Полупроводниковые квантово-размерные гетероструктурыпа основе широкозонных соединений А2 В6(основы технологии получения методоммолекулярно-пучковой эпитаксии и исследование свойств) тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.10 ВАК РФ

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

На правах рукописи

гГБ ОД

ИВАНОВ Сергей Викторович 3 д 2000

УДК 621.315.592

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

специальность 01.04.10 - физика полупроводников 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 Л.Е.

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

Защита состоится 45 " ¿/•Ю/^гД 2000 г. в го час. на засе-

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

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

Диссертация разослана " Ж&& 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 соединении 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 2п(5,5е)/(7п,Сс1)8е квантовыми ямами (КЯ) [1*], ставшая возможной благодаря: 1) фундаментальным исследованиям оптических свойств объемных материалов на основе ЕпБе 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 ЕпБе 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 2пБе 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 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 (1п,Оа)Ы КЯ с большим содержанием 1п. К тому же, полимерные материалы, из которых изготавливаются лазерные компакт-диски, оказываются чрезвычайно нестойкими к фиолетовому и УФ излучению питридных лазеров.

В свою очередь, дальнейший прогресс в области приборных приложений КР гетероструктур А2В6, характеризующихся большой энергией связи экситона (превышающей энергию возбуждения оптического фонона — 31.5 мэВ в /пБс) и большой величиной критической концентрации экситонов, соответствующей переходу Мотта, невозможен без детального исследования механизмов участия эк-ситонных 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 гпБе/СёБе и 2п5е/ХпТе 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 (¿)() 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 И-й и особенно У1-Й группы при низких температурах, а также необходимости использовать подложки ОаАБ 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 шш 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 (гп,Г^,Сс!Х8,8е), 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 2пСс18е^пМ§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 СёБе^пБе структур не исследовались и такие структуры не использовались при создании онтоэлектронных приборов; халькогениды Ве не выращивались МПЭ и не использовались в полупроводниковых лазерах.

В нашей стране технология МПЭ квантово-размерных гетероструктур широкозонных соединений А2Вб отсутствовала, а их фундаментальные и прикладные исследования практически не проводились, хотя исследования объемных материалов в системе 7пСс18е [2*] и ZnSSc [7*], в том числе и выращенных на ОаЛБ,

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.

ШЛИ И ЗАДАЧИ РАБОТЫ. Цель работы состояла в создании научных основ и разработке воспроизводимой технологии получения методом МПЭ квапто-во-размерпых гетероструктур широкозонных соединений на основе 7п5е 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 А2Вб на базе термодинамической модели, развитой предварительно для МПЭ соединений А3В5, способного интегрально учитывать кинетически контролируемые процессы на поверхности роста.

-Исследование путей минимизации концентрации структурных дефектов в эпи-таксиальных структурах А2Вб, и прежде всего за счет решения проблемы создания бездефектной гетерограницы материалов А2В6 и ОаАз. -Разработка принципов и технологии электрически-стабильного р-легироваиия широкозонных соединений на основе 7п8е с помощью плазменно-активи-рованного азота в широком диапазоне концентраций (вплоть до р=1018 см"3). - Разработка и апробирование новых экспериментальных методик, способных существенно расширить технологические возможности, а также объем получаемой информации о собственной морфологии наноструктур А2В6, количестве и природе точечных и протяженных дефектов, распределении напряжений, наличии и природе встроенных потенциальных барьеров. -Исследование структурных, электронных, оптических и транспортных свойств гетероструктур с КЯ и СР, а также Ссйе/7п5е дробно-монослойных (ДМС) наноструктур с квантовыми дисками (КД), спонтанно формирующимися в процессе выращивании материалов с большим рассогласованием параметров кристаллической решетки.

-Разработка и реализация оригинальных концепций и подходов к конструированию лазерных гетероструктур А2В6 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 широкозониых соедине-

пий в системе (Вс,К^^п,Сс1)(8,5е), находящееся в хорошем количественном согласии с экспериментальными данными.

• Впервые с помощью разработанных ВЧ активаторов молекулярного азота экспериментально доказана доминирующая роль возбужденных молекул N2 в образовании электрически стабильного мелкого азотного акцептора и выявлена взаимосвязь параметров активатора азота и свойств легированных слоев гпБс^.

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

• Впервые в А2В6 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 экситона, и дана их интерпретация.

• Впервые исследованы особенности роста методами МПЭ и эпитаксией с по-вышешюй миграцией атомов (ЭПМ) одиночных СёБе/гпБе ДМС и СР на их основе в диапазоне подкритических толщин СёБе (<3 монослоев (МС)). Детально прослежена эволюция их морфологических, оптических и транспортных свойств.

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

• Получены первые в мире непрерывные при 300К ВеМ££п8е/Ве7п8е/Сс18е лазерные диоды, содержащие СР волновод и одиночную 2.6 МС Сс&е ДМС область рекомбинации, трансформирующуюся в плотный массив самоорганизующихся 2пСс18е наноостровков - квантовых дисков, обогащенных Сс1.

НА ЗАЩИТУ ВЫНОСЯТСЯ

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

2. Результаты экспериментальных и теоретических исследований энергетического спектра носителей заряда, механизмов транспорта носителей вдоль оси роста и роли экситопжлх состояний в процессах стимулированного излучения в КЯ и СР на основе систем материалов (М§,2п,Си)(8,8е,Те) и (Ве,М&гп,С(1)(8е,Те).

3. Результаты экспериментальных исследований структурных и оптических свойств Сё8е/2п8е низкоразмерных наноструктур, самоорганизованно формирующихся в процессе МПЭ роста при дробно-монослойном осаждении Сс18е в 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 инжектироваштк 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 докладывались и обсуждались на Всероссийских и международных конференциях и симпозиумах:

• 7, 8, 9 Международных конференциях по соединениям А2Вб (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 55 печатных работах и 1 монографии.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, 5 глав, заключения и списка цитируемой литературы, включающего 258 наименований. Общий объем диссертации составляет 287 страниц, включая 197 страниц текста, 133 рисунка и 11 таблиц.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении указаны предпосылки и основные причины бурного развития в 90-х годах физики и технологии широкозонных соединений А2В6, как базовых материалов светоизлучающих 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 КР 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 2пБе [10*, 11*]. В последнем случае, в отличие от МПЭ соединений А3В5, применение кинетического подхода представляется более обоснованным, так как эпитаксия проводится при температурах много ниже температур заметной термической диссоциации соединений, т. е. вдали от квази-равновесия. Однако, построение согласованной кинетической модели роста бинарного соединения ^пБе [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 Тп, скоростью роста и отношением потоков У1/И). Проблематична также трактовка самого понятия "отношение У1/11", как отношения абсолютных интенсивностей падающих потоков, имеющего мало общего с реальной стсхиометрической 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 друюй 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 рассогласован-

ных по параметру решетки с подложкой. Эта модель и была положена в основу теоретического описания МПЭ соединений и твердых растворов в системе (Вё,К^,гп,Сс1)(8,8е), развиваемого в данной работе. За исключением одной попытки чисто термодинамического рассмотрения МПЭ роста соединений 7п(8е,Те) [11*], процессы роста твердых растворов широкозонных соединений А2Вб 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 СаАз, имеющие сравнительно небольшое рассогласование параметров решетки с 2п8е - До/а=2.6х10"3. Однако в силу большей степени ионности кова-лентной связи, соединения на основе 2п8е 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 Т„ от к необходимо учитывать при конструировании профиля напряжений в гетерострук-турах. Обе исследуемые системы материалов: 7пР^88е [14*] и ВеМ^пБе [15*], а также дополняющие их материалы для р-контактов (7,пТе и ВеТе) и более узкозонные твердые растворы 2пСс18е, используемые обычно в качестве материала КЯ, представлены на рис. 1 в виде зависимости ширины запрещенной зоны Еъ от а при ЗООК и характеризуются сильным рассогласованием параметров решетки с ОаАБ 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 гпБе/СаАз, 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 гпБе, представляющего собой основную проблему при создании электрически-стабильных инжекционных приборов. Среди всех элементов I и V групп, способных формировать однократно заряженные ак-

