы р-п-переходы в твердых растворах AlGaN. Энергетическое положение краевого пика электролюминесценции в AlGaN р-п-переходах определяется концентрационной зависимостью ширины запрещенной зоны излучающей области.

ПРИОРИТЕТ РЕЗУЛЬТАТОВ. Разработка и изучение свойств р-п-структур, выращенных БЖЭ, имеет мировой приоритет. Также мировой приоритет имеют результаты разработки технологии выращивания и изучения свойств р-п-структур нитридов А3В5 на проводящих подложках (SiC). Разработка технологии и изготовление прототипов фиолетовых светодиодов, высокотемпературных синих светодиодов, карбидкремниевых р-п-р-п-структур и нормально закрытых полевых транзисторов с р-п-затвором имеют мировой приоритет; разработка высокотемпературных полевых и биполярных SiC транзисторов, ультрафиолетовых инжекционных излучающих диодов имеет отечественный приоритет.

ДОКЛАДЫ И ПУБЛИКАЦИИ. Автор докладывал материалы диссертационной работы на следующих конференциях и совещаниях: 6-й и 7-й Всесоюзных конференциях по процессам роста и синтеза полупроводниковых кристаллов и пленок (Новосибирск, 1982 г., 1986 г.); 6-й и 7-й Всесоюзных конференциях по росту кристаллов (Цахкадзор, 1985 г., Москва, 1988 г.); III Всесоюзном совещании "Физика и технология широкозонных полупроводников" (Махачкала, 1986 г.); I Всесоюзной конференции по физическим основам твердотельной электроники (Ленинград, 1989 г.); 176-м Симпозиуме

Электрохимического Общества (Холливуд, 1989 г.); 3-й, 4-й, 5-й и б-й Международных конференциях по карбиду кремния (Вашингтон, 1990 г., Санта Клара, 1991 г., Вашингтон, 1993 г.,- Киото, 1995 г.); 1-й Международной конференции по высокотемпературной электронике (Альбукерки, 1991 г.); Международном симпозиуме по исследованиям полупроводников (Шарлотсвиль, 1991 г.); совещаниях по широкозонным нитридам (Сант-Луис, 1992 г., 1994 г.); 7-м Симпозиуме по полупроводникам в Триесте (Триест, 1992 г.); 34-й и 36-й Конференциях по материалам электроники (Бостон, 1992 г., Болдер, 1994 г.); 10-й и 11-й Международных конференциях по росту кристаллов (Сан-Франциско, 1992 г., Гаага, 1995 г.); Совещании по карбидкремниевым приборам и материалам (Вашингтон, 1992 г.); Встрече Общества Исследования Материалов (Бостон, 1995 г.).

Результаты исследований были доложены автором и обсуждены на семинарах в Howard University, Вашингтон, 1989 г.; Brookhaven National Laboratory, Брукхевен, 1990 г.; MIT, Бостон, 1990 г.; State University of New York at Stony Brook, Стони Брук,

1990 г.; Erlangen. University, Эрлаяген, 1990 г.; Naval Research Laboratory, Вашингтон,

1991 г.; Westinghouse Science and Technology Center Interdepartment Colloquium, Питсбург, 1991 г.; Linkoping University, Линчепинг, 1992 г.; Colloquium at Texas Instruments Incorporated, Даллас, 1992 г.; Hewlett-Packard, Сан-Хосе, 1992 г.; National Materials Advisory Bpard, Национальная Академия Наук США, Вашингтон, 1994 г., а также на семинарах в ФТИ им. А.Ф. Иоффе.

Результаты работы, представленные в диссертации, опубликованы в 47 статьях.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ Часть I. Бесконтеннерная жидкостная эпитаксия

Предварительные замечания. В 1985 году нами были опубликованы работы [1,2], показывающие возможность выращивания SiC из раствора-расплава, находящегося во взвешенном состоянии в высокочастотном электромагнитном поле.

Разработка этого метода, названного нами бесконтейнерной жидкостной эпитаксией, позволила достаточно точно управлять толщинами и уровнем легирования слоев, вырастить и исследсвать многослойные структуры SiC с одним или несколькими р-п-переходами. Прототипы многих карбидкремнневых приборов были изготовлены на основе структур, выращенных БЖЭ. Список таких приборов включает варактор, высокотемпературный биполярным транзистор, нормально закрытый полевой транзистор с затвором в рпае р-п-перехола. динистор, фиолетовый и ультрафиолетовый светодиоды. Иное.kwI вин >тч приборы, за исключением варактора'и ультрафиолетового светоднода,

были изготовлены на карбиде кремния другими методами и, в раде случаев, усовершенствованы. Метод БЖЭ открыл путь многим направлениям карбидкремниевого приборостроения. Дальнейшее развитие метода БЖЭ проводится сотрудниками ФТИ им. А.Ф.Иоффе {II*].

1. Разработка бесконтейнерной жидкостной эпитаксии SiC 1.1. Методика и аппаратурное оформление БЖЭ

Метод БЖЭ основан на эффекте удержания расплавленных металлов во взвешенном состоянии в высокочастотном электромагнитном поле [12*]. В качестве растворителя был выбран кремний, ранее уже использовавшийся для жидкостной эпитаксии SiC [3*,13*,14*]. Химически агрессивное поведение кремния при температурах эпитаксии ограничивало развитие жидкостной эпитаксии SiC. Кроме того, считалось, что растворимость углерода в кремнии мала дня выращивания достаточно толстых слоев SiC. Расчеты, проведенные с использованием диаграммы состояния системы Si-C, показали, что, несмотря на укоренившееся мнение о недостаточной растворимости углерода в кремнии, скорость роста SiC из Si-C раствора-расплава может достигать единиц микрон в минуту при температуре -1600° С, что было подтверждено экспериментально [3]. Разработка эпктаксиального процесса во взвешенном состоянии позволила решить проблему тигля для расплава Si.

Плавку кремния проводили в двухвитковом индукторе с параллельным обратным витком 112*]. Были исследованы условия удержания расплава кремния во взвешенном состоянии [4-6]. Изучены зависимости температуры расплава от его массы, давления газа в камере, напряжения а витках индуктора. Установлено, что во взвешенном состоянии могут быть выполнены условия, необходимые для эпитаксии: насыщение расплава кремния углеродом, введение (и удаление) подложек и примесей в висящую каплю кремния, выдержка капли с находящимися в ней подложками при постоянной температуре, равно как и регулирование температуры расплава в широких пределах с сохранением устойчивого взвешенного состояния. Иными словами, была показана возможность выполнения температурно-временных режимов эгштаксиального роста во взвешенном растворе-расплаве.

Рост проводили в реакционной камере, имеющей диаметр -30 см и высоту -40 см. Разработанная технология заключалась в следующем: подложки SiC (5 - 10 шт.), навески кремния (вес 8 - 22 г) и легирующей примеси (обычно AI) пометали па подвижным столик внутри камеры. Камеру откачивали и заполняли очищенным гелием. С помощью манипулятора навеску Si помещали в индуктор и разогревали с нснолмоианием

радиационного нагрева до температуры -1000° С. При этом проводимость становилась достаточной для переведения его во взвешенное состояние высокочастотным электромагнитным полем индуктора. Дальнейший разогрев электромагнитным полем

о

приводил к плавлению взвешенного кремния, из расплава которого и проводили эпитаксиальный рост. Насыщение расплава 51 углеродом проводили путем растворения карбида кремния. Подложки (и навески легирующей примеси) загружали в каплю с помощью манипулятора. Во время роста подложки фиксировали в капле с помощью графитового держатели, либо помещали на поверхность капли, где они удерживались силами поверхностного натяжения. Слои Б ¡С выращивали в диапазоне температур 1430 - 1700° С.. В качестве подложек обычно использовали кристаллы п-ЭЮ, изготовленные по методу Лели [15*] на Подольском химико-металлургическом заводе. Концентрация электрически активной нескомпенсированной донорной примеси N4 - N3 в подложке обычно была -2x1018 см"3. Рост в основном проводили на храни (0001)51 с углом разориентации менее 1° (особые случаи оговорены). После окончания роста подложки удаляли из расплава с помощью графитового пинцета, а расплав сливали в изложницу. Технология была разработана для выращивания вЮ как в изотермических, так и в неизотермических условиях [3,6,7].

1.1.1. Рост в изотермических условиях При нахождении капли металла во взвешенном состоянии температура металла обычно выше в нижней части капли, чем в верхней. Величиной температурного граЛнента можно управлять путем перераспределения напряжения на витках ивдуктора. Наличие градиента температуры по высоте капли послужило основой для разработки метода взращивания слоев в изотермических условиях [3,6]. Кристаллы БЮ, служившие источниками углерода, помещали в нижнюю, более горячую часть капли, а кристаллы-подложки - в верхнюю часть капли. Массоперенос растворенного углерода происходил, в основном, благодаря электромагнитному перемешиванию капли. В результате расплав 51 в области подложек был пересыщен по углероду, что приводило к росту БЮ. При введении во время роста легирующих примесей выращивали многослойные р-п-структуры. Постоянство температуры подложки во время роста исключало влияние этого фактора на результаты экспериментов при изучении процессов кристаллизации и легирования.

1.1.2. Рост в неизо1ермических условиях Рост в неизотермических условиях реализовали, используя классическую схему жидкостной эпитаксни с принудительным охлаждением раствора-расплава [16*], с учетом особенностей взвешенною состоянии. Эннтаксию проводили следующим образом [3,7]:

(1) подложку вводили во взвешенный расплав, (2) подложку выдерживали в расплаве при постоянной температуре для насыщения расплава углеродом и (3) осуществляли рост из насыщенного раствора-расплава путем его охлаждения. Этот метод использовали, в частности, в случае необходимости выращивания в одном процессе слоев с существенно различными толщинами (вначале - толстого слоя, а затем - тонких слоев). Охлаждение раствора-расплава проводили как путем снижения мощности высокочастотного генератора, так и перераспределением напряжения на верхнем и нижнем витках индуктора. В ряде случаев раствор-расплав охлаждали путем увеличения давления газа в реакторе. Основным критерием выбора режимов было сохранение устойчивого взвешенного состояния жидкой фазы.

Таким образом показано, что рост 5¡С при БЖЭ может быть осуществлен как при постоянной во времени температуре подложки (рост в градиенте температуры), так и в неизотермических условиях (положение I).

1.2. Скорость роста Б ¡С при БЖЭ

Экспериментально установлено [3,6,7], что скорость роста эпитаксиальных слоев в направлении <0ф1> в случае изотермического роста определяется кинетикой поверхностных процессов на подложке (в случае, если общая площадь кристаллов-источников много больше общей площади подложек) или - в обратном случае - скоростью растворения источника (положение 2). Для первого случая, исходя из температурной зависимости скорости роста, энергия активации кинетического процесса для диапазона температур подложки 1450 - 1650° С была оценена равной -60 ккал/моль. Во втором случае показана возможность управления скоростью роста путем изменения общей площади поверхности растворяемых кристаллов-источников (т.е. скорость роста изменяли от процесса к процессу путем использования различного количества кристаллов-источников).

В кинетическом характере ограничения скорости роста проявляется принципиальное отличие метода БЖЭ от "контейнерных" вариантов жидкостной эпитаксии 51С, для которых характерно ограничение скорости роста процессами массопереноса углерода в жидкой фазе. Наличие быстрого электромагнитного перемешивания взвешенного раствора-расплава приводит к существенному увеличению скорости роста при БЖЭ по сравнению с "контейнерными" методами.

Установлено, «по, изменяя условия эпитаксии (температуру подложки, количество и размеры кристаллов-источников), скоростью роста 5Ю при БЖЭ можно управлять в пределах 0,02 - 3 микрона в минуту (положение 3) |3|. Обнаружено, что скорость роста нелегированных слоев ниже, чем слоев, легированных как алюминием, 1ак и а«лом.

Достигнута возможность выращивания как тонких (десятые дали микрона), так и толстых (десятки микрон) слоев БЮ в одном эпитаксиальном процессе, что отличает БЖЭ от других методов эпитаксии Б ¡С. Такие структуры требовались, например, для полевых транзисторов, для которых сначала выращивали р-сЛой толщиной более 30 мкм, а затем преиизионно выращивали п-слой канала толщиной -1 мкм.

1.3. Свойства эпитаксиальных слоев 6Н-81С

Результаты изучения специально нелегированных слоев в1С политипа 6Н, выращенных методом БЖЭ, опубликованы в работах [3,8-10]. Показано, что могут быть выращены слои толщиной от долей микрона до сотни микрон. Для наиболее совершенных слоев амплитуда рельефа поверхности - не более 0,1 мкм. Методом дифракции быстрых электронов на отражение (ДБЭ) доказано, что приповерхностная область имеет совершенную кристаллическую структуру: на дифрактограммах, наряду с вертикальными стержнями, присутствуют наклонные и горизонтальные Кикучи линии.

Полуширина рентгеновских кривых качания от структур подложка-нелефрованный слой, измеренных в геометрии со-сканирования для отражения (0006), составляет единицы угловых секуш. Методом просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) показано, что плотность дислокаций' в слоях не превышает 102 - 103 см"2, а также обнаружены области размером -100 мкм, не содержащие плоских и/или линейных дефектов. Дислокации, прорастающие от границы подложка-слой, не обнаружены.

Минимальная концентрация ^ - Ма, достигнутая для нелегированных слоев, равна 8хЮ15 см-3. Установлено, что эта фоновая Концентрация определяется загрязнением гелия, в атмосфере которого Проводится эпитаксия. Разработанная методика легирования слоев донорной примесью - азотом [11) (дозированное введение газообразного азота в камеру роста)-позволила управлять величиной N4 - N3 в пределах 4х1016 - 1019 см"3. Концентрация атомов азота, определенная методом вторичной ионной масс-спектроскопии (ВИМС), с точностью до погрешности метода совпадает с концентрацией N(1 - Ыа, определенной из вольт-емкостных измерений.

Исследование процесса легирования Б ¡С акцепторной примесью - алюминием [12,13]-позволило управляемо выращивать как компенсированные слои п-типа, так и материал р-типа. Показано, что коэффициент сегрегации алюминия существенно меньше единицы и для температуры роста 1600° С и скорости роста - 1 мкм/мин составляет ~2х10"2. В слоях р-бН-БЮ с различным уровнем легирования концентрация дырок лежала в пределах 6х1017 - 2x1020 см-3 (300 К). Подвижность дырок при комнатной температуре изменяется от 1 до 20 см-/В-с в зависимости от концентрации примеси (алюминия).

