Полупроводниковые квантово-размерные гетероструктуры на основе широкозонных соединений A2 B6 тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.10 ВАК РФ

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

На правах рукописи

ИВАНОВ Сергей Викторович

УДК 621.315.592

Полупроводниковые квантово-размерные гетероструктуры на основе широкозонных соединений А2В6 (основы технологии получения методом молекулярно-пучковой эпитаксии и исследование свойств)

специальность 01.04.10 - физика полупроводпиков и диэлектриков

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

Санкт-Петербург

2000

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

Официальные оппоненты:

доктор физико-математических наук,

профессор Мильвидский М.Г.

доктор физико-математических наук,

профессор Пермогоров С.А.

доктор физико-математических наук,

профессор Воробьев JI.E.

Ведущая организация - Физический институт Академии наук им. П.Н. Лебедева Москва.

Защита состоится lWPtf-Л_2000 г. в час. на зас

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

Отзывы о диссертации в двух экземплярах, заверенные печатью, проси направлять по вышеуказанному адресу ученому секретарю специализированно! совета.

Диссертация разослана " J/(№> 2000 г.

Ученый секретарь специализированного совета доктор физико-математических наук

Сорокин Л.М.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

АКТУАЛЬНОСТЬ ПРОБЛЕМЫ. Развитие физики и технологии квантово-размерных (КР) гетероструктур на основе широкозонных полупроводниковых со-гдинении А2Вб является яркой демонстрацией эффективности взаимовлияния фундаментальных и прикладных исследований в современной науке. Экспериментальная демонстрация в 1991 г. стимулированного излучения (77К) в сине-зеленой области спектра при инжекционной накачке диодов с напряженными Zn(S,Se)/(Zn,Cd)Se квантовыми ямами (КЯ) [1*], ставшая возможной благодаря: 1) фундаментальным исследованиям оптических свойств объемных материалов на основе ZnSe в 70 - 80-х годах [2*], 2) наличию современной технологической базы, в частности метода молекулярно-пучковой эпитаксии (МПЭ) [3*], активно используемого к тому времени для синтеза гетероструктур соединений А3В5, и наконец, 3) открытию способа р-легирования ZnSe при МПЭ, основанного на применении плазменных источников возбужденного азота [4*], - вызвала мощный виток фундаментальных и технологических исследований, приведший уже в середине 1993 г. к созданию первого лазерного диода, работающего в непрерывном режиме при комнатной температуре (корпорация Сони, Япония). Возможность перекрытия всего сине-зеленого спектрального диапазона (460-550 нм) с помощью полупроводниковых гетероструктур на основе ZnSe имеет огромный практический интерес для оптоэлектронных применений, в частности дня реализации систем проекционного лазерного телевидения, систем оптической обработки информации с плотностью записи, на порядок превосходящей действующие системы на базе ИК лазеров, устройств высокоразрешающей цветной печати и др.

Следует отметить, что для динамично развиваемых в последнее время гетероструктур А3-нитридов [5*], основных конкурентов ZnSe в сфере оптоэлектронных применений, по-прежнему проблематично получение стимулированного излучения в сине-зеленом спектральном диапазоне из-за принципиальных трудностей формирования малодефектных (In,Ga)N КЯ с большим содержанием In. К тому же, полимерные материалы, из которых изготавливаются лазерные компакт-диски, оказываются чрезвычайно нестойкими к фиолетовому и УФ излучению нитридных лазеров.

В свою очередь, дальнейший прогресс в области приборных приложений КР гетероструктур А2Вб, характеризующихся большой энергией связи экситона (превышающей энергию возбуждения оптического фонона — £L0—31.5 мэВ в ZnSe) и большой величиной критической концентрации экситонов, соответствующей переходу Мотга, невозможен без детального исследования механизмов участия эк-ситопных состояний в процессах стимулированного излучения вплоть до комнатной температуры [6*]. Другая характерная особенность рассматриваемых структур связана со значительным рассогласованием кристаллических решеток материалов КЯ и барьеров (в пределе для ZnSe/CdSc и ZnSe/ZnTe Да/а~7%), обуславливающим сильные напряжения в слоях, что приводит к кардинальной перестройке энергетических зон исходных материалов, а также к малости толщин

псевдоморфных бездефектных слоев. Большие эффективные массы электронов и особенно дырок в данной системе материалов, и как следствие, малый Боровский радиус экситона (~5 нм в ZnSe), накладывают достаточно жесткие ограничения на максимальные толщины КЯ или латеральные размеры (Е){) 0-мерных квантовых объектов (например, квантовых точек (КТ)) в случае их формирования, а также на толщины туннельно-прозрачных широкозонных барьеров в коротко-периодных сверхрешетках (СР).

Таким образом, конструирование гетероструктур с заданными электронными и оптическими свойствами требует получения структурно-совершенных эпитак-сиальных пленок твердых растворов заданного химического состава (с точностью до 1-2%) и толщины (с точностью до одного моноатомного слоя), что в условиях высоких давлений паров элементов П-й и особенно У1-Й группы при низких температурах, а также необходимости использовать подложки ваАБ с существенно меньшим коэффициентом термического расширения и меньшей степенью ионно-сти ковалентной связи предполагает проведение детальных исследований физико-химических процессов при синтезе таких структур. С другой стороны, достижение высокого уровня понимания физических процессов в синтезированных структурах и создание методик, связывающих фундаментальные свойства структур с параметрами самих структур и параметрами технологического процесса, позволит оптимизировать технологические режимы и модернизировать или создавать принципиально новые конструкции структур для научных целей и приборных применений.

К моменту начала диссертационной работы (конец 1993 г.), несмотря на довольно бурное развитие данной области исследований в мире, существовало множество "белых пятен" в решении этого комплекса взаимосвязанных проблем: отсутствовали понимание механизмов роста и азотного легирования при МПЭ ^п,Г^,Сс!)(8,8с), а также согласованные модели роста бинарных, тройных и четверных соединений, способные обеспечить необходимую точность управления составом, скоростью роста и стехиометрией эпитаксиальных пленок; имевшиеся теоретические оценки и экспериментально измеренные значения таких параметров, как величины разрывов зон на гетерограницах тройных и четверных твердых растворов 2пСс1Бе/2пМ£88е, показатели преломления, критические толщины псевдоморфных слоев имели точность порядка 30-50%; данные о природе стимулированного излучения при инжекционной накачке фактически отсутствовали; причины быстрой деградации лазеров А2В6 не были исследованы; эффекты самоорганизации при МПЭ росте Сс18е/2п8е структур не исследовались и такие структуры не использовались при создании оптоэлектронных приборов; халькогениды Ве не выращивались МПЭ и не использовались в полупроводниковых лазерах.

В нашей стране технология МПЭ квантово-размерных гетероструктур широкозонных соединений А2В6 отсутствовала, а их фундаментальные и прикладные исследования практически не проводились, хотя исследования объемных материалов в системе 7пСс18е [2*] и /.п.ЧЯе [7*], в том числе и выращенных на ОаЛБ,

ний в системе (Ве,Г1^,2п,Сс1)(8,8е), находящееся в хорошем количественно, согласии с экспериментальными данными.

• Впервые с помощью разработанных ВЧ активаторов молекулярного азота экс периментально доказана доминирующая роль возбужденных молекул N2 в об разовании электрически стабильного мелкого азотного акцептора N50 и выяв лена взаимосвязь параметров активатора азота и свойств легированных слое]

гпБе^.

• Впервые для МПЭ роста гетероструктур полупроводников А2В6 использован; концепция компенсации разно-полярных напряжений в многослойных КР ге тероструктурах.

• Впервые в А2В6 гетероструктурах с КЯ и СР проведены детальные исследова ния ряда физических эффектов, обусловленных особенностями релаксации локализации, рекомбинации и транспорта носителей заряда в структурах с большой энергией связи экситона, и дана их интерпретация.

• Впервые исследованы особенности роста методами МПЭ и эпитаксией с но вышешюй миграцией атомов (ЭПМ) одиночных Сс^е/ТлБе ДМС и СР на и; основе в диапазоне подкритических толщин Сс18е (<3 монослоев (МС)). Де тально прослежена эволюция их морфологических, оптических и транспорт ных свойств.

• Разработан и экспериментально опробован для широкозонных соединенш А2В6 ряд методик структурной, оптической и электрической характеризации применимых как к одиночным пленкам, так и структурам лазерных диодов.

• Получены первые в мире непрерывные при ЗООК ВеМ^п8е/Ве2п8е/Сс18е ла зерные диоды, содержащие СР волновод и одиночную 2.6 МС СёБе ДМС об ласть рекомбинации, трансформирующуюся в плотный массив самооргаин зующихся 7пСс18е наноостровков - квантовых дисков, обогащенных Сс1.

НА ЗАЩИТУ ВЫНОСЯТСЯ

1. Физико-химические основы технологии МПЭ КР гетероструктур широкозои ных соединений А2В6, разработанные в результате экспериментальных и тео ретических исследований процессов роста, легирования, дефектообразования ) самоорганизации.

2. Результаты экспериментальных и теоретических исследований энергетичсско го спектра носителей заряда, механизмов транспорта носителей вдоль оси рос та и роли экситонных состояний в процессах стимулированного излучения КЯ и СР на основе систем материалов (М§,Хп,С(1)(8,Бе,Те) 1 (Ве,Мв,гп,Сс1)(8е,Те).

3. Результаты экспериментальных исследований структурных и оптически: свойств Сс18с/2п8е низкоразмерных наноструктур, самоорганизованно форми рующихся в процессе МПЭ роста при дробно-монослойном осаждении СсШе подкритическом диапазоне номинальных толщин (<3 МС).

4. Конструкция и технология лазерных структур на основе систем материалов ZnMgSSe и BeMgZnSe, включающих:

- коротко-периодные разнополярно-напряженные CP в качестве волновода, служащие для предотвращения распространения структурных и точечных дефектов в активную область и улучшения электронного ограничения в активной области при эффективном транспорте инжектированных носителей;

- CdSe/ZnSe ДМС наноструктуры в качестве активной области, представляющей собой плотный массив самоорганизующихся квантовых дисков, которые служат цетрами локализации и эффективной излучательной рекомбинации носителей заряда.

Материалы диссертационной работы докладывались и обсуждались на Всероссийских и международных конференциях и симпозиумах:

• 7, 8, 9 Международных конференциях по соединениям Л2В6 (Эдинбург, Великобритания, 1995 г., Гренобль, Франция, 1997 г., Киото, Япония, 1999 г.).

• 23, 24 Международных конференциях по физике полупроводников (Берлин, Германия, 1996 г., Иерусалим, Израиль, 1998 г.).

• 10 Международной конференции по молекулярно-пучковой эпитаксии (Канн, Франция, 1998 г.).

• VIII, IX Европейских симпозиумах по МПЭ (Сьерра Невада, Испания, 1995 г.; Оксфорд, Великобритания, 1997 г.).

• 1, 2 Международных симпозиумах по синим лазерам и светодиодам (Чиба, Япония, 1996 г., Кисарацу, Япония, 1998 г.).

• Международном симпозиуме по квантовым точкам, Саппоро, Япония, 1998 г.

• Международных симпозиумах "Наноструктуры: Физика и Технология (Санкт-Петербург, 1995, 1996, 1997, 1998, 1999 гг.).

• 3,4 Российской конференции по физике полупроводников (Москва, 1997 г., Новосибирск, 1999 г.)

• 22, 23, 26 Международных симпозиумах по полупроводниковым соединениям (Чечжу, Южная Корея, 1995 г., Санкт-Петербург, Россия, 1996 г., Берлин, Германия, 1999 г.).

• Весенней Европейской конференции Общества исследования материалов (MRS) (Страсбург, Франция, 1998 г.).

Публикации. Основные результаты исследований опубликованы в 53 печатных работах и 1 монографии.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, 5 глав, заключения и списка цитируемой литературы, включающего 2Qk наименований. Общий объем диссертации составляет 295 страниц, включая 197 страниц текста, 12 9 рисунка и 1 '2. таблиц.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении указаны предпосылки и основные причины бурного развития в 90-х годах физики и технологии широкозошшх соединений как базовых материалов светоизлучагощих квантово-размерных гетероструктур для сине-зеленого спектрального диапазона. Кратко изложены основные отличительные особенности этих материалов и сформулирован круг проблем, требовавших решения. Обоснована актуальность направления исследований, сформулирована цель работы, изложены основные положения, выносимые на защиту, научная новизна и практическая значимость работы.

Первая глава представляет собой обзор текущего состояния исследований в мире по основным проблемам, поднимаемым в диссертации, и дает общую характеристику систем широкозонных полупроводниковых материалов А2В6 и KP гетероструктур на их основе с точки зрения их физико-химических, кристаллографических, электронных и оптических свойств.

В §1.1 рассматривается соотношение между кинетическим и термодинамическим подходами к описанию физико-химических процессов при МПЭ росте вообще, интенсивно дискутировавшееся в 80-х - начале 90-х годов [8*, 9*], и, в частности, применительно к соединениям на основе ZnSe [10*, 11*]. В последнем случае, в отличие от МПЭ соединений А3В5, применение кинетического подхода представляется более обосновашшм, так как эпитаксия проводится при температурах много ниже температур заметной термической диссоциации соединений, т. с. вдали от квази-равновесия. Однако, построение согласованной кинетической модели роста бинарного соединения -ZnSe [10*]- требует рассмотрения как минимум четырех процессов адсорбции и десорбции атомов между тремя состояниями (свободное, физадсорбированное, хемисорбированное), характеризующихся шестью подгоночными параметрами, имеющими достаточно сложную связь с основными параметрами МПЭ роста (температурой подложки Т„, скоростью роста и отношением потоков VI/II). Проблематична также трактовка самого понятия "отношение VI/I1", как отношения абсолютных интенсивностей падающих потоков, имеющего мало общего с реальной стехиометрической ситуацией на поверхности роста. Несмотря на широкие возможности кинетических моделей для детального изучения процессов происходящих на поверхности, в том числе и нестационарных, они недостаточно эффективны при описании МПЭ твердых растворов.

С другой стороны, термодинамическая модель МПЭ роста соединений А3В5, разработанная ранее с непосредственным участием автора [12*, 13*, 1], основными равновесными параметрами системы в которой являются Т„ и эффективные давления, соответствующие потокам молекул и атомов взаимодействующих элементов от поверхности роста, оказалась чрезвычайно эффективной для описания целого класса эффектов, связанных с сегрегацией элементов III группы и легирующих примесей при МПЭ твердых растворов А3В5 и с влиянием упругих напряжений на процесс МПЭ роста бинарных соединений, сильно рассогласоваи-

ных по параметру решетки с подложкой. Эта модель и была положена в основу теоретического описания МПЭ соединений и твердых растворов в системе (Ве,М§,2п,Сс1)(8,8е), развиваемого в данной работе. За исключением одной попытки чисто термодинамического рассмотрения МПЭ роста соединений 2п(8е,Те) [11*], процессы роста твердых растворов широкозонных соединений А2В6 ранее не анализировались в рамках единой теоретической модели, и целенаправленных экспериментальных исследований ростовых закономерностей практически не проводилось.

В §1.2 дана краткая характеристика структурных свойств широкозонных соединений А2В6, исследуемых в работе, для выращивания которых обычно используются подложки ваАз, имеющие сравнительно небольшое рассогласование параметров решетки с ZnSe - Да/а=2.6х 10"3. Однако в силу большей степени ионности кова-лентной связи, соединения на основе 2пБе характеризуются менее прочной кристаллической решеткой и имеют меньшую пороговую энергию образования точечных и протяженных дефектов. Заметная разница в коэффициентах термического расширения приводит к ~1.85х10"3 вариации Аа/а при изменении Тп от комнатной до типичной ростовой ~300°С, что необходимо учитывать при конструировании профиля напряжений в гетерострук-турах. Обе исследуемые системы материалов: ZnMgSSe [14*] и ВеМ^пБе [15*], а также дополняющие их материалы для р-контактов (7пТе и ВеТе) и более узкозонные твердые растворы 2пСс1Бе, используемые обычно в качестве материала КЯ, представлены на рис. 1 в виде зависимости ширины запрещенной зоны Ег от а при ЗООК и характеризуются сильным рассогласованием параметров решетки с ваАв при сравнительно небольших колебаниях состава тройных и четверных твердых растворов. Интерес к халькогенидам Ве вызван тем, что они обладают значительно большей степенью ковалентности связи по сравнению с ZnMgSSe, что приводит к существенному упрочнению кристаллической решетки.

Здесь же рассмотрены физико-химические аспекты гетероэпитаксии 2п8е/ОаАз, дана характеристика основных типов структурных дефектов в этих материалах (дислокаций, дефектов упаковки (ДУ)) и методов снижения их плотности, существовавших к началу работы.

§1.3 посвящен специфике дырочного легирования широкозонных полупроводниковых соединений на основе 2п8е, представляющего собой основную проблему при создании электрически-стабильных инжекционных приборов. Среди всех элементов I и V групп, способных формировать однократно заряженные эк-

са б.

п

а 5.

X

8 5. ■§ *

х

Я 4

и .э. о.

§ 3.1

гя

3 2 &2. ¡¡1 1

»1 нь ;

\ N !