« 6.0

п

з 5.5

Я

8 5.0

'§ 4.5 И

5 4.0

о .э.э о,

Й 3.0

ЕЯ

о. 2.0

к

В 1.5

1.0,

»"1

N N

N ¿ъ 3

N \ и Г

| ч \ /

\ . V \Л /

/ >

-с

¡г 1Йо

1

5.1 5.2 5.3 5.4 5.5 5.6 5.7 5.8 5.9 6.0 6.1 6.2

рИС ] Параметр решетки а, А

>мнатной до типичной ростовой ~300°С, что

цепторные уровни в материалах А2В6, наилучшие результаты были получены с использованием плазмешю-активированного азота [4*], необходимость активации которого вызвана низкой химической активностью N2 в основном состоянии (Е^=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 7.п [16*]. Хотя максимально достигнутая концентрация акцепторов /^-N0/,^ составляет (1-2)х1018 см"3, вопрос об оптимальном состоянии азота, обеспечивающем образование стабильной акцепторной примеси N5,. (£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 (Рк). средней энергии (Ее) и концентрации (ие) электронов в разряде, которые и определяют кинетику процессов возбуждения и диссоциации молекул Минимальная Ее и максимальная лс, характерные для ВЧИ-разряда, обеспечивают максимальное отношение Ы2 /Ы в выходном потоке. Однако, максимально достижимый стационарный уровень /ЫА-N0/ 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 Н^-акцепторов в 2п8с:К, за счет образования собственных (Л^е, и примесных дефектов (N0, а также ассоциативных дефектных комплексов, среди которых наиболее важными считаются вакансионный (Ы5с-2п-У5<;) [17*] и расщепленный междоузельный (N$^N0 [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:М, 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 гстероструктур широкозонных соединений А'В6. Эти проблемы, определяемые прежде всего большой энергией связи экситона, способной быть как меньше, так и больше энергии оптического фонона в ZnSe 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 (Да/а~7%) и, как следствие, малой критической толщиной CdSe (/кр~3 МС), а также широким диапазоном длин волн излучения (460-550 нм), перекрываемым вариацией толщины CdSe (vv) в пределах нескольких МС. Начавшись как исследования двумерных (2D) гетероструктур с КЯ и CP с целым числом МС CdSe, далее, под 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 на 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 А2Вб, 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 (£>[>>ао) 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 \v~3 МС) с бимодальным распределением DL (<10 нм и 20-50 нм) и плотностью 109-10ш 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 У1Л1) 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*] безызлучатсльная рекомбинация на дефектах (точечных и протяженных), вызывающая их умножение и развитие вследствие низкой энергии активации дефектообразования, характерной для большинства широкозонных соединений А2Вб. 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 напряжегаш 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 А2Вб и описаны основные методики исследования их морфологии, структурных, оптических и электрических свойств. В ходе выполнения работы (§2.1.1) использовались трех-камерные сверхвысоковакуумные (предельный вакуум <Ю"10Тор) 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 (~400 л/с), титаново-сублимационный (~104 л/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 ее 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 -0.31 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 ZnCb(5N) -для п-легирования.

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

онный манометр Баярда-Алъперта для измерения эквивалентного давления в молекулярном пучке (ЭДП) на месте подложки и система дифракции быстрых электронов на отражение (ДБЭ), позволяющая контролировать доминирующий (20 или ЗБ) 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 Тп, являющейся ключевым параметром при МПЭ Б-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 (4х 1 )Оа-стабилизировап-ной реконструкции поверхности СаАБ, 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 Н§-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 А2Вб. Во-первых, рост соединений на основе 2пБе происходит при чрезвычайно низких ТП=250-400°С, где равновесные давления Ъп и 8е(Б) над 2п8с(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 (г2п5е(8)) и единичного отношения потоков У1Л1 (/?2п$е(Я)). соответствующего перестройке картины ДБЭ с (2х1)Бе в с(2х2)2п-стабилизированную и определяемого как отношение ЭДП Чьс/Хп {Хо5>!Ъа). Во-вторых, эпитаксия может осуществляться как в Бе- так и в Тп- стабилизированных условиях, поскольку атомы как VI, 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 А2Вб, 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 (7°) атомов одной группы, 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 82 и 8е2 доминируют при типичных температурах роста (250-350°С), уравнение баланса потоков в условиях стехиометриче-ской границы (У1/11=1) согласно скорректированной модели выглядит

1/2<4Х = + , где <4 ~аг„ (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 Тп, являющейся ключевым воздействующим фактором, от степени пресыщения атомами другой группы (ЛТУП) и, наконец, от энергии связи взаимодействующих элементов (например, Для решения этой задачи были разработаны универсальные методики (§§2.2.2, 2.2.4), основным инструментом которых является определение температурных зависимостей Яг^еСБ) (рис. 2), г2п5с(5) и состава у твердых растворов (ZnSj.Sei.yX выращенных при У1/П=1. Данные зависимости, а также жесткая взаимосвязь интенсивностей падающих потоков Б и Zn при использовании конгруэнтно разлагающегося соединения в качестве источника серы и цинка позволили установить и использовать следующие соотношения

Ю4/Тп. к''

„лг _aSe _ V- 1 - 1С aSe ~ — ~ Л1 T-- Ä:

о У(У1/п=1) >

а2п ___„

где и а* - приведенные значения, К\ и К2 - интегральные константы, зависящие от геометрии ростовой камеры и эффузионного источника, а также типа и конструкции измерителя потоков, а RZnSe и RZnSSe 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 Тп наблюдается для aNs , который определяет максимальный состав у, достижимый при данной Тп при VI/II>1, тогда как а^и аи% пе обнаруживают зависимости от Тп 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 аса от Sc/II, соответственно, контролируемых исключительно кинетическими процессами на поверхности роста, для чего исследовались rZn(Cd)se и состав х в Zni_xCdxSc как функции отношения VI/II [3]. Экстраполяция полученных зависимостей в область VT/II»1, где согласно [26*] az„, aCd~l. позволила определить абсолютные значения а°л=0.65 и а'а=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

0 12 3 4

Отношение Se/ZnS ЭДП

Рис. 3

зависимости составов твердых растворов 2п(Б,8е) (§2.2.4) и (7п^)8е (§2.2.3) от параметров роста в условиях обогащения поверхности атомами VI и II групп, соответственно. Уравнение для расчета состава у от отношения У1/11 и Тп при У1/И>1, использующее константы равновесия реакций образования гп8е(8) (ЛГ2п5е(5)) и активности компонентов в твердом растворе (а'/п5е[5)), выглядит следующим образом

4Zni J

0-а?)

(VWD5-

(1 -У)

а-а?).

где ^ = а°2п/а2п определяет эффективное уменьшение У1/П за счет увеличения а2п-Результаты полного расчета для различных Тп и У1/11 по обе стороны от У1/Н=1

(рис. 3) находятся в хорошем согласии с экспериментом. Как видно, при У1/11>1 и Т„>300°С состав у определяется в основном Т„ (через аз) и достаточно слабой зависимостью от У1/И (через а^), что свидетельствует о преимущественном встраивании серы в твердую фазу согласно разнице в энергиях связи с Ъл. Однако при температурах эпитаксии ниже 300°С (при У1Я1>1) имеет место уже заметная конкуренция между Бс и Б. Используя дополнительный потока Zn 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 Сс1 цинком, также хорошо описывается в рамках развиваемой модели.