Установлено, что рассогласование параметров решеток подложки и слоя увеличивается линейно с увеличением концентрации А1. При концентрации А1 порядка 1,5х1019 см-3 величина Да/'а составляет ~1х1(Н. Обнаружено, что при концентрации А1 более 5х1019 см'3 структура слоев существенно ухудшается, и на границе подложка-слой возможно образование дислокаций несоответствия за счет изменения параметра решетки эпитаксиального слоя. Плотность дислокаций при высоких уровнях легирования может достигать 10® см"2.

Разработана методика очистки раствора-расплава от легирующей примеси во время эпитаксиального процесса. Возможность очистки раствора-расплава определяется тем, что при БЖЭ поверхность расплава окружена только газом, наполняющим реакционную камеру, какой-либо твердый контейнер отсутствует, и в результате практически отсутствует "примесная память" ростовой системы. Очистку проводили путем выдержки очищаемого раствора-расплава при пониженном давлении: после выращивания слоя, легированного азотом или алюминием, примесь выводили из жидкой фазы путем снижения давления в камере. При этом рост приостанавливали. После очистки проводили рост специально нелегированного слоя или слоя, легированного другой примесью, не прерывая эпитаксиального процесса. Это единственная технология жидкофазной эпГггаксии ЭЮ, позволяющая получать р-п-переход не методом перекомпенсации, а путем управляемого введения и удаления примесей из раствора-расплава во время роста.

На аналогичном принципе основана методика управления уровнем легирования слоев во время роста, впервые разработанная для карбида кремния [11]. С помощью этой методики удалось вырастить вК структуры со ступенчатым профилем легирования, характерным для структуры Рида [14].

Таким образом по' ззано, что примеси могут быть введены и выведены из раствора-расплава во время эпитаксиального роста, что обеспечивает выращивание многослойных структур с одним или несколькими р-п-переходамн в одном эпитаксиалыюм процессе. Ори этом концентраци. Р^ - для слоев п-типа, легированных азотом, может контролироваться как минимум ч пределах 1015 - 1020 см'3, а концентрация N¡,-N4 в р-слоях, легированных алюминием, - в пределах 1017 - 10м см-3 (положение 4).

Разработка метода совместного легирования слоев алюминием и азотом позволила вырастить материал с относительно высокой эффективностью синей люминесценции при комнатной температуре (Хтах -470 нм), обусловленной рекомбинацией на донорно-акцепторных парах А1-Ы. На основе этого материала бьшГ изготовлены спетодиоды с синим свечением (см. часть Ш).

2. Разработка жидкостной эпитаксии твердых растворов SiC-AIN

Предварительные замечания о твердых растворах SiC-AIN. Твердые растворы SiC-A1N представляют интерес по двум причинам: (1) запрещенная зона в зависимости от состава изменяется от - 3 до - б эВ (для структуры вюрцита) и (2) можно ожидать, что для составов, обогащенных AIN, полупроводник будет прямозониым. Впервые твердые растворы SiC-AIN были получены., методом горячего спекания [17*J, а в виде мококристаллнчески^ слоев - методом сублимации [18*]. Было показано, что псевдобинарные твердые растворы существуют во всем диапазоне концентраций.

Нами была показана возможность выращивания слоев SiC-AIN методом жидкостной эпитаксии [15] и методом газотранспортной эпитаксии (16J. Методом БЖЭ были выращены многослойные структуры этих твердых растворов, предложена методика управления типом проводимости и показана возможность формирования р-п-перехода.

Слои SiC-AIN выращивали методом БЖЭ из Si-Al расплава, насыщенного углеродом и азотом [3,6,7,15,17-19]. Осаждение проводили на подложки бН-SiC. Температура подложки варьировалась от 1440 до 1500° С. Концентрацию Al в расплаве регулировали в пределах 4-30 вес.%. Насыщение расплава углеродом проводили путем растворения кристаллов SiC. Для насыщения расплава азотом в реакционную камеру вводили газообразный азот. Давление азота в камере меняли от 7 до 123 Тор. Состав слоев определяли методом электронной Оже-спектроскопии (ЭОС). Тип проводимости слоев определяли с помощью термозонда.

Толщины слоев SiC-AIN составляли 0,5 - 40 мкм. Скорости роста лежали в пределах 0,1 - 3 мкм/мин. Для исследования отбирали слон с однородным распределением компонентов по толщине. Установлено, что-концентрация A1N в твердом растворе (в пределах до 10 мол.%) увеличивается с увеличением количества Al в жидкой фазе (при фиксированном давлении азота). Методом ДБЭ показано, что при концентрации A1N до 10 мол.% слои являются монокристаплическими. Попытки вырастить SiC-AIN с большим содержанием A1N приводили к росту поликристаллического материала, в ряде случаев наблюдали распад твердого раствора. Это, вероятно, связано с тем, что при использонанных нами температурах эпитаксии область, несмешиваемости SiC и A1N лежит от -8 до -92 мол.% A1N [19*].

Слои SiC-AIN, содержащие 8-10 мол.% AIN, люмннесцировали в ультрафиолетовой области спектра как при оптическом, так и при электронном возбуждении. В спектре люминесценции наблюдалась широкая полоса в диапазоне длин волн А. > 350 нм (hv g 3,54 эВ), что указывает на формирование материала более широкозонного, чем подложка (Eg(,H-s¡C ~ 3,1 эВ). -

Изучение типа электропроводности слоев показало, что обогащение расплава алюминием приводит к росту твердого раствора р-тина. Увеличение давлении азота в реакторе при фиксированном количестве А1 в расплаве приводит к росту слоев п-типа. Обнаруженные закономерности позволили вырастить первые р-п-структуры в твердых растворах SiC-AIN [181. Вначале на подложке n-6H-SiC выращивали р-слой SiC-AlN. Затем в камере роста увеличивали давление азота и выращивали n-слой SiC-AIN. Концентрация A1N составляла 3-5 мол.%. Меза-структуры формировали методом плазмо-химического травления (ПХТ)\ При приложении отрицательного смещения к п-слою SiC-AIN наблюдалась оранжевая ЭЛ. Максимум интенсивности ЭЛ находился на длине волны -560 нм (hv -2,21 эВ, 300 К). Мы считаем, что в данном случае происходило формирование кубического политипа твердого раствора. Это предположение согласуется с тем, что длина волны максимума излучения из p-n-перехода на кубическом карбиде кремния, выращенном БЖЭ, составляет -590 нм (hv -2,10 эВ, 300 К) [3]. Сдвиг полосы на -0,11' эВ согласуется с оценкой изменения запрещенной зоны твердого раствора относительно 3C-SiC на 0,09 эВ при содержании A1N ~3 мол.%. Изучить закономерности протекания тока в этих р-п-структурах не представлялось возможным из-за больших утечек. Можно заключить, что слои и p-n-переходы твердых растворов SiC-AIN могут быть выращены жидкостной эпитаксией (положение 5).

3. Свойства р-п-структур бН-SiC и 4H-SÎC

Свойства р-п-переходов, выращенных БЖЭ, изложены в работах 13,8,20-34]. Основное внимание уделялось изучению вольт-фарадных характеристик (ВФХ), вольт-амперных характеристик (ВАХ) и электролюминесценции р-п-переходов. При исследовании электростатических характеристик р-п-структур устаноа .но, что все р-п-переходы, выращенные БЖЭ, являются резкими: вольт-фарадные характеристики представляют собой прямые линии в координатах С"2 - V. Напряжение отсечки ВФХ составляло .-2,7 В для 6H-SÏC р-г структур и -2,9 В для 4H-SÎC структур (300 К).

3.1. ВАХ 6H-SiC р-п-структур

Всшьт-амперные характеристики 6H-SiC структур рассмотрим на примере характеристик структуры, состоящей ш специально нелегнрованного слоя п-типя (базовая область) и р+слоя, легированного AI. Слои выращивали в едином эпитаксиальном процессе. Концентрация N<( - N„ в базовом области - 6x10"' смЛ

* Метод ПХ'Г нспо'плонаш дчя liuololueiim ьсех Me i;i ci р\м\р. n kok^i.ix imh ici р-ч(, ^ J,l!l< f

17

Концентрация Ма - в р+слое составляла ~5х1018 см'3. Омический контакт к р+-слою изготавливали напылением А1, а к п-бН-БЮ подложке - напылением Сг или нанесением 1п-Са смеси на места' локального электрического пробоя подложки. Площадь меза-структур составляла (0.7 - 2)х10"3 см2.

Прямые ветви ВАХ при плотностях тока 10"6 - 1 А/см2 состоят из двух частей, характеризующихся экспоненциальной зависимостью тока от напряжения:

где J - плотность тока, е в ркТ - характеристическая энергия, р - характеристический

здесь Еа - энергия активации.

Измерения показали, что в области малых плотностей токов (J < I0"3 А/см2, первый экспоненциальный участок ВАХ) величина в лежит в диапазоне (5,0 - 5,3)х10'2 эВ (300 К). Коэффициент р близок к 2. При больших плотностях токов (10"3 А/см2 < J < 1 А/см2, второй экспоненциальный участок ВАХ) е = (3,3 - 3,5)х10"2 эВ (300 К), а коэффициент р лежит в диапазоне 1,30 - 1,37.

;При нагреве образцов общий вид ВАХ сохраняется. Величина е для каждого экспоненциального участка ВАХ растет прямо пропорционально температуре. Таким образом, величина Р не зависит от температуры и близка к 2 на нижнем участке ВАХ (за исключением температур более 700 К, когда р начинает уменьшаться). Для второго участка ВАХ р лежит между 1,3 и 1,4. Для первого участка ВАХ Еа -1,65 эВ, J0 -ЗхЮ"5 А/см2, для второго участка ВАХ Еа -2,42 эВ, J0 ~5х10'8 А/см2. Можно заключить, что описанные токи являются термоинжекционными: экспоненциально зависят от напряжения и температуры. Коэффициент р от температуры не зависит.

Первый экспоненциальный участок ВАХ (Р -2, энергия активации тока Еа - Eg6H-SiсУ2) удовлетворяет модели Шокли-Иойса-Саа [20*], согласно которой ток обусловлен рекомбинацией в слое объемного заряда р-п-перехода через уровень, расположенный вблизи середины запрещенной зоны.

Термоинжекционные токи с 1 < Р < 2 (второй участок ВАХ) не противоречат модели Евстропова-Царснкова [21*], которая рассматривает ток, обусловленный рекомбинацией в слое объемною заряда р-п-перехода через многоуровневый (многовалентный) центр. Согласно модели |21*], такой многоуровневый центр, в общем

(1)

коэффициент (фактор идеальности), я - заряд электрона, а ]„ - прсдэкспоненциальный множитель, экспоненциально зависящий от температуры:

(2)

случае, должен иметь две группы уровней: мелкие (термализованные) и глубокие (нетермализованные). При определенном соотношении сечений захвата носителей на эти уровни (таком, что основной рекомбинационный поток идет через мелкие уровни) ток, согласно модели, должен экспоненциально зависеть от напряжения и температуры. При этом коэффициент р будет равен: р = (в + 2(1 )/(в + <1), гае в и й - количество соответственно, мелких и глубоких уровней многовалентного центра. В нашем эксперименте значение р близко к 4/3 - 1,33. Если следовать модели [21*], можно предположить, что рекомбинация идет в слое объемного заряда р-п-перехода через центр, имеющий один глубокий и два мелких уровня (положение б).

Известно, что интенсивность краевой инжекционной электролюминесценции Ф (межзонной и экситонной) экспоненциально зависит от напряжения Ф - ехр^У/кТ). Следовательно, при термоинжекционном токе зависимость интенсивности Ф от тока должна быть степенной с показателем степени р: Ф ~ лР. В образцах, изученных в настоящей работе, краевая инжекционная ЭЛ отчетливо наблюдается при комнатной температуре и бе интенсивность растет при нагреве (в"то время как интенсивность более длинноволнового излучения падает). Зависимость Ф от плотности тока в исследованных структурах - степенная с показателем степени р = 1,3 - 1,4. Эта зависимость выполняется и при плотности* тока более 1 А/см2. В частности, при комнатной температуре зависимость выполняется до плотностей токов -10' А/см2, когда ВАХ уже линейна. Можно предположить, что ток, описываемый моделью [21*], преобладает и в той области ВАХ, которая определяется остаточным сопротивлением структуры.

В целом, можно заключить, что в р-п-переходах, выращенных БЖЭ, обнаружены термоинжекционные токи, обусловленные рекомбинацией носителей заряда через одно-или многоуровневые центры в слое объемного заряда.

Перейдем к рассмотрению прямой ветки ВАХ при больших алсгностях токов У > 10 А/см2). ВАХ исследуемых структур при этом близка к линейной: 1 - (V - У0)/Я0, где V,, - напряжение отсечки ВАХ, а - остаточное сопротивление структуры. Увеличение температуры приводит к уменьшению напряжения отсечки. Дифференциальное сопротивление на линейном участке ВАХ при нагреве до 400 - 500 К не изменяется или слабо уменьшается, а при дальнейшем нафене растет.

Уменьшение У0 с ростом температуры отражает уменьшение контактной разности потенциалов р-п-перехода. Уменьшение Я() можно объяснить увеличением проводимости ЭЮ за счет увеличения концентрации носителей заряда. Основные донорная (азот) и акцепторная (алюминий) примеси в Б ¡С относительно глубокие и при комнатной температуре ионизованы не полностью. Увеличение при температурах более 500 К обусловлено уменьшением проводимости ЯЮ из-за снижения полинжносги носи гелем

заряда (усиление рассеивания на фононах). Температурная зависимость Rq изученных структур близка к температурной зависимости удельного сопротивления n-6H-SiC.

Обратная ВАХ выращенных структур характеризуется обычно лавинным (микроплазменным) пробоем. Напряжения пробоя Vb лежат в диапазоне 50 - 500 В в зависимости от уровня легирования базовой области р-п-струхтуры.; В относительно низковольтных структурах (Vb £ 150 В) пробой носит обратимый характер даже при сравнительно большой плотности обратного тока (J <; 103 А/см2). В структурах с Vb > 300 В даже при относительно небольших плотностях обратного тоха часто наблюдается деградация свойств структуры. Возможно, в этом случае пробой происходит по поверхности. Измеренные значения напряжения пробоя и рассчитанные значения напряженности электрического ноля пробоя (Еь) соответствуют максимальным, из ранее наблюдавшихся для 6H-SiC р-п-струхтур с аналогичной ориентацией р-п-перехода (при одинаковой концентрации примеси в базе диода) [22*]. Напомним, что кристаллографическая ось С в иаших структурах перпендикулярна плоскости р-п-перехода и электрическое поле направлено вдоль оси С. Величина Ej, изменялась от 2,5x106 В/см при концентрации Nj - Na в базе р-п-структуры —6х 1016 см-3 до 5x106 В/см при Nj - Na ~ ЗхЮ18 см"3 (положение 6). С ростом температуры напряжение пробоя для некоторых структур уменьшалось, а для других - росло. Окончательное понимание температурных зависимостей характеристик лавинного пробоя в 6H-SiC р-п-структурах, выращенных БЖЭ, требует дальнейших исследований.