Ч - ¿5; 3

Ч \ / Г

X 1 \ ! /

ч N ТЙЯ $ /

/ >

1 - 1. ■

'•г

к

Рис. 1

5.2 5.3 5.4 5.5 5.6 5.7 5.8 5.9 6.0 6.1 6.2

Параметр решетки а, А

цепторные уровни в материалах А2В6, наилучшие результаты были получены с использованием плазмешю-активированного азота [4*], необходимость активации которого вызвана нюкой химической активностью N2 в основном состоянии (£¿¡3=9.9 эВ). Наличие двух типов активированных частиц: диссоциированных атомов N и электронно- возбужденных молекул Ы2 - предполагает различные механизмы их взаимодействия с поверхностью ZnSe, более селективный в случае N2*, когда диссоциация происходит только на атоме Ъп [16*]. Хотя максимально достигнутая концентрация акцепторов /Ыл-Но/тах составляет (1-2)х1018 см"3, вопрос об оптимальном состоянии азота, обеспечивающем образование стабильной акцепторной примеси >15с (£а=111 мэВ), до сих пор открыт, причем большинство исследователей считает главной компонентой более активный атомарный N. Состав и интенсивность активированного пучка азота зависят от типа используемого активатора, среди которых наиболее распространены активаторы с высокочастотным (13.56 МГц) индуктивным (ВЧИ) разрядом и сверхвысокочастотные (2.45 ГГц) с электронным циклотронным резонансом (ЭЦР). Основные типы активаторов классифицируются по давлению в разряде (Р^), средней энергии (£с) и концентрации (ие) электронов в разряде, которые и определяют кинетику процессов возбуждения и диссоциации молекул N2. Минимальная Ее и максимальная пс, характерные для ВЧИ-разряда, обеспечивают максимальное отношение в

выходном потоке. Однако, максимально достижимый стационарный уровень /ЫА-N1)/ в гпБе практически не зависит от типа используемых активаторов

Также рассмотрены теоретические модели и экспериментальные исследования (ФЛ, масс-спектрометрия и т.д.) процессов компенсации и самокомпенсации ^с-акцепторов в 2п8е:Ы, за счет образования собственных (У$е. 2п;) и примесных дефектов (И,), а также ассоциативных дефектных комплексов, среди которых наиболее важными считаются вакансионный (Кзс^п-Узс) [17*] и расщепленный междоузелышй (К5е-Н) [18*], формирующие глубокий и мелкий донорные уровни, соответственно. Несмотря на довольно полную атрибутацию большинства линий в низкотемпературных спектрах ФЛ различным мелким и глубоким центрам и выявление наиболее вероятных дефектов в слоях 2п8е:К, остаются практически неизученными влияние интенсивности и состава пучка активированного азота на характеристики легирования и вопросы электрической стабильности р-легирования в их взаимосвязи с типом присутствующих дефектов.

В §1.4 представлен краткий обзор проблем, дискутирующихся в настоящее время и имеющих отношение к специфическим особенностям оптических и транспортных свойств гетероструктур широкозонных соединений А2В6. Эти проблемы, определяемые прежде всего большой энергией связи экситона, способной быть как меньше, так и больше энергии оптического фонона в гпБе в зависимости от толщины КЯ или размерности квантового объекта, большой силой осциллятора экситона, большой эффективной массой дырок, затрудняющей эффективный транспорт экситонов в КР структурах и т.д., и послужили отправной точкой для исследований участия локализованных экситонов в механизме оптическо-

го усиления в широком диапазоне температур, вплоть до комнатной [6*]; роли эк-ситонов в процессе лазерной генерации в зависимости от конструкции активной области; влиянии параметров и остаточных напряжений в ZnTe/ZnSe резонансно-туннельных структурах на характеристики р-контакта. Некоторые из этих проблем поднимаются в диссертационной работе.

В §1.5 представлен краткий исторический обзор развития исследований гете-роструктур CdSe/ZnSe [19*], характеризующихся большим рассогласованием параметров решетки (Аа/а~7%) и, как следствие, малой критической толщиной CdSc (Лр~3 МС), а также широким диапазоном длин волн излучения (460-550 нм), перекрываемым вариацией толщины CdSe (w) в пределах нескольких МС. Начавшись как исследования двумерных (2D) гетероструктур с КЯ и CP с целым числом МС CdSe, далее, иод влиянием первых результатов получения самоорганизующихся в процессе МПЭ InAs КТ в GaAs [20*], они трансформировались в исследования эффектов самоорганизации CdSe КТ в ZnSe матрице непосредственно в процессе МПЭ. Несмотря па общую схожесть, целый ряд существенных различий систем InAs/GaAs и CdSe/ZnSe, таких как различные упругие характеристики, приблизительно в 2 раза большая /кр в случае А2В6, а также малый Боровский радиус экси-тона в CdSe (ао=5 нм), сделали задачу получения CdSe КТ более сложной. Невозможность использования ростовой моды Странского-Крастанова, приводящей к образованию больших (£>L»a0) релаксировавших островков с низкой интенсивностью ФЛ, противоречивые результаты исследований атомно-силовой микроскопии (АСМ) неприкрытых слоев CdSe, привели к смещению фокуса исследований в подкритический и, даже, суб-монослойный диапазоны толщин w с упором на оптические методики и просвечивающую электронную микроскопию (ПЭМ). Обнаружение методом ПЭМ CdSe наноостровков (при w~3 МС) с бимодальным распределением DL (<10 нм и 20-50 нм) и плотностью Ю9-Ю10 см"2, с одной стороны, а также монотонного сужения линии ФЛ при уменьшении w вплоть до 0.25 МС [21*], интерпретированного в терминах тонкой однородной ZnCdSe КЯ, с другой, требовало проведения детальных исследований эволюции морфологии CdSe/ZnSe наноструктур во взаимосвязи с их оптическими свойствами во всем диапазоне и<3 МС с целью выяснения возможности самоорганизованного формирования CdSe КТ.

§1.6 представляет состояние дел в области создания сине-зеленых инжекцион-ных лазеров на основе широкозонных соединений А2Вб от момента начала работы (1993 г.) до настоящего времени, затрагивает основные проблемы и предлагаемые пути их решения. В 1993 г. в двух ipynnax Японии (Sony Со.) и США (ЗМ Со.) уже были созданы первые непрерывные (при 300 К) лазеры на основе псевдо-морфной ZnMgSSe/ZnSSe/ZnCdSe двойной гетероструктуры с раздельным ограничением (ДГС РО) [22*]. Их малое время жизни (минуты) было обусловлено "быстрой" деградацией на протяженных структурных дефектах (ДУ) как существующих, так и развивающихся в процессе работы лазера. Пять лет исследований, направленных на снижение плотности ДУ, оптимизацию р-контактной области

(введение ZnSe/ZnTe CP) и условий роста (отношения VI/II) активной области -ZnCdSe КЯ, - привели к увеличению времени непрерывной работы до 400 часов [23*]. При этом конструкция активной области лазерной структуры не претерпела существенных изменений. В настоящее время прогресс в увеличении времени жизни существенно замедлился, и в качестве доминирующего механизма "медленной" деградации выдвигается [24*] безызлучательная рекомбинация на дефектах (точечных и протяженных), вызывающая их умножение и развитие вследствие низкой энергии активации дефектообразования, характерной для большинства широкозонных соединений А2В6. Предполагается, что большинство точечных дефектов поступают в активную область, диффундируя из р-легированных компенсированных областей ZnSSe волновода и верхнего эмиттера ZnMgSSe [25*]. В качестве возможных путей решения проблемы выдвигаются: снижение порогового тока, упрочнение материала, используя халькогениды Be, снижение встроенных напряжений и концентрации структурных дефектов в р-контактной ZnSe/ZnTe структуре.

Вторая глава посвящена теоретической и экспериментальной разработке основ технологии МПЭ соединений в системе (Be,Mg,Zn,Cd)(S,Se).

В §2.1 изложены основные технические аспекты реализации технологического процесса МПЭ квантово-размерных гетероструктур соединений А2В6 и описаны основные методики исследования их морфологии, структурных, оптических и электрических свойств. В ходе выполнения работы (§2.1.1) использовались трсх-камерные сверхвысоковакуумные (предельный вакуум <Ю'10 Тор) установки МПЭ как отечественного (ЭП-1203), так и зарубежного (RIBER 32Р, RIBER 2300) производства. В этих установках камера роста была оборудована базовой системой откачки: ионный (~400л/с), титаново-сублимационный (~104л/с) насосы и криопанели, окружающие зону роста и охлаждаемые жидким азотом, - а также турбомолекулярным насосом (500 л/с), для работы в условиях газового (азотного) разряда, используемого для р-легирования. Манипулятор подложки с 5 степенями свободы обеспечивал азимутальное вращение подложки (диаметром до 40-50 мм) и се радиационный нагрев до 800°С, а также возможность транспортировки в шлюзовую камеру. Блок горизонтально расположенных молекулярных источников включал помимо плазменного активатора азота (см. гл. 3) 7 независимых эф-фузионных источников, снабженных индивидуальными заслонками для резкого (0.1 с) прерывания молекулярного пучка. При типичных скоростях роста ~0.3-1 мкм/ч это существенно меньше времени выращивания 1 МС. В качестве материалов источников были использованы сверхвысокочистые материалы: элементарные Zn(6N), Sc(6N), Cd(6N), Mg(5N), Te(6N) с рабочими температурами в диапазоне Т=200-350°С, Be(5N) (Т=850-950°С) и поликристаллический ZnS(5N) (Т~900°С) (в качестве базовых элементов), а также ZnCl2(5N) -для п-легирования.

Для in situ диагностики роста использовались квадруполъный масс-спектрометр, обеспечивающий анализ состава остаточной атмосферы и регистрацию относительного изменения интенсивности потоков базовых компонентов, ионизаци-

очный манометр Баярда-Альперта для измерения эквивалентного давления в молекулярном пучке (ЭДП) на месте подложки и система дифракции быстрых электронов на отражение (ДБЭ), позволяющая контролировать доминирующий (20 или ЗЭ) механизм роста эпитаксиального слоя и шероховатость поверхности, стехиометрию конденсируемой фазы (реконструкцию поверхности), параметр кристаллической решетки слоя, а также измерять скорость роста и состав твердого раствора по монослойным осцилляциям интенсивности отраженного электронного пучка.

Особое внимание в §2.1.2 уделено контролю и стабилизации Т„, являющейся ключевым параметром при МПЭ 8-содержащих соединений, определяющим состав твердого раствора [2]. Разработана оригинальная методика, базирующаяся на комплексном использовании экспериментальной зависимости показаний контактной термопары от мощности нагревателя подложки и высокотемпературного ИК пирометра, калиброванного по переходу от (2х1)Аз- к (4х1)Оа-стабилизирован-ной реконструкции поверхности СаАз, регистрируемому ДБЭ (~580°С), что позволило воспроизводимо устанавливать Тп в рабочем диапазоне 250-350°С с большой точностью (<5°С), Данная методика была успешно апробирована на всех типах используемых установок МПЭ.

Для структурной характеризации эпитаксиальных слоев и гетероструктур использовались методы двух- и трехкристальной рентгеновской дифрактометрии (РД), ПЭМ, в том числе высокого разрешения (ВР ПЭМ) и катодолюминесценции (КЛ). Исследования морфологии поверхности проводились методами АСМ и сканирующей электронной (СЭМ) микроскопии. Для оптической характеризации были использованы фотолюминесценция (ФЛ) в том числе и с высоким временным разрешением, возбуждение ФЛ (ВФЛ), отражение и волноводное пропускание (ВП). Концентрация электрически активной примеси в легированных С1 и N структурах определялись из С-У измерений на Р^-барьерах Шоттки, а концентрационные профили основных компонентов и примесей измерялись с помощью ВИМС. Также описана пост-ростовая технология полосковых меза-структур ин-жекционных гетеролазеров.

В §2.2.1, вводном в основную часть главы, обсуждаются основные отличительные особенности МПЭ соединений А2В6. Во-первых, рост соединений на основе 7п8е происходит при чрезвычайно низких ТП=250-400°С, где равновесные давления Ъс\. и 8е(8) над 2п8е(8), рассчитанные в рамках термодинамической модели (§1.1) с использованием уравнений действующих масс, уравнений баланса потоков и условия конгруэнтного испарения, слишком малы, чтобы объяснить наблюдаемые экспериментально температурные зависимости скорости роста О^е®) и единичного отношения потоков У1/П (Л^п.'вд), соответствующего перестройке картины ДБЭ с (2><1)8е в с(2><2)2п-стабилизированную и определяемого как отношение ЭДП Бе/2п (Ъп5>1Ъ[\). Во-вторых, эпитаксия может осуществляться как в 8е- так и в Тп- стабилизирова1тых условиях, поскольку атомы как УГ, так и II групп (кроме Ве) не могут сформировать на поверхности более 1 МС в отсутст-

вии атомов противоположной группы. И наконец, скорость роста этих соединений определяется потоком атомов той группы, которая в данный момент находится в недостатке на поверхности роста.

Эта ситуация в целом обусловлена высокими давлениями паров элементов II и VI групп над элементарными материалами, которые, как показано в работе, и управляют взаимодействием атомов и молекул, находящихся в физадсорбирован-ном состоянии на поверхности роста А2В6, и значительно снижают их способность перехода в хемисорбированное состояние при повышении Тп. Для количественного учета кинетических ограничений на встраивание атомов, в развиваемую термодинамическую модель были введены экспериментально определяемые интегральные коэффициенты встраивания (а), под которыми понимаются эффективные части полных потоков (У) атомов одной хруппы, которые термализу-ются на поверхности роста и могут быть встроены в кристаллическую подрешет-ку в условиях обогащения поверхности атомами другой группы. Очевидно, что элемент с максимальным давлением паров (Б) должен иметь минимальное значение а при данной Тп, и наоборот [2]. Поскольку на основании термодинамического анализа показано, что молекулы Бг и Бег домшшруют при типичных температурах роста (250-350°С), уравнение баланса потоков в условиях стехиометриче-ской границы (У1Л1=1) согласно скорректированной модели выглядит 1/2а°Х = + > где а®,=аа (УШ=1:1).

Использование развиваемого теоретического описания для нахождения количественной взаимосвязи между параметрами МПЭ роста и параметрами эпи-таксиального слоя (толщина, химический состав, стехиометрия) требует предварительного экспериментального определения а для каждого элемента в зависимости от Тш являющейся ключевым воздействующим фактором, от степени пресыщения атомами другой группы (У1Л1) и, наконец, от энергии связи взаимодействующих элементов (например, N^-8). Для решения этой задачи были разработаны универсальные методики (§§2.2.2, 2.2.4), основным инструментом которых является определение температурных зависимостей йгпБеС) (рис. 2), гэд и состава у твердых растворов (7п8у8е1_у), выращенных при У1/П=1. Данные зависимости, а также жесткая взаимосвязь интенсивностей падающих потоков Б и 2п при использовании конгруэнтно разлагающегося соединения ZnS в качестве источника серы и цинка позволили установить и использовать следующие соотношения

16 Рис.2

17 18

ю7т • К"'

19

„N _ _ Г

= AT-

л> _

as ~ о — У(УШЫ) >

где n.v и a" - приведенные значения, и К2 - интегральные константы, зависящие от геометрии ростовой камеры и эффузиогагого источника, а также типа и конструкции измерителя потоков, а R2nSe и R7nSSe зависят только от температуры поступающих на поверхность молекул S и Se, а следовательно, от наличия высокотемпературного разложителя в источнике. Как ожидалось, наиболее резкая зависимость от Т„ наблюдается для а", который определяет максимальный состав у, достижимый при данной Т„ при VI/II>1, тогда как а^и aMg не обнаруживают зависимости от Т„ в диапазоне 250-350°С. Температурная зависимость аса будет специально рассмотрена в §3.3.

В §§2.2.2 и 2.2.3 описана методика для определения зависимостей azn и acd от Se/Il, соответственно, контролируемых исключительно кинетическими процессами на поверхности роста, для чего исследовались rZn(Cd)se и состав х в Zni_xCdxSe как функции отношения VMI [3]. Экстраполяция полученных зависимостей в область VMI»1, где согласно [26*] aZn, aCd~l, позволила определить абсолютные

значения а;

а^-0.65 и аа=0.55, хорошо согласующиеся с известными из литературы оценками.

Применение термодинамического подхода с использованием всего набора экспериментальных данных по коэффициентам встраивания элементов становится актуальным при анализе зависимости составов твердых растворов Zn(S,Se) (§2.2.4) и (гп,С<1)Ве (§2.2.3) от параметров роста в условиях обогащения поверхности атомами VI и II групп, соответственно. Уравнение для расчета состава у от отношения У1/П и Тп при УШ1>1, использующее константы равновесия реакций образования 2пЯе(5) (^пБе^)) и активности компонентов в твердом растворе (а1/,т5)), выглядит следующим образом

0 1 2 3 4

Отношение Se/ZnS ЭДП

Рис. 3

к,

ZnSe /

a-a?)

(VI/1%-

q-y) a-O

где ^ = п°2п/а2л определяет эффективное уменьшение УГ/ТТ за счет увеличения агп-Результаты полного расчета для различных Тп и У1/П по обе стороны от У1/Н=1

и

(рис. 3) находятся в хорошем согласии с экспериментом. Как видно, при У1/Н>1 и Тп>300°С состав у определяется в основном Т„ (через а3) и достаточно слабой зависимостью от УИ1 (через а^), что свидетельствует о преимущественном встраивазши серы в твердую фазу согласно разнице в энергиях связи с Zn. Однако при температурах эпитаксии ниже 300°С (при У1/П>1) имеет место уже заметная конкуренция между Бе и Б. Используя дополнительный потока 2п из элементарного источника, можно изменять скорость роста и стехиометрию поверхности, сохраняя практически неизменным у [2]. Резкое уменьшение содержания С<1 в 2пСс18е при У1/11<1, обусловленное вытеснением Сё цинком, также хорошо описывается в рамках развиваемой модели.