В §2.2.5 показано, что аМЕ=1, поскольку концентрация в 7пМ^88е не зависит от Тп и УШ1, а определяется лишь потоком М§. Однако, введение потока при росте 2п88е вызывает увеличение Для выявления взаимодействия между М§ и Б при различных условиях роста были выращены и изучены методами ВИМС, РД и ФЛ специально сконструированные многослойные гетероструктуры гпМ§88еЖп88е [3]. Вне зависимости от Тп было обнаружено увеличение ах на 30% в ZnI.xMgxSySel.y при. х=0.13 по сравнению с ростом 2п88е, что, несомненно, связано с большей величиной энергии связи по сравнению Гу^-Бе

(ДН°98(Ме8)= -83.2 ккал/моль и ДН°)3 (MgSe)= -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 8е (У1/П>1) простым изменением потоков Г^ и Ве, причем в данном случае он практически не зависит от Тп при поддержании У1/П>1 вплоть до 350-380°С, где становится температурно чувствительным агп. При выращивании в П-стабилизиро-ванных условиях наблюдается замещение Zn мапшем и бериллием в соответствии с энтальпиями образования соответствующих соединений.

В целом для элементов II группы последовательность преимущественного встраивания (Ве, Ъл, Сс1), определяемая уменьшением энергии связи с 8 и 8е, 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 А2В6 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 MgxZnI.xSySc¡.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 СаАв. 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 эпитакси-альных слоев соединений ггЛ/^ББе и ВеМ^пБе в зависимости от условий МПЭ роста, а также рассмотрены основные вопросы технологии С(18е/гп8е ДМС гете-роструктур.

В §3.1.1 приведены результаты комплексного структурного анализа эпитакси-альных слоев (гп,М£)(8,8е), выращенных МПЭ на подложках СаА5(100) [6]. Показано, что проблема создания практически бездефектной гетерограницы гпБе/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 '¿п на переходной (2: ности ваАБ буфера [6] и 2) предоса-ждение на с(4х4)Аз-стабилизирован-ную поверхность СаАэ буфера тонкого (4-5 МС) слоя ВеТе [7] с последующим ростом 2п8е буфера в (2х1)8е-обогащепных условиях, которые воспроизводимо приводят к очень малым значениям полуширины трех-кристалыюй со-кривой качания РД (Р\ТОМс=6-7 угл. сек.), характерным для структур с экстремально низкой плотностью дислокаций и ДУ. Показано, что наименьшие значения РШШа получаются для слоев гпМ§88е, выращенных при VI/! Г~ 1, с Аа/а=(0 - -4)х10'3 относительно ОаА$ (обогащение 8), т.е. в непосредственной близости от рассчитанного положения асаде при температуре эпитаксии ТП=300°С (рис. 4). Обнаружено, что изменение плотности ДУ, измеренной методом ПЭМ, в диапазоне 103 -106 см"2 не приводит к увеличению Р\УНМ(1).

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

3)Ач-^->(4хЗ)Оа-стабшшзированной поверх-

200 150

<U 100 о

X §

Li-

О о MgSS з-

и О □

С □ О о О

п □ □

□ 0 В q ой5

□ GaAs buffer О по GaAs buffer ' 1 ... 1 . . GaAs 280'С . . . 1 . . .

РиС. 4

2 0-2 Да/а ю'

новной причиной возникновения потенциальных барьеров на гетеропереходе п-ZnSe/n-GaAs является несовершенство структуры гпБе 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 и 2пСс1Бе, выращенных на подложках СаАэ (100) [10]. Показано, что флуктуации состава твердого раствора, наиболее выраженные для слоев гпББе (гпСёБе) 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 2пБе при малых плотностях возбуждения. Повышение температуры наблюдения до 77 К приводит к делокализации экситонов, увеличению их коэффициентов диффузии и, следовательно, к существенному уменьшению интегральной интенсивности краевой ФЛ слоев с большим содержанием Б и Сс1 по сравнению с реше-точно-согласованными слоями 2пБуБе1.у (у~0.06) и 2п|.хМдхБуБе1.у.(>,~х+0.06), где температурный эффект менее заметен. Умеренное легирование С1 (п=1017-1018 см" 3) вызывает гигантское (в 104 раз) увеличение интенсивности краевой ФЛ в слоях гпБе и 2пББе вследствие уменьшения времени излучательной рекомбинации. Увеличение п выше 6x1018 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 - 1.6x1019 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 (и) при 300 и 77К релаксированных эпитаксиальных слоев Ъа.\. хСс1хБе/СаАк(100) толщиной порядка 1.5 мкм в широком диапазоне энергий в области прозрачности для разных составов твердого раствора (х=Ю, 0.14, 0.20). Для определения л анализировались спектры отражения в зависимости от угла падения поляризованного света, причем п 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, ОС разряда с вакуумным анодным слоем (ОС-УАБ) [12] и ВЧ разряда с емкостной связью (ЯР-ССМ) [13] обнаружило, что первый характеризуется более высокой £е~100 эВ, что приводит к преобладанию атомарной (Ы) компоненты в пучке активированного азота из данного источника (Ы/Ы2*>1). В отличие от этого, в 11Р-ССМ возможно существенно снизить (до ~10 эВ) и регулировать в широких

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

Анализ свойств слоев выращенных методом МПЭ при использовани-

ем этих активаторов, показал, что наиболее электрически стабильное легирование с /Ыд-Кт[у'=(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 разряд и КР-ССМ, высокоэнергетичный режим), хоть и может приводить к

с

е

<и

IX

ОСЛ/АЭ 2 К 30 пМ/ —й АР . \ 1, Л

ипзиЫе

/Мд^с/=4к10"сш'5

а --- 0ЙАР 4

ИР-ССМ

51аЫе

2,50 РИС. 5

2,55

2,60 2,65 2,70 2,75 Энергия, эВ

/Мд-Мп/=8х1017 см"3 при эффективности легирования 80%, но сопровождается сильной электрической нестабильностью /Ыа-№е>/ 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 метастабшьных молекул N2* на атомах Ъл является предпочтительным механизмом при р-легировании 2п8е, поскольку обеспечивает более стабильное поведение встроенного азота (Иве) и меньшую концентрацию нестабильных дефектных комплексов по сравнению со случаем непосредственного встраивания в 7пБе 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 может образовывать "(100) расщепленную меж-доузельную конфигурацию", обуславливающую мелкий донорный уровень Б5, по всей вероятности вызывающий электрическую нестабильность в силу подвижности и реакционной активности ТМ;.

Использование спектроскопии низкотемпературной ФЛ позволило также исследовать природу и условия образования примесных уровней в слоях гп8е:Ы и подтвердить значительную роль глубокого донорного комплекса Ба, связанного с У5с, в процессах компенсации М5с [14]. Исследование влияния параметров МПЭ роста на уровень легирования 2пБе:Ы показали, что оптимальными для получения максимального значения/^-N0/ являются минимальная ТП<270°С и У1Я1~1, причем в случае БС-УЛБ разряда (М/ЪГ2*>1) диапазон допустимого отклонения У1/11 от 1 существенно уже.

Эксперименты по легированию гпМ§88е обнаружили что для этих слоев удается получить электрически стабильный уровень легирования ~10 см (при

¿Sg-2.95 эВ, 77K) лишь в условиях низкоэнергетичного RF-CCM разряда [13]. Однако увеличение Eg, является более сильным фактором, ограничивающим максимально достижимую концентрацию /Na-Nd/ вследствие заглубления уровня Nse. Для решения подобной проблемы в случае BeMgZnSe нами было предложено использование 3 HM-BeMgZnSe:N/l MC-BeTe:N CP вместо слоя объемного твердого раствора [4,7], что привело к увеличению на порядок /Na-Nd/ (до 3x1017 см"3 для CP с £g(BeMgZnSe)= 3.1 эВ при ЗООК) за счет возможности легирования BeTe:N до уровня р~Ю20 см'3 при сохранении высокого кристаллического качества СР.