В лучших структурах допробошшй ток (при V < 0,9-V|,) при комнатной температуре составляет менее 10"9 A (J < Ю-6 А/см2). Зависимость допробонного тока от напряжения обычно близка к степенной зависимости ) ~ V1". Однако экспериментальные значения ш существенно превышают значение m = 0,5, характерное для тока, обусловленною генерацией носителей в слое объемного заряда р-п-перехода. Зависимость обратного тока от температуры не термоактивационная, т.е. также не : удовлетворяет модели генерационного тока. По-видимому, обратный. допробоГшый ток в значительной степени определяется свойствами поверхности (отметим, что 3aiwrra или пассивация поверхности меза-структур не проводилась).

До этого момента мы рассматривали р-п-сгруктуры, выращенные на подложках SiC, изготовленных по методу Лели. Этот метод, бывший до конца 80-х годов основным промышленным способом получения подложек SiC, обладает. рядом недостатков, не позволяющих использовать его для выращивания подложек большой площади. В середине 80-х годов остро встал вопрос о разработке альтернативных методов выращивания объемных кристаллов SiC. Можно сказать, что развитие карбидкремниевой электроники определялось возможностью изготовления подложек SiC большой площади. Потенциальными возможностями обладал в этом смысле метод, разработанный в ЛЭТИ

им.В.И.Ульянова (Ленина) Ю.М.Таировым и В.Ф.Цветковым 110*]. Однако было не ясно, можно ли на подложках, полученных по методу [10*], выращивать р-п-структуры с характеристиками, аналогичными характеристикам р-п-структур, выращенных на подложках Лели. В работе [251 мы впервые провели зпитаксию и исследовали бН^С р-п-структуры, выращенные на подложках, вырезанных из объемных монокристаллов карбида кремния, полученных методом [10*]. Использование таких кристаллов дало возможность вырастить бН-ЭЮ р-п-структуры не только на плоскости (0001), но и на плоскостях с другими ориентациями. В ряде структур плоскость р-п-перехода была параллельна кристаллографической плоскости (1120), то есть электрическое поле в р-п-переходе было перпендикулярно кристаллографической оси С. Было показано, что при концентрации N,1 - N3 в слаболегированной области р-п-перехода 5х1017 см-3 поле пробоя составляет ~ ЗхЮ6 В/см, что примерно в 1,5 раза меньше, чем для р-п-структур с плоскостью р-п-перехода, перпендикулярной оси С (при равной концентрации в базе диода). Температурный коэффициент напряжения (ТКН) пробоя был положительным и составлял (2 - 3)хЮ"4 К"1. Таким образом, характеристики пробоя совпадали с полученными ранее для И ¡С структур с аналогичной ориентацией р-п-перехода, выращенных методом сублимации на кристаллах Лели [22*].

При концентрации N4 - Ыа в базе более 5х1018 см-3 для р-п-структур, выращенных на плоскости (1120), наблюдался пробой с отрицательным ТКН. Напряжение пробоя составляло -20 В, а напряженность электрического поля пробоя превышала 5x10б В/см. При изменении температуры от 20 до 300° С величина ТКН изменялась от -7x1 СИ до -10"5 К"!. Мы считаем, что в этом случае пробой носил туннельный характер.

С практической точки зрения была показана возможность выращивания эпитаксиальных р-п-переходов бН-БЮ и 4Н-5>С (см. также раздел 3.3.) на подложках, изготовленных по методу [10*1. В дальнейшем этот метод послужил основой промышленного изготовления кристаллов Б^С (диаметр промышленно изготавливаемых кристаллов составляет -50 мм, вдет разработка пластин диаметром 75 мм).

3.2. Электролюминесценция бН-ЯЮ р-п-структур

Электролюминесценция бН-БЮ р-п-структур, выращенных БЖЭ. "писана в работах [2,22,24,27-29]. Обычно спектр ЭЛ бН-ЗЮ структур, легированных апомннием и азотом, при 300 К состоял из трех полос: -425 км, -470 нм и -530 им. Известно, что первая полоса связана с экситонкой рекомбинацией, вторая - с рехомбннациеи па донярно-акцепторных парах азот-алюмиш:й и третья является, так называемой, "дефектной" люминесценцией, обусловленной рекомбинацией с участием точечных дефектов.

Основной целью этой части работы было повышение эффективности примесного излучения для изготовления синих светодиодов. Были выращены и исследованы структуры следующих трех типов:

п-6Н-51С подложка - р-6Н-81С слой;

п-бН^С подложка - п-бН-ЭКИ нелегированный слой - р-бН-ЭЮ слой;

п-бН-БЮ подложка'- п-6Н-5Ю слой, легированный А1 и N. - р-6Н-51С слой.

Дпя структур первого типа была проведена оптимизация легирования р-типа: установлено, что максимальный внешний квантовый выход синей ЭЛ (300 К) наблюдается при концентрации А1 в эпитаксиальных слоях -5х1019 см"3. Отметим, что эта концентрация соответствует концентрации А1, при превышении которой начинается дефектообразование в слое (см. раздел 1.3).

Выращивание р-п-структур с нелегированной активной областью (структуры второго типа) приводило к.преобладанию в спектре ЭЛ краевой полосы -425 нм (300 К).

Било показано, что максимальный квантовый выход синей ЭЛ может быть получен в структурах третьего типа при введении в активную область р-п-структуры азота с концентрацией ~2х1018 см-3 и алюминия с концентрацией ~1х1018 см-3. На основе таких структур были изготовлены синие светодиоды (см. часть III).

Выращивание на подложке слоя, сильно легированного азотом, с последующим удалением азота из камеры роста и наращиванием р-п-структуры с нелегированной излучающей п-областью вызывало преобладание в спектре ЭЛ зеленой полосы -530 нм (300 К). Механизм возникновения данной полосы излучения в наших образцах неясен. Можно предположить, что легирование первого слоя азотом приводит к образованию определенных точечных дефектов, которые потом (после удаления азота из реактора) наследуют £я последующим слоем, являющимся излучающей областью р-п-сгруктуры. На основе таких эпитаксиальных структур были изготовлены зеленые светодиоды.

3.3. Характеристики 4Н-81С р-п-структур

4Н-5Ю р-п-структуры были выращены на 4Н-Б1С подложках п-типа, изготовленных как по методу Лели, так и по методу Таирова-Цветкова. Свойства 4Н-5Ю р-п-структур, выращенных БЖЭ, изложены в работах [25,30-32]. Слои выращивали на грани (0001)51. В раствор-расплав вводили А1 для получения материала р-типа проводимости. Концентрация А1 в слое превышала 1019 см"3. Это были первые 4Н-51С р-п-структуры, выращенные жидкостной энитаксией.

Были сформированы меза-структуры диаметром 300 мкм. ВФХ были линейны в координатах С'2-У, что указывает на то, что р-п-переход является резким. Напряжение отсечки ВФХ равно 2.85 В (300 К), что превышает аналогичную величину для 6Н-5]С на

- 0,2 В. Это значение соответствует разности Е£4Н-$1С " ^бН-.Ж- Концентрация - М.,, определенная из ВФХ, была равна концентрации - в подложке. Можно заключить, что были получены резкие, асимметричные р-п-переходы, слаболегированной областью которых являлась исходная подложка.

ВАХ р-п-переходов были изучены при комнатной температуре. Прямая ветвь ВАХ содержала экспоненциальный участок, описываемый соотношением (1) в диапазоне плотностей токов от 10"4 до Ю-1 А/см2. Коэффициент (5 составлял 1,7. При напряжении более 3 В ВАХ была практически линейна: I = (V - \0Щ0, где = 2,9 В, Я0 = 5 - 20 Ом. Обратные ветви ВАХ характеризовались наличием резкого пробоя при напряжениях 30 - 80 В. Свечение отдельных микроплазм наблюдали в микроскоп. Рассчитанная напряженность электрического поля пробоя составила ~2х106 В/см.

В спектрах ЭЛ 4Н-81С р-п-структур были зарегистрированы три полосы: -395 им, -430 нм и -490 им (300 К) [25]. Полоса на длине волны 490 нм яалялась "дефектной" полосой, связанной с рекомбинацией на точечных дефектах, описанной ранее для 4Н-8Ю, облученного ионами или электронами. Полосы на длинах волн -395 нм и -430 нм наблюдали в спектрах ЭЛ 4Н-81С р-п-структур впервые и они были интерпретированы нами как экситонная люминесценция и донорно-акцепторная люминесценция,соответственно [25]. Позднее положение этих полос было нами уточнено как 398 нм и 423 нм [32,30].

Развитие технологии БЖЭ 4Н-51С позволило вырастить структуры, и спектрах ЭЛ которых преобладала одна из рассмотренных полос. В структурах первого типа в спектрах ЭЛ доминировала полоса, связанная с рекомбинацией на донорно-акцепторных парах [30]. В таких структурах в интервале температур 213 - 300 К и при токах 10 - 100 мА спектр ЭЛ состоит из фиолетовой полосы с энергией фотонов в максимуме (IV -2,93 эВ. На основе таких структур были изготовлены первые фиолетовые светодиоды [30,31]. В структурах второго типа доминирует полоса, лежащая на границе фиолетовой и ультрафиолетовой областей спектра (Ну -3,1 эВ). Такие структуры послужили основой для ультрафиолетовых излучающих диодов [32].

Таким образом показано, что рекомбинационное излучение р-п-иерехода (300 К), выращенного БЖЭ при легировании азотом и алюминием, в общем случае состоит из трех основных полос: краевой полосы (для бН-ЗЮ ХП|;1К -425 им, дзя 4Н-5Ю Хтах -398 нм), полосы, связанной с рекомбинацией на допорно-есцепторных парах А1-И (для 6Н-81С Хпих -470 нм, для 4Н-5Ю Хтах -423 нм) и так называемой "дефектной" полосы (для бН-БЮ Хп1ах -530 нм, для 4Н-5Ю Хтах -490 нм). Управление режимами БЖЭ позволяет выращивать р-п-структуры, в спектрах ЭЛ которых присутствует только одна из перечисленных полос (положение 7).

4. Структуры с несколькими р-п-переходами

Разработка метода БЖЭ позволила впервые для БЮ выращивать многослойные структуры с несколькими р-п-переходами в одном эпитаксиальном процессе [33,34]. Такая возможность, обычная для и СаАэ, явилась новым технологическим шагом для 51С, позволила изготовить прототипы некоторых карбидкремниевых приборов и исследовать их свойства. Были использованы два метода: метод перекомпенсации и метод, основанный на очистке раствора-расплава в процесс эпитаксии.

Методом перекомпенсации были выращены транзисторные п+-р-п-структуры. Вначале выращивали п-слой (коллектор) с концентрацией N(1 - Ыа ~5х1017 см'3 и толщиной, большей ширины слоя объемного заряда при напряжении пробоя для этой концентрации. Затем в раствор-расплав вводили А1 для получения слоя р-типа (база) толщиной -0,5 мкм с концентрацией - N4 ~|х10'8 см"3. После чего в камеру роста напускали азот для получения п+-слоя (эмиттер). Для предотвращения образования включений кубического политипа под воздействием азота рост проводили на подложках, разориентированных от плоскости (0001) на 1 - 2 градуса в направлении <1120>. Глубины залегания р-п-переходов и диффузионные длины носителей заряда были определены с помощью тока, наведенного электронным зондом. На основе таких структур были изготовлены макеты высокотемпературных биполярных транзисторов.

Первые тиристорные р-п-р-п-структуры на карбиде кремния были выращены путем комбинирования метода перекомпенсации и метода очистки раствора-расплава [34]. Вначале на подложке бН-БЮ выращивали достаточно толстый (более 10 мкм) слой р-типа, легированный А1. Затем алюминий удаляли из раствора-расплава и формировали п-слой. После этого в расплав снова вводили А1 и выращивали р-слой. Последний п+-слой создавали путем перекомпенсации алюминия азотом.

На выращенных р-п-р-п-структурах были сформированы меза-структуры размером 150x150 мкм. Характеристики структур изучали при диодном включении. Время включения тиристорнон структуры методом сМсИ составило 1 - 10 не, в зависимости от амплитуды импульса напряжения. Это значение хорошо согласуется с теоретической оценкой -10"8 с, полученной на основе диффузионной модели включения тиристора для ширин базовых областей \УП = 1 мкм, \"/р = 3 мкм и коэффициентов диффузии

= 0,25 см2/с и Оп = 2,5 см2/с. Время выключения составляло 150 - 200 не, в зависимости от величины тока перед выключением. Время жизни дырок, рассчитанное по времени выключения, было около 40 не, что согласуется с диффузионной длиной Ц = 1 мкм и коэффициентом диффузии Ор = 0,25 см2/с. В целом, показано, что процессы переключения БЮ р-п-р-п-структур могут быть описаны в . рамках классических моделей, разработанных дтя кремниевых тиристоров (положение 8).

Таким образом, разработка метода БЖЭ позволила управлять толщинами и легированием слоев и создавать структуры с произвольным числом р-п-переходов (в качестве иллюстрации были выращены бН-БЮ структуры более чем с 10 р-п-переходами в едином эпитаксиальном процессе).

Часть II. Газотранспортная эпитаксня

Сегодня газотранспортный метод широко используется в электронной промышленности для изготовления многослойных р-п-структур. Разработка газотранспортных методов позволяет преодолеть технологические трудности, в ряде случаев возникающие перед жидкофазными методами - отсутствие пригодных растворителей, несмешиваемость компонентов, нежелательное взаимодействие подложек и расплава. Автором были разработаны н исследованы некоторые методы осаждения и соединений А'Ы из газовой фазы, рассмотренные в этой части диссертации.

1. Разработка газотранспортной гетероэпитаксин БЮ

-В данном разделе изложены результаты разработки технологий и исследования эпитаксиалыгого роста БЮ на кремнии, карбиде кремния и нитриде алюминия.

1.1. Эпнтаксня кубического 31С на кремнии

Кубический карбид кремния (ЗС-51С) является наиболее узкозонным в семье политипов 5Ю (Е£ -2,3 эВ, 300 К). Интерес к этому политипу определен максимальной для карбида кремния подвижность то электронов, что делает полит ип перспективным для высокочастотных мощных приборов. Проблема заключается в технологической трудности выращивания данного политипа, в частности, в отсутствии технологии получения объемных монокристаллов ЗС-БЮ.