В §2.2.5 показано, что амг= 1, поскольку концентрация Г^ в ZnMgSSe не зависит от ТП и У1/П, а определяется лишь потоком Однако, введение потока Мц при росте ZnSSe вызьшает увеличение Для вьмвления взаимодействия между

и Б при различных условиях роста были выращены и изучены методами ВИМС, РД и ФЛ специально сконструированные многослойные гетероструктуры гпЪ^БЗе/гпЗБе [3]. Вне зависимости от Т„ было обнаружено увеличение на 30% в гп1.,^^х8у8е1_у при х=0.13 по сравнению с ростом ZnSSe, что, несомненно, связано с большей величиной энергии связи М^-Б по сравнению ¡Р^-Бе (АН598(Мц8)= -83.2 ккал/моль и АН°298(Мц8е)= -65.2 ккал/моль).

Применимость термодинамического подхода справедлива и при анализе МПЭ Ве-содержащих соединений [4]. При выращивании BeMgZnSe состав четверного твердого раствора можно изменять при неизменных потоках Zn и Бе (У1/11>1) простым изменением потоков и Ве, причем в данном случае он практически не зависит от Тп при поддержании У1Л1>1 вплоть до 350-380°С, где становится температурно чувствительным а2п. При выращивании в Н-стабилизиро-ванных условиях наблюдается замещение Zn магнием и бериллием в соответствии с энтальпиями образования соответствующих соединений.

В целом для элементов II группы последовательность преимущественного встраивания (Ве, Мя, Zn, Сс1), определяемая уменьшением энергии связи с Б и Бе, коррелирует с уменьшением а, тогда как 8е обладает меньшей энергией связи с элементами II группы по сравнению с 8, но большим значением а. Приведенный подход к описанию процессов роста при МПЭ соединений А2Вб обеспечивает большую гибкость в выборе оптимальных режимов выращивания псевдоморфных многослойных гетероструктур при заранее заданных составе, стехиометрии поверхности и скорости роста, которые, вообще говоря, могут существенно различаться для составляющих структуру слоев.

В §2.2.6 в приближении модели регулярного раствора рассчитаны бинодаль-ные и спинодальные изотермы в системе MgxZnl.xSyScl.y [5]. Показано, что области нестабильности и несмешиваемости изолированы от сторон композиционного квадрата при типичных температурах эпитаксии. Спинодальный распад в указанной системе твердых растворов происходит вдоль диагонали MgS-ZnSe, или, другими словами, вдоль изопериода к ОаАБ. Разделение фаз не сопровождается уве-

личением упругой энергии системы. Спинодальные и бинодальные изотермы, вычисленные без и с учетом фактора упругих напряжений практически совпадают. Расчеты находятся в хорошем согласии с известными экспериментальными данными.

В третьей главе обобщены результаты исследований структурных, оптических и электрических свойств нелегированных и легированных С1 и N опитакси-альпых слоев соединений гпР^ББе и ВеМ^пБе в зависимости от условий МПЭ роста, а также рассмотрены основные вопросы технологии Сс18с/гп8е ДМС гете-роструктур.

В §3.1.1 приведены результаты комплексного структурного анализа эпитакси-альных слоев (7п,Ру^)(8,8е), выращенных МПЭ на подложках СаА5(100) [6]. Показано, что проблема создания практически бездефектной гетерограницы 7п8е/ОаАз и снижения плотности дислокаций и ДУ в эпитаксиальных слоях А2В6 до уровня, сопоставимого с получаемым при гомоэпитаксии ОаАэ (103-104 см"2), является разрешимой, при условии тщательного контроля начальной стадии роста и предотвращения длительных остановок в процессе роста структур. Предложено два оригинальных способа инициации роста: 1) выдержка в течение 1-2 минут под потоком атомов 2п на переходной (2: иости ваАБ буфера [6] и 2) предоса-ждение на с(4х4)АБ-стабилизирован-ную поверхность ОаАБ буфера тонкого (4-5 МС) слоя ВеТе [7] с последующим ростом 7пБе буфера в (2х1)8е-обогащешшх условиях, которые воспроизводимо приводят к очень малым значениям полуширины трех-кристалыюй со-кривой качания РД (Р\УНМш=6-7 угл. сек.), характерным для структур с экстремально низкой плотностью дислокаций и ДУ. Показано, что наименьшие значения РУЛ1М(0 получаются для слоев ZnMgSSe, выращенных при ЛП/11—1, с Ад/а=(0 - -4)х10"3 относительно ОаАэ (обогащение Б), т.е. в непосредственной близости от рассчитанного положения аа^ при температуре эпитаксии Т„=300°С (рис. 4). Обнаружено, что изменение плотности ДУ, измеренной методом ПЭМ, в диапазоне 103 -106 см"2 не приводит к увеличению Р\УНМо).

Разработана неразрушающая экспресс-методика КЛ для выявления и распознавания дефектов (ДН, ПД и ДУ), содержащих центры безызлучательной рекомбинации носителей [8]. Кроме того, впервые показано, что исследования поперечных сколов гетероструктур п-2п8е/п-ОаАз методами сканирующей туннельной микроскопии и спектроскопии (СТМ(С)) позволяют в атмосферных условиях получить важные данные о структурных и электрических свойствах гетеропереходов А2В6/ОаАз с высоким пространственным разрешением, и установить, что ос-

3)As-<-»(4x3)Ga-CTa6mra3HpoBaHHofi поверх-

200 150

g 100

5

I §

LL

о о [1г MgSS pL

□ о

С □ о о О

п □ □

а В 5 П й5

. □ GaAs buffer О no GaAs buffer ' 1 . . 1 . . . GaAs 280'С 1 . . . 1 . . .

Рис. 4

2 0-2 Да/а ю'

новной причиной возникновения потенциальных барьеров на гетеропереходе п, гпБе/п-СаАБ является несовершенство структуры ZnSe на гетерогранице [9].

В §3.1.2 описаны исследования температурных зависимостей краевой ФЛ толстых (~1 мкм) нелегированных и легированных С1 слоев 2пБе и твердых растворов ZnMgSSe и гпСёБе, выращенных на подложках ваАэ (100) [10]. Показано, что флуктуации состава твердого раствора, наиболее выраженные для слоев гпББе (2пС<18е) с большим содержанием Б (Сё), приводят к существенному уши-рению линии экситонной ФЛ. При 5 К локализация экситонов на флуктуациях состава выражается в подавлении их транспорта к центрам безызлучательной рекомбинации и приводит, соответственно, к возрастанию интегральной интенсивности ФЛ твердых растворов по сравнению с интенсивностью ФЛ чистых слоев гпБе при малых плотностях возбуждения. Повышение температуры наблюдения до 77 К приводит к делокализации экситонов, увеличеншо их коэффициентов диффузии и, следовательно, к существенному уменьшению интегральной интенсивности краевой ФЛ слоев с большим содержанием Б и С<1 по сравнению с реше-точно-согласованными слоями ZnSySel.y (у~0.06) и Znl.xMgxSySel.y.(y~д:+0.06), где температурный эффект менее заметен. Умеренное легирование С1 (п=10п-1018 см" 3) вызывает гигантское (в 104 раз) увеличение интенсивности краевой ФЛ в слоях гпБе и гпББе вследствие уменьшения времени излучательной рекомбинации. Увеличение п выше 6х1018 см"3 сопровождается ростом интенсивности ФЛ длинноволновой полосы (1.8-2.2 эВ), связанной с рекомбинацией через компенсирующие глубокие акцепторные уровни, а интенсивность краевой ФЛ резко снижается. Из анализа данных ВИМС профилирования следует, что даже при максимальном уровне легирования, полученном в данной работе - 1.6х 1019 см"3, коэффициент диффузии С1 при ТП=300°С пренебрежимо мал, что гарантирует получение резких профилей п-легирования в слоях широкозонных соединений А2В6.

В §3.1.3 представлена оригинальная методика измерения дисперсии показателя преломления (п) при 300 и 77К релаксированных эпитаксиальных слоев 2п1_ хСс1х8еЛЗаАз(100) толщиной порядка 1.5 мкм в широком диапазоне энергий в области прозрачности для разных составов твердого раствора (х=0, 0.14, 0.20). Для определения п анализировались спектры отражения в зависимости от угла падения поляризованного света, причем и находился из угла, при котором амплитудный коэффициент отражения поляризованного света г01 обращается в нуль [11].

Вопросам дырочного легирования соединений А2В6 с использованием оригинальных плазменных активаторов азота с различными типами магнетронных разрядов посвящен §3.2. Сравнительное исследование, как теоретическое, так и экспериментальное с помощью оптических эмиссионных спектров и лэнгмюровского зонда, БС разряда с вакуумным анодным слоем (ОС-УАБ) [12] и ВЧ разряда с емкостной связью (ЯР-ССМ) [13] обнаружило, что первый характеризуется более высокой Ее~100 эВ, что приводит к преобладанию атомарной (Ы) компоненты в пучке активированного азота из данного источника (№Ы2*>1). В отличие от этого, в ИР-ССМ возможно существенно снизить (до —10 эВ) и регулировать в широких

пределах Ес в разряде и, следовательно, отношение N/N2* в выходном пучке активатора [13].

Анализ свойств слоев ZnSe:N, выращенных методом МПЭ при использованием этих активаторов, показал, что наиболее электрически стабильное легирование с /Мд-Ко/=(5-8)х1017 см"3 получено при использовании ИР-ССМ в низко-энергетичном режиме, соответствующем максимальной концентрации N2, в то время как доминирование N в выходном пучке (ОС-УАБ разрядки КН-ССМ, высокоэнергетичный режим), хоть и может приводить к /Нл-Кп/=8х1017 см"3 при эффективности легирования 80%, но сопровождается сильной электрической нестабильностью /Ыа-Нэ/ уже при смещении >2 В [15]. Соответственно, в спектрах низкотемпературной ФЛ в первом случае доминирует линия донорно-акцепорной рекомбинации, связанная с глубокими донорами, а во втором случае - с мелкими донорами (рис. 5). Это подтверждает предположение о том, что механизм селективной диссоциативной адсорбции метастабильных молекул N2" на атомах 7п является предпочтительным механизмом при р-легировании 2пЗе, поскольку обеспечивает более стабильное поведение встроенного азота (НЯе) и меньшую концентрацию нестабильных дефектных комплексов по сравнению со случаем непосредственного встраивания в гпЭе атомарного азота, диссоциированного в разряде и являющегося максимально чувствительным к состоянию поверхности роста: стехиометрии, наличию встроенных напряжений, положению уровня Ферми и т.д. В последнем случае атомарный N. наряду с замещающим положением N5« может образовывать "(100) расщепленную меж-доузельную конфигурацию", обуславливающую мелкий донорный уровень Б8, по всей вероятности вызывающий электрическую нестабильность в силу подвижности и реакционной активности Н.

Использование спектроскопии низкотемпературной ФЛ позволило также исследовать природу и условия образования примесных уровней в слоях 2п8е:Ы и подтвердить значительную роль глубокого донорного комплекса Б*3, связанного с Уге, в процессах компенсации ^ [14]. Исследование влияния параметров МПЭ роста на уровень легирования показали, что оптимальными для получения

максимального значения /^-N0/ являются минимальная ТП<270°С и УШ1~1, причем в случае БС-УЛБ разряда (Ш\12*>1) диапазон допустимого отклонения VI/! I от 1 существенно уже.

Эксперименты по легированию 2пМ§88е обнаружили что для этих слоев удается получить электрически стабильный уровень легирования -10 см" (при

Еш~2.95 эВ, 7Ж) лишь в условиях низкоэиергетичного ЯР-ССМ разряда [13]. Однако увеличение Ег, является более сильным фактором, ограничивающим максимально достижимую концентрацию /N^N0/ вследствие заглубления уровня ЫЫс. Для решения подобной проблемы в случае ВеМ^пБе нами бьшо предложено использование 3 нм-ВеМ^пБе:!^/! МС-ВеТе:М СР вместо слоя объешюго твердого раствора [4,7], что привело к увеличению на порядок /Ыд-Ыо/ (до ЗхЮ17 см"3 для СР с £е(Ве1у^2п8е)= 3.1 эВ при 300К) за счет возможности легирования ВеТс:Ы до уровня р~Ю20 см"3 при сохранении высокого кристаллического качества СР.

В §3.3 подробно рассмотрены особенности МПЭ роста дробно-монослойных структур (ДМС) Сё5е/7п8е с номинальными толщинами СёБе (м>) в диапазоне 0<н<3 МС, не обязательно кратными целому числу МС [16,17]. Структуры, представляющие собой одиночный слой СёБе, заключенный между тонкими псевдо-морфными слоями гпБе, или СсШе/гпБе короткопериодную СР (или МКЯ), выращивались в обычном МПЭ режиме, с одновременным осаждением Сё и Бе, и в режиме эпитаксии с повышенной миграцией атомов (ЭПМ), когда Сс1 и Бе поставляются на поверхность роста последовательно, причем время осаждения С<1 в обоих случаях задавалось у/ из известной Гсл$с- Особое внимание уделено разработке комплексной методики контроля гс^с на основе экспериментов по МПЭ росту слоев 2пСёБе (см. §2.2.3), измерений низкотемпературной ФЛ (в сопоставлении с известными литературными данными) и 0-20-кривых качания РД (для СР и МКЯ), а также исследованию с помощью этой методики зависимости гаке от ростовой моды и Тп. Обнаружено, что в режиме МПЭ (\ТЛ1»1) ас<1=1-8а0с(1(У1/11=1), что независимо подтверждает выводы §2.2.3 и свидетельствует о несущественном влиянии упругих напряжений на встраивание Сё в МПЭ режиме при ТП<300°С. Принимая аС(]=1 в МПЭ режиме, абсолютное значение аСЙ при ЭПМ составило 0.28 для температурного диапазона ТП=270-290°С вследствие более интенсивного переиспарения Сс1 в отсутствие Бе.

Изучение влияния Тп и длительности импульсов осаждения на кинетику встраивания Сё при ЭПМ, представляющей особый интерес с точки зрения получения более однородных низкоразмерных систем [16], обнаружило заметную температурную зависимость аСЛ, приводящую к его уменьшению на ~15% при увеличении Тп от 280 до 350°С [17]. Кроме того, определена критическая степень покрытия поверхности Сё (СЬд, которая составляет 0.5 МС при 280°С, что может быть интерпретировано наличием стабильной реконструкции Сё-обогащенной поверхности СёБе по аналогии со случаем СсГГе [27*], и снижается в 1.5 раза при увеличении Тп до 320°С. Экспонирование поверхности потоку Сё сверх времени, требуемого для достижения приводит к аккумуляции избыточного Сс1 на несовершенствах поверхности роста (точечные и протяженные дефекты, ступени роста и др.), вызывая, согласно данным ПЭМ, формирование больших (~30 нм) оптически неактивных дефектных СёБе-обогащенных островков, размеры и плотность которых зависят от начальных условий роста и состояния поверхности нижнего гпБе буфера. Экситонная ФЛ определяется промежуточными областями,

которые имеют свою собственную морфологию, задаваемую эффектами самоорганизации в зависимости от и' (см. §4.2). Предполагается, что режим осаждения за один ЭПМ цикл н< ¿^ позволит подавить формирование дефектных макроостровков [18].

Глава 4 посвящена исследованиям взаимосвязи кристаллических, оптических и транспортных свойств гетероструктур широкозонных соединений А2Вб, выращенных МПЭ, как традиционных двумерных (2Б) (КЯ и СР) (§4.1), так и с сильно флуктуирующим 2П> потенциалом, полученных на основе эффектов самоорганизации в структурах СёБе/^пБе (§4.2).

В §4.1.1 рассматриваются структурные свойства гетероструктур с МКЯ и СР, среди которых наиболее распространенной конструкцией для фундаментальных исследований и лазерных применений является гпР^ЗБеДпБЗе^пСёве ДГС РО структура [14*]. Экспериментальные исследования с помощью РД и Г1ЭМ различных технологических методов формирования гете-рограницы между ZnMgSSe и [19], имеющими различное содержание Б в случае согласования параметра решетки с ваАз, показали, что безостановочный режим роста [3] (управление только заслонкой при постоянной Т источников и Тп) в комбинации с разработанной методикой инициации роста на ОэАб (см. §3.1.1) позволяет получить ДГС РО структуры с ZiiCd.Sc КЯ наилучшего структурного качества с Р\УНМа~6 угл. сек. и с наименьшей плотностью ДУ (<5х103см"2) [7] (рис.6), при неполной компенсации сжимающих напряжений в псевдоморфных слоях ZnSSe.

Использование концепции компенсации разнополярных напряжений в многослойных ZnCdSe/ZIlSSe СР и структурах с МКЯ в наномасштабе [20] и исследование их свойств с помощью структурных (РД, ПЭМ), оптических (ФЛ, ВФЛ н поглощения в свободных пленках) и теоретических [28*-30*] методик показали, что такие структуры, согласованные как целое по параметру решетки с подложкой, обладают мощным потенциалом повышения стабильности гетероструктур широкозонных соединений А2ВГ' за счет: 1) возможности превышения критической толщины (Ис), характерной для объемных слоев твердых растворов с одинаковым рассогласованием Да/а, а также 1гс, теоретически рассчитанной для самой многослойной структуры, что допускает большие флуктуации параметров роста и структуры и 2) предотвращения распространения протяженных (и точечных) дефектов из буферной в активную область гетероструктуры.