В §3.3 подробно рассмотрены особенности МПЭ роста дробно-монослойных структур (ДМС) CdSe/ZnSe с номинальными толщинами CdSe (w) в диапазоне 0<н<3 МС, не обязательно кратными целому числу МС [16,17]. Структуры, представляющие собой одиночный слой CdSe, заключенный между тонкими псевдо-морфными слоями ZnSe, или CdSe/ZnSe короткопериодную CP (или МКЯ), выращивались в обычном МПЭ режиме, с одновременным осаждением Cd и Se, и в режиме эпитаксии с повышенной миграцией атомов (ЭПМ), когда Cd и Se поставляются на поверхность роста последовательно, причем время осаждения Cd в обоих случаях задавалось w из известной rc¿se- Особое внимание уделено разработке комплексной методики контроля rcase на основе экспериментов по МПЭ росту слоев ZnCdSe (см. §2.2.3), измерений низкотемпературной ФЛ (в сопоставлении с известными литературными данными) и 0-20-кривых качания РД (для CP и МКЯ), а также исследованию с помощью этой методики зависимости rCase от ростовой моды и Тп. Обнаружено, что в режиме МПЭ (VI/II»1) acd= 1 ■ 8a°cd(VI/n= 1), что независимо подтверждает выводы §2.2.3 и свидетельствует о несущественном влиянии упругих напряжений на встраивание Cd в МПЭ режиме при ТП<300°С. Принимая acd= 1 в МПЭ режиме, абсолютное значение <Xcd при ЭПМ составило 0.28 для температурного диапазона ТП=270-290°С вследствие более интенсивного переиспарения Cd в отсутствие Se.

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

островков [18].

Глава 4 посвящена исследованиям взаимосвязи кристаллических, оптических и транспортных свойств гетероструктур широкозонных соединений А2В6, выращенных МПЭ, как традиционных двумерных (20) (КЯ и СР) (§4.1), так и с сильно флуктуирующим 20 потенциалом, полученных на основе эффектов самоорганизации в структурах Сс15е/2п5е (§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 7пМ§58е/2п85е/2пСс18е ДГС РО структура [14*]. Экспериментать-ные исследования с помощью РД и ПЭМ различных технологических методов формирования гете-рограницы между ZnMgSSe и 7п55е [19], имеющими различное содержание Б в случае согласования параметра решетки с ваАэ, 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 7пСс15е К Я наилучшего структурного качества с Би^ЫМи-б угл. сек. и с наименьшей плотностью ДУ (<5x103 см"2) [7] (рис. 6), при неполной компенсации сжимающих напряжений в псевдоморфньтх слоях ХпББе.

Использование концепции компенсации разнополярных напряжений в многослойных 2пСс15е/7п85е СР и структурах с МКЯ в наномасштабе [20] и исследование их свойств с помощью структурных (РД, ПЭМ), оптических (ФЛ, ВФЛ и 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 А2В6 за счет: 1) возможности превышения критической толщины (йс), характерной для объемных слоев твердых растворов с одинаковым рассогласованием Да/а, а также йс, 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 2п8еЖпТе СР приводит к автоэпитаксиальному развороту кристаллической ориентации поверхности роста с (001) у нижнего 2пБе:Ы к (310) у верхнего слоя 2пТе:Ы, 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 псевдо-морфный контактный слой 7.пТе:М толщиной ~70 нм на поверхности 2п8е [21].

Исследования оптических свойств гетероструктур А2В6 с КЯ и СР представлены в §§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 7пСё8е/2п8е КЯ были уточнены физические параметры системы (Еп,Сё)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 гпСёБе/гпБе КЯ определяется в основном температурной зависимостью .Е^пСёБе), которая следует более пологому закону нежели Е^пБе), а также разработана методика определения степени релаксации слоев 2п88е и содержащих их ДГС структур в целом по зависимости энергии экситонных переходов от А а/а, измеряемого РД [19].

Исследования волноводных свойств гетероструктур с 2пСё8еЖпВ8е МКЯ с использованием оригинальной мел определить дисперсию показателя преломления МКЯ области (и(ю)) 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

зерной генерации при низких температурах.

В §4.1.3 оптическими методами исследованы процессы вертикального (вдоль оси роста) транспорта носителей в разнополярно-напряженных коротко-периодных ЕпСёЗе/ХпББе СР. Для этой цели в специально выращенных структурах, включающих СР и примыкающую к ней расширенную 2пС(18е 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 данных 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 СйБеПпБе низкоразмерных наноструктур, полученных при ДМС осаждении Ссйе в подкритическом диапазоне номинальных толщин (м<3 МС). Структуры с одиночной ДМС вставкой СёБе (н^0-3.5 МС) в псевдоморфной гпБе матрице и коротко-периодные Сс18е/7п8е СР (^=0.2-1.2 МС), ограниченные ZnSo.05Sco.95 барьерами, выращивались на подложках ОаАэ (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 СёЗе^пБе структур как прикрытых, так и не прикрытых 7п8е, а также чистых слоев ZnSe показали, что латеральные размеры (В^) (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 СёБе) 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 м-1 полностью исключают связь наблюдаемых АСМ наноостровов с осаждением Ccl.Se, и позволяют объяснить их происхождение как результат коррозии поверхности ЕпБе в атмосферных условиях.

Исследования наиболее прямым методом (ПЭМ стандартного разрешения с поверхности) выявили три стадии развития морфологии зарощенных СёБе/2п8е ДМС структур в зависимости от н- [27,28]: 1) однородная морфология (отсутствие контраста) при и<0.5 МС, 2) возникновение протяженных плоских островов, обогащенных Сё, с Д =20-40 им и плотностью ~5х109 см'2 (^>0.6-0.7 МС), большей частью релаксировавших, с однородной морфологией между ними, и, наконец, 3) при 2<м-<3 МС - резкое возрастание плотности островов до 2хЮ10 см'2 за счет более мелких (10-30 нм) псевдоморфных - квантовых дисков (КД), которые составляют уже -85% от общей плотности островов. В целом, структуры, выращенные в ЭПМ и МПЭ модах демонстрируют практически одинаковую морфологию Сс15е вставок при той же и1, однако более детальные ПЭМ исследования выявили более однородный характер распределения Сё в ЭПМ образцах [29]. Кроме того, в условиях слабого электронного пучка было обнаружено, что на эту картину наложены мелкомасштабные флуктуации состава Сё с размерами <10 нм и плотностью до ~10п см"2, которые в силу сравнимости размеров с Боровским радиусом экситона (ао~5 нм) в системе могут рассматриваться как 00 объекты - КТ, обладающие достаточно мелким локализующим потенциалом.

Химический анализ, базирующийся на использовании (002) рефлекса в ВР 1 ЮМ в скол [30], подтвердил 2Б природу КД и обнаружил, что ~20-30% всего Ссйе содержится в КД и КТ флуктуациях, за исключением толщины \v~0.5 МС, где морфология является более однородной. Кроме того, обнаружено, что, начиная уже с суб-моно-слойного диапазона м', слой СЖе трансформируется в уширенную 7пСс18с КЯ с вертикальным градиентом состава толщиной 7-10 МС, не зависящей от IV, таким образом, что максимальная концентрация Сё в 2Э КД, плавающих в этой КЯ, не превышает 40% (вплоть до МС). Эхо размытие СёЗе слоя нашло независимое подтверждение в экспериментах высокоразрешающей РД (рис. 9, сплошная линия). При теоретическом моделировании спектров РД структур ко-ротко-периодных СёЯе/7п$е СР, максимальное согласие с экспериментом было достигнуто в предположении асимметричного размытия Cd.Se плоскостей в среднем по структуре в направлении роста с полушириной в диапазоне ~5 МС (точечная кривая) [31].

За размытие профиля слоя Ссйе в ZnSe матрице ответственны процессы сегрегации с эффективной вероятностью 60±20% и Сй!Хп интердиффузии, вероятно ускоряемой высокой плотностью неравновесных вакансий II группы в слое Сс18е и поведением уровня Ферми на поверхности роста, меняющим зарядовое состояние этих вакансий [30]. Диффузионная длина Сё при ТП=280°С составила 3.6±0.8 МС. Общий характер собственной морфологии Сёйе/гпЗе ДМС наноструктур свидетельствует скорее о самоорганизованном процессе пространственного разделения фаз в тонком слое твердого раствора гпСсШе с высоким содержанием С<1, индуцируемом релаксацией упругих напряжений в структуре, чем механизмом островкового роста Странского-Крастанова, тем более, что процесс происходит в диапазоне подкритических толщин Ссйе в 7пБе (<3 МС).