Эпитаксня ЗС-51С на кремнии преследует, вообще говоря, дБе основных цели: (1) получение слоев карбида кремния большой площади и (2) изучение н возможное использование гетероперехода ЗС^С/вь Гетерозпитаксия ЗС-Э^С на 5) осложнена значительным рассогласованием параметров кристаллических решете;', этих материалов (Аа/а -20%). В момент постановки этой части работы (1986 г.) успехи выращивания эгтитаксиальных слоев ЗС-БЮ толщиной более 1 мкм на 51 были связаны в основном с применением двух технологических приемов |23*|: (1) выращиванием между подложкой кремния и карбидом кремния буферного слоя и (2) использованием высоких темперапр роста, близких к температуре плавления 8у (1300 - 1360° С). Наличие буферного

25

препятствовало изучению и использованию гетероперехода Si/SiC, высокие температуры эпитаксии требовали разработки специального технологического оборудования. Основной результат нашей работы [35-38] по данной проблеме заключается в разработке технологии относительно низкотемпературного осаждения монокристаллического 3C-SiC на подложках кремния без выращивания буферного слоя.

3C-SiC выращивали на промышленной установке УНЭС-2ПК-А (НПО "Светлана"), предназначенной для газотранспортной эпитаксии кремния. Рост проводили при атмосферном давлении, впервые используя для эпитаксии SiC газовую смесь H2-S1H4-C2HCI3 [38]. Подложками были пластины кремния КДБ-10 диаметром 76 мм с базовой плоскостью (111), разориентированные на 4 градуса в направлении <100>, а также пластины с базовой плоскостью (100).

Толщина слоев 3C-SiC была пропорциональна времени роста и составляла 0,5-11 мкм. Скорость роста слоев лежала в пределах 1 - 10 мкм/мин. Лимитирующая стадия процесса кристаллизации была определена в результате исследования зависимости скорости роста SiC от скорости потоков газов, температуры и ориентации подложех. Показано, что в диапазоне температур 1000 - 1250° С скорость роста линейно зависит от потока газов-реагентов в реакторе, слабо зависит от температуры и не зависит от ориентации подложки. Таким образом, доказано, что лимитирующей стадией роста является массоперенос. газов-реагентов в реакторе (положение 9).

Изучение кристаллической структуры образцов методами дифракции электронов и рентгеновских лучей показало, что разработанная технология позволяет выращивать на Si монЬкристаллические слои 3C-SiC толщиной до 10 микрон при температуре ~ 1100° С. Минимальная полуширина кривой качания отражения (111) составила 700 угл. секунд для ©-2в-сканирования и 3780 угл. секунд для ш-сканирования.

Таким образом, разработана первая отечественная технология выращивания эпитаксиальных слоев 3C-SiC большой площади. Выращенные структуры были использованы для изучения процессов протекания тока и зонной диаграммы гетероперехода 3C-SiC/Si [24*].

1.2. Эпитаксия 3C-SiC на карбиде кремния политипа 6Н

Эта часть работы выполнена совместно с сотрудниками Howard University (США) в ¡991 - 1992 годах. Эксперименты по газотранспортной эпитаксии проводили на установке, изготовленной на фирме EMCORE. Установка подробно описана в работе [25*]. Приведем краткое описание установки, необходимое для понимания полученных результатов. Установка снабжена вертикальной ростовой камерон, изготовленной из нержавеющей стали (диаметр ~20 см, высота -25 см). Подложка размещается на

держателе диаметром З см. Держатель выпалнен из графита и покрыт карбидом кремния. Непосредственно под держателем (но не касаясь его) находится резистнвныи нагреватель, представляющий собой графитовую спираль, также покрытую карбидом кремния. Следовательно,нагрев держателя радиационный. Газы поступают в камеру следующим образом: в центре верхней крышки вводятся газы-реагенты, кроме того, вдоль стенок в камеру вводится дополнительный поток водорода, позволяющий Влиять на геометрию центрального потока газов-реагентов. Установка была использована также для разработки газотранспортной эпитаксии SiC на нитриде алюминия (часть И, раздел 1.4) и для эпитаксии твердых растворов SiC-AIN (часть 11, разделы 2.1, 2.2).

Разработана технология выращивания монокристаллических слоев 3C-SiC на подложках 6H-SiC при температуре менее 1200° С [39-41]. В качестве подложек использовали кристаллы, полученные по методу Лели, с отклонением от плоскости (0001) не более 1 градуса. Использована газовая система SiH^CjHg-Hj при давлении 76 Тор . Для легирования применяли аммиак и триметилалюмнний. Обнаружено, что существует критическая толщина слоя 3C-SiC, при превышении которой растет поликристаллический материал. Установлено, что критическая толщина зависит от температуры подложки и соотношения концентраций атомов Si и С в газовой фазе. Для температуры 1150° С и соотношении Si/C - 1 критическая толщина составляет -0,2 мкм (положение 10). Было предложено использовать гетероэпитакснальные структуры 3C-SiC/6H-SiC с сильно легированными слоями 3C-SiC для получения низкоомных контактов к карбиду кремния (часть III, раздел 5).

1.3. Эпитаксия карбида кремния на нитриде алюминия

Гетероэпитаксия SiC на нитриде алюминия преследует следующие основные цели: получение слоев SiC на изолирующей подложке, получение слоев гексагонального SiC большой площади и получение слоев наиболее широкозонного политипа 2H-SÎC. На момент постановки этой части работы (1992 г.) слои SiC были выращены на A1N методами сублимации |26*,27*] и молекулярной эпитаксии [28*]. Задача состояла в выяснении возможности выращивания SiC на нитриде алюминия газотранспортной эпитаксией.

Слои SiC выращивали, используя газовую систему SiH^CsHg-Hj при давлении 76 Тор на установке, описанной в разделе 1.2 [42]. Исходными подложками были Si и бН-SiC. На исходные подложки осаждали слой A1N толщиной менее 1 мкм (раздел 2.1). В другом эпитаксиальном процессе на слое A1N выращивали карбид кремния. Температура роста SiC составляла 1270 - 1330° С. Толщина слоев SiC лежала в пределах 0,1 - 2,8 мкм. Скорость роста SiC составляла -1,4 мкм/час. Слои SiC были изучены с

гг , ,

применением ЭОС, метода каналирования электронов, дифракции рентгеновских лучей, фото- и катодолюминесценции. Установлено, что слои SiC являются монокристаллическими. Обнаружено ачияние материала исходной подложки, на которую нанесен слой A1N, на политипную структуру слоев SiC. Показано, что при использовании в качестве исходной подложки бН-SiC слои SiC, осажденные на A1N, имеют политип 6Н. Слои SiC, осажденные на AIN, выращенном на кремнии, имеют политип ЗС (положение 11). Выводы по политипной структуре слоев сделаны на основании данных дифракции рентгеновских лучей и фотолюминесценции. Физический механизм влияния исходной подложки на политип слоя SiC неясен. Мы предполагаем, что характеристики поверхности слоя AIN зависят от материала исходной подложки и они влияют на политипную структуру слоя SiC. Наследование симметрии структуры подложки эпитаксиалышм слоем через промежуточную прослойку, по всей вероятности, аналогично эффекту Дистлера [29*]. Отметим, что рост бН-SiC из газовой фазы на A1N, выращенном на сапфире, позднее наблюдался Суве с соавторами [30*].

Обнаружен эффект подлегирования карбида кремния алюминием из подложки A1N: при толщинах менее 1 мкм и температуре роста более 1300° С слои обладают электропроводностью р-типа. Концентрация Al в SiC, измеренная методом ВИМС, достигала 10" ат/см'.

2. Разработка газотранспортной эпитаксии соединении A3N и их твердых растворов на подложках SiC

Предварительные замечания. Эта часть работы была начата в 1991 году в рамках совместных работ ФТИ и Howard University. Начиная с 1993 года, работа была продолжена совместно с фирмой Cree Research, Inc. (США). Первоначальнь1м направлением было создание технологии осаждения твердых растворов SiC-AIN из газовой фазы. В то время твердые растворы SiC-AIN, перспективность которых отмечалась в части I (раздел 2), были выращены методами сублимации и жидкостной эпитаксии. Напомним, что в методе сублимации затруднено управляемое выращивание многослойных структур твердых растворов, а метод жидкостной эпитаксии, свободный от этого недостатка, не позволяет получать слоя SiC-AIN с большим содержанием A1N из-за проблемы несмешиваемости. Газотранспортная эпитаксия позволяет, вообще говоря, выращивать слои и многослойные структуры полупроводников в неравновесных условиях, что в ряде случаев дает возможность решить проблему несмешиваемости. Кроме тою, |азо!р<шсиортныГ< метод перспективен для промышленного использования. Это определило интерес к газотранспортной эпитаксии SiC-AIN.

В качестве первого шага была проведена разработка технологии выращивания слоев A1N на подложках карбида кремния. Впоследствии оказалось, что газотранспортная эпитаксия нитридов третьей группы на подложках SiC представляет самостоятельный интерес. Разработка автором этого направления привела к созданию первых светоизлучающих приборов с вертикальной геометрией на основе соединений A'N [43] (раздел 2.3).

2.1. Газотранспортная эпитаксия A1N на подложках SiC

Слои A1N выращивали с использованием металлоорганических соединений [43-45]. Эпитаксшо проводили на установке фирмы EMCORE, описанной в разделе 1.2. В качестве источников алюминия и азота использовали триметил алюминии (ТМА) и аммиак, соответственно. Газом-носителем служил водород. Слои выращивали на подложках 6H-SiC, изготовленных по методу Лели, а также на подложках Si. Рост был исследован в температурном диапазоне 300 - 1350° С. Толщины слоев A1N и скорости роста лежали в пределах 0,02 - 1,4 мкм и 0,01 - 3 мкм/час, соответственно.

Для определения лимитирующей стадии роста A1N была изучена зависимость скорости роста от технологических факторов: температуры подложки, ориентации подложки, потоков газов-реагентов, давления в камере роста. Установлено, что в диапазоне температур 500 - 1200° С скорость роста A1N определялась массопереносом ТМА (положение 12). В этой области температур скорость роста не зависит от температуры и ориентации подложки, а также от потока аммиака. В то • же время наблюдается линейная зависимость скорости роста от потока ТМА. Обнаружена также резкая зависимость скорости роста от давления.

При температурах более 1200° С скорость роста уменьшается, что обусловлено реакцией в газовой фазе и соответствующим обеднением газовой фазы по алюминию у поверхности подложки. В этом случае скорость роста также определяется массопереносом ТМА, однако количество последнего зависит не от подачи реагента в реактор, а от эффективности реакции в газовой фазе, снижающей поступление А1 к поверхности роста.

В области температур 300 - 450° С скорость роста имеет кинетическое ограничение: скорость роста экспоненциально зависит от температуры подложки и не зависит от потоков реагентов и давления. Независимость скорости роста от процессов в газовой фазе указывает на то, что реакция, контролирующая рост, протекает на поверхности подложки. Кажущаяся энергия активации составила -23 ккал/моль.

Таким образом, получено соответствие между экспериментальными данными по газотранспортной эпитаксии A1N и классической моделью роста из газовой фазы [31*]:

обнаружены две характерные области технологических режимов, скорость роста при которых определяется кинетикой поверхностных реакций и массопереносом газа-реагента соответственно. Подробный анализ результатов выращивания A1N позволил в дальнейшем разработать технологию осаждения GaN, AlGaN, InGaN на SiC-подложках.

Выращенные слои A1N имели структуру вюрцита (2H-À1N). Изучение кристаллической структуры слоев показало, что монокристаллические слои могут быть выращены при температурах подложки 6H-SiC более 1000° С. На подложках кремния монокрнсталлические слои A1N удалось вырастить только в диапазоне температур 1100 - 1200° С. Слои были изолирующими. Оценки напряженности электрического поля пробоя диэлектрика дают величину Ет -4 МВ/см. Слои A1N были использованы в качестве подложек для осажденчя слоев SiC (раздел 1.3).

2.2. Газотранспортная эпитаксия твердых растворов SiC-AIN

Разработка газотранспортной эпитаксии SiC и A1N позволила перейти к эпитаксии твердых растворов SiC-AIN. Использована газовая система C3Hg-SiH4-TMA-NH3-H2. Слои выращивали на подложках 6H-SiC и Si при температурах 1000 - 1300° С в диапазоне давлений 10 - 76 Тор [44-47]. Слои изучали методами ЭОС, . ПЭМ, рентгеновской дифракции, фото- и катодолюминесценции. Впервые показано, что методом газотранспортной эпитаксии могут быть выращены слои твердых растворов SiC-AIN (положение 13). Концентрации элементов (Al, Si, N, С) но толщине слоя не изменялись, за исключением тонкой приповерхностной области, обычно обогащенной углеродом и алюминием. Слои, выращенные на SiC, были монокристаллическими во всем диапазоне составов. Состав твердых растворов в указанном диапазоне температур определялся составом газовой фазы и, вообще говоря, коррелировал с закономерностями, обнаруженными при росте A1N: увеличение потока ТМА и снижение давления в реакционной камере приводили к обогащению слоя нитридом алюминия. Была обнаружена также область режимов, в которых состав определялся массопереносом силана. Для слоев, содержащих -50% A1N, полуширина рентгеновской кривой качания составила б угловых минут (0-20-сканирование). Слои, в зависимости от условий роста и состава, обладали различной политипной структурой. Устойчивое получение политипа 2Н было достигнуто для слоев с содержанием A1N более 30 мол.%. При меньших концентрациях A1N слои содержали включения других политипов. Слои люминесцировали в ультрафиолетовом диапазоне спектра. Энергия фотонов коротковолнового края излучения соответствовала зависимости запрещенной зоны от состава, определенной в работе [32*]. Позднее нами впервые были выращены слои

твердых растворов Al-Ga-N-Si-C [43]. Показано, что слои монокрнсталлическне и люминесиируют в ультрафиолетовой области спектра.

2.3. Газотранспортная эпитаксия GaN и твердых растворов A3N на подложках SiC

Предварительные замечания. Исследования по газотранспортной эпнтаксии GaN на подложках SiC были выполнены в рамках научного сотрудничества ФТИ с фирмой Cree Research, Inc. в 1992 - 1995 годах. Взрыв интереса ic GaN в начале 90-х годов вызван решением двух проблем: (1) проблемы повышения качества слоев GaN и (2) проблемы получения слоев р-типа проводимости [6*]. Первые GaN р-п-переходы были получены на сапфировых подложках, которые характеризуются рассогласованием параметров решеток С GaN более 10% и являются изолятором [6*]. Результаты выращивания GaN на других подложках, включая SiC, были незначительны, р-п-переходы сформированы не были.