Обнаружен новый эффект, иллюстрирующий роль напряжений в процессах самоорганизации роста при МПЭ и имеющий большую практическую важность

для решения проблемы создания низкоомного бездефектного р-контакта к лазерным диодам. Как показано с помощью ПЭМ, введение 5-легированных N (1012 см" 2) плоскостей в напряженную резонансно-туннельную Тл^е/ЪпТе СР приводит к автоэпитаксиальному развороту кристаллической ориентации поверхности роста с (001) у нижнего 7п8е:К к (310) у верхнего слоя ZnTe:N, вероятно, вследствие сильного локального напряжения сжатия, обусловленного чрезвычайно малым ковалентным радиусом атомов N. В результате более чем 5-кратного уменьшения рассогласования параметров решетки, по сравнению со случаем планарной гете-роэпитаксии гп8е(001)/гпТе(001), оказывается возможным вырастить пссвдо-морфный контактный слой 7пТе:К толщиной ~70 нм на поверхности гпБе [21].

Исследования оптических свойств гетероструктур А2Вб с КЯ и СР представлены ь §§4.1.2-4.1.3. Их неотъемлемым этапом явилась выработка адекватных количественных представлений об энергетическом спектре носителей в базовой структуре с напряженной гпСёБе/гпББе КЯ. На основе тщательного анализа литературных данных по энергиям оптических переходов в 2пСс18е/2п8е КЯ были уточнены физические параметры системы (2п,С<1)8е, приводящие к лучшему совпадению расчетных значений, полученных в приближении эффективной массы, с экспериментально измеренными энергиями для набора КЯ, толщина и состав которых определялись независимыми способами [22]. Было показано, что температурный ход энергии краевой ФЛ структур с 2пСс18е/2п8е КЯ определяется в основном температурной зависимостью ¿^пСсВе), которая следует более пологому закону нежели Е&(ХпБе), а также разработана методика определения степени релаксации слоев ЕпвБе и содержащих их ДГС структур в целом по зависимости энергии экситонных переходов от Аа/а, измеряемого РД [19].

Исследования волноводных свойств гетероструктур с 2пСё8е/7п88е МКЯ с использованием оригинальной мет« определить дисперсию показателя преломления МКЯ области (я(ш)) на основе анализа интерференционных спектров коротких (1114 мкм) образцов (рис. 7). Обнаружено аномальное увеличение п (кресты и сплошная линия) при приближении к энергии экситонно-го резонанса (точечная линия) с длинноволновой стороны, приводящее к улучшению оптического ограничения и уменьшению потерь фундаментальной ТЕ волноводной моды в узкой спектральной области вблизи экситонного резонанса вплоть до комнатной температуры, таким образом обеспечивая благоприятные условия для лазерной генерации [23]. Наряду со специфическим механизмом оптического усиления этот эффект может управлять спектральным положением и пороговой мощностью ла-

дики волноводного пропускания позволили

I

Iм

I

Г

Рис.7

■ ^ I

го

Energy (eV)

2.6

зерной генерации при низких температурах.

В §4.1.3 оптическими методами исследованы процессы вертикального (вдоль оси роста) транспорта носителей в разнополярно-напряженных коротко-периодпых 2пСс18е/2п88е СР. Для этой цели в специально выращенных структурах, включающих СР и примыкающую к ней расширенную 7пСс18е КЯ, измерены температурные зависимости спектров ФЛ, как с временным разрешением (ВР) так и при непрерывной накачке [24, 25]. Интегральная интенсивность непрерывной ФЛ демонстрирует немонотонный характер с максимумом при Т-70К (рис. 8), что согласуется с началом резкого уменьшения времени затухания ФЛ из СР. Из сопоставления экспериментальных дагагых и расчетов структуры энергетических минизон в СР, показано что механизм переноса дырок в таких СР в широком диапазоне параметров [составов и толщин ям и барьеров) определяется процессом термической активации носителей в широкую минизону легких дырок, в силу того, что энергетический зазор между ней и потолком узкой минизоны тяжелых дырок не превышает 10-15 мэВ. Дано количественное описание кинетики носителей в таких структурах [26].

В §4.2.1 представлены результаты детальных структурных исследований (с помощью ЛСМ, КЛ, РД, ПЭМ и ВР ПЭМ) эффекта самоорганизации в процессе МПЭ сильно напряженных Сс18е/ХпЗе низкоразмерных наноструктур, полученных при ДМС осаждении СёБе в подкритическом диапазоне номинальных толщин (п<3 МС). Структуры с одиночной ДМС вставкой Сс18е (^=0-3.5 МС) в псевдоморфной 7пБе матрице и коротко-периодные СёБе/ХпБе СР (м*=0.2-1.2 МС), ограниченные ZnS0.05Sco.95 барьерами, выращивались на подложках ОаАБ (001) при ТП=280-300°С как в обычной МПЭ, так и в ЭПМ модах (см. в §3.3).

Прежде всего, АСМ исследования (в атмосферных условиях) морфологии ростовых поверхностей Ссйе/гпБе структур как прикрытых, так и не прикрытых гпБе, а также чистых слоев ZnSe показали, что латеральные размеры (Д,) (50100 нм) и плотность наблюдаемых на поверхности нанокластеров, принимавшихся ранее за СёБе островки, не зависят от типа нижележащей структуры, а эффект перераспределение их материала во времени хорошо согласуется с известными ранее результатами (см. §1.5). Обнаруженная нами пониженная (на 3 порядка по сравнению с Сс18е) прочность наноостровов [26] подтверждает предположение об их оксидной природе [31*]. Эти результаты, а также наблюдаемое в КЛ с пространственным и спектральным разрешением отсутствие корреляции светоизлу-чающих областей с данными образованиями и независимость плотности островов

от w полностью исключают связь наблюдаемых АСМ наноостровов с осаждени ем CdSe, и позволяют объяснить их происхождение как результат коррозии по верхности ZnSe в атмосферных условиях.

Исследования наиболее прямым методом (ПЭМ стандартного разрешения < поверхности) выявили три стадии развития морфологии зарощенных CdSe/ZnSi ДМС структур в зависимости от w [27,28]: 1) однородная морфология (отсутствие контраста) при и<0.5 МС, 2) возникновение протяженных плоских 2D островои обогащенных Cd, с DL=20-40 нм и плотностью ~5х109 см"2 (и>>0.6-0.7 МС), боль шей частью релаксировавших, с однородной морфологией между ними, и, нако нец, 3) при 2<ii.<3 МС — резкое возрастание плотности островов до 2x1010 см"2 з счет более мелких (10-30 нм) псевдоморфных - квантовых дисков (КД), которы составляют уже -85% от общей плотности островов. В целом, структуры, выра щенные в ЭПМ и МПЭ модах демонстрируют практически одинаковую морфоло гию CdSe вставок при той же w, однако более детальные ПЭМ исследования вы явили более однородный характер распределения Cd в ЭПМ образцах [29]. Кром того, в условиях слабого электронного пучка было обнаружено, что на эту карте ну наложены мелкомасштабные флуктуации состава Cd с размерами <10 нм : плотностью до ~10" см"2, которые в силу сравнимости размеров с Боровским р; диусом экситона (а0~5 нм) в системе могут рассматриваться как 0D объекты - Ю обладающие достаточно мелким локализующим потенциалом.

Химический анализ, базирующийся на использовании (002) рефлекса в BP ПЭМ в скол [30], подтвердил 2D природу КД и обнаружил, что ~20-30% всего CdSe содержится в КД и КТ флуктуациях, за исключением толщины w~0.5 МС, где морфо-. логия является более однородной. Кроме того, обнаружено, что, начиная уже с суб-моно-слойного диапазона w, слой CdSe трансформируется в уширенную ZnCdSe КЯ с вертикальным градиентом состава толщиной 7-10 МС, не зависящс от w, таким образом, что максимальная концентрация Cd в 2D КД, плавающих этой КЯ, не превышает 40% (вплоть до vv~3 МС). Это размытие CdSe слоя наш; независимое подтверждение в экспериментах высокоразрешающей РД (рис. сплошная линия). При теоретическом моделировании спектров РД структур к< ротко-пернодшлх CdSe/ZnSe CP, максимальное согласие с экспериментом бьи достигнуто в предположении асимметричного размытия CdSe плоскостей в сре, нем по структуре в направлении роста с полушириной в диапазоне ~5 МС (точе ная кривая) [31].

За размытие профиля слоя СёЭе в гпБе матрице ответственны процессы сегрегации с эффективной вероятностью 60±20% и СйЪп. интердиффузии, вероятно ускоряемой высокой плотностью неравновесных вакансий II группы в слое СсШе и поведением уровня Ферми на поверхности роста, меняющим зарядовое состояние этих вакансий [30]. Диффузионная длина Сс! при ТП=280°С составила 3.6±0.8 МС. Общий характер собственной морфологии СёБе/гпБе ДМС наноструктур свидетельствует скорее о самоорганизованном процессе пространственного разделения фаз в тонком слое твердого раствора 2пСёБе с высоким содержанием Сё, индуцируемом релаксацией упругих напряжений в структуре, чем механизмом островкового роста Странского-Крастанова, тем более, что процесс происходит в диапазоне подкритических толщин Cd.Se в гпБе (<3 МС).

§4.2.2 посвящен оптическим и транспортным свойствам самоорганизующихся СёБе/гпБе ДМС наноструктур и коротко-периодных СР на их основе. Описание большинства исследовавшихся структур дано в §4.2.1. Исследования методами спектроскопии ФЛ и ФЛ с пс временным разрешением однослойных СёЗе/гпБе ДМС структур в диапазоне суб-монослойных толщин СёБе (н<1 МС) показали, что образцы с ш>0.5 МС, выращенные как МПЭ, так и ЭПМ, характеризуются неоднородным уширением экситонных спектров, обусловленным сосуществованием однородной КЯ твердого раствора ХпСсКье и Сс1Бе Ю кластеров с А>ао, демонстрирующих различные времена затухания (25-60 и 150-260 пс, соответственно) [16]. Ситуация с £>1_<ао (случай электронных СёБе КТ) представляется маловероятной, поскольку тогда для наблюдавшейся полуширины линии ФЛ (<30 мэВ для ж<1 МС) требовалось бы предположить идеально узкое распределение Д,-Образцы, выращенные в ЭПМ режиме, характеризуются меньшими флуктуациями толщины слоя и размеров островков.

Убедительное подтверждение образования протяженных 2Б островов в СёБе слое с ^=0.5-0.7 МС было получено из исследований низкотемпературной ФЛ и динамики рекомбинации экситонов в Сё8е/2п8е суб-монослойных СР [32]. В отличии от однослойных СёБе/гпЗе ДМС структур, демонстрирующих один узкий пик ФЛ, спектры ФЛ и ВФЛ СР включают два пика, разнесенных на ~50 мэВ, отражающие неоднородность структуры СР (рис. 10). Энергии излучения, ширина линий и времена затухания ФЛ были интерпретированы в рамках модели случайного перекрытия СёБе островков высотой 1 МС и О[ »ао, расположенных в различных слоях СР, которое приводит к формированию различных локальных конфигурации "связанных" КЯ в направлении оси роста. Оценка в рамках приближения

Рис.10 Энергия, эВ

"огибающих" функций в пренебрежении латеральным ограничением в островках, показывает, что разрешенные энергии экеитонов распадаются на две зоны (Б и М, рис. 10), хорошо коррелирующие с пиками в ВФЛ. Экситоны Б-зоны соответствуют конфигурациям "сильно связанных" КЯ, разделенных одним барьером СР, тогда как все остальные конфигурации, включающие практически изолированные друг от друга островки дают вклад в зону М. Из сравнения данных по СР с различными впервые делается предположение об анти-коррелированном расположении островков в соседних слоях короткопериодной СР с периодом ~3 нм.

Исследования транспорта носителей вдоль оси роста СёБе/гпБе ДМС СР (иН). 1-2.0 МС) в расширенную 2пСс18е КЯ методами ФЛ, ВФЛ и ФЛ с временным разрешением продемонстрировали эффективный Елоховский транспорт экеитонов (дырок) при и<0.7 МС, что свидетельствует о протяженном характере электронных состояний в таких СР, не оставляя места электронным КТ и другим эффективным центрам локализации в этом диапазоне толщин [24,33]. Появление в спектрах ФЛ пика от СР при >у>0.7 МС, которое трудно объяснить подавлением транспорта вследствие сужения минизоны тяжелых дырок, является доказательством возникновения локализованных электронных уровней, связанных с самоорганизующимися островками, обогащенными Сё. Эти уровни становятся определяющими для спектра ВФЛ и транспортных свойств при м>>1.5МС, вызывая сильный Стоксов сдвиг ФЛ и уширение пика СР в спектрах ВФЛ.

Рис. 11 иллюстрирует взаимосвязь между >у и энергетическим положением максимума в спектре ФЛ (77 К) для одиночных СёБе/гпБе ДМС структур (тре-

цшы (3 МС), приводит к нелинейному росту эффективности ФЛ, сопровождаемому значительным красным сдвигом пика ФЛ (спектры для сплошных треугольников). Интегральная интенсивность ФЛ при постоянной накачке увеличивается более чем в 350 раз при десятикратном увеличении количества осажденного Сс18е. Это сопровождается сильным уширением пика ФЛ до 60 мэВ, свидетельствующем о формировании неоднородного массива КД с Д>ао, которые эффективно захватывают носители, подавляя их миграцию к центрам безызлучательной рекомбинации и, тем самым, обуславливая гигантский рост квантовой эффективности. При уу>3 МС наблюдается резкое (в 30 раз) падение интенсивности ФЛ, связанное, вероятно, с образованием дефектов уже в самих КД [27,28].

Спектры КЛ (10К, пространственное разрешение 500 нм) однослойных СёБеЖпБе структур с 1^=1.5-3.2 МС показали наличие резких сверхтонких пико!

угольники). Увеличение лу до критической тол)

(<1 мэВ), наложенных на широкий контур люминесценции [34]. Хорошее соответствие экспериментальных и моделируемых спектров получено в предположении, что узкие пики обусловлены экситонной люминесценцией из отдельных самоорганизующихся чистых С(1Бе островков (КД) толщиной ~5 МС и Д^б-15 нм. Меньшее содержание Сс1, наблюдаемое ВР ПЭМ (§4.2.1), требует больших В, . Средняя поверхностная плотность КД оценена на уровне ЗхЮ11 см"2, что хорошо согласуется с наблюдаемой ВР ПЭМ плотностью мелкомасштабных флуктуаций С<1, локализующих экситоны при низких температурах.

Приведешше результаты оптических исследований и выводы о внутреннем устройстве СёБе ДМС структур, часть из которых сделаны много раньше получения основных результатов структурных исследований (ВР ПЭМ, ВР РД) (см. §4.2.1), прекрасно согласуются с ними, демонстрируя эффективность оптических методов исследования эффектов самоорганизации. С точки зрения энергетического спектра, Ссйе/ЕпБе ДМС структуры в целом (при \у<3 МС) представляют собой 2Б систему, сочетающую мелкую уширенную 2пСс18е КЯ (матрицу) с вкрапленными протяженными островами более глубоких сверхтонких КЯ, обладающих ЗБ потенциалом локализации носителей, глубина которого определяется

В главе 5 рассмотрены различные варианты конструкций и характеристики ДГС РО лазерных структур (с оптической и инжекционной накачкой) сине-зеленого спектрального диапазона, созданных на основе Б- и Ве-содержащих соединений А2В6.

§5.1 посвящен исследованиям оптических и электрооптических характеристик традиционных лазерных гетероструктур с КЯ на основе соединений (М§,гп,Сс1)(8,8е) [35]. Все исследуемые структуры демонстрировали стимулированное излучение и лазерную генерацию при импульсной инжекционной накачке вплоть до 300 К. Спектры поляризованного волноводного электро-пропускания и вынужденного излучения при 300 К структур с гпЗБе эмиттерами, изорешеточ-ными к СаАэ, и резонансно-туннельной ZnTe/ZrLSe СР (для формирования квазиомического контакта к слоям 2п8е р-типа) исследовались в зависимости от толщины и числа 7пСс18е КЯ, принимая во внимание распределение упругих напряжений в структуре.

Теоретическое моделирование в рамках приближения "огибающих" функций спектров электро-поглощения относительно широких (—15 нм) 2пСс18е КЯ и расчет дисперсии комплексного коэффициента прохождения волноводных мод с помощью численного интегрирования одномерного волнового уравнения для оптического поля позволили идентифицировать электрооптический эффект, наблюдаемый в ОКЯ при комнатной температуре, как эффект Келдыша-Франца при квантовом ограничении [36,37].

Теоретический анализ спектров электропропускания ТЕ и ТМ волноводных мод позволил уточнить распределение напряжений и взаимное расположение зон тяжелых (АА) и легких (/А) дырок в ОКЯ и МКЯ структурах. В частности, спектры 15 нм Zno.78Cdo.22Se/ZnSe ОКЯ хорошо описываются моделью псевдоморфного

напряженного слоя, тогда как спектры волноводного электропропускания структуре с шестью 10 им Zno.74Cdo.26Se КЯ, разделенных 8.7 нм ZnSe барьерам! описываются моделью напряженной СР, релаксировавшей как целое. В этом сл) чае напряжения растяжения в барьерах выравнивают край поглощения lh в бары рах с краем поглощения hh в КЯ, в результате чего переходы типа-П с участием I в барьерах зарегестрированы экспериментально, как дополнительный край пс глощения в спектрах волноводной ТМ моды [36].

В спектрах вынужденного излучения структуры с 15 нм ZnCdSe ОКЯ пр 300 К лазерная генерация наблюдалась всего на 5-10 мэВ ниже по энергии кра поглощения hh, в отличие от более узких КЯ, где пик вынужденного излучени сдвинут на 40-60 мэВ за счет участия в процессах рекомбинации экситонных сс стояний [36]. Это показывает несущественность экситонных эффектов в проце< сах стимулированного излученияв широких (>10 нм) ZnCdSe/ZnSSe КЯ ир 300 К, определяемую значительным экситон-фононным взаимодействием в шире козонных материалах группы А2В6.