§4.2.2 посвящен оптическим и транспортным свойствам самоорганизующихся Сс18е/2п8е 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 Сс18с//п8е ДМС структур в диапазоне суб-монослойных толщин С<18е (и><1 МС) показали, что образцы с w>Q.5 МС, выращенные как МПЭ, так и ЭПМ, характеризуются неоднородным уширением экситонных спектров, обусловленным сосуществованием однородной КЯ твердого раствора 2пСс18е и С<йе 2В кластеров с А>ао, демонстрирующих различные времена затухания (25-60 и 150-260 пс, соответственно) [16]. Ситуация с А<ао (случай электронных Сс18е КТ) представляется маловероятной, поскольку тогда для наблюдавшейся полуширины линии ФЛ (<30 мэВ для и<1 МС) требовалось бы предположить идеально узкое распределение £>ь. Образцы, выращенные в ЭПМ режиме, характеризуются меньшими флуктуациями толщины слоя и размеров островков.

Убедительное подтверждение образования протяженных 20 островов в С<18е слое с н*=0.5-0.7 МС было получено из исследований низкотемпературной ФЛ и динамики рекомбинации экситонов в Сс18е/Еп8е суб-монослойных СР [32]. В отличии от однослойных Сс18е/гп8е 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 Сс18е островков высотой 1 МС и £>1>>ао> расположенных в различных слоях СР, которое приводит к формированию различных локальных конфигурации "связанных" КЯ в направлении оси роста. Оценка в рамках приближения

"огибающих" функций в пренебрежении латеральным ограничением в островках, показывает, что разрешенные энергии экеитонов распадаются на две зоны (8 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 XV впервые делается предположение об анти-коррелированном расположении. островков в соседних слоях короткопериодной СР с периодом ~3 нм.

Исследования транспорта носителей вдоль оси роста Сс18е/2п8е ДМС СР (и^О. 1-2.0 МС) в расширенную гпСсйе 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 электрошок 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 уу>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 и>>1.5МС, вызывая сильный Стоксов сдвиг ФЛ и уширение пика СР в спектрах ВФЛ.

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

щны (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 А>ао, которые эффективно захватывают носители, подавляя их миграцию к центрам безызлучательной рекомбинации и, тем самым, обуславливая гигантский рост квантовой эффективности. При и*>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 Сс18еЖп8е структур с ^-1.5-3.2 МС показали наличие резких сверхтонких пиков

угольники). Увеличение >у 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 СёБе островков (КД) толщиной ~5 МС и Д,=6-15 нм. Меньшее содержание Сё, наблюдаемое ВР ПЭМ (§4.2.1), требует больших А.. Средняя поверхностная плотность КД оценена на уровне ЗхЮ11 см"2, что хорошо согласуется с наблюдаемой ВР ПЭМ плотностью мелкомасштабных флуктуаций Сё, локализующих экситоны при низких температурах.

Приведенные 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, СёБе/^пБс ДМС структуры в целом (при \у<3 МС) ттредставляют собой 20 систему, сочетающую мелкую уширенную гпСёБе КЯ (матрицу) с вкрапленными протяженными островами более глубоких сверхтонких КЯ, обладающих ЗБ потенциалом локализации носителей, глубина которого определяется и>.

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 А2Вб.

§5.1 посвящен исследованиям оптических и электрооптических характеристик традиционных лазерных гетероструктур с КЯ на основе соединений (Мд,2п,Сё)(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 2п88е эмиттерами, изорешеточ-ными к ОаАз, и резонансно-туннельной 7пТе/7пБе СР (для формирования квазиомического контакта к слоям 7п8е р-типа) исследовались в зависимости от толщины и числа 2пСёБе КЯ, принимая во внимание распределение упругих напряжений в структуре.

Теоретическое моделирование в рамках приближения "огибающих" функций спектров электро-поглощения относительно широких (-15 нм) 7пСёБе 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 электропропускапия ТЕ и ТМ волноводных мод позволил уточнить распределение напряжений и взаимное расположение зон тяжелых (/г/г) и легких (/Л) 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 в структуре с шестью 10 нм Zno.74Cdo.26Se КЯ, разделенных 8.7 нм 7п8е барьерами, описываются моделью напряженной СР, релаксировавшей как целое. В этом случае напряжения растяжения в барьерах выравнивают край поглощения Ш в барьерах с краем поглощения Ш в КЯ, в результате чего переходы типа-И с участием 0г в барьерах зарегестрированы экспериментально, как дополнительный край поглощения в спектрах волноводной ТМ моды [36].

В спектрах вынужденного излучения структуры с 15 нм ZnCdSe ОКЯ при 300 К лазерная генерация наблюдалась всего на 5-10 мэВ ниже по энергии края поглощения АЛ, в отличие от более узких КЯ, где пик вынужденного излучения сдвинут на 40-60 мэВ за счет участия в процессах рекомбинации экситонпых состояний [36]. Это показывает несущественность экситонных эффектов в процессах стимулированного излученияв широких (>10 нм) гЫ1Же/2п88е КЯ при 300 К, определяемую значительным экситон-фононным взаимодействием в щиро-козонных материалах группы А2Вб.

В результате сравнительного анализа характеристик ZnCdSe/Zn(S,Se) лазеров с одной и тремя КЯ (толщиной >10 нм) показано, что конструкция лазера с ОКЯ оказывается предпочтительной, обеспечивая меньшие пороговые плотности тока и большую дифференциальную квантовую эффективность, несмотря на релаксацию напряжений в толстом гпБе волноводе. В псевдоморфной МКЯ структуре неоднородность инжекционной накачки по разным КЯ обуславливает дополнительное поглощение в неоднородно накаченных слоях активной области, что приводит к длинноволновому сдвигу линии генерации и увеличению пороговой плотности тока [37]. Использование более широкозонных псевдоморфных гпР^ББе эмиттеров в ДГС РО структурах, выращенных в безостановочном режиме (см. §4.1.1) с напряженными гпББе волноводом и ZnCdSe ОКЯ, позволило получить непрерывную генерацию при 300 К (Лор=1 кА/см2, ^.=520 нм) [19].

Снижение плотности протяженных дефектов, оптимизация технологических условий роста и р-легирования широкозонных соединений А2В6, новый способ формирования приконтактной области, исследовавшиеся в данной ра-

боте, являются необходимыми условиями для реализации долгоживущих лазеров, но, видимо, не решают полностью проблемы "медленной" деградации (§1.6), препятствующей дальнейшему прогрессу в увеличении времени жизни сине-зеленых лазеров. В данной работе была предложена новая концет\ия активной области лазерных структур А2В6, направленная на улучшение их параметров и увеличение времени жизни [38,39], основные моменты которой: 1) защита активной области от проникновения и развития протяженных и точечных дефектов и 2) пространственное разделение дефектов и мест излучателыюй рекомбинации носителей непосредственно в активной области, - обсуждаются в §§5.2 п 5.3, соответственно. Кроме Того, использование халькогенидов Ве, характеризуемых наибольшей твердостью решетки среди всех соединений А2Вб, может привести к увеличению 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/ Еп88е (или Ве7п8е/7п5е) СР в ДГС РО лазерные структуры, по аналогии с тем как мы эт6:делали для Получения низкопороговых инжекционных (А1,Са)Аз ДГС РО КЯ лазеров [40]. Лазерные ДГС СР КЯ структуры с оптической накачкой включали нижний и верхний ограничивающие слои Zno.9Mgo1So.15Seo.s5. толщиной 0.5 мкм и 0.1 мкм, соответственно, симметричный волновод в виде гпЗо.н8ео.8б/(2п,Сс1)8е СР, согласованный в целом по параметру решетки с ОаАй, с одиночной 7 нм-гпСс18е 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/ZnCdSe лазерных диодов состояла из (1нм-Beo.05Zno.95Se/1.5 нм-гп5е)82 СР волновода с 41iM-Zno.63Cdo.37Se КЯ. Лазерные диоды также включали широкозонные Beo.05Mg0.06Zn0.91Se эмиттеры п- и р-типа толщиной 1мкм, легированные йодом и азотом, соответственно, а также ZnSe/BeTe модулированно легированную коротко-периодную СР с переменным шагом и верхние сильно легированные р-контактные слои 10нм-ВеТе:М/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 плотности мощности лазеров с СР волноводом (Рпор<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 А2В6, что свидетельствует об улучшении электрод чении оптимального оптического ограничения [41], а также об уменьшении концентрации центров безызлучательной рекомбинации в КЯ, ограничешюй СР. Использование напряженных гп88е/гпСаЗе МКЯ структур общей толщиной 0.68 мкм в качестве активного тела вертикально излучающего лазера с внешними резонаторами позволило получить генерацию с Рпор-110 кВт/см2 (300 К) [20].