Наша работа была направлена на создание A3N р-п-структур на подложках SiC, поскольку карбид кремния ближе к GaN, чем сапфир как по параметру кристалл'ической решетки (Да/а -3,5%), так и по коэффициенту термического расширения. Кроме того, SiC обладает электрической проводимостью. То есть, в отличие от сапфира, при использовании SiC подложек возможно создание приборов с вертикальной геометрией.

2.3.1. Свойства слоев GaN, выращенных на подложках SiC

Слои осаждали методом газотранспортной эпитаксии из металлорганических источников на подложки 6H-SÍC [43,48,49]. Толщина слоев GaN лежала в пределах 0,5 - б мкм. Скорость роста составляла -2 мкм/час. Поверхность GaN была зеркальная, при толщинах до 2 мкм на поверхности визуально наблюдались интерференционные кольца. Электронограммы, полученные методом ДБЭ, содержали вертикальные стержни, наклонные и 'горизонтальные Кикучи линии, что указывало на хорошую кристаллическую структуру приповерхностной области.

Нелегированные слои GaN обладали электронной проводимостью и имели концентрацию N<j - Na менее 1016 см'3 [49]. Впервые было проведено легирование GaN при росте на SiC-подложках. Легирование кремнием позволило управлять величиной N<j - Na от 1016 до 4х1018 см-3 в слоях n-типа. Легирование слоев Mg дало возможность выращивать слои р-типа и контролировать концентрацию Na - Nj от 1017 до 1019 см'3. Подвижность электронов (300 К) составляла -380 см2/В'с для n-слоев с концентрацией •электронов 7,4х1017 см'3 (Nd - Na - 8,5х1017 см'3). Подвижность дырок (300 К) была -10 см2/В*с при концентрации дырок 3,5х1017 см'3 (Na - Nj - lxlO19 см-3).

Исследования структуры выращенных слоев методом дифференциальной рентгеновской дифрактометрии [50] показали, что слои монокристаллические (2H-GaN).

Полуширина кривых качания для (0002) рефлекса GaN, измеренных в геометрии сд-сканирования, лежала в пределах 1,2 - 2 угл. минуты (дня 0-20-сканирования эта величина составляла менее 1 угл. минуты). Изучение слоев методом ПЭМ показало, что основными. дефектами являются отдельные дислокации или пучки дислокаций, распространяющиеся обычно от переходной области подложка-слой в направлении, близком к направлению роста. У подложки находится подслой GaN с плотностью дислокаций на два-три порядка выше, чем в верхней части слоя. Этот подслой формируется автоматически без изменения условий роста. Толщина дефектного подслоя составляет 0,2 - 0,5 мкм. Граница раздела между нижним подслоем и верхней частью слоя GaN обычно четко выражена, она параллельна поверхности подложки. Показано, что плотность дислокаций в верхней, менее дефектной части сдоя GaN, составляет £ 1х108 см-2. Хотя эта величина на порядок ниже, чем лучшие опубликованные данные для слоев GaN на сапфире [33*], очевидна необходимость дальнейшего снижения плотности дислокаций в GaN. Совокупность перечисленных свойств позволяет утверждать, что качество слоев GaN, выращенных на карбиде кремния, сегодня выше, чем качество гетероэпитаксиальных слоев GaN на других подложках (положение 14).

Получение GaN высокого качества позволило исследовать фотолюминесценцию слоев при температурах до 900 К [51]. На выращенных слоях наблюдали стимулированное излучение при оптической накачке при температуре до 450 К [43] (положение 15). На сегодня это наибольшая температура, при которой наблюдалось стимулированное излучение нитридов III группы. Пороговая мощность возбуждающего излучения составила -1 МВт/см2 (300 К). В спектрах стимулированного излучения впервые для эпитаксиальных слоев GaN наблюдали моды Фабри-Перо [43]. Расчет показал, что длина полости резонатора составляет несколько десятков микрон, что значительно меньше, чем размеры изученных образцов. Было высказано предположение, что зеркалами резонатора являются поверхности трещин, образовавшиеся при раскалывании образцов. Трещины, расположенные друг от друга на расстоянии 30 - 50 мкм, действительно были обнаружены при исследовании этих образцов.

При изучении слоев методом комбинационного рассеяния света (КРС) впервые были надежно определены частоты всех шести оптических фононов первого порядка, разрешенных для вюрцитной модификации GaN [53]. Полученные нами значения частот хорошо согласуются с данными работы [34*], где приводятся сведения по положению оптических фононов в GaN. Однако, в дополнение к результатам [34*], на наших образцах удалось зарегистрировать самую слабую фонокную линию в спектре GaN с частотой 145 см-1 симметрии Е2. Были исследованы поляризационные характеристики всех регистрируемых оптических фононов в спектрах КРС. Полученные результаты строю следовали правилам отбора, действующим для спектров КРС в 211-GaN.

Разработка технологии осаждения слоев GaN позволила перейти к выращиванию твердых растворов A3N на основе GaN. Монокристаллические твердые растворы AlGaN и GalnN, а также гетероструктуры GaN/AlGaN и AlGaN/GalnN были выращены впервые на подложках SiC [43]. Концентрация A1N в слоях AlGaN составляла 0-30 мол.'/о. Концентрация InN в слоях GalnN была 0 - 1 мол.%. Установлено, что с уменьшением концентрации GaN качество слоев AlGaN снижается: увеличивается полуширина рентгеновских кривых качания и краевых пиков фото- и катодолкшинесценцин. Была разработана технология легирования слоев AlGaN, содержащих до 12 мол.% A1N, кремнием (донор) и магнием (акцептор). Таким образом, была подготовлена почва дня создания р-п-гетероструктур соединений A3N на SiC-подложках.

2.3.2. Свойства GaN р-п-переходов Как отмечалось, р-п-переходы GaN на сапфире были получены в ряде работ, однако лишь результаты изучения ЭЛ были опубликованы [б*,35*]. Электрические параметры и характеристики GaN р-п-переходов не были известны.

Мы изучали свойства GaN р-п-переходов, сформированных газотранспортной эпитаксией на подложках n-6H-SiC [53-58]. Структуры состояли из слоя n-GaN, легированного кремнием, и слоя p-GaN, легированного магнием. Были сформированы меза-структуры диаметром 100 - 300 мкм. В качестве омического контакта к n-GaN использовали алюминий, а к p-GaN - палладий. ВФХ показали, что р-п-переходы имеют линейный профиль распределения легирующей примеси: характеристики были линейны в координатах С"3 - V. Напряжение отсечки ВФХ составляло 2,2 - 2,6 В (300 К). Величина градиента примеси лежала в пределах 2x1022 - 2x1023 см-4 (положение 16). Подчеркнем, что это первые данные о ВФХ GaN р-п-переходов.

Прямая ветвь ВАХ в области малых токов (J < 1 А/см2) при 300 К характеризовалась экспоненциальной зависимостью (1), однако, в отличие от SiC р-п-переходов, описанных в разделе ЗЛ. (часть I), коэффициент р был равен 2,44. Температурные измерения показали, что в интервале 150 - 450 К р уменьшается от 4,51 до - 2. При дальнейшем повышении температуры до 600 К величина р практически постоянна и равна -2. При этом предэкспоненциальный множитель J0 экспоненциально зависит от температуры с энергией активации, близкой к половине ширины запрещенной зоны GaN. Можно заключить, что в исследованных GaN р-п-переходах в интервале 450 -600 К обнаружены токи, описываемые моделью Шокли-Нойса-Саа (положение 17).

Обратные ветви ВАХ содержат участок резкого пробоя в диапазоне напряжений 40 - 150 В (максимальные значения напряжения пробоя, опубликованные ранее, составляли -20 В). Пробой носил микроплазменный характер. Исходя из величины напряжения пробоя и данных ВФХ, была оценена напряженность электрического поля

пробоя Еь в GaN р-п-переходах. При увеличении градиента примеси в р-п-переходе от 2х1022 до 2х1023 см"4 величина Еь возрастала от 1,5 до 3 MB/см. Таким образом, показано, что напряженность поля электрического пробоя в GaN практически не уступает полям пробоя в карбиде кремния. Как отмечалось, пробой не носил однородный характер и значение максимальной напряженности поля пробоя для GaN может быть больше. Токи при напряжениях, меньших напряжения пробоя, лежали в диапазоне Ю-2 - 1 А/см2 и, по-видимому, определялись утечками по фаске меза-структуры. С увеличением температуры напряжение пробоя возрастало. ТКН пробоя составил (1-2)х10"4 К1 (положение 18).

Инжекиионная ЭЛ в GaN р-п-переходов при 300 К характеризовалась наличием, в общем случае, трех полос излучения: ультрафиолетовой полосы -365 им, фиолетовой полосы в интервале 410 - 460 нм и зеленой полосы -550 им. Краевая полоса ~365 им (hv -3,40 эВ), обусловленная, как мы предполагаем, межзонными переходами, наблюдалась в спектре ЭЛ GaN р-п-структур впервые. Температурная зависимость положения краевого пика ЭЛ совпадает с температурной зависимостью ширины запрещенной зоны GaN.

Фиолетовые полосы ЭЛ связаны с примесными переходами с участием Mg и Si. Механизм рекомбинации в этих переходах требует дальнейшего исследования. Зеленая полоса, по литературным данным, обусловлена рекомбинацией с участием уровней, связанных с точечными дефектами. Обнаружено, что в р-п-структурах с высоким уровнем легирования кремнием и магнием (более I018 ат/см3), при преимущественной инжекции электронов в р-область в спектре ЭЛ доминирует фиолетовая полоса -425 нм, а краевые и зеленая полосы либо отсутствуют, либо существенно подавлены. Это позволяет изготовлять источники излучения в фиолетовой области спектра. Зеленая полоса преобладает в спектре ЭЛ, если инжекция направлена в n-область р-п-структуры, легированной Si. Возможно, что легирование кремнием сопровождается образованием точечных дефектов, ответственных за излучение на длине волны 550 нм.

Методом тока, наведенного электронным зондом, были впервые для GaN оценены диффузионные длины неосновных носителей заряда Ln - Ц ~ 0,3 мкм.

2.3.3. Свойства AlGaN р-п-переходов Разработка методов легирования твердых растворов AlGaN позволила сформировать первые р-п-переходы в этих твердых растворах [58). Структуры состояли из n-GaN/n-AIGaN/p-AlGaN/p-GaN слоев, выращенных на 6H-SiC подложке. Концентрация A1N для разных образцов лежала в пределах от 0 до 8 мол.%. Структуры характеризовались линейным распределением примеси в р-п-переходе. Была изучена краевая ЭЛ таких структур при 300 К. В спектрах ЭЛ наблюдался краевой пик,

положение которого зависело от концентрации AIN. Наиболее коротковолновый пик наблюдали на длине волны -348 им (hv -3,56 эВ) для образца с концентрацией AIN -8 мол.%. В целом зависимость положения краевого пика от состава узкозонного слоя в AlxGaNj.x/AIyGa|.yN гетеропереходе совпадала с зависимостью ширины запрещенной зоны твердых растворов AlGaN от состава [6*] (положение 19). Отметим, что при толщине слоев n-AIGaN менее 0,3 мкм в спектрах ЭЛ наблюдался краевой пик излучения из n-GaN на длине волны 365 нм. В этом случае инжектированные носители достигали слоя n-GaN, где и рекомбинировали. При увеличении толщины слоя п-AlGaN до значений более 0,5 мкм пик ЭЛ на длине волны -365 нм не наблюдали.

Создание технологии газотранспортной эпитаксии р-п-структур GaN и AlGaN и : исследование их физических характеристик позволили начать разработку синих и фиолетовых светодиодов на основе гетероструктур A3N на подложках SiC [59-61].

Часть III. Приложение разработанных технологических методов для изготовления приборных структур

Приборные -применения р-п-структур, выращенных с помощью разработанных технологических методов, представлены в работах [26-34,62-75]. Эти структуры нашли применение для изготовления приборов оптоалектроники, высокотемпературной и высокочастотной электроники. .

1. Структуры для оптоэлектропики

На основе SiC р-п-структур, выращенных методом БЖЭ, были изготовлены зеленые [29], синие [26-28,65,66], фиолетовые [65,66] светодиоды, источники ультрафиолетового ■ излучения [32],. также макет трехцветного (сине-зелено-красного) индикатора [67]. Корпусирование светодиодов проведено в ОКБ завода "Старт" (Москва). Эпитаксиальные пластины SiC со сформированными меза-структурами и омическими контактами разрезали на отдельные чипы размером 0,5x0,5 мм. Чипы крепили на держатель с отражателем таким образом, что свет выводился через подложку. Структуру заливали полимером, создавая линзу для формирования требуемой диаграммы направленности излучения (обычно ширина диаграммы составляла 10 - 15 градусов).

Для изготовления зеленых светодиодов использовали р-п-структуры политипа 6Н, в • спектре ЭЛ которых доминировала полоса излучения с Х,,,^ -530 нм. При прямом напряжении более 3,5 В ВАХ была практически линейна с дифференциальным сопротивлением -40 Ом. Прямое падение напряжения состаазяло 3,6 В при токе 20 мА. Полуширина спектрального пика излучения была 0,16 эВ (300 К). Характеристика поток

фотонов—прямой ток, измеренная на импульсах (для предотвращения разогрева образцов), описывалась соотношением И - 1т, гае т равно 0,66 для диапазона токов 10 - 100 мА. Сила света для прибора с диаграммой направленности 12 градусов составляла -10 мкд (ток 20 мА). Оптическая мощность излучения была 2 - 3 мкВт. Изготовление таких приборов показало возможность создания светодиодов с "чисто" зеленым спектром излучения на основе полосы 530 им в эпитаксиальных структурах 6Н-5|С.

Синие светодиоды были изготовлены на основе р-п-структур бН-ЭКИ, выращенных БЖЭ, с доминирующей полосой -470 ни. Способ корлусировання и электрические характеристики светодиодов были аналогичны описанным выше для зеленых светодиодов. Характеристика поток фотонов-прямой ток, измеренная на импульсах, была практически линейна в диапазоне тока 10 - 100 мА. Сила света для прибора с диаграммой направленности 12 градусов составляла -15 мкд (ток 20 мА). Оптическая мощность излучения была 5 - 8 мкВт.