В результате сравнительного анализа характеристик ZnCdSe/Zn(S,Se) лазере с одной и тремя КЯ (толщиной >10 нм) показано, что конструкция лазера с ОК оказывается предпочтительной, обеспечивая меньшие пороговые плотности toi и большую дифференциальную квантовую эффективность, несмотря на релакс; цию напряжений в толстом ZnSe волноводе. В псевдоморфной МКЯ структур неоднородность инжекционной накачки по разным КЯ обуславливает дополи тельное поглощение в неоднородно накаченных слоях активной области, что пр) водит к длинноволновому сдвигу линии генерации и увеличению пороговс плотности тока [37]. Использование более широкозонных псевдоморфнь ZnMgSSe эмиттеров в ДГС РО структурах, выращенных в безостановочном р жиме (см. §4.1.1) с напряженными ZnSSe волноводом и ZnCdSe ОКЯ, позволш получить непрерывную генерацию при 300 К (Jnop=l кА/см2, >.=520 нм) [19].

Снижение плотности протяженных дефектов, оптимизация технологичесю условий роста и р-легирования широкозонных соединений А2В6, новый спосс формирования приконтактной ZnSe/ZnTe области, исследовавшиеся в данной р боте, являются необходимыми условиями для реализации долгоживущих лазеро но, видимо, не решают полностью проблемы "медленной" деградации (§1.6), пр пятствующей дальнейшему прогрессу в увеличении времени жизни сине-зелень лазеров. В данной работе была предложена новая концепция активной обласп лазерных структур А2Вб, направленная на улучшение их параметров и увеличен] времени жизни [38,39], основные моменты которой: 1) защита активной облас-от проникновения и развития протяженных и точечных дефектов и 2) пространс венное разделение дефектов и мест излучателыюй рекомбинации носителей неп средственно в активной области, - обсуждаются в §§5.2 и 5.3, соответствен« Кроме того, использование халькогенидов Ве, характеризуемых наибольш твердостью решетки среди всех соединений А2Вб, может привести к увеличен!: энергии активации образования и развития дефектов.

В §5.2 представлены результаты разработки задачи (1) путем введения волновода на основе разнополярно-напряженных коротко-периодных (7п,Сс1)8е/ 2п58е:(или Ве/пБе^пБе) СР в ДГС РО лазерные структуры, по аналогии с тем как мы это делали для получения низкопороговых инжекционных (Л1,Са)ЛБ ДГС РО КЯ лазеров [40]. Лазерные ДГС СР КЯ структуры с оптической накачкой включали нижний и верхний ограничивающие слои Zno.9Mgo.1So.15Seo.g5, толщиной 0.5 мкм и 0.1 мкм, соответственно, симметричный волновод в виде гп8о.148со.8б/^п,Сс1)8е СР, согласованный в целом по параметру решетки с ОаАэ, с одиночной 7 нм-гпС(18е КЯ в середине. Молярная доля Сс18е в КЯ и СР варьировалась от 0 до 0.27, что позволяет перекрывать дипазон длин волн от 470 до 523 нм. Активная область BeMgZnSe/ZnCdSc лазерных диодов состояла из (1нм-Bco.05Zno.95Se/!.5 нм-2п8е)82 СР волновода с 41rM-Zno.63Cdo.37Se КЯ. Лазерные диоды также включали широкозонные Beo.05Mgo o6Zno.91Se эмиттеры п- и р-типа толщиной 1мкм, легированные йодом и азотом, соответственно, а также 7п8е/ВеТе модулированно легированную коротко-периодхгую СР с переменным шагом и верхние сильно легированные р-контактные слои 10нм-ВеТе:№30нм^пТе:М.

Структурные и транспортные свойства разнополярно-напряженных многослойных структур, демонстрирующие их потенциал для повышения кристаллической стабильности гетероструктур и предотвращения распространения дефектов, а также способность обеспечивать эффективный транспорт носителей к КЯ, исследованы в главе 4. Значения пороговой нлотности мощности лазеров с СР волноводом (Р1Юр<20 кВт/см2), полученные в широком диапазоне длин волн генерации (490-523 нм) при 300К [41,42], находятся среди наименьших из ранее опубликованных для оптических лазеров с КЯ на основе соединений А2Вб, что свидетельствует об улучшении электрог чении оптимального оптического ограничения [41], а также об уменьшении концентрации центров безызлучательной рекомбинации в КЯ, ограниченной СР. Использование напряженных гпБЗе/гпСбЗе МКЯ структур общей толщиной 0.68 мкм в качестве активного тела вертикально излучающего лазера с внешними резонаторами позволило получить генерацию с />пор=110 кВт/см2 (300 К) [20].

Концепция СР волновода была с успехом применена в структурах BeMgZnSe/ZnCdSe ДГС РО КЯ инжекционных лазеров, работающих при комнатной температуре [43]. Спектры лазерной генерации этой структуры представлены на вставке рис. 12. Наименьшие достигнутые значения пороговой плотности тока ~450А/см2 при напряжение отсечки 7В, обусловлены не совсем оптимальными р-

того страничения для дырок в СР при обеспе

300К 1^450 АЛ:т'

10' 4 5

оо

Т0=307К ..О'

. о'°

<5

ОО'

Оооо00

0 50 100 150 200 250 300 Температура, К

ю

510 520 530 Длима волны, нм

О

легированием широкозонных эмиттеров и оптическим ограничением. Эффект существенного улучшения электронного ограничения дырок СР волноводом находит свое отражение в двукратном увеличении характеристической температуры (до Т0=307 К при 300К, рис. 12) по сравнению с Т0~160 К, типичной для структур с обычным Ве2п8е-волноводом. При температурах ниже 80 К наблюдается уменьшение с увеличением температуры, что указывает на реализацию условий термически-активированного транспорта носителей в Ве-содержащих СР. Кроме того, в лазерных диодах с захороненным полоском шириной 1мкм Т0 возросла до 340 К при Т>300 К, что обеспечило возможность импульсной генерации при максимальной температуре 140°С [16]. Приведенные значения являются максимальными из опубликованных для лазерных диодов на основе соединений А2Вб. И наконец, исследования АСМ сколотых граней лазеров различной конструкции показали, что СР волновод на порядок снижает амплитуду локальной деформации, вводимой в структуру 2пСс18е КЯ, за счет перераспределения напряжений на всю волноводную область [44].

В §5.3 показано, что замена КЯ области рекомбинации на одиночную Ссйе/гпБе ДМС наноструктуру с И---2.5-2.8 МС, характеризующуюся большой плотностью псевдоморфных 7пСс18е КД (ПЭМ изображение с поверхности приведено на рис. 13) и максимальной квантовой эффективностью (см. §4.2), приводит к удовлетворительному решению второй из вышеуказанных задач. Как в случае структур оптических 7пМё88с лазеров, так и в инжекционных ВеМ^пЗе лазерных диодах Ссйе/гпБе ДМС область рекомбинации была помещена в волновод на основе ZnSSe/ZnSe или BeZnSe/ZnSe СР, соответственно.

Структура ДМС СР лазера с оптической накачкой продемонстровала в 5 раз меньшее (минимальное из известных) значение пороговой плотности возбуждения при 300К (менее Рпор=4 кВт/см2 при А.-523 нм) по сравнению с Р„ор=19кВт/см' для лазерной структуры с ZnCdSc КЯ, излучающей на той же длине волны (рис 14) [45]. Температурные зависимости Рпор для обоих типов структур проявляют немонотонный характер с минимумом при 100 и 70 К, соответственно, что связано с различной величиной энергетического зазора между /А и М подзонами, обуславливающего термически активированный характер вертикального транспорте дырок в СР волноводе. Кроме того, СёБе ДМС лазерная структура не обнаруживала заметной деградации в течение 24 часов при плотности накачки, в 25 ра:

ревышающей пороговую (-100 кВт/см2), тогда как КЯ структура с той же плот-остью структурных дефектов деградировала в течение нескольких часов при '-ЗРщф. Рекордно низкие значения Рпор лазеров с оптической накачкой и их повышенная деградационная стойкость связаны с эффективной локализацией носителей в СёБе-обогащенных КД, что препятствует их миграции к более крупным релаксированным островкам и другим дефектным областям, где они могуг рекомбинировать безызлучательно и вызывать ускоренное размножение дефектов в активной области [45,46].

Этот вывод подтверждается и исследованием первых в мире непрерывных при 300К ВеМ^пБе лазер-ых диодов с СёБе ДМС областью рекомбинации и СР волноводом [47,48]. И хо-я их непрерывное время жизни не превышало 1 минуты, в квази-непрерывном сжиме (2 мкс, 1 кГц) при 300К они показали выходную мощность 200 мВт и существенно повышенную деградационную устойчивость по сравнению с лазерами с КЯ областью рекомбинации, выращенными в тех же усло-иях и имеющих сходную конструкцию [49].

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

! ходе диссертационной работы были получены следующие основные результа-ы.

. Созданы научные основы технологии получения методом МПЭ широкозонных соединений А2В6:

Развит универсальный термодинамический подход к описанию процессов роста при МПЭ, рассматривающий в качестве основных термодинамических параметров температуру подложки и равновесные потоки атомов и молекул взаимодействующих компонентов от поверхности роста;

На базе данного подхода разработано оригинальное теоретическое описание процессов МПЭ роста соединений в системе (Be,Mg,Zn,Cd)(S,Se), находящееся в хорошем количественном согласии с экспериментальными данными и обеспечивающее большую гибкость в выборе режимов выращивания псевдоморф-ных гетероструктур на основе ZnSe при заранее заданных составе, стехиометрии поверхности и скорости роста;

Разработаны методики экспериментального определения коэффициентов встраивания элементов II и VI групп, интегрально учитывающих кинетически контролируемые процессы на поверхности роста, в зависимости от различных параметров роста (температуры подложки, отношения потоков "У'Т/ТТ) и пара-

га

По-

1

300 к

й ¡3 7пСс15еЮ1 о

510 520 530 540.tr"

т.=175к .. □ ' 2.8 ДМСС<15е^.Д"Л"

.-а'

А дДД-А

Л'

0 100 200 300

Рис. 14 Температура, К

метров выращиваемых материалов (энергии связи взаимодействующих атомов);

- В приближении модели регулярного раствора определены границы областей нестабильности и несмешиваемости твердых растворов в системе Г^Дпь х8у8е1_у и показано, что спинодальный распад происходит вдоль диагонали К^Я^пБе, изопериодной к ОаАй.

2. На основе экспериментальных исследований процессов роста, легирования и дефектообразования разработана воспроизводимая технология получения методом МПЭ высокосовершенных КР гетероструктур широкозонных соединений А2В6 с заданными структурными, оптическими и электрическими свойствами:

- Определены оптимальные режимы роста и состояния поверхности ваАБ на начальной стадии гетероэпитаксиального роста в зависимости от химического состава используемого буферного слоя А2В6, приводящие к минимальной концентрации структурных дефектов в эпитаксиальных структурах А2В6 (ЮМо4 см'2);

- С помощью оригинально разработанных активаторов молекулярного азота с регулируемым составом пучка экспериментально доказана доминирующая роль возбужденных молекул N2 в образовании электрически стабильного мелкого азотного акцептора Ыэе в 2п8е№ в отличие от атомарного азота, ответственного также за формирование электрически нестабильных мелких допорны> центров, связанных с N в междоузлиях;

- Достигнуты концентрации электрически активной акцепторной примеси дс р=5х1019 см"3 в 2пТе:Ы, р=8х1017 см"3 в 7.п5е:Ы и до р=2*10п см"3 в гпУ^е* сЕе=2.94эВ ириЗООК;

- Впервые для МПЭ роста гетероструктур полупроводников А2В6 использован; концепция компенсации разнополярных напряжений в многослойных КР гетс роструктурах и СР, позволившая увеличить критические толщины многослой ных гетероструктур по сравнению с объемным материалом при одинаковод рассогласовании параметра решетки.

3. При исследовании свойств КР гетероструктур с КЯ и СР обнаружены и интер претированы новые физические эффекты:

- эффект автоэнитаксиального разворота кристаллической ориентации поверх ности роста с (001) к (310) в 5-легированных азотом СР ZnSdZr{lQ : 5Ы;

- улучшение оптического ограничения в структурах с узкими КЯ за счет эффек тивного повышения показателя преломления в КЯ в спектральной облает: вблизи экситонного резонанса;

- уменьшение роли экситонных состояний в процессах рекомбинации и элев тропоглощения в широких (>10 им) 7пСё8е/7п85е КЯ при комнатной темпе ратуре;

- механизм вертикального переноса дырок в короткопериодных СР, определяе мый процессом их термической активации в минизону легких дырок.

Выполнен цикл работ по выращиванию методами МПЭ и ЭПМ и исследованию одиночных самоорганизующихся низкоразмерных СёБе/гпБе ДМС структур и СР на их основе в диапазоне подкритических толщин Сс1Бе (<3 МС): Исследованы основные закономерности эпитаксии с повышенной миграцией атомов и предложен новый режим суб-монослойного осаждения; Отработаны методики определения количества осажденного материала и профиля его распределения на основе совместного анализа данных РД, ВР ПЭМ и ФЛ;

Прослежена эволюция морфологии ДМС структур как функции толщины СёБе

- от однородных 2пСс18е КЯ (<0.6 МС), уширенных до 5-7 МС, до плотного массива (>2><1010 см"2) самоорганизующихся псевдоморфных островков, обогащенных Сё, с латеральными размерами 8-40 нм и толщиной 7-10 МС - 20 квантовых дисков (0.6<\у<3 МС), обладающих сильным локализующим ЗБ потенциалом для носителей заряда;

Исследованы оптические и транспортные свойства однослойных СёБе^пБе ДМС структур и СР в зависимости от номинальной толщины СёБе, и показано, что эффекты локализации экситонов в самоорганизующихся гпСёБе 2П островках начинают проявляться в энергетическом спектре при толщинах свыше 0.6-0.7 МС и становятся доминирующими при приближении к критической толщине 3 МС.

Обнаружено явление индуцированного формирования квантовых точек на основе СёБе в суб-монослойной области толщин Ссйе ДМС вставки за счет нук-леации на напряженных островках ВеБе, предварительно осажденных на поверхность гпБе.

Предложен новый подход к решению проблемы деградации сине-зеленых лазеров заключающийся в (1) защите активной области от проникновения извне и развития протяженных и точечных дефектов и (2) пространственном разделении дефектов и мест излучательной рекомбинации носителей непосредственно в активной области.

На основе предложенного подхода была разработана технология выращивания ДГС РО лазерных структур на основе 8- или Ве-содержащих соединений с оригинальной конструкцией активной области, включающей:

- волновод на основе переменно-напряженных коротко-периодных СР (гп.СфБе/гпББе (и ВегпБе/гпБе), служащих для предотвращения распространения структурных и точечных дефектов в активную область, улучшения электронного ограничения в активной области при эффективном транспорте инжектированных носителей;

- области рекомбинации на основе Сс15е/7п8е ДМС наноструктуры, трансформирующейся в плотный массив самоорганизующихся квантовых дисков, которые служат центрами локализации и эффективной излучательной рекомбинации носителей заряда, подавляя их миграцию к дефектным областям и центрам безызлучательной рекомбинации;

- Созданы инжекционные лазеры со CP волноводом с рекордными характсри стической температурой 340К при ЗООК и максимальной рабочей температу рой(140°С);

- Созданы структуры лазеров для оптической накачки с CdSe ДМС областьк рекомбинации толщиной (2.5-2.8) МС с экстремально низкими значениям! пороговой плотности накачки (менее 4 кВт/см2, 300 К);

- Созданы впервые в мире непрерывные при ЗООК BeMgZnSe/BeZnSe/CdSe ла зерные диоды со CP волноводом и одиночной 2.6 МС CdSe ДМС областью ре комбинации.

Совокупность полученных в работе результатов может быть сформулирова на, как решение важной для нашей страны проблемы создания научных основ i разработки воспроизводимой технологии получения методом МПЭ квантово размерных гетероструктур широкозонных соединений А2Вб с заданными свойст вами для научных исследований и приборных применений в качестве источнике излучения синс-зеленого спектрального диапазона.

ОСНОВНЫЕ РАБОТЫ, ВКЛЮЧЕННЫЕ В ДИССЕРТАЦИЮ.

1. S. Ivanov, P. Kop'ev, Type-II (AlGa)SWInAs Quantum well structures am superlattices for opto- and microelectronics grown by molecular beam epitaxy / Chapter 4, in "Antimonide-related strained-layer heterostructures", ed. by M.C Manasreh, in Ser. "Optoelectronic properties of semiconductors and superlattices", vo' 3, (Gordon & Breach Science Publishers, 1997), pp. 95-170.

2. S.V. Ivanov, S.V. Sorokin, P.S. Kop'ev, J.R. Kim, H.D. Jung, H.S. Pari Composition, stoichiometry and growth rate control in MBE of ZnSe based ternary an quaternary alloys // J. Cryst. Growth, 1996, v.159, pp. 16-20.

3. S.V. Ivanov, S.V. Sorokin, I.L. Krestnikov, N.N. Faleev, B.Ya. Ber, I.V. Scdov; P.S. Kop'ev, Interplay of kinetics and thermodynamics in molecular beam epitaxy с (Mg,Zn,Cd)(S,Se) // J. Cryst. Growth, 1998, v. 184/185, pp. 70-74.