Концепция СР волновода была с успехом применена в структурах ВеМ§гп8е/гпСё8е 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-

юго ограничашя для дырок в СР при обеспе-

10 V

5

ю' I 3

I с 10» ? °

Оо

Т=307К

. о' °

оо'

.оо

°ооо00

О'

100 150 200 250 Температура, К

510 520 530 Длина волны,мм

о

о

легированием широкозонных эмиттеров и оптическим ограничением. Эффект существенного улучшения электронного ограничения дырок СР волноводом находит свое отражение в двукратном увеличении характеристической температуры (до То=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 Упор 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 А2В6. И наконец, исследования АСМ сколотых граней лазеров различной конструкции показали, что СР волновод на порядок снижает амплитуду локальной деформации, вводимой в структуру гпСёБе КЯ, за счет перераспределения напряжений на всю волноводную область [44].

В §5.3 показано, что замена КЯ области рекомбинации на одиночную СёБе/гпБе ДМС наноструктуру с и*=2.5-2.8 МС, характеризующуюся большой плотностью псевдоморфных 2пСёБе 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 лазеров, так и в инжекционных ВеГу^пБе лазерных диодах СёБе^пБе ДМС область рекомбинации была помещена в волновод на основе 2п88е/2п8е или Ве2п5е/2п5с СР, соответственно.

Структура ДМС СР лазера с оптической накачкой продемонстровала в 5 раз меньшее (минимальное из известных) значение пороговой плотности возбуждения при ЗООК (менее Люр=4 кВт/см2 при ^-523 нм) по сравнению с Рпор=19кВт/см2 для лазерной структуры с 2пСёБе 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 Ш и Ш подзонами, обуславливающего термически активированный характер вертикального транспорта дырок в СР волноводе. Кроме того, СёБе ДМС лазерная структура не обнаруживала заметной деградации в течение 24 часов при плотности накачки, в 25 раз

превышающей пороговую (-100 кВт/ем2), тогда как КЯ структура с той же плотностью структурных дефектов деградировала в течение нескольких часов при Р~5Рпор. Рекордно низкие значения Рпор лазеров с оптической накачкой и их повышенная деградационная стойкость связаны с эффективной локализацией носителей в С<18е-обогащепных КД, что препятствует их миграции к более крупным релаксированным островкам и другим дефектным областям, где они могут рекомбинировать безызлучательно и вызывать ускоренное размножение дефектов в активной области [45,46].

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

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

В ходе диссертационной работы были получены следующие основные результаты.

1. 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 (Ве,М§,2п,Сс1)(8,8е)> находящееся в хорошем количественном согласии с экспериментальными данными и обеспечивающее большую гибкость в выборе режимов выращивания псевдоморф-ных гетероструктур на основе 7п5с при заранее заданных составе, стехиометрии поверхности и скорости роста;

- Разработаны методики экспериментального определения коэффициентов встраивания элементов II и VI групп, интефально учитывающих кинетически контролируемые процессы на поверхности роста, в зависимости от различных параметров роста (температуры подложки, отношения потоков У1Д1) и пара-

га

ПО

1

300 К 13 9 кВт/см'^

510 520 530 540 п' сГ

гпСс^с кя □

.П "'

.и'

..пг"

Т.=175 К

2.8ДМССс!5е .А'

-А'

■ А'

.А-

.-А

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 х8у8е1_у и показано, что спинодальный распад происходит вдоль диагонали М§8-2п8е, изопериодной к СаАв.

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 СаАэ на начальной стадии гетероэпитаксиального роста в зависимости от химического состава используемого буферного слоя А2В6, приводящие к минимальной концентрации структурных дефектов в эпитаксиальных структурах А2Вб (103-104 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 N56 в 2п8е:1М 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=5х1019 см"3 в 2пТе:Ы, р=8*1017 см"3 в 2п8е:К и до р=2х1017 см"3 в 2пМ§88е:К с эВ при 300К;

- Впервые для МПЭ роста гетероструктур полупроводников А2В6 использована концепция компенсации разнополярных напряжений в многослойных КР гете-роструктурах 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 КЯ и СР обнаружены и интерпретированы новые физические эффекты:

- эффект автоэпитаксиального разворота кристаллической ориентации поверхности роста с (001) к (310) в 8-легированных азотом СР 2п8е/2пТе: 8Ы;

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

- уменьшение роли экситонных состояний в процессах рекомбинации и электропоглощения в широких (>10 нм) 2пСс18е/2п88е 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 выращиванию методами МПЭ и ЭПМ и исследованию одиночных самоорганизующихся низкоразмерных СёБе/гпБе ДМС структур и СР на их основе в диапазоне подкритических толщин СёБе (<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 гпСёБе КЯ (<0.6 МС), уширенных до 5-7 МС, до плотного массива (>2x1010 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 ЗО потенциалом для носителей заряда;

- Исследованы оптические и транспортные свойства однослойных СёБе/ТлБе ДМС структур и СР в зависимости от номинальной толщины СёБе, и показано, что эффекты локализации экситонов в самоорганизующихся 2пСёБе 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 СёБе ДМС вставки за счет нук-леации на напряженных островках ВеБе, предварительно осаждешшх на поверхность 2пБе.

5. 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 (7,п,Сс1)8е/7п88е (и Ве7п5е/7пБе), служащих для предотвращения распространения структурных и точечных дефектов в активную область, улучшения электронного ограничения в активной области при эффективном трапе-порте инжектированных носителей;

- области рекомбинации на основе СсШе/гпБе 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 характеристической температурой 340К при 300К и максимальной рабочей температурой (140°С);

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

- Созданы впервые в мире непрерывные при 300К BeMgZnSe/BeZnSe/CdSc лазерные диоды со CP волноводом и одиночной 2.6 MC CdSe ДМС областью рекомбинации.

Совокупность полученных в работе результатов может быть сформулирована, как решение важной для нашей страны проблемы создания научных основ и разработки воспроизводимой технологии получения методом МПЭ квантово-размерных гетероструктур широкозонных соединений А2В6 с заданными свойствами для научных исследований и приборных применений в качестве источников излучения сине-зеленого спектрального диапазона.

ОСНОВНЫЕ РАБОТЫ, ВКЛЮЧЕННЫЕ В ДИССЕРТАЦИЮ.

1. S. Ivanov, Р. Kop'ev, Type-II (AlGa)Sb/InAs Quantum well structures and superlattices for opto- and microelectronics grown by molecular beam epitaxy // Chapter 4, in "Antimonidc-rclated strained-layer heterostructures", ed. by M.O. Manasreh, in Ser. "Optoelectronic properties of semiconductors and superlattices", vol. 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. 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.