Первые фиолетовые {\аМ -423 нм) светодиоды были изготовлены на основе 4Н-5\С. Была использована технология БЖЭ, позволяющая выращивать р-п-переходы с доминирующей донорно-акцепторной полосой А11^ в спектре ЭЛ. Конструкция и технология изготовления светодиода аналогичны изложенным выше. Спектр ЭЛ при 300 К состоит из полосы с Хтах -423 нм (Ьу^ -2,93 эВ) и полушириной ДЬу -0,15 эВ. Сила света для прибора с диаграммой направленности 15 градусов составляла -0,15 мкд (ток 20 мА). Оптическая мощность излучения была -0,1 мкВт.

Ультрафиолетовые излучающие диоды (Хп1ах -398 нм) были изготовлены на основе 4Н-$|С р-п-структур. Была использопана технология БЖЭ, позволяющая выращивать р-п-переходы с доминирующей краевой полосой в спектре ЭЛ. Конструкция и технология изготовления приборов аналогичны изложенным выше. При токе менее 50 мА в спектре излучения диода присутствовали две полосы Хт,)дх| -423 нм (Ьу -2,93 эВ) и \nax2 ~398 нм (Ьу -3,11 эВ). При более высоких токах (70 - 100 мА) спектр состоял только из коротковолновой полосы с полушириной -36 нм (ДЬу -0,26 эВ). Общая излучаемая мощность при импульсном токе 100 мА (средний ток 20 мА) составляла -2 мкВт: В АХ диода были аналогичны описанным выше для фиолетовых 4Н-81С светодиодов. Отметим, что сегодня это самый коротковолновый излучающий диод на основе ннжекционной люминесценции, который может быть создан на базе освоенных промышленностью политипов карбида кремния. Дальнейшее продвижение в ультрафиолетовую область с использованием карбида кремния возможно только при разработке технологии политипа 2Н-81С.

Трехцветный сине-зелено-красный индикатор [68) был изготовлен с использованием методов БЖЭ и ионной имплантации. На кристалле бН-Би? формировали многослойную структуру с тремя р-п-переходами. Переходы, нглучаюише в красной (Х1шх -650 нм) й

синей (X,,,,, -470 нм) областях спектра, создавали методом БЖЭ, а переход, излучающий в зеленой области спектра (X,,,,, -530 нм) - методом ионной имплантации (ионная имплантация была разработана в фуппе А.В.Суворова, ФТИ им. А.Ф.Иоффе). Контакты изготавливали, используя процессы фотолитографии и послойного ПХТ.

Светодиоды на основе р-п-структур соединений А3!4!, выращенных газотранспортной зпитаксией на подложках 81С, находятся в стадии разработки 160-61]. Уже сейчас можно сказать, что это направление составит будущее синих светодиодов, хотя синие светодиоды на карбиде кремния еше на несколько лет сохранят за собой рынок в силу относительной дешевизны. Прототипы светодиодов с Хта, -440 нм на основе двойных гетероструктур АЮаЫ/ОаЫ, выращенных на подложках БЮ, имеют яркость до 1,5 мВт и силу света-2 кд при прямом токе 20 мА (60).

2. Транзисторы и тиристоры

Полевые транзисторы были изготовлены на основе бН-БЮ р-п-структур, выращенных БЖЭ [63,64,68]. Структуры состояли из п-6Н-51С подложки, эпитаксиального р+-слоя (N3 - Ыс1 -5x1019 см'3, толщина 20 - 30 мкм), изолирующего канал от подложки, нелегированного эпитахсиалыюго п-слоя, выполняющего роль канала (N,1 - — 5х1017 см"3, толщина 1 - 5 мкм), и приконтактного п+-слоя (Ыд - Ыа -1019 см-3, толщина 1 - 3 мкм) [68]. Роль затвора полевого транзистора играл р-п-перехои между первым и вторым эпитаксиальными слоями. Транзистор изготавливали в виде меза-структуры 400x400 мкм. Необходимую толщину канала (Ь) получали методом ПХТ. Контроль . глубины травления проводили по выходным характеристикам транзистора. Длина канала составляла -20 мкм, что определялось возможностями фотолитографии. Ширина канала была 400 мкм. Выходные характеристики транзистора измеряли в температурном диапазоне 20 - 500° С. При комнатной температуре крутизна и ток стока составляли 0,12 мА/В и 0,45 мА, соответственно (напряжение на стоке 50 В, напряжение на затворе равно нулю). При 500° С указанные характеристики равнялись 0,18 мА/В и 0,90 мА, соответственно. Описанный выше полевой транзистор явился первым отечественным транзистором, способным работать при температурах до 500° С, и первым отечественным транзистором на карбиде кремния. Отметим, что такая схема изготовления полевых транзисторов на карбиде кремния нашла впоследствии широкое распространение.

■ Первый нормально закрытый полевой транзистор с затвором в виде р-п-перехода был изготовлен на основе р-п-сгруктуры, также выращенной методом БЖЭ [69). Структура была аналогичной структуре, использованной для изготовления нормально открытого полевого транзистора, но толщина канала была меньше, чем толщина моя

объемного заряда р-п-перехода затвора при нулевом смещений (М/о). Измеренные значения Ьн составляли соответственно 0,06 мкм и 0,2 мкм. При нулевом смещении на затворе ток канала составлял -15 мкА, что обусловлено, вероятно, неоднородной толщиной канала. При смещении р-п-перехода затвора в прямом направлении ток канала увеличивался и при = 2 В составлял 320 мкА. Крутизна характеристики передачи была-0,21 мА/В.

Структуры типа п-р-п, выращенные методом БЖЭ, использованы для изготовления биполярных транзисторов [62]. Основная проблема при разработке таких структур заключалась сВ большом сопротивлении базовой области р-типа, толщина которой из-за малой диффузионной длины электронов в БКИ (Ь„ -0,5 мкм) составляла менее 1 мкм. Была показана работоспособность прибора при высоких температурах. При 600 К коэффициент усиления транзистора составил 1,2,

Первые карбидкремниевые р-п-р-п-структуры были использованы для изготовления и изучения свойств БЮ динисторов [33,34]. Структуры состояли из подложки п-бН-БЮ, на которой были выращены последовательно слои р+^С (-10 мкм, - ~1019 см-3), п^С (-1 мкм, N4 - Ыа -5х10'7 см"3), р-БЮ (-3 мкм, - -ЗхЮ18 см"3) и п+^Ю (-5 мкм, N,1 - Ыа -1019 см-3). Напряжение переключения прибора составляло 10 - 50 В, плотность тока переключения 3 - 10 А/см2, обратное напряжение -100 В. Во включенном состоянии наблюдалась синяя ЭЛ. Плотность тока удержания была определена путем измерения размера области протекания тока при выключении структуры с помощью оптического микроскопа и составила 102 - 103 А/см2. Изучение свойств первых БЮ р-п-р-п-структур открыло перспективу создания тиристоров на карбиде кремния [36*].

3. Структуры для высокотемпературной электроники

На основе 51С р-п-структур, выращенных методом БЖЭ, были изготовлены высокотемпературные диоды [8], светодиоды [70], стабилизаторы напряжения (как на основе диодов, работающих в режиме лавинного пробоя, так и на основе столбов из прямосмещенных диодов) [73], палевые [68] и биполярные транзисторы [62]. Основным результатом этой части работы явилось изучение температурных зависимостей приборных характеристик и демонстрация работоспособности этих приборов до 450 - 500° С. Ограничение рабочих температур было связано с отсутствием высокотемпературной защиты поверхности фаски меза-струкур и высокотемпературной металлизации. БЮ р-п-переходы сохраняли работоспособность до 700° С.

4. Структуры для высокочастотной электроники

Импульсные диоды на карбиде кремния, работающие на импульсах -60 не в режиме лавинного пробоя при плотностях тока до 60 кА/см2, были изготовлены на основе диодных бН-БЮ структур, выращенных БЖЭ |71].

Варактор на карбиде кремния был изготоален на основе диодной структуры бН-БЮ, выращенной БЖЭ [72]. Показана возможность использования варактора для модуляции частоты на рабочей частоте 140 ГГц. Сегодня это наиболее высокочастотный прибор на карбиде кремния.

5. Изотипные ЗС-ЗЮ/бН^С гетероструктуры

Для снижения сопротивления омических контактов к бН-БЮ была выдвинута идея использования изотнпных гетеропереходов с более узкозонным политипом ЗС-БЮ. Гетерополитипные структуры были выращены методом газотранспортной эпитаксни [40,41]. Структуры имели вид р-бН-БЮ/р-ЗС^С и п-бН-ЗЮп-ЗС-ЭЮ. Для реализации таких структур была разработана методика легирования ЗС-ЭЮ при осаждении на подложки бН-БК. В результате получены омические контакты с сопротивлением -10"5 Ом см2 [41], что соответствует лучшим мировым результатам для Б ¡С.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Предложены и реализованы новые технологические методы эпитаксни широкозонных полупроводников (карбида кремния и соединений А3Н), что открыло возможность изучить физические свойства эпитаксиальных многослойных р-п-стрктур этих материалов, впервые изготовить на их основе ряд приборов оптоэлектроники, высокотемпературной и высокочастотной электроники. Понимание закономерностей технологических процессов изготовления р-п-структур и физических процессов в самих р-п-структурах, достигнутое в результате работы, позволило на практике реализовать уникальные свойства этих материалов в конкретных приборных структурах и, в итоге, внесло вклад в развитие научного направления "Технология и физика многослойных эпитаксиальных р-п-структур широкозонных полупроводников".

Основные результаты диссертационной работы сводятся к следующему.

1. Проведено комплексное исследование кристаллизации карбида кремния при бескоктейнерной жидкостной эпитаксни из 51-С раствора-расплава. Определена лимитирующая стадия процесса кристаллизации. Показано, что, в отличие от обычных "контейнерных" методов жидкостной эпитаксии вЮ, в которых скорость роста обычно

39

определяется массопереносом углерода, при бескоитейнерной жидкостной эпитаксии скорость роста контролируется кинетикой поверхностных процессов. Разработана технология, позволяющая управлять скоростью роста и толщинами слоев в широких пределах (0,2 - 3 мкм/мин и 0,2 - 100 мкм, соответственно).

2. Изучены закономерности легирования SiC алюминием и азотом при бесконтейнерной жидкостной эпитаксии. Установлено, что уровнем легирования слоев п- и р-типа можно управлять в пределах Ю'5 - I020 см"3 и ДО17 - Ю20 см-3, соответственно. Показано, что отсутствие контейнера дает возможность очищать раствор-расплав от примесей в процессе эпитаксии и таким образом управлять профилем легирования отдельных слоев и/или выращивать многослойные структуры с несколькими р-п-переходами. Эта технология позволила создать и исследовать первые р-п-р-n-структуры на карбиде кремния.

3. Предложена и разработана технология совместного легирования SiC азотом и алюминием, позволившая вырастить материал с относительно высоким для SiC квантовым выходом синей люминесценции при комнатной температуре. Использование этой технологии дало возможность изготовить отечественные промышленные светодиоды с синим свечением.

4. Изучены процессы протекания тока и электролюминесценции в 6H-SiC и 4H-SiC р-п-переходах, выращенных методом БЖЭ. В спектрах ЭЛ 4H-SiC р-п-переходов впервые зарегистрированы полосы экситонной рекомбинации и рекомбинации на донорно-акцепторных парах алюминий-азот. Похазано, что, изменяя условия БЖЭ, можно выращивать 6H-SiC р-п-структуры для фиолетовых (>.1ШХ -425 нм), синих (Ятах -470 нм) и зеленых (Хтах -530 нм) светсщиоцов, а на основе 4H-SiC р-п-структур - фиолетовых (Х,пах -423 нм) светодиодов и ультрафиолетовых источников излучения (Хтах-398 нм).

5. Разработаны технологические методы газотранспортной эпитаксии SiC, позволившие выращивать:

- монокристаллические слои кубического карбида кремния толщиной более 1 мкм на подложках кремния при температурах менее 1200"С;

- монокристаллические слои 3C-SiC на подложках 6H-SiC при температурах менее 1200° С; установлено, что существует критическая толщина такого слоя (-0,2 мкм при 1150° С), при превышении которой слой становится поликристаллическим;

- монокристаллические слои карбида кремния на нитриде алюминия.

6. Предложен метод снижения сопротивления омических контактов к 6H-SiC путем использования изотипных переходов p-3C-SiC/p-6H-SiC и n-3C-SiC/n-6H-SiC с приконтактным узкозонным слоем из кубического карбида кремния. Показано, что

использование изотипных гетеропереходов n-6H-SiC/n-3C-SiC и p-6H-SiC/p-3C-SiC дает возможность получить омические контакты к 6H-SiC с сопротивлением ~ Ю"5 Ом см2.

7. Изучен механизм роста соединении A3N на подложках SiC из газовой фазы. Выращены монокристаллические слои GaN на подложках 6H-SiC с плотностью дислокаций ~1х108 см-2, что сегодня на порядок ниже, чем в гетероэпитаксиалъных слоях GaN на других подложках. Показано, что уровень легирования слоев GaN р- и n-типа проводимости, выращенных на подложках 6H-SiC, можно менять в широких пределах.

8. Получены первые GaN р-п-переходы л AlGaN/GaN гетероструктуры на проводящих подложках (SiC). Изготовлены первые р-п-переходы в AlGaN и изучена зависимость краевой ЭЛ этих р-п-переходов от состава твердого раствора.

9. Исследованы свойства GaN р-п-переходов. Установлено, что полученные р-п-переходы являются плавными. Пробои р-п-переходов носит микроплазменный характер. Напряженность электрического поля пробоя в GaN р-п-переходах составляет не менее 1 - 3 МВ/см, в зависимости от фадиента концентрации примеси. Показано, что температурный коэффициент напряжения пробоя положителен и составляет ~ I О"' К"1.

10. Показано, что монокристаллические слои твердых растворов SiC-AIN могут быть выращены жидкостной эпитаксией и газотранспортной эпитаксией. При жидкостной эпитаксии типом проводимости и составом твердых растворов (в пределах 0-10 мол.% A1N) можно управлять путем изменения соотношения концентраций алюминия и азота в растворе-расплаве. Методом газотранспортной эпитаксии монокристаллические слои SiC-AIN получены во всем диапазоне составов.

СПИСОК ПУБЛИКАЦИЙ, ВКЛЮЧЕННЫХ В ДИССЕРТАЦИЮ

1. В.А.Дмитриев, П.А.Иванов, И.В.Коркин, Я.В.Морозенко, И.В.Попов, Т.А.Сидорова, А.М.Стрельчук, В.Е.Челноков. Карбндкремниевые р-п-структуры, полученные жидкостной эпитаксией. - Письма в ЖТФ, 1985, т. 11, в. 4, с. 238.