4. H.J. Lugauer, M. Keim, G. Reuscher, T. Gerhard, U. Zehnder, F. Fischer, A. Waaj G. Landwerh, S.V. Ivanov, T.V. Shubina, A.A. Toropov, N.D. Il'inskaya, P.S. Кор'ед Z.I. Alferov, MBE Grown CW Laser Diodes Based on Beryllium Containing II-\ Semiconductors //J. Cryst. Growth, 1999, v. 200/201, pp. 927-931.

5. S.V. Sorokin, S.V. Sorokin, V.A. Kaigorodov, S.V. Ivanov, The Instability an Immiscibility Region in MgxZni_xSySci.y Alloys, Proceedings of the 9th Int. Conf. on E VI Compounds, Kyoto, Japan, 1999, pp. 241-245.

6. S.V. Ivanov, R.N. Kyutt, G.N. Mosina, L.M. Sorokin, S.V. Sorokin, P.S. Kop'c Interrelation Between XRD and ТЕМ Characterization of High Quality (ZnMg)(SS< Based Epilayers and Heterostructures Grown by MBE // Inst. Phys. Conf. Ser. 155, IO Publishing Ltd., Bristol, UK, 1997, Chapter 3, p. 223-227.

7. A. Waag, H.-J. Lugauer, M. Keim, G. Reuscher, P. Grabs, G. Landwehr, S. Ivano' T. Shubina, A. Toropov, N. Il'inskaya, P. Kop'ev, Zh. Alferov, Laser Diodes Based с

3cryllium Containing П-Vl Semiconductors II Proceedings of 2nd Int. Symposium on 31ue Lazer and Light Emitting Diodes, Chiba, Japan, 1998, pp. 401-404.

V.A. Solov'ev, S.V. Sorokin, I.V. Sedova, G. Mosina, S.V. Ivanov, H.J. Lugauer, G. Icuscher, M. Keim, A. Waag, G. Landwehr, Cathodoluminesccnce Study of MBE jrown MgZnSSe and BeMgZnSe Alloy Based Heterostructures // J. Cryst. Growth, 1999, v. 200/201, pp. 481-485.

). A.B. Анкудинов, A.H. Титков, C.B. Иванов, C.B. Сорокин, H.M. Шмидт, П.С. Сопьев, Сканирующая туннельная микроскопия и спектроскопия сколов гетеро-¡труктур ZnSe/GaAs // ФТП, 1996, т. 30, вып. 4, стр. 730-738. [О. С.В. Иванов, H.H. Леденцов, М.В. Максимов, A.A. Торопов, Т.В. Шубина, Z.B. Сорокин, Х.С. Парк, Дж.Р. Ким, Э.С. О, Х.Д. Джонг, П.С. Копьев, Люминесценция нелегированных и легированных хлором слоев ZnCdSe и ZnxMgi.xSySei.y, толученных методом молекулярно-пучковой эпитаксии // ФТП, 1996, т. 30, вып. [, стр. 82-91.

11. A.B. Платонов, В.П. Кочерешко, С.В. Сорокин, С.В. Иванов, Композиционные I температурные зависимости показателя преломления эпитаксиальпых слоев Zni_ CdxSe // Оптика и спектроскопия, 1995, т. 79, стр. 647-649.

12. S.V. Ivanov, V.N. Jmerik, V.M. Kuznetsov, S.V. Sorokin, M.V. Maximov, I.L. Crestnikov, P.S. Kop'ev, Nitrogen doping of MBE grown ZnSe and related alloys with ligh N2 activation efficiency DC plasma source // Proc. Int. Symp. on Blue Lasers and Jght Emitting Diodes, Chiba, 1996, pp.301-304.

13. V.N. Jmerik, S.V. Sorokin, T.V. Shubina, N.M. Shmidt, I.V. Sedova, S.V. Ivanov, J.S. Kop'ev, Electrically Stable p-Type Doping of ZnSe Grown by Molecular Beam Epitaxy with Different Nitrogen Activators // Proc. 9th Int. Conf. on II-VI Compounds, Cyoto, Japan, 1999, pp. 210-213.

14. B.H. Жмерик, С.В. Иванов, M.B. Максимов, B.M. Кузнецов, H.H. Леденцов, Ü.B. Сорокин, С.Н. Домрачев, Н.М. Шмидт, И.Л. Крестников, П.С. Копьев, Легирование ZnSe с помощью высокоэффективного источника активного азота в процессе молекулярно-пучковой эпитаксии // ФТП, 1996, т. 30, вып. 6, стр. 1071-1084.

15. Т. Shubina, S. Ivanov, N. Shmidt, S. Sorokin, A. Toropov I. Krestnikov, G. Pozina, 3. Monemar, P. Kop'ev, MBE Growth and Electrooptical Study of ZnMgSSe:N and inSe:N Layers with Different Compensation Levels // Workbook IX European Workshop on MBE, 6th-10th April 1997, St.John's College, Oxford, p. P37.

16. S.V. Ivanov, A.A. Toropov, T.V. Shubina, S.V. Sorokin, A.V. Lebedev, I.V. Sedova, P.S. Kop'ev, G.R. Pozina, J.P. Bergman, B. Monemar, Growth and excitonic Droperties of single fractional monolayer CdSe/ZnSe structures // J. Appl. Phys., 1998, /. 83, pp. 3168-3171.

17. S.V. Sorokin, A.A. Toropov, T.V. Shubina, I.V. Sedova, A.A. Sitnikova, S.V. [vanov, P.S. Kop'ev, Peculiarities of MEE versus MBE Growth Kinetics of CdSe Fractional Monolayers in ZnSe // J. Cryst.Growth, 1999, v. 200/201, pp. 461-465.

18. M. Keim, M. Korn, F. Bensing, A. Waag, G. Landwehr, L.W. Molenkamp, S.V. [vanov, S.V. Sorokin, A.A Toropov, T.V. Shubina, P.S. Kop'ev, J. Seufert, R. Weigand,

G.Bacher, A. Forchel, Role of Be Surfactant and Growth Mode in CdSe Islan Nucleation on ZnSe // Proc. 9th Int. Conf. on II-VI Compounds, Kyoto, Japan, 199( pp. 208-211.

19. E.S. Oh, S.D. Lee, H.D. Jung, J.R. Kim, M.D. Kim, B.J. Kim, J.K. Ji, H.S. Park, T. Kim, S.V. Ivanov, A.A. Toropov, T.V. Shubina, Optical and structural properties с ZnCdSe/ZnSSc/ZnMgSSe separate confinement heterostructurcs // J. Appl. Phys., 199< v. 80, No. 9, p. 5951-5954.

20. T.V. Shubina, S.V. Ivanov, A.A. Toropov, G.N Aliev, M.G. Tkatchman, S.\ Sorokin, N.D. Il'inskaya, P.S Kop'ev, Extremely Thick ZnCdSe/ZnMgSSe Multip] Quantum Well Heterostructures for Optoelectronic Applications // J. Cryst. Growtl 1998, v. 184/185, pp. 596-600.

21. S.V. Sorokin, S.V. Ivanov, G.N. Mosina, L.M. Sorokin, P.S. Kop'ev, Tilte pseudomorphic ZnTe(310)/ZnSe(001) heterostracture grown by MBE // Inst. Phy Conf. Ser. 155, IOP Publishing Ltd., Bristol, UK, 1997, Chapter 3, p.219-222.

22. M.B. Максимов, И.Л. Крестников, C.B. Иванов, H.H. Леденцов, C.B. Сорокт Расчет уровней размерного квантования в напряженных ZnCdSe/ZnSe квантовы ямах // ФТП, 1997, т. 31, вып. 8, стр. 939-943.

23. Zh.I. Alferov, S.V. Ivanov, P.S. Kop'ev, A.V. Lebedev, N.N. Ledcntsov, МЛ Maximov, I.V. Scdova, T.V. Shubina, A.A. Toropov, Exciton-Induccd Enhancement < Optical Waveguide Confinement in (Zn,Cd)(Se,S) Quantum Well Las< Heterostructurcs // Superlatticcs and Microstructures, 1994, v. 15, No. 2, p. 65-68.

24. A.A. Toropov, T.V. Shubina, A.V. Lebedev, S.V. Sorokin, S.V. Ivanov, G.I Pozina, J.P. Bergman, В. Monemar, Dynamic of Vertical Transport of Photoexcitc Carries in Cd(Zn)Se/Zn(S)Se Short-Period Superlattices // Proceedings of 2nd In Symposium on Blue Lazer and Light Emitting Diodes, Chiba, Japan, 1998, p. 254-257.

25. A. Lebedev, S. Sorokin, A. Toropov, T. Shubina, N. Il'inskaya, O. Nekrutkina, ! Ivanov, G. Pozina, J.P. Bergman, B. Monemar, Optical Studies of Thermally-Activate Vertical Hole Transport in a ZnCdSe/ZnSSe Superlattice // Acta Physica Polonica l 1998, v. 94, pp. 421-426.

26. T. Shubina, S. Sorokin, A. Toropov, I. Scdova, A. Sitnikova, A.V. Ankudinov, A.i Titkov, S. Ivanov, I. Yamakawa, M. Ichida, A. Nakamura, Intrinsic Morphology ar Optical Properties of Self -Organized CdSe Fractional Monolayers in ZnSe Matrix Proc. 24th Int. Conf. on Physics of Semiconductors, Jerusalem, Israel, 1998, p. Мо-РЗ; 27.1. Sedova, T. Shubina, S. Sorokin, A. Sitnikova, A. Toropov, S. Ivanov, Г\ Willander, CdSe Layers of Below Critical Thickness in ZnSe Matrix: Intrins Morphology and Defect Formation // Acta Physica Polonica A, 1998, v. 94, pp. 519-52

28. A.A. Toropov, S.V. Ivanov, T.V. Shubina, S.V. Sorokin, A.V. Lebedev, A.i Sitnikova, P.S. Kop'ev, M. Willander, G. Pozina, J.H. Bergman, B. Monemar, Optic and Transport Properties of CdSc/ZnSe Self-Organized Nanostructures: 1-Dimension versus 3-Dimensional Quantum Confinement // Jpn. J. Appl. Phys., 1999, v. 38, p 566-569.

29. A. Sitnikova, S. Sorokin, T. Shubina, I. Scdova, A. Toropov, S. Ivanov, I»

/illander, ТЕМ Study of Self-Organization Phenomena in CdSe Fractional Monolayers i ZnSe Matrix // Thin Solid Films, 1998, v. 336, pp. 76-80.

). N. Peranio, A. Rosenauer, D. Gerthsen, S.V. Sorokin, I.V. Sedova, S.V. Ivanov, tructural and chcmical analysis of CdSe/ZnSe nanostructures by transmission electron licroscopy // Phys. Rev. B, 2000, v. 61, No. 23.

I. R.N. Kyutt, A.A. Toropov, S.V. Sorokin, T.V. Shubina, S.V. Ivanov, M. Karlsteen, [. Willander, Broadening of submonolayer CdSe sheets in CdSe/ZnSe superlattices udied by x-ray diffraction // Appl. Phys. Lett., 1999, v. 75, pp. 373-375. I. A.A. Toropov, S.V. Ivanov, T.V. Shubina, A.V. Lebedev, S.V. Sorokin, P.S. op'ev, G.R. Pozina, J.P. Bergman, B. Monemar, Disorder-Induced Exciton ocalization in a Fractional-Monolayer ZnSe/CdSe Superlattice // J. Cryst. Growth, J98, v. 184/185, pp. 293-296.

5. T.V. Shubina, A.A. Toropov, S.V. Ivanov, S.V. Sorokin, P.S. Kop'ev, G. Pozina, P. Bergman, B. Monemar, Optical Studies of Carries Transport Phenomena in dSe/ZnSe Fractional Monolayer Superlattices // Thin Solid Films, 1998, v. 336, j.377-380.

}. I. Yamakava, M. Ichida, S.V. Sorokin, A.A. Toropov, A.N. Titkov, S.V. Ivanov, A. akamura, Cathodoluminesccnce and Photoluminescence Decay Behaviors of CdSe ots Embedded in ZnSc // Proc. Int. Conf. on Luminescence, Osaka, 1999, pp. 376-379. 5. P.S. Kop'ev, S.V. Ivanov, Л.Л. Toropov, T.V. Shubina, S.V. Sorokin, M.V. [aximov, A.V. Lebedev, N.D. Il'inskaya, Molecular beam epitaxial growth of 4g,Zn,Cd)(S,Se) heterostructures for blue-green room temperature lasers (invited iper) // Proc. Int. Symp. on Nanostructures: Physics and Technology, St.Petersburg, Э95, p. 449-452.

5. A.A. Toropov, T.V. Shubina, S.V. Ivanov, A.V. Lebedev, S.V. Sorokin, E.S. Oh, .S. Park, P.S. Kop'ev, Quantum-confined Franz-Keldysh effect in (ZnCdSe)/(ZnSeS) aantum-well laser diodes // J.Ciyst. Growth, 1996, v. 159, pp. 463-466. 7. A.A. Торопов, C.B. Иванов, X.C. Парк, T.B. Шубииа, A.B. Лебедев, C.B. Copo-ш, Н.Д. Ильинская, M.B. Максимов, П.С. Копьев, Электропоглощенис и лазер-ая генерация в диодах с квантовыми ямами ZnCdSe/ZnSSe // ФТП, 1996, т. 30, ап. 4, стр. 656-669.

3. Ж.И. Алфёров, А.М. Васильев, С.В. Иванов, П.С. Копьев, Н.Н. Леденцов, М.Э. уценко, Б.Я. Мсльцер, В.М. Устинов, Снижение пороговой плотности тока в aAs-AIGaAs ДГС РО квантово-размерных лазерах (JIIOp-52 А/см2, Т=300К) при граничении квантовой ямы короткопериодной сверхрешёткой с переменным ша-5м // Письма в ЖТФ, 1988, т. 14, вып. 19, стр. 1803-1807

'). А.А. Toropov, S.V. Ivanov, T.V. Shubina, A.V. Lebedev, S.V. Sorokin, G.N. Aliev, LG. Tkatchman, N.D. Il'inskaya, P.S. Kop'ev, Waveguide and vertical-cavity optically Limped blue-green lasers based on ZnCdSe/ZnSSe superlattices and multiple quantum 'ells // Proc. of Int. Symp. Nanostructures: Physics and Technology, St.Petersburg, 997, pp.210-213.

40. С.В. Иванов, A.A. Тороиов, C.B. Сорокин, Т.В. Шубина, Н.Д. Ильинская, А.В Лебедев, И.В. Седова, П.С. Копьев, Ж.И. Алферов, Х.Д. Лугауэр, Г. Решер, М Кайм, Ф. Фишер, А. Вааг, Г. Ландвер, Молекулярно-пучковая эпитаксия перемен но-напряженных многослойных гетеросгруктур для сине-зеленых лазеров на ос нове ZnSe //ФТП, 1998, т. 32, стр. 1272-1276.

41. S.V. Ivanov, A.A. Toropov, S.V. Sorokin, T.V. Shubina, A.V. Lebcdev, P.S Kop'ev, Zh.I.Alferov, H.-J. Lugaucr, G. Reuscher, M. Keim, F. Fischer, A. Waag, G Landwehr, ZnSc-bascd blue-green laser with a short-period superlattice waveguide / Appl. Phys. Lett., 1998, v. 73, pp. 2104-2106.

42. S. Ivanov, A. Toropov, T. Shubina, V. Solov'ev, A. Ankudinov, A. Titkov, P Kop'ev, H.-J. Lugauer, G. Reuscher, M. Keim, F. Fischer A. Waag, and G. Landwchi Cross-Scctional Studies of BeMgZnSe/ZnCdSe Room Temperature Laser Diodes / Proc. 24th Int. Conf. on Physics Semiconductors, Jerusalem, Israel, 1998, p. Frl-Dl.

43. A.V. Ankudinov, A.N. Titkov, T.V. Shubina, S.V. Ivanov, P.S. Kop'ev, H.-J Lugauer, G. Reuscher, M. Keim, A. Waag, G. Landwehr, Cross-sectional atomic fore microscopy of ZnMgSSe- and BeMgZnSe-based laser diodes // Appl. Phys. Lett. 1999 v. 75, pp. 2626-2628.

44. S.V. Ivanov, A.A. Toropov, S.V. Sorokin, T.V. Shubina, I.V. Sedova, A.A Sitnikova, P.S. Kop'ev, Z.I. Alferov, A. Waag, H.-J. Lugauer, G. Rcuschcr, M. Keim G. Landwehr, CdSe-Fractional-monolayer Active Region of Molecular Beam Epitax; Grown Green ZnSe-Based Lasers // Appl. Phys. Lett. 1999, V.74, pp. 498-500.

45. S.V. Ivanov, A.A. Toropov, S.V. Sorokin, T.V. Shubina, I.V. Sedova, P. Kop'ev Zh. Alferov, A. Waag, H.-J. Lugauer, G. Rcuscher, M. Keim, G. Landwehr, ZnSe Based Lasers with a CdSe Fractional-Monolayer Active Region (invited paper) // Proc 2nd Int. Symp. Blue Laser and Light Emitting Diodes, Chiba, Japan, 1998, p. 419-424.

46. C.B. Иванов, A.A. Торопов, C.B. Сорокин, T.B. Шубина, И.В. Седова, П.С Копьев, Ж.И. Алферов, А. Вааг, Х.Д. Лугауер, Г. Решер, М. Кайм, Ф.Ф. Фишер, I Ландвер, Сине-зеленые лазеры на основе ZnSe с новым типом активной области , ФТП, 1999, т. 33, вып. 9, стр. 1115-1119.