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

4. HJ. Lugauer, M. Keim, G. Reuscher, T. Gerhard, U. Zchnder, F. Fischer, A. Waag, G. Landwerh, S.V. Ivanov, T.V. Shubina, A.A. Toropov, N.D. Il'inskaya, P.S. Kop'ev, Z.I. Alferov, MBE Grown CW Laser Diodes Based on Beryllium Containing II-VI 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 and Immiscibility Region in MgxZn,.xSySci.y Alloys, Proceedings of the 9th Int. Conf. on II-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'ev, Interrelation Between XRD and ТЕМ Characterization of High Quality (ZnMg)(SSe) Based Epilayers and Heterostructurcs Grown by MBE // Inst. Phys. Conf. Ser. 155, IOP 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. Ivanov, T. Shubina, A. Toropov, N. Il'inskaya, P. Kop'ev, Zh. Alferov, Laser Diodes Based on

Beryllium Containing II-VI Semiconductors // Proceedings of 2nd Int. Symposium on Blue Lazer and Light Emitting Diodes, Chiba, Japan, 1998, pp. 401-404.

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

9. A.B. Анкудинов, A.H. Титков, C.B. Иванов, C.B. Сорокин, H.M. Шмидт, II.C. Копьев, Сканирующая туннельная микроскопия и спектроскопия сколов гетсро-структур ZnSe/GaAs //ФТП, 1996, т. 30, вып. 4, стр. 730-738.

10. С.В. Иванов, H.H. Леденцов, М.В. Максимов, A.A. Торопов, Т.В. Шубина, С.В. 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, полученных методом молекулярно-пучковой эпитаксии // ФТП, 1996, т. 30, вып. 1, стр. 82-91.

11. A.B. Платонов, В.П. Кочерешко, С.В. Сорокин, С.В. Иванов, Композиционные и температурные зависимости показателя преломления эпитаксиалыгых слоев Zni. xCdxSe // 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. Krestnikov, P.S. Kop'ev, Nitrogen doping of MBE grown ZnSe and related alloys with high N2 activation efficiency DC plasma source // Proc. Int. Symp. on Blue Lasers and Light 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, P.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, Kyoto, Japan, 1999, pp. 210-213.

14. B.H. Жмерик, С.В. Иванов, M.B. Максимов, B.M. Кузнецов, H.H. Леденцов, С.В. 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, B. Moncmar, P. Kop'ev, MBE Growth and Electrooptical Study of ZnMgSSe:N and ZnSe: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. Moncmar, Growth and excitonic properties of single fractional monolayer CdSe/ZnSe structures // J. Appl. Phys., 1998, v. 83, pp. 3168-3171.

17. 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. 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. Ivanov, 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 Island Nuclcation on ZnSe // Proc. 9th Int. Conf. on II-VI Compounds, Kyoto, Japan, 1999, 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.I. Kim, S.V. Ivanov, A.A. Toropov, T.V. Shubina, Optical and structural properties of ZnCdSe/ZnSSe/ZnMgSSe separate confinement heterostructurcs // J. Appl. Phys., 1996, v. 80, No. 9, p. 5951-5954.

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

21. S.V. Sorokin, S.V. Ivanov, G.N. Mosina, L.M. Sorokin, P.S. Kop'ev, Tilted pseudomorphic ZnTe(310)/ZnSe(001) hcterostructure grown by MBE // Inst. Phys. 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. Сорокин, Расчет уровней размерного квантования в напряженных ZnCdSe/ZnSe квантовых 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, M.V. Maximov, I.V. Scdova, T.V. Shubina, A.A. Toropov, Exciton-Induccd Enhancement of Optical Waveguide Confinement in (Zn,Cd)(Se,S) Quantum Well Laser Heterostructures // 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.R. Pozina, J.P. Bergman, B. Monemar, Dynamic of Vertical Transport of Photoexcitcd Carries in Cd(Zn)Sc/Zn(S)Sc Short-Period Superlattices // Proceedings of 2nd Int. 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. Nckrutkina, S. Ivanov, G. Pozina, J.P. Bergman, B. Monemar, Optical Studies of Thermally-Activated Vertical Hole Transport in a ZnCdSe/ZnSSe Superlattice II Acta Physica Polonica A, 1998, v. 94, pp. 421-426.

26. T. Shubina, S. Sorokin, A. Toropov, I. Sedova, A. Sitnikova, A.V. Ankudinov, A.N. Titkov, S. Ivanov, I. Yamakawa, M. Ichida, A. Nakamura, Intrinsic Morphology and Optical Properties of Self -Organized CdSe Fractional Monolayers in ZnSe Matrix // Proc. 24th Int. Conf. on Physics of Semiconductors, Jerusalem, Israel, 1998, p. Мо-РЗЗ. 27.1. 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

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

29. A. Sitnikova, S. Sorokin, T. Shubina, I. Scdova, 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.

30. N. Peranio, A. Rosenauer, D. Gerthsen, S.V. Sorokin, I.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.

31. 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.

32. A.A. Toropov, S.V. Ivanov, T.V. Shubina, A.V. Lebedev, S.V. Sorokin, P.S. Kop'ev, G.R. Pozina, J.P. Bergman, B. Monemar, Disorder-Induced Exciton Localization in a Fractional-Monolayer ZnSe/CdSe Superlattice // J. Cryst. Growth, 1998, v. 184/185, pp. 293-296.

33. 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 Superlattices // Thin Solid Films, 1998, v. 336, pp.377-380.

34.1. Yamakava, M. Ichida, S.V. Sorokin, A.A. Toropov, A.N. Titkov, S.V. Ivanov, A. Nakamura, Cathodoluminescence and Photoluminescence Decay Behaviors of CdSe Dots Embedded in ZnSe // Proc. Int. Conf. on Luminescence, Osaka, 1999, pp. 376-379.

35. P.S. Kop'ev, S.V. Ivanov, A.A. Toropov, T.V. Shubina, S.V. Sorokin, M.V. Maximov, A.V. Lebedev, N.D. Il'inskaya, Molecular beam epitaxial growth of (Mg,Zn,Cd)(S,Se) heterostructures for blue-green room temperature lasers (invited paper) // Proc. Int. Symp. on Nanostructures: Physics and Technology, St.Petersburg, 1995, p. 449-452.

36. 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 (ZnCdSc)/(ZnSeS) quantum-well laser diodes // J.Cryst. Growth, 1996, v. 159, pp. 463-466.

37. A.A. Торопов, C.B. Иванов, X.C. Парк, T.B. Шубина, A.B. Лебедев, C.B. Сорокин, Н.Д. Ильинская, M.B. Максимов, П.С. Копьев, Электроиоглощенис и лазерная генерация в диодах с квантовыми ямами ZnCdSe/ZnSSe // ФТП, 1996, т. 30, вып. 4, стр. 656-669.

38. Ж.И. Алфёров, A.M. Васильев, С.В. Иванов, П.С. Копьев, Н.Н. Леденцов, М.Э. Луценко, Б.Я. Мельцер, В.М. Устинов, Снижение пороговой плотности тока в GaAs-AIGaAs ДГС РО квантово-размерных лазерах (J„op-52 А/см', Т=300К) при ограничении квантовой ямы короткопериодной сверхрешсткой с переменным шагом//Письма в ЖТФ, 1988, т. 14, вып. 19, стр. 1803-1807

39. А.А. Toropov, S.V. Ivanov, T.V. Shubina, A.V. Lebedev, S.V. Sorokin, G.N. Aliev, M.G. Tkatchman, N.D. Il'inskaya, P.S. Kop'ev, Waveguide and vertical-cavity optically pumped blue-green lasers based on ZnCdSe/ZnSSe superlattices and multiple quantum wells // Proc. of Int. Symp. Nanostructures: Physics and Technology, St.Petersburg, 1997, pp.210-213.

40. С.В. Иванов, А.Л. Тороиов, С.В. Сорокин, Т.В. Шубина, Н.Д. Ильинская, A.B. 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 переменно-напряженных многослойных гетероструктур для сине-зеленых лазеров на основе ZnSe // ФТП, 1998, т. 32, стр. 1272-1276.