2. В.А.Дкитриев, П.А.Иванов, Я.В.Морозенко. И.В.Попов, В.Е.Челноков. Карбндкремниевые светодиоды с излучением в сине-фиолетовой области спектра. - Письма в ЖТФ, 1985, т. 11, в. 4, с. 246.

3. V.A.Dmitriev. Silicon carbide and SiC-AIN solid solution p-n-structures grown by liquidphase epitaxy. - Physica B, 1993, v. 185, p. 440.

4. В.А.Дмитриев, И.В.Коркин, И.В.Попов, Т.А.Сидорова. Выращивание • полупроводниковых пленок из раствора-расплава в электромагнитном тигле. - В сб.:

Кристаллизация пленок. Тезисы докладов VI Всесоюзной конференции по -росту кристаллов. Цахкадзор, сентябрь 1985 г.- Ереван, 1985, т. 3, с. 14.

5. В.А.Дмитриев, И.В.Попов, В.Е.Челноков. Получение структур SiC из жидкой фазы во взвешенном состоянии. - В сб.: VII Конференция по процессам роста и синтеза

41

полупроводниковых кристаллов и пленок. 9 - 13 июня 1986 г. Новосибирск. Тезисы, 1986. т. 1, с. 5!.

6. V.A. Dmitriev and А.Е. Cherenkov. Growth of SiC and SiC-AIN solid solution by container-free liquid phase epitaxy. - J. Cfyst. Growth, 1993, v. 128, p. 375.

7. V.A. Dmitriev. LPE of SiC and SiC-AIN, in: Properties of Silicon Carbide, ed. Gary L. Harris (IEE, 1995) p. 214.

8. В.АДмитриев, П.А.Иванов, Я.В.Морозенко, Ю.В.Мельник, И.В.Попов,

A.М.Стрельчук, АЛ.Сыркин, В.Е.Челноков. Карбидкремниевые диодные структуры, полученные жидкостной эпитаксией. //Тезисы докладов Всесоюзной научно-технической конференции "Перспективы развития технологического оборудования, новых материалов и технологических процессов для повышения эффективности производства полупроводниковых приборов силовой электроники", г.Белая Церковь Киевской обл., сентябрь 1985 г. - Москва, 1985, с. 54.

9. В.Ф.Бритун, В.АДмитриев, И.В.Емельянова, Н.Г.Иванова, И.В.Попов, М.А.Чернов,

B.Г.Циунелис. Эпитаксиальные слои карбида кремния, полученные из раствора-расплава.

- ЖТФ, 1986, т. 56, в. 1, с. 214.

10. В.А.Дмитриев, А.А.Лебедев, Я.В.Морозенко, И.В.Попов, А.М.Стрельчук, В.Е.Челнокоа. Структуры на основе карбида кремния подтипов 6Н и ЗС. В сб.: Тезисы докладов III Всесоюзного совещания "Физика и технология широкозонных полупроводников". Махачкала, 10 - 12 сентября 1986 г. - Махачкала, 1986, с. 96.

11. В.А.Дмитриев, А.Е.Черенков. Легирование карбида кремния азотом при бесконтеннерной жидкостной эпитаксни. - Письма в ЖТФ. 1991, т. 17, в. 4, с. 43.

12. V.A.Dmilriev, S.V.Kazakov, V.V.Tretjakov, V.G.Ohding, M.A.Chernov. Characterisation of SiC<A\> Layers Grown by container-free Liquid Phase Epitaxy. //Extended abstracts of the 176-Meeting of the Electrochemical Society, - USA: Hollywood, 1989, p. 711.

13. В.А.Дмитриев, Н.Г.Иванова, С.В.Казаков, В.Г.Одинг, В.В.Третьяков, М.А.Чернов,

A.Е.Черенков. Выращивание эпитаксиальных слоев SiC<Al> в электромагнитном тигле. //Расширенные тезисы 7 Всесоюзной конференции по росту кристаллов. - Москва, 1988, т. И, с. 305.

14. K.V.Vassilevski., V.A.Dmitriev. Silicon carbide Read structure. In: Proceedings 1993 International Semiconductor Device Research Symposium, Decembei 1-3, 1993,

- Charlottesville, 1993, v. 2, p. 573.

15. V.A.Dmitriev. SiC-based solid solutions: technology and properties. Springer Proceedings in Physics v. 56 (Springer-Verlag, Berlin, 1992) p. 3.

16. V.A.Dmitriev, K.G.Irvine, K.Fekade, N.Chen and M.G.Spencer. MOCVD Growth of Aluminium Nitride and Solid Solutions of Aluminium Nitride and Silicon Carbide on Hexagonal and Cubic Silicon Carbide Substrates. //Technical Program with Abstracts of the 34th Electronic Materials Conference (Cambridge, 1992) p. A21.

17. В.А.Дмитриев, Л.Б.Елфимов, И.Ю.Линькип, Я.В.Морозенко, И.П.Никитина,

B.Е.Челноков, А.Е.Черенков, М.А.Чернов. Твердые растворы SiC-AIN, выращенные методом бесконтсйисрнон жидкостной эпитаксни, - Письма в ЖТФ, 1991, т. 17, и. 6. с. 50.

18. V.A.Dmitriev. Liquid phase epitaxial growth of SiC and SiC-based solid solutions. Proceedings of the 1991 International Semiconductor Device Research Symposium (Charlottesville, 1991) p. 495.

19. V.A.Dmitriev, L.B.Elfimov, l.Yu.Lin'kov, Ya.V.Morozenko, I.P.Nikitina, V.E.Chelnokov, A.E.Cherenkov, and M.A.Chernov. Liquid Phase Epitaxy of SiC-AIN Solid Solutions. Springer Proceedings in Physics v. 71, eds. C.Y.Yang, M.M.Rahman, G.L.Harris (Berlin 1992) p. 101.

20. С.Н.Вайнштейн, В.А.Дмитриев, П.А.Иванов, Я.В.Морозенко, И.В.Попов,

A.М.Стрельчук, АЛ.Сыркин, В.Е.Челноков. Карбиакремниевые р-п-структуры, полученные бесконтейнерной жидкостной эпкгаксией на p-SiC-подложках. - В сб.: "Технология силовых полупроводниковых приборов". - Таллин: Валгус, 1987, с. 72.

21. М.М.Аникин, . Б.Н.Грессеров, В.А.Дмитриев, В.В.Евстропов, К.В.Киселев, И.В.Попов, А.М.Стрельчук. Неклассический термоинжекционный ток в SiC р-п-переходах. - В сб.: Тезисы докладов III Всесоюзного совещания "Физика и технология широкозонных полупроводников". Махачкала, 10 - 12 сентября 1986 г. - Махачкала, 1986, с. 64.

22. A.M.Strel'chuk, A.L.Syrkin, V.E.Chelnokov, A.E.Cherenkov and V.A.Dmitriev. The current, electroluminescence and recombination parameters of SiC p-n-structures produced by container-free liquid-phase epitaxy. - Inst. Phys. Conf. Ser. № 137, 1994, p. 549.

23. A.M.Strel'chuk, V.V.Evstropov, V.A.Dmitriev, and V.E.Cherenkov. Forward and reverse current in 6H р-п-structures grown by container-free liquid epitaxy. - Semiconductors, 1995, v. 29, N 12, p. 1136:

24. М.М.Аникин, B.AДмитриев, П.А.Иванов, A.AЛебедев, Я.В.Морозенко, И.В.Попов, АЛ.Сыркин, А.М.Стрельчук, А.В.Суворов, В.Е.Челноков. Электрические и люминесцентные свойства карбидкремниевых р-п-структур. - В сб.: Тезисы докладов 111 Всесоюзного совещания "Физика и технология широкозонных полупроводников". Махачкала, 10 - 12 сентября 1986 г. - Махачкала, 1986, с. 68.

25. В.А.Дмитрнев, П.А.Иванов, В.ИЛевин, И.В.Попов, А.М.Стрельчук, Ю.М.Таиров,

B.Ф.Цветков, В.Е.Челноков. Создание SiC эпитаксиальных р-п-структур на подложках, полученных из объемных кристаллов SiC. - Письма в ЖТФ, 1987, т. 13, в. 19, с. 1168.

26. В.АДмитрчеВ, Л.М.Коган, Я.В.Морозенко, И.В.Попов, В.С.Родкии, В.Е.Челноков. Индикаторы с синим свечением на основе карбида кремния, выращенного бесконтейнерной жидкостной эпитаксией. - Письма в ЖТФ, 1986, т. 12, в. 7, с. 385.

27. В.АДмитриев, В.Н.Макаров, Я.В.Морозенко, И.В.Попов, А.В.Суворов, В.Е.Челноков. Структуры на основе SiC для оптоэлектроннки. - В сб.: Тезисы докладов III Всесоюзного совещания "Физика и технология широкозонных полупроводников". Махачкала, 10-12 сентябрь 1986 г.- Махачкала, 1986, с. 98.

28. Б.И.Вишневская, В.А Дмитриев, ИД.Коваленко, Л.М.Коган, Я.В.Морозенко, АЛ.Сыркин, Б.В.Царенков, В.Е.Челноков. Синие SiC-бН светодиоды. - ФТП, 1988, •т. 22, п. 4, с: 664.

29. Б.И.Вишневская, В.АДмитриев, Л.М.Коган, Я.В.Морозенко, В.Е.Челпоков, А.Е.Черенков. Зеленые SiC-бН светодиоды. - Письма в ЖТФ, 1990, т. 16, в. 23, с. 56.

30. В.АДмитриев, Л.М.Коган, Я.В.Морозенко, Б.В.Царенков, В.Е.Челноков, А.Е.Черенков. Фиолетовые SiC-4H светодиоды. _ ФТП, 1989, т. 23, в. I, с. 39.

31. V.A.Dmilriev, L.M.Kogan, Ya.V.Morozenko, B.V.Tsarenkov. Silicon carbide violet light emitting diodes. //Extended abstracts of. the 176-Meeting of the Electrochemical Society,

- USA: Hollywood, 1989,p. 710.

32. В.А.Дмитриее, Л.М.Коган, Я.В.Морозенко, В.Е.Челноков,А.Е.Черенков. Светсдиод с Xmax -398 нм. - Письма в ЖТФ, 1990, т. 16, в. 21, с. 50.

33. С.Н.Вайиштенн, В.А.Дмнтрнев, АЛ.Сырыш, В.Е.Челноков. Динистор на карбиде кремния. - Письма в ЖТФ, 1987, т. 13, в. 16, с. 991.

34. V.A.Dmitriev, М.Е. Levinshtein, S.N.Vainshtein, V.E.Chelnokov. First SiC dynistor.

- Electronics Letters, 1988, v. 24, N 16, p. 1031.

35. И.М.Баранов, Н.А.Белов, В.А.Дмитриев, Н.Г.Иванова, Т.С.Кондратьева, И.П.Никитина, В.Е.Челноков, В.Ф.Шаталов, Р.Н.Эряих. Кристаллизация монокристаллических слоев карбида кремния на кремнии при температуре 1050 - 1250° С. - Письма в ЖТФ, 1989, т. 15, в. 12, с. 50.

36. И.М.Баранов, В.А.Дмитриев, И.П.Никитина, В.ЕЛелноков. Карбид кремния на кремнии в микроэлектронике. //Труды международной конференции "Микроэлектроника 90". - Минск, 1990, с. 83.

37. И.М.Баранов, В.АДмитриев, Т.С.Кондратьева, И.П.Никитина. Гетероэпитаксия 3C-SiC на Si при температуре 1100° С. - Электронная техника. Сер. Материалы, 1991, в. 8 (262), с. 42.

38. I.M.Baranov, V.A.Dmitriev, I.P.Nikitina, and T.S.Kondrateva. Growth of Cubic Silicon Carbide on Silicon Using the C2HCl3-SiH4-H2 System. Springer Proceedings in Physics, v, 71, eds. C.Y. Yang. M:M. Rahman. G.L. Harris (Springer-Verlag, Berlin 1992) p. 116.

39. V.A.Dmitriev, K.G.Irvine, and M.G.Spencer. New results on SiC heteroepitaxial CVD. //Abstracts of the Worksop on SiC Materials and Devices (Charlottesville, 1992) p. 15.

40. K.J.Irvine, M.G.Spencer, and V.A.Dmitriev. Heteropolytype growth of beta silicon carbide on alpha silicon carbide by low pressure chemical vapor deposition at 1150° .C.

- Mat. Res. Soc. Symp. Proc., 1993, v. 281, p. 793.

41. V.A.Dmitriev, K.Irvine, M.Spencer, and G.Kelner, Low resistivity (-10** О cm2) ohmic contacts to 6H silicon carbide fabricated using cubic silicon carbide contact layer. - Appl. Phys. Lett. 1994, v. 64, N 3, p. 318.

42. V.A.Dmitriev, K.G.Irvine, M.G.Spencer, and I.P.Nikitina. Heteroepitaxial growth of SiC on A1N by chemical vapor deposition. - Inst. Phys. Conf. Ser. № 137, 1994, p. 67.

43. V.A.Dmitriev, K.G.Irvine, J.A.Edmond, G.B.Bulman, C.H;Carter, Jr., A.S.Zubrilov, I.P.Nikitina, V.Nikolaev, A.I.Babanin, Yu.V.Melnik, E.V.Kalinina, VJE.Sizov. SiC-A3N alloys and wide band gap nitrides grown on SiC substrates. - Inst. Phys. Conf. Ser. N 141, eds. H.Goronkin and U.Mishra (ЮР Publishing, Bristol, 1995) p. 497.

44. V.A.Dmitriev, K.G.Irvine, K.Fekade, N.Chen and M.G.Spencer. MOCVD Growth of Aluminium Nitride and Solid Solutions of Aluminium Nitride and Silicon Carbide on

Hexagonal and Cubic Silicon Carbide Substrates. //1992 Electronic Materials Conference, Technical Program with Abstracts' (Cambridge, 1992) p. 41.

45. IJenkins, K.G.Irvine, M.G.Spencer, V.Dmitriev and N.Chen. Growth of Solid Solutions of Aluminium Nitride and Silicon Carbide by Metalorganic Chemical Vapor Deposition. //Abstracts of the Worltsop on SiC Materials and Devices (Charlottesville, 1992) p. 14.

46. I.Jenkins, K.G!rvine, M.G.Spencer, V.Dmitriev and N.Chen. Growth of Solid Solution of Aluminum Nitride and Silicon Carbide by Metalorganic Chemical Vapor Deposition,

- J. Cryst. Growth, 1993, v. 128, p. 375.

47. K.Wongchotingul, M.G.Spencer, N.Chen, D.Zhang, K.Fekade, A.Gomez, C.Thomas, V.Dmitriev, and K.Irvine. Growth of solid solutions of aluminium nitride and silicon carbide in low-pressure vertical reactor MOCVD. - Inst. Phys. Conf. Ser. № 137, 1994, p. 397.