47. S.V. Ivanov, A.A. Toropov, T.V. Shubina, S.V. Sorokin, A.V.Lebedev, I.V. Sedov; P.S. Kop'ev, II-VI Laser Heterostructures with Different Types of Activc Regio (invited paper) // Proc. 7th Int. Symp. Nanostructures: Physics and Technology, S Peterburg, 1999, pp. 1-6.

48. N.Yu. Gordeev, V.l. Kopchatov, S.V. Ivanov, P.S. Kop'ev, H.-J. Lugauer, С Rcuscher, A. Waag, G. Landwehr, Blue-green lasers: peculiarities of radiativ recombination//Inst. Phys. Conf. Ser. No. 166: IOP Publishing Ltd., Bristol, UK, 200( qhapter 7, pp. 527-530.

49. ,C.B. Иванов, П.С. Копьев, A.A. Торопов, Сине-зеленые лазеры на основе кс роткопериодных сверхрешеток в системе А(2)В(6) // УФН, 1999, т. 169, вып.4, ст] 468-470.

Содержание.

Введение.

1. Общая характеристика систем широкозонных материалов АЛВЛ и проблем, поднимаемых в диссертации (обзор литературы).

1.1. Существующие кинетические и термодинамические модели МПЭ применительно к ZnSe.

1.2. Структурные свойства эпитаксиальных пленок широкозонных соединений

ААВА. Особенности гетероэпитаксии на подложках GaAs.

1.3. Специфика дырочного легирования широкозонных полупроводниковых соединений на основе ZnSe.

1.3.1. Реакции легирования активированньми частицами.

1.3.2. Типы активаторов газообразного азота и их использования для легирования широкозонных соединений ААВА.

1.3.3. Исследования процессов дефектообразования и самокомпенсации в ZnSe:N.

1.4. Электронные свойства КР гетероструктур на основе широкозонных соединений А V.

1.5. Дробно-монослойные гетероструктуры CdSe/ZnSe.

1.6. Развитие исследований сине-зеленых лазеров на основе широкозонных соединений А V.

2. Разработка основ технологии роста методом МПЭ широкозонных соединений АЛВ* (теоретические и экспериментальные аспекты).

2.1. Технические аспекты реализации технологического процесса МПЭ широко-зоных соединений ААВА и гетероструктур на их основе и методики исследования их структурных, оптических и электрических свойств.

2.1.1. Состав и особенности установки МПЭ.

2.1.2. Методы in situ диагностики при МПЭ.

2.1.3. Методы ехsitu структурной, оптической и электрической характеризации эпитаксиальных слоев и гетероструктур.

2.2. Взаимосвязь термодинамики и кинетики при описании процессов роста при

МПЭ соединений ААВА. Теория и эксперимент.

2.2.1. Термодинамическая модель и основные отличительные особенности

МПЭ A V.

2.2.2. Теоретическое описание МПЭ роста Методики определения коэффициентов встраивания элементов.

2.2.3. МПЭ рост твердых растворов Zni.xCdxSe.

2.2.4. Выращивание твердых растворов ZnSySci.y при использовании ZnS в качестве источника серы.

2.2.5. МПЭ твердых растворов MgxZm.xSySei.y. Взаимодействие S и Mg в физадсорбированном состоянии. Твердые растворы BcxMgyZni-x-ySe.

2.2.6. Расчет областей неустойчивости и несмешиваемости твердого раствора MgyZni-xSySei-y.

3. Исследование МПЭ роста и легирования полупроводниковых пленок и ге-тероструктур на основе широкозонных соединений АЛВ*.

3.1. МПЭ рост нелегированных и легированных С1 эпитаксиальных пленок соединений (Be,Mg,Zn,Cd)(S,Se,Te) и их структурная и оптическая характери-зация.

3.1.1. Структурные свойства эпитаксиальных слоев. Формирование бездефектной гетерограницы ЛАВА/ОаЛ8.

3.1.2. Оптические свойства нелегированных и легированных С1 эпитаксиальных слоев.

3.1.3. Композиционная и температурная зависимость показателя преломления эпитаксиальных слоев Zni-xCdxSe.

3.2. Дырочное легирование широкозонных соединений ААВА с использованием плазменных активаторов молекулярного азота (N2) различного типа.

3.2.1. Конструкция и отличительные особенности оригинальных активаторов азота, используемых в данной работе.

3.2.2. Исследование процессов легирования и дефектообразования в слоях в ZnSe:N и твердых растворах на его основе, используя активаторы азота различного типа.

3.2.2.А. Легирование с использованием DC-VAS активатора азота.

З.2.2.Б. Легирование с использованием RF-CCM активатора азота.

3.2.3. Р-легирование широкозонных твердых растворов на основе ZnSe.

3.3. Технология полупроводниковых наноструктур со сверхтонкими (<3 монослоев) дробно-монослойными вставками CdSe в ZnSe матрице.

4. Свойства квантово-размерных гетероструктур на основе широкозонных соединений АЛВ*.

4.1. Исследование свойств эпитаксиальных гетероструктур с квантовыми ямами и сверхрешетками.

4.1.1. Структурные свойства.

4.1.2. Оптические свойства гетероструктур с КЯ и сверхрешетками.

4.1.3. Транспортные свойства гетероструктур с КЯ и сверхрешеткми.

4.2. Полупроводниковые наноструктуры со сверхтонкими (<3 монослоя) вставками С(18е в 2п8е матрице, и разупорядоченными коротко-периодными сверхрешетками на их основе.

4.2.1. Морфология и структурные свойства С<38е/2п8е ДМС структур.

4.2.2. Оптические и транспортные свойства самоорганизующихся С(18е/2п8е наноструктур и сверхрешеток на их основе. Связь с морфологией.

4.2.3. Индуцированное бериллием самоорганизованное формирование С(18е

КТ в суб-монослойных Сд8е/2п8е ДМС структурах.

5. Лазерные гетероструктуры для сине-зеленого спектрального диапазона.

Взаимосвязь технологии, особенностей конструкции и характеристик.

5.1. Электро-оптические исследования ДГС РО лазерных структур на основе широкозонных гетероструктур ААВА с широкими КЯ.

5.2. Исследования лазерных ААВА гетероструктур с 1пСй8е КЯ и волноводом в виде разнополярно-напряженной сверхрешетки на основе гп

§88е и Ве

§2п8е систем материалов.

5.3. Лазерные гетероструктуры с дробно-монослойной Сс18е активной областью и волноводом в виде разнополярно-напряженной сверхрешетки.

АКТУАЛЬНОСТЬ ПРОБЛЕМЫ. Развитие физики и технологии квантово-размерных (КР) гетероструктур на основе широкозонных полупроводниковых соединений А В является яркой демонстрацией эффективности взаимовлияния фундаментальных и прикладных исследований в современной науке. Экспериментальная демонстрация в 1991 г. стимулированного излучения (77К) в сине-зеленой области спектра при инжекционной накачке диодов с напряженными Zn(S,Se)/(Zn,Cd)Se квантовьми ямами (КЯ) [1*], ставшая возможной благодаря: 1) фундаментальным исследованиям оптических свойств объемных материалов на основе ZnSe в 70 - 80-х годах [2*], 2) наличию современной технологической базы, в частности метода молекулярно-пучковой эпитаксии (МПЭ) [3*], активно используемого к тому времени для синтеза гетероструктур соединений ААВА, и наконец, 3) открытию способа р-легирования ZnSe при МПЭ, основанного на применении плазменных источников возбужденного азота [4*], - вызвала мощный виток фундаментальных и технологических исследований, приведший уже в середине 1993 г. к созданию первого лазерного диода, работающего в непрерывном режиме при комнатной температуре (корпорация Сони, Япония). Возможность перекрытия всего сине-зеленого спектрального диапазона (460-550 нм) с помощью полупроводниковых гетероструктур на основе ZnSe имеет огромный практический интерес для оптоэлектронных применений, в частности для реализации систем проекционного лазерного телевидения, систем оптической обработки информации с плотностью записи, на порядок превосходящей действующие системы на базе ИК лазеров, устройств высокоразрешающей цветной печати и др.

Следует отметить, что для динамично развиваемых в последнее время гетероструктур АА-нитридов [5*], основных конкурентов ZnSe в сфере оптоэлектронных применений, по-прежнему проблематично получение стимулированного излучения в сине-зеленом спектральном диапазоне из-за принципиальных трудностей формирования малодефектных КЯ с большим содержанием 1п. К тому же, полимерные материалы, из которых изготавливаются лазерные компакт-диски, оказываются чрезвьиайно нестойкими к фиолетовому и УФ излучению нитридных лазеров.

В свою очередь, дальнейший прогресс в области приборных приложений КР гетероструктур ААВА, характеризующихся большой энергией связи экситона (превьппающей энергию возбуждения оптического фонона - £LO=31.5 МЭВ в ZnSe) и большой величиной критической концентрации экситонов, соответствующей переходу Мотта, невозможен без детального исследования механизмов участия экситонных состояний в процессах стимулированного излучения вплоть до комнатной температуры [6*]. Другая характерная особенность рассматриваемых структур связана со значительным рассогласованием кристаллических решеток материалов КЯ и барьеров (в пределе для 2п8е/С(18е и ZnSe/ZnTe Да/а~7%), обуславливающим сильные напряжения в слоях, что приводит к кардинальной перестройке энергетических зон исходных материалов, а также к малости толщин псевдо-морфных бездефектных слоев. Большие эффективные массы электронов и особенно дырок в данной системе материалов, и как следствие, малый Боровский радиус экситона (~5 нм в 2п8е), накладывают достаточно жесткие ограничения на максимальные толщины КЯ или латеральные размеры (Вл) 0-мерных квантовых объектов (например-, квантовых точек (КТ)) в случае их формирования, а также на толщины туннельно-прозрачных широкозонных барьеров в коротко-периодных сверхрешетках (СР).

Таким образом, конструирование гетероструктур с заданными электронными и оптическими свойствами требует получения структурно-совершенных эпитаксиальных пленок твердых растворов заданного химического состава (с точностью до 1-2%) и толпщны (с точностью до одного моноатомного слоя), что в условиях высоких давлений паров элементов П-й и особенно У1-й группы при низких температурах, а также необходимости использовать подложки ОаАз с существенно меньшим коэффициентом термического расширения и меньшей степенью ионности ковалентной связи предполагает проведение де-тальньк исследований физико-химических процессов при синтезе таких структур. С другой стороны, достижение высокого уровня понимания физических процессов в синтезированных структурах и создание методик, связьшающих фундаментальные свойства структур с параметрами самих структур и параметрами технологического процесса, позволит оптимизировать технологические режимы и модернизировать или создавать принципиально новые конструкции структур для научных целей и приборных применений.

К моменту начала диссертационной работы (конец 1993 г.), несмотря на довольно бурное развитие данной области исследований в мире, существовало множество "белых пятен" в решении этого комплекса взаимосвязанных проблем: отсутствовали понимание механизмов роста и азотного легирования при МПЭ (2п,Мд,С(1)(8,8е), а также согласованные модели роста бинарных, тройных и четверных соединений, способные обеспечить необходимую точность управления составом, скоростью роста и стехиометрией эпитакси-альных пленок; имевшиеся теоретические оценки и экспериментально измеренные значения таких параметров, как величины разрывов зон на гетерограницах тройных и четверных твердых растворов ZnCd8e/ZnMg88e, показатели преломления, критические толщины псевдоморфных слоев имели точность порядка 30-50%; данные о природе стимулированного излучения при инжекционной накачке фактически отсутствовали; причины быстрой деградации лазеров ААВА не бьши исследованы; эффекты самоорганизации при МПЭ росте Cd8e/ZnSe структур не исследовались и такие структуры не использовались при создании оптоэлектронных приборов; халькогениды Ве не вьфащивались МПЭ и не использовались в полупроводниковых лазерах.

В нашей стране технология МПЭ квантово-размерных гетероструктур широкозонных соединений Алвл отсутствовала, а их фундаментальные и прикладные исследования практически не проводились, хотя исследования объемных материалов в системе 2пС(18е [2*] и 2п88е [7*], в том числе и выращенных на ОаАз, имели довольно богатую историю. Таким образом, данная диссертационная работа, впервые в нашей стране посвященная решению всего комплекса перечисленных проблем, является актуальной как с научной, так и с практической точки зрения.

ЦЕЛИ И ЗАДАЧИ РАБОТЫ. Цель работы состояла в создании научных основ и разработке воспроизводимой технологии получения методом МПЭ квантово-размерных гетероструктур широкозонных соединений на основе Еп8е с заданными структурными, оптическими и электронными свойствами для фундаментальных исследований и применений в полупроводниковых лазерах сине-зеленого спектрального диапазона.

Для достижения указанной цели решался следующий комплекс задач:

- Разработка адекватного теоретического описания процессов роста широкозонных соединений АлВл на базе термодинамической модели, развитой предварительно для МПЭ соединений АлВл, способного интегрально учитывать кинетически контролируемые процессы на поверхности роста.

- Исследование путей минимизации концентрации структурных дефектов в эпитаксиаль-ных структурах АлВл, и прежде всего за счет решения проблемы создания бездефектной гетерограницы материалов АлВл и ОаАз.

- Разработка принципов и технологии электрически-стабильного р-легирования широкозонных соединений на основе ZnSe с помощью плазменно-активи-рованного азота в широком диапазоне концентраций (вплоть до р= 10 см").

- Разработка и апробирование новых экспериментальных методик, способных существенно расширить технологические возможности, а также объем получаемой информации о собственной морфологии наноструктур АлВл, количестве и природе точечньпс и протяженных дефектов, распределении напряжений, наличии и природе встроенных потенциальных барьеров.

- Исследование структурньк, электронных, оптических и транспортных свойств гетеро-структур с КЯ и СР, а также С(18е/2п8е дробно-монослойных (ДМС) наноструктур с квантовыми дисками (КД), спонтанно формирующимися в процессе вьфащивании материалов с большим рассогласованием параметров кристаллической решетки.

Разработка и реализация оригинальных концепций и подходов к конструированию лазерных гетероструктур ААВА для сине-зеленого спектрального диапазона, с целью оптимизации технологического процесса, улучшения лазерных характеристик и повышения деградационной стойкости лазерных структур.

НАУЧНАЯ НОВИЗНА И ПРАКТИЧЕСКАЯ ЗНАЧИМОСТЬ. Впервые развит последовательный термодинамический подход к описанию процессов при МПЭ. Разработано и экспериментально проверено самосогласованное теоретическое описание процессов МПЭ роста широкозонных соединений в системе (Ве,М§,2п,С(1)(8,8е), находящееся в хорошем количественном согласии с экспериментальными данньми.

Впервые с помощью разработанных ВЧ активаторов молекулярного азота экспериментально доказана доминирующая роль возбужденных молекул N2* в образовании электрически стабильного межого азотного акцептора N$6 и выявлена взаимосвязь параметров активатора азота и свойств легированных слоев гп8е:Н.

Впервые для МПЭ роста гетероструктур полупроводников ААВА использована концепция компенсации разно-полярных напряжений в многослойных КР гетероструктурах. Впервые в ААВА гетероструктурах с КЯ и СР проведены детальные исследования ряда физических эффектов, обусловленных особенностями релаксации, локализации, рекомбинации и транспорта носителей заряда в структурах с большой энергией связи эксито-на, и дана их интерпретация.

Впервые исследованы особенности роста методами МПЭ и эпитаксией с повышенной миграцией атомов (ЭПМ) одиночных С(18е/2п8е ДМС и СР на их основе в диапазоне подкритических толщин Cd8e (<3 монослоев (МС)). Детально прослежена эволюция их морфологических, оптических и транспортных свойств.

Разработан и экспериментально опробован для широкозонных соединений ААВ* ряд методик структурной, оптической и электрической характеризации, применимых как к одиночным пленкам, так и структурам лазерных диодов.

Получены первые в мире непрерывные при ЗООК BeMgZn8e/BeZn8e/CdSe лазерные диоды, содержащие СР волновод и одиночную 2.6 МС Cd8e ДМС область рекомбинации, трансформирующуюся в плотный массив самоорганизующихся ZnCd8e наноост-ровков - квантовых дисков, обогащенных Cd.

НА ЗАЩИТУ ВЫНОСЯТСЯ

1. Физико-химические основы технологии МПЭ КР гетероструктур широкозонных соединений ААВА, разработанные в результате экспериментальных и теоретических исследований процессов роста, легирования, дефектообразования и самоорганизации.

2. Результаты экспериментальных исследований энергетического спектра носителей заряда, механизмов транспорта носителей вдоль оси роста и роли экситонных состояний в процессах стимулированного излучения в КЯ и СР на основе систем материалов (М^^)^^е,Те) и (Бе,М^п,Са)(8е,Те).

3. Результаты экспериментальных исследований структурных и оптических свойств CdSe/ZnSe низкоразмерных наноструктур, самоорганизованно формирующихся в процессе МПЭ роста при дробно-монослойном осаждении CdSe в подкритическом диапазоне номинальных толпщн (<3 МС)

4. Конструкция и технология лазерных структур на основе систем материалов ZnMgSSe и BeMgZnSe, включающих:

- коротко-периодные разнополярно-напряженные СР в качестве волновода, служащие для предотвращения распространения структурных и точечных дефектов в активную область и улучшения электронного ограничения в активной области при эффективном транспорте инжектированных носителей;

- CdSe/ZnSe ДМС наноструктуры в качестве активной области, представляющей собой плотный массив самоорганизующихся квантовых дисков, которые служат центрами локализации и эффективной излучательной рекомбинации носителей заряда.

Материалы диссертационной работы докладьшались и обсуждались на Всероссийских и международных конференциях и симпозиумах:

• 7, 8, 9 Международных конференциях по соединениям ААВА (Эдинбург, Великобритания, 1995 г., Гренобль, Франция, 1997 г., Киото, Япония, 1999 г.).