41. S.V. Ivanov, A.A. Toropov, S.V. Sorokin, T.V. Shubina, A.V. Lebedev, P.S. Kop'ev, Zh.LAlferov, H.-J. Lugauer, 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, II.-J. Lugauer, G. Reuscher, M. Keim, F. Fischer A. Waag, and G. Landwehr, Cross-Sectional 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 force microscopy of ZnMgSSe- and BeMgZnSe-bascd 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. Lugaucr, G. Reuscher, M. Keim, G. Landwehr, CdSe-Fractional-monolayer Active Region of Molecular Beam Epitaxy 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. Reuscher, M. Keim, G. Landwehr, ZnSe-Bascd 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, Г. 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. Sedova, P.S. Kop'ev, II-VI Laser Heterostructures with Different Types of Activc Region (invited paper) // Proc. 7th Int. Symp. Nanostructures: Physics and Technology, St. Peterburg, 1999, pp.1-6.

48. N.Yu. Gordeev, V.l. Kopchatov, S.V. Ivanov, P.S. Kop'ev, H.-J. Lugauer, G. Reuscher, A. Waag, G. Landwehr, Blue-green lasers: peculiarities of radiative recombination//Inst. Phys. Conf. Ser. No. 166: IOP Publishing Ltd., Bristol, UK, 2000, Chapter 7, pp. 527-530.

49. С.В. Иванов, П.С. Копьев, A.A. Торопов, Сиие-зеленые лазеры на основе ко-роткопериодных сверхрешеток в системе А(2)В(6) // УФН, 1999, т. 169, вып.4, стр. 468-470.

СПИСОК ЦИТИРОВАННОЙ ЛИТЕРАТУРЫ.

1*. M .A. Haase, J. Qiu, J.M. DePuydt, H. Cheng, Blue-green laser diodes // Appl. Phys. Lett., 1991, v. 59, pp. 1272-1274.

2*. „Физика соединений A1^"// под ред. A.H. Георгобиани и М.К. Шейнкмана, M.: "Наука", 1986,320 с.

3*. A.Y. Cho, J.R. Arthur, Molecular beam epitaxy // Prog. Sol. St. Chem., 1975, v.10, pp. 157-190

4*. R.M. Park, M.B. Troffer, C.M. Pouleau, J.M. DePuydt, M.A. Haase, P-type ZnSe by nitrogen atom beam doping during molecular beam epitaxial growth // Appl. Phys. Lett., 1990, v. 57, pp. 2127-2129.

5*. S. Nakamura, M. Senoh, S. Nagahama, N. Iwasa, T. Yamada, T. Matsushita, H.

Kiyoku, Y. Sugimoto, InGaN Multi-Quantum-Wcll-Structurc Laser Diodes with

Cleaved Mirror Cavity Facets // Jpn. J. Appl. Phys., Part 2, 1996, v. 35, pp. L74-L76.

6*. J. Ding, M. Hagcrrot, T. Ishihara, IL Jeon, A.V. Nurmikko, (Zn,Cd)Se/ZnSe

quantum-well lasers: Excitonic gain in an inhomogeneously broadened quasi-two-

dimensional system // Phys. Rev. B, 1993, v. 47, pp. 10528-10542.

7*. Yu.V. Gulyaev, L.Yu. Zakharov, P.I. Kuznctsov, Photo-stimulated MO CVD

growth of ZnSSe layers on GaAs // Thin Solid Films, 1988, v. 163, pp. 475-478.

8*. C.T. Foxon, Molecular beam epitaxy // Acta Electronica, 1978, v. 21, No. 2, pp.

139-150.

9*. R. Heckingbottom, C.J. Todd, G.J. Davies, The interplay of thermodinamics and kinetics in molecular beam epitaxy (MBE) of doped gallium arsenide // J. Electrochem. Soc., 1980, v. 127, pp. 444-450.

10*. Z. Zhu, T. Nomura, M. Miyao, M. Hagino, MBE growth mechanism of ZnSe: growth rate and surface coverage // J Cryst. Growth, 1989, v. 96, pp. 513-518; MBE growth mechanism of ZnSe: flux ratio and substrate temperature // J Crystal Growth, 1989, v. 95, pp. 529-532.

11*. A. Koukitu, H. Nakai, T. Suzuki, II. Seki, Thermodynamic analysis of molecular

beam epitaxy of II-VI semiconductors // J. Crystal Growth, 1987, v. 84, pp. 425-430.

12*. П.С. Копьев, H.H. Леденцов, Молекулярно-пучковая эпитаксия гетерострук-

тур на основе соединений А3В5 // ФТП, 1988, т. 22, вып. 10, 1729-1742.

13*. S.V. Ivanov, P.S. Kop'ev, N.N. Ledentsov, Thermodynamic analysis of segregation

effects in MBE of Ara-Bv compounds // J. Crystal Growth, 1991, v. 111, pp. 151-161.

14*. J.M. Gaines, R.R. Drentcn, K.W. Haberern, T. Marshell, D. Mensz, J. Petrazzello,

Blue-green injection lasers containing pseudomorphic Zni_xMgxSySci_y cladding layers

and operating up to 394 К // Appl. Phys. Lett., 1993, v. 62, pp. 2462-2464.

15*. A. Waag, F. Fischer, K. Schiill, T. Baron, H.-J. Lugauer, Th. Litz, U. Zehnder, W.

Ossau, T. Gerhardt, M. Keim, G. Reuscher, G. Landwehr, Laser Diodes based on

Beryllium Chalcogenides // Appl. Phys. Lett., 1997, v. 70, pp. 280-282.

16*. T. Nakao, T. Uenoyama, Adsorption and dissociation mechanism of excited N2 on

ZnSe surface // Jpn. J. Appl. Phys., PI (IB), 1993, v.32, pp.660-662. 17*. I.S. Hauksson, J. Simpson, S.Y. Wang, K.A. Prior, B.C. Cavenett, Compensation processes in nitrogen doped ZnSe // Appl. Phys. Lett., 1992, v. 61, No. 18, pp.2208-10. 18*. DJ. Chadi, Acceptor and donor states of impurities in wide band gap II-VI semiconductors // J. Cryst. Growth, 1994, v. 138, pp. 295-300.

19*. P.J. Parbrook, P.J. Wright, B. Cockayne, A.G. Cullis, B. Henderson, K.P. O'Donncl, The growth of ZnSe/CdSe and ZnS/CdS strained layer superlattices by MOVPE // J. Cryst. Growth, 1990, v. 106, pp. 503-509.

20*. S. Fafard, D. Leonard, J.I. Merz, P.M. Petroff, Selective excitation of the photoluminescence and the energy levels of ultrasmall InGaAs/GaAs quantum dots // Appl. Phys. Lett., 1994, v. 65, pp.1388-1390

21*. Z. Zhu, H. Yoshihara, K. Takebayashi, T. Yao, Interfacial alloy formation in ZnSe/CdSe quantum-well hcterostructures characterized by photoluminescence spectroscopy // Appl. Phys. Lett., 1993, v. 63, pp. 1678-80.

22*. D.C. Grillo, Y. Fan, J. Han, L. Ile, R.L. Gunshor, A. Salokatvc, M. Hagerott, H. Jeon, A.V. Nuurmikko, G.C. Hua, and N. Otsuka, Pseudomorphic separate confinement hetcrostructure blue-green diode lasers // Appl. Phys. Lett., 1993, v. 63, pp. 2723-2725 23*. E. Kato, H. Noguchi, M. Nagai, H. Okuyama, S. Kijima and A. Ishibashi, Significant progress in II-VI blue-green laser diode lifetime, Electron. Lett., 1998, v. 34, pp. 282-285

24*. K. Nakano, Degradation Model for II-VI Compounds Semiconductor Lasers // Proc. 2nd Int. Symposium on Blue Laser and Light Emitting Diodes, Chiba