48. V.A.Dmitriev, K.Irvine, J.A.Edmond and C.H.Carter, Jr. Wide Band Gap Nitrides and SiC-A3N Alloys Grown on SiC Substrates. //Technical Program with Abstracts of the 36th Electronic Materials Conference (Boulder 1994) p. A21.

49. V.Dmitriev, Kirvine, J.Edmond, A.Sitnikova, Yu.Musikhin, N.Bert, A.Zubrikov, V.Nikolaev, l.Nikitina, Yu.Melnik, A.Babanin, and A.Tsaregorodtsev. Growth and characterization of GaN layers on SiC substrates. //Collected Abstracts of the Eleventh International Conference on Crystal Growth, Netherlands, 1995, p. 135.

50. I.P.Nikitina and V.A.Dmitriev. X-Ray differential diffractometry applied to GaN grown on SiC. - Inst. Phys. Conf. Ser. №141, eds. H.Goronkin and U.Mishra (IOP Publishing, Bristol, 1995) p. 431.

51. A.S.Zubrilov, V.I.Nikolaev, D.V.Tsvetkov, V.A.Dmitriev, K.G.Irvine, J.A.Edmond, and C.H.Carter, Jr. Spontaneous and stimulated emission from photopumped GaN grown on SiC.

- Appl. Phys. Lett. 1995, v. 67, N 4, p. 521.

52. V.Yu.Davydov, I.N.Goncharuk, I.P.Nikitina, G.G.Zegrya and V.A.Dmitriev. Characterization of GaN films on SiC by Raman scattering. //Abstracts of MRS 1995 Fall Meeting, November 1995, Boston, p. 24.

53. V.A.Dmitriev, K.G.Irvine, C.H.Carter, Jr., N.I.Kuznetsov. Electric breakdown in nitride p-n-junctions. //Abstracts of MRS 1995 Fall Meeting, November 1995, Boston, p. 41.

54. A.S.Zubrilov, V.I.Nikolaev, D.V.Tsvetkov, V.A.Soloviev and V.A.Dmitriev. Edge Electroluminescence of GaN-based pn Structures Grown on 6H-SiC. In: Technical Digest of the Int. Conf. on Silicon Carbide and Related Materials. - Kyoto, 1995, p. 237.

55. V.A.Dmitriev, K.G.Irvine, J.A.Edmond, C.H.Carter Jr., N.I.Kuznetsov, A.S.Zubrilov, E.V.Kalinina, D.V.Tsvetkov. Nitride pn junctions Grown on SiC substrates. In: Technical

. Digest of the Int. Conf. on Silicon Carbide and Related Materials. - Kyoto, 1995, p. 266.

56. V.A.Dmitriev, and N.I.Kuznetsov, Current Flow Mechanisms in GaN and AlGaN p-i-n Structures. In: Technical Digest of the Int. Conf. on Silicon Carbide and Related Materials. - Kyoto, 1995, p. 272.

57. В.И.Николаев, А.С.Зубрилов, В.А Дмитрнев. Эпитажсиальные структуры нитридов третьей группы на подложках карбида кремния. //Тезисы докладов Международного семинара "Полупроводниковый карбид кремния и приборы на его основе". - Новгород, 1995, с. 24. -

58. V.A.Dmitriev, K.Irvine, C.H.Carter, Jr.. A.S.ZubriIov, and D.V.Tsvetkov. AlGaN pn junctions. - Appl. Phys. Lett. 1995, v. 67, N I, p. 115.

59. J.A.Edmond, K.Irvine, G.Bulman, H.Kong, A.Suvorov and V. Dmitriev. Recent Development in SiC-Based Visible Emitters. In: Conference Proceedings of the IEEE Laser and Electro-Optics Society 1994 7th Annual Meeting, v. 1 (Boston 1994) p. 327.

60. J.Edmond, H.Kong, M.Leonard, V.Dnntriev, K.Irvine and G.Bulman. GaN:SiC-Based Blue LEDs. //Abstracts of the Topical Workshop on III - V Nitrides. - Nagoya, 1995, p. А-Э.

61. G.E.Bulman, J.A.Edmond, H.S.Knng, M.Leonard, V.A.Dmitriev, K.G.Irvine, V.I.Nikolaev, A.S.ZubriIov, D.V.Tsvetkov. Recent Progress in GaN/SiC LEDs and Photopumped Laser. In: Proceedings of the IEEE Lasers and Electro-Optics Society 1995 Annual Meeting. - San Francisco, 1995, p. 100.

62. В.А.Дмитриев, П.А.Иванов, В.Е.Челноков. Карбид кремния. Состояние и перспективы. - Электронная промышленность, 1991, в. 5, с. 19.

63. В.А.Дмитриев, В.Е.Челноков. Твердотельная SiC электроника: состояние, проблемы, Тезисы докладов I Всесоюзной конференции по физическим основам твердотельной электроники. - Ленинград, 1989, т. В, с. 66.

64. V.A.Dmitriev, P.A.Ivanov, Ya.V.Morozenko, V.E.Chelnokov, and A.E.Cherenkov. Silicon carbide devices for active electronics and optoelectronics. In: The Proceedings of the First International Conference on the Applications of Diamond Films and Related Materials, Auburn, Alabama, U.S.A., August 17-22. 1991, p. 769.

65. В.А.Дмитриев, Л.М.Коган, В.Е.Челноков. Синие и фиолетовые SiC светодиоды. /ЛГезисы докладов I Всесоюзной конференции по физическим основам твердотельной электроники.-Ленинград, 1989, т. В, с. 69.

66. V.A.Dmitriev, Ya.V.Morozenko, B.V.Tsarenkov, and V.E.Chelnokov. Silicon carbide blue and violet light-emitting diodes. - Displays, 1992, v. 13, N 2, p. 97.

67. В.А.Дмитриев, Я.В.Морозенко, И.В.Попов, А.В.Суворов, АЛ.Сыркин, В.Е.Челноков. Трехцветный сине-зелено-красный индикатор/сформированный на одном монокристалле. - Письма в ЖТФ, 1986, т. 12, в. 9, с. 541.

68. В.А.Дмитриев, П.А.Иванов, Н.Д.Ильинская, АЛ.Сыркин, Б.В.Царенков, В.Е.Челноков, А.Е.Черенков. Высокотемпературный палевой транзистор с затвором в виде р-п-перехода. - Письма в ЖТФ, 1988, т. 14, с. 289.

69. В.АДмитриев, П.А.Иванов, В.Е.Челноков, А.Е.Черенков. Нормально закрытый SiC(6H) полевой транзистор с р-п-затвором. - Письма в ЖТФ, 1991, т. 17, в. 4, с. 1.

70. В.А.Дмитриев, И.ЮЛиньков, Я.В.Морозенко, В.Е.Челноков. Высокотемпературный синий светодиод. - Письма в ЖТФ, 1992, т. 18, в. 3, с. 19.

71. K.V.Vassilevski., V.A.Dmitriev and A.V.Zorenko. Silicon carbide diode operating at avalanche breakdown current density of 60 kA/cm2. - J. Appl. Phys. 1993, v. 74, N 12, p. 7612.

72. V.E.Chelnokov, K.V.Vassilevski., V.A.Dmitriev. Wide band gap electronic devices. - In: NATO ASI Series, Wide Band Gap Electronic Materials, eds. M.A.Prelas, P.Gielisse, G.Popovici, B.V.Spitsin and T.Stacy (Kluwer Academic Publishers 1995) p. 453.

73. В.АЛмитриев, П.А.Иванов, И.В.Попов, А.М.Стрельчук, АЛ.Сыркин, В.Е.Челноков. Ограничение напряжения с помощью карбидкремниевых р-п-структур. - Письма в ЖТФ, 1986, т. 12, в. 9. с. 541.

74. М.М.Аникин, В.АДмигриев, П.А.Иванов, А.АЛебедев, Я.В.Морозенко, И.В.Попов,

A.М.Стрельчук, А.В.Суворов, АЛ.Сыркин, В.Е.Челноков. Р-п-структуры на основе карбида кремния для высокотемпературной электроники. - В сб.: Тезисы докладов III Всесоюзного совещания "Физика и технология широкозонных полупроводников". Махачкала, 10 - 12 сентября 1986 г. - Махачкала, 1986, с. 97.

75. J.Edmond, H.Kong, V.Dmitriev, G.Bulman and C.Carter, Jr. Blue/UV emitters from SiC and its alloys. - Inst. Phys. Conf. Ser. № 137, 1994, p. 515.

СПИСОК ЦИТИРОВАННОЙ ЛИТЕРАТУРЫ

1*. А.О.Константинов, Д.ПЛитвин, В.И.Санкин. - Письма в ЖТФ, 1981, т. '7, в. 21, .с. 1335.

2*. М.М.Аникин, А.АЛебедев, В.Е.Севастьянов, АЛ.Сыркин, А Л.Суворов,

B.Е.Челноков, Г.П.Шпынев. - Письма в ЖТФ, 1984, т. 10, в. 17, с. 1053.

3*. L.Hoffmann, D.Ziegler, D.Theis, and C.Wegrich. - J. Appl. Phys., 1982, v. 53, p. 6962. 4*. E.Pettenpaul, W. von Munch and G.Ziegler. - Inst. Phys. Conf. Ser. №53. 1980, p. 21. 5*. Карбид кремния, ред. Г.Хениш и Р.Рой, - Москва, Мир, 1972. 6*. I.Akasaki, K-Hiramatsu, and H.Amano.- Memoirs of the Faculty of Engineering, 1991, v. 43 (Nagoya University 1991) p. 147.

7*. S.Strite and H.Morkoc. - J. Vac. Sci. Technol., 1992, v. BIO, N 4, p. 1237.

8*. H.M.Manasevit, F.M.Erdmann, and W.I.Simpson. - J. Electrochem. Soc., 1991, v. 118,

p. 1864.

9*. T.Sasaki and T.Matsuoka.- J. Appl. Phys., 1988, v. 64, N 9, p. 4531. 10* Yu.M.Tairov, V.F.Tsvetkov. - J. Cryst. Growth, 1987, v. 46, N 3, p. 403. 11*. A.E.Nikolaev, V.A.Ivantsov, S.V.Rendakova, M.M.Blashenkov and V.A.Dmitriev. //Collected Abstracts of the Eleventh Int. Conf. on Crystal Growth, Netherlands, 1995, p. 137. 12*. А.А.Фогель. Индукционный метод удержания жидких металлов во взвешенном состоянии,-Л.: Машиностроение, 1979, 102 с.

13*. R.W.Brander and R.P.Sutton. - Brit. J. Appl. Phys., 1969, v. 2, p. 309. ' 14*. W.Munch and W.Kurzinger. - Solid State Electron., 1978, v. 21, p. 1129. 15*. J.A.Lely. - Ber. Deutsch. Keram. Ges,. 1955, v. 32, p. 229.

16*. В.М.Андреев, Л.МДодгинов, Д.Н.Третмков. Жидкостная эпитаксия в технологии полупроводниковых приборов. - Москва, Советское Радио, 1975, 326 с. 17*. I.B.Cutler, P.D.Viller, W.Rafaniello. H.K.Park. D.P.Thompson, K.H.Jack. - Nature, 1978, v. 275, N 5679, p. 434.

18*. R.F.Rutz. United States Patent, N 4382837, May 10, 1983.

19*. A.ZangvU. R.Ruh. - J. Am. Ceram. Soc., 1988. v. 71. N 10, p. 884.

20*. C.Sah, R.Noyce, W.Shockley. - Proc. IRE, 1957, v. 45, N 9. p. 1228.

21*. В.В.Евстропов, К.В.Киселев, ИЛ.Петрович, Б.В.Царенхов. - ФТП, 1984, т. 18,

в. 10, с. 1852.

22*. Ю.А.ВоДаков, Д.ПЛигвин, В.И.Санкин, Е.Н.Мохов, АДРоенков. - ФТП, 1985, т. 19. с. 814. ■

23*. S.Nishino, i.A.PoweII, H.A.Well. - Appi. Phys. Lett,, 1983. v. 42, N 5, p. 460. 24*. A.S.Zubrilov. - Inst. Phys. Conf. Ser. N 137, eds. M.G.Spencer. R.P.Devaty, J.A.Edmond, M.A.Khan, R.Kaplan and M.Rahman (Inst, of Phys. Publishing, Bristol, 1994) p. 329.

25*. K.G.Irvine, IJenkins, W.Givens, M.G.Spencer, and M.Aluko. - Mat» Sci. and Eng., 1992, v. BII, p. 93.

26*. R.F.Rutz and J.J.Cuomo. In: Proc.3rd Int. Conf. on Silicon Carbide. Ed. R.C. Marshall, J.W. Fast, Jr., C.E.Ryan (Columbia: University of South Carolina Press, 1973) p. 72. 27*. В.ВЛучинин, Ю.М.Таиров. - Письма в ЖТФ, 1984, т. 10, с. 873. 28*. L.B.Rowland, R.S.Kern, S.Tanaka, and R.F.Davis. - Appl. Phys. Lett., 1993, v. 62, p.3333.

29*. Г.ИДистлер, -В кн.; Рост кристаллов, T.ll. - Ереван, 1975, c. 47.

30*. B.S.Sywe, ZJ.Yu.S.Burckhard, and I.H.Edgar. - J. Electrochero. Soc., 1994, v, 141, N2

p. 510. '

31*. Д.У.Шоу. - В кн.: Рост кристаллов. Теория роста и методы выращивания кристаллов, т11, ред. К.Гудман. - Москва 1977, с. II..

32*. Ш.А.Нурмагомедов, А.Н.Пихтин, В.Н.Разбегаев, Г.К.Сафаралиев, Ю.М.Таиров, В.Ф.Цветков. - Письма в ЖТФ, 1986, т. 12, с. 1043.

33*. S.D.Lester. F.A.Ponce, M.G.Craford and D.A.Steigerwald. - Appl. Phys. Lett., 1995, v. 66, N 10, p. 1249.

34*. T.Kozawa. T.Kachi, H.Khano, Y.Taga, and M.Hashimoto. - J. Appl. Phys.. 1994, v. 75, p. 1098.

35*. S.Nakamura, M.Senoh, and T.Mukai. - Jpn. J. Appl. Phys., 1991, v. 30, p. L1708. 36*. J.A.Edmond, J.W Palmour and C.H.Carter, Jr. In: Proceedings of the 1991 Int. Semiconductor Device Research Symposium, December 4-6, 1991, - Charlottesville, 1991, p. 487.