• 23, 24 Международных конференциях по физике полупроводников (Берлин, Германия, 1996 г., Иерусалим, Израиль, 1998 г.).

• 10 Междз'народной конференции по молекулярно-пучковой эпитаксии (Канн, Франция, 1998 г.).

• VIII, IX Европейских симпозиумах по МПЭ (Сьерра Невада, Испания, 1995 г.; Оксфорд, Великобритания, 1997 г.).

• 1, 2 Международных симпозиумах по синим лазерам и светодиодам (Чиба, Япония, 1996 г., Кисарацу, Япония, 1998 г.).

Международном симпозиуме по квантовым точкам, Саппоро, Япония, 1998 г. Международных симпозиумах "Наноструктуры: Физика и Технология (Санкт-Петербург, 1995,1996,1997,1998,1999 гг.).

3,4 Российской конференции по физике полупроводников (Москва, 1997 г., Новосибирск, 1999 г.)

22, 23, 26 Международных симпозиумах по полупроводниковым соединениям (Чечжу, Южная Корея, 1995 г., Санкт-Петербург, Россия, 1996 г., Берлин, Германия, 1999 г.). Весенней Европейской конференции Общества исследования материалов (MRS) (Страсбург, Франция, 1998 г.).

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

В ходе диссертационной работы были получены следующие основные результаты. 1. Созданы научные основы технологии получения методом МПЭ широкозоиных соединений ААВА

- Развит универсальный термодинамический подход к описанию процессов роста при МПЭ, рассматривающий в качестве основных термодинамических параметров температуру подлолски и равновесные потоки атомов и молекул взаимодействующих компонентов от поверхности роста;

На базе данного подхода разработано оригинальное теоретическое описание процессов МПЭ роста соединений в системе (Be,Mg,Zn,Cd)(S,Se), находящееся в хорошем количественном согласии с экснеримента1п>ными датптыми и обеспечивающее большую гибкость в выборе режимов выращивания псевдоморфных гетероструктур на основе ZnSe при заранее заданных составе, стехиометрии поверхности и скорости роста; Разработаны методики экспериментального определения коэффициентов встраивания элементов И и VI групп, интегрально учитывающих кинетически контролируемые процессы на поверхности роста, в зависимости от различных параметров роста (температуры подлол<ки, отношения потоков VI/II) и параметров выращиваемых материалов (энергии связи взаимодействующих атомов);

В приближении модели регулярного раствора определены грапии,ы областей нестабильности и несмешиваемости твердых растворов в системе ЫgАZn|.,<SySe|.y и показано, что спинодальный распад происходит вдоль диагонали MgS-ZnSe, изопериодной к ОаЛ8.

На основе экспериментальных исследований процессов роста, легирования и дефекто-образования разработана воспроизводимая технология получения методом МПЭ высо-косовершепных КР гетероструктур широкозонуплх соединений ЛАВ'' с заданными структурными, оптическими и электрическими свойствами:

Определены оптимальные рел<имы роста и состояния поверхности ОаЛ8 на начальной стадии гетероэпитаксиального роста в зависимости от химического состава используемого буферного слоя Аава приводящие к минимальной концентрации структурных дефектов в эпитаксиальных структурах ААВ*А (10А-10" см"А);

С помощью оригинально разработанных активаторов молекулярного азота с регулируемым составом пучка экспериментально доказана доминирующая роль возбужденных молекул N2* в образовании электрически стабильного мелкого азотного акцептора Ngj. в ZnSe:N в отличие от атомарного азота, ответственного также за формирование электрически нестабильных мелких донорных центров, связанных с N в междоузлиях; Достигнуты концентрации электрически активной акцепторной примеси до р=5х10'А см"А в ZnTe:N, р=8х10'А см"А в ZnSe:N и до р=2х10'А см"А в ZnMgSSe:N с Eg=2.94 эВ при ЗООК;

Впервые для МПЭ роста гетероструктур полупроводников ААВ** использована концепция компенсации разнополярных напрял<ений в многослойных КР гетероструктурах и СР, позволившая увеличить критические толщины многослойных гетероструктур по сравнению с объемным материалом при одинаковом рассогласовании параметра решетки.

3. При исследовании свойств КР гетероструктур с К51 и СР обнарул<ены и интерпретированы новые физические эффекты: эффект автоэпитаксиалыюго разворота кристаллической ориентации поверхности роста с (001) к (310) в 6-легированных азотом СР 2п8е/7лТе: бЫ;

- улучшение оптического ограничения в структурах с узкими КЯ за счет эффективного повышения показателя преломления в КЯ в спектральной области вблизи экситонного резонанса;

- уменьшение роли экситопных состояний в процессах рекомбинации и электропоглощения в широких (>10 им) 7пС(18е/7п88е КЯ при комнатной температуре;

- механизм вертикального переноса дырок в короткопериодных СР, определяемый процессом их термической активации в минизону легких дырок.

4. Выполнен цикл работ по выращиваниро методами МПЭ и ЭПМ и исследованию одиночных самоорганнзушнц1хся 1Н!Зкоразмсрных Сс18с/7л)8с /1,МС структур и С'Р на их основе в диапазоне подкритических голтцип Сс18е (<3 МС):

Исследованы основные зако1юмерности эпитаксии с повышенной миграцией атомов и предлолсен новый рел<им суб-монослойного осаждения;

Отработаны методики определения количества осалсденного материала и профиля его распределения на основе совместного анштза данных РД, ВР ПЭМ и ФЛ;

- Прослежена эволюция морфологии ДМС структур как функции толщинтл Сс18е - от однородных 7пСс18е КЯ (<0.6 МС), уширенных до 5-7 МС, до плотгюго массива (>2х10"'см"А) самоорганизующихся псевдоморфных островков, обоганюниых Сс1, с латеральными размерами 8-40 нм и толнщной 7-10 МС - 20 квантовых дисков (0.6<\у<3 МС), обладающих сильным Локализующим 30 потенциалюм для носителей заряда;

Исследованы оптические и транспортные свойства однослойных Сс18е/7п8е ДМС структур и СР в зависимости от номинальной толщины Сс18е, и показано, что эффекты локализации экситонов в самоорганизующихся 7пСд8е 20 островках начинают проявляться в энергетическом спектре при толщинах свыше 0.6-0.7 МС и становятся доминирующими при приближении к критической толщине 3 МС.

- Обнарул<ено явление индуцированного формирования квантовых точек на основе Сс18е в суб-монослойной области толщин С(18е ДМС вставки за счет нуклеации на на-прял<енных островках Ве8е, предварительно осажденных на поверх1Юсть 7п8е.

5. Предлолсен новый подход к решению проблемгл деградации сине-зеленглх лазеров заключающийся в (1) занцгге активной области от проникновения извне и развгггия нротяженных и точечных дефектов и (2) пространственном разделении дефектов и мест излучательной рекомбинации носителей непосредственно в активной области. На основе предлол<енного подхода была разработана технология выращивания ДГС РО лазерных структур на основе 8- или Ве-содержащих соединений с оригинальной конструкцией активной области, включающей: волновод на основе неременно-напрялсенных коротко-периодных СР (7п,С(1)8е/7>п88е (и Ве7п8е/7п8е), слулсащих для предотврагцения распространения структурных и точечных дефектов в активнуро область, улучшения элекгротнюго ограничения в активной области при эффективном транспорте инлсектированных носителей; области рекомбинагнти на основе Сс18е/7п8е ДМС наноструктуры, трансформирующейся в плотный массив самоорганизующихся кваггговых дисков, которые слул<ат центрами локализации и эффективной излучательной рекомбинации носителей заряда, подавляя их миграцию к дефектным областям и центрам безызлуча-тельной рекомбинации; Созданы инжекционные лазеры со СР волноводом с рекордными характеристической температурой 340К при ЗООК и максимальной рабочей температурой (140"С); Созданы структуры лазеров для оптической накачки с Сс18е ДМС областью рекомбинации толщиной (2.5-2.8) МС с экстремально низкими значениями пороговой плотности накачки (менее 4 кВт/смА, 300 К);

Созданы впервые в мире непрерывные при ЗООК ВеМ§7п8е/Ве7п8е/Сс18е лазерные диоды со СР В0Л1ЮВ0Д0М и одиночной 2.6 МС Сс18е ДМС областью рекомбинации.

Совокупность полученных в работе результатов молсет быть сформулирована, как решение важной для нашей страны проблемы создания научных основ и разработки воспроизводимой технологии получения методом МПЭ квантово-размерных гетероструктур широкозонных соединений аав*а с заданными свойствами для научных исследовагшй и приборных применений в качестве источников излучения сине-зеленого спектрального диапазона. в заключении мне хочется поблагодарить всех, чье участие, помощь и поддержка способствовали реализации этой программы исследований и написанию диссертационной работы. Прелсде всего моих коллег и друзей, без совместных напряженных усилий которых эта работа была бы невозможна: Алексея Торопова, Татьяну Шубину, Сергея Сорокина, Ирину Седову, Валентина Жмерика, Антона Лебедева, Виктора Соловьева, Алевтину Копьеву, Регинальда Кютта, Аллу Ситникову, Наталью Ильинскую, Наталью Шмидт, Игоря Крестиикова; моих старых коллег, вместе с которыми мы добивались первых успехов в освоении технологии МПЭ - Бориса Мельцера, Николая Леденцова, Виктора Устинова, и других сотрудников лабораторий института.

Моих учителей: Ж.И. Алферова, заразившего меня своей любовью к физике и Физтеху, и П.С. Копьева, моего старшего товарища и руководителя с институтской практики и по сей день; профессоров базовой кафедры ФТИ им. А.Ф. Иоффе при ЛЭТИ им. Ульянова (Ленина), которую мне выпало счастье закончить: В.И. Переля, М.И. Дьяконова, Б.И. Шкловского, В.М. Андреева, A.A. Рогачева, Б.В. Царенкова, В.Г. Скобова, О.В. Константинова, Б.П. Захарченю, В.Н. Абакумова, Д.Н. Третьякова и др., а такл<е преподавателей ЛЭТИ.

Я также благодарен моим иностранным коллегам за плодотворное многолетнее сотрудничество и человеческое взаимопонимание: группе Dr. H.S. Park (Институт передювых технологий компании "Самсунг Электронике", Корея), лаборатории Prof. G. Landwer и Prof. А. Waag (Институт физики Университета г. Вюрцбург, Германия), лаборатории Prof В. Мопешаг (Отдел физики и технологии Университета г. Лиичепипг, Швеция), лабораторию Prof М. Willander (Университет г. Гетеборга и Чалмерс Университет, ОТвеция) и лаборатории Prof. А. Nakaraura (Институт физики Университета г. Иагоя, Япония).

1. Box islands on GaAs (100) // Phys. Rev. Lett., 1995, v. 75, No 13, pp. 2542-2545.269*. J. C. Kim, H. Rho, L. M. Smith, H. E. Jackson, S. Lee, M. Dobrowoiska, L. L. Merz, J. K.

2. Furdyna, Spectroscopic characterization of the evolution of self-assembled CdSe quantum dots //

3. Работы, вошедшие в диссертацию.

4. S.V. Ivanov, S.V. Sorokin, U.S. Park, T.I. Kim, P.S. Kop'ev, Thermodynamic approach to composition and growth rate control in MOE of ZnSSe // Workbook of the 8th European Workshop on MB E, 1995, Sierra-Nevada, p .l 19

5. S.V. Ivanov, S.V. Sorokin, P.S. Kop'ev, J.R. Kim, H.D. Jung, U.S. Park, Composition, stoichiometry and growth rate control in MBE of ZnSe based ternary and quaternary alloys // J. Cryst. Growth, 1996, v. 159, pp. 16-20.

6. S.V. Ivanov, S.V. Sorokin, I.E. Krestnikov, N.N. Faleev, B.Ya. Ber, I.V. Sedova, P.S. Kop'ev, Interlay of kinetics and thermodynamics in molecular beam epitaxy of (Mg,Zn,Cd)(S,Se) // J. Cryst. Growth, 1998, v. 184/185, pp. 70-74.

7. S.V. Sorokin, V.S. Sorokin, V.A. Kaigorodov, S.V. Ivanov, The Instability and Immiscibility Region in MgxZui.xSySei.y Alloys // Proceedings of the 9th Int. Conf on 11-Vl Compounds, Kyoto, Japan, 1999, pp. 241-245.

8. А.В. Анкудинов, А.Н. Титков, СВ. Иванов, СВ. Сорокин, И.М. Шмидт, П.С Копьев, Сканирующая туннельная микроскопия и спектроскопия сколов гетероструктур ZnSe/GaAs // ФТП, 1996, т. 30, вып. 4, стр. 730-738.

9. А.В. Платонов, В.П. Кочерешко, СВ. Сорокин, СВ. Иванов, Композиционные и температурные зависимости показателя преломления эпитаксиальных слоев Ziii.xCdxSe // Оптика и спектроскопия, 1995, т. 79, стр. 647-649.

10. V. N. Jmerik, S.V. Ivanov, Generation of atomic nitrogen beam for molecular beam epitaxial growth of ZnSe:N using EH discharge with vacuum anode sheath // J. Tech. Phys., 1999, v.40, No. 1, pp. 217-21.

11. V.N. Jmerik, S.V. Sorokin, T.V. Shubina, N.M. Shmidt, I.V. Sedova, S.V. ivanov, I'.S.

12. Kop'ev, Electrically Stable p-Type Doping of ZnSe Grown by Molecular Beam Epitaxy with Different Nitrogen Activators // Proc. 9th Int. Conf on II-VI Compounds, Kyoto, Japan, 1999, pp.210-213.

13. S.V. Sorokin, A.A. Toropov, T.V. Shubina, I.V. Sedova, A.A. Sitnikova, S.V. Ivanov, P.S. Kop'ev, Peculiarities of MEE versus MBE Growth Kinetics of CdSe Fractional Monolayers in ZnSe // J. CrystGrowth, 1999, v. 200/201, pp. 461-465.

14. S.V. Sorokin, S.V. Ivanov, G.N. Mosina, L.M. Sorokin, P.S. Kop'ev, Tilted pseudomorphic ZnTe(310)/ZnSe(001) heterostructure grown by MBE // Inst. Phys. Conf Ser. 155, lOP Publishing Ltd., Bristol, UK, 1997, Chapter 3, p.219-222.

15. M.B. Максимов, И.Л. Крестников, С В. Иванов, Н.Н. Леденцов, С В . Сорокин, Расчет уровней размерного квантования в напряженных ZnCdSe/ZnSe квантовых ямах // ФТП, 1997, т. 31, вып. 8, стр. 939-943.

16. I. Sedova, T. Shubina, S. Sorokin, A. Sitnikova, A. Toropov, S. Ivanov, M. Willander, CdSe Layers of Below Critical Thickness in ZnSe Matrix: Intrinsic Morphology and Defect Formation // Acta Physica Polonica A, 1998, v. 94, pp. 519-524

17. A. Sitnikova, S. Sorokin, T. Shubina, I. Sedova, A. Toropov, S. Ivanov, M. Willander, ТЕМ Study of Self-Organization Phenomena in CdSe Fractional Monolayers in ZnSe Matrix // Thin Solid Films, 1998, v. 336, pp. 76-80.

18. N. Peranio, A. Rosenauer, D. Gerthsen, S.V. Sorokin, l.V. Sedova, S.V. Ivanov, Structural and chemical analysis of CdSe/ZnSe nanostructures by transmission electron microscopy // Phys. Rev. B, 2000, v. 61, No. 23.

19. R.N. Kyutt, A.A. Toropov, S.V. Sorokin, T.V. Shubina, S.V. Ivanov, M. Karlsteen, M. Willander, Broadening of submonolayer CdSe sheets in CdSe/ZnSe superlattices studied by x-ray diffraction // Appl. Phys. Lett., 1999, v. 75, pp. 373-375.

20. T.V. Shubina, A.A. Toropov, S.V. Ivanov, S.V. Sorokin, P.S. Kop'ev, G. Pozina, J.P. Bergman, B. Monemar, Optical Studies of Carries Transport Phenomena in CdSe/ZnSe Fractional Monolayer Superiattices // Thin Sohd Films, 1998, v. 336, pp.377-380.

21. A.A ToponoB, T.B. Шубина, СВ. Иванов, СВ. Сорокин, А.В. Лебедев,П.С. Копьев, G.R. Pozina, J.P. Bergman, and В. Monemar, Динамика локализованных экситонов в выра-щетюй методом МПЭ сверхреиютке с субмонослоями CdSe // ФТТ, 1998, т. 40, стр. 837839.

22. A.A. Toropov, T.V. Shubina, S.V. Ivanov, A. V. Lebedev, S.V. Sorokin, E.S. Oh, H.S. Park, P.S. Kop'ev, Quantum-confined Franz-Keldysh effect in (ZnCdSe)/(ZnSeS) quantum-well laser diodes // J.Cryst. Growth, 1996, v. 159, pp. 463-466.

23. A.A. ToponoB, C.B. Иванов, X.C. Парк, T.B. Шубина, A.B. Лебедев, СВ. Сорокин, Н.Д. Ильинская, М.В. Максимов, П.С. Коньев, Электропоглощение и лазерная генерация в диодах с квантовыми ямами ZnCdSe/ZnSSe // Ф1Т1, 1996, т. 30, вып. 4, стр. 656-669.

24. СВ. Иванов, П.С Копьев, А. А. Торопов, Сине-зеленые лазеры на основе короткопе-риодных сверхрешеток в системе А(2)В(6) //УФН, 1999, т. 169, вып.4. стр. 468-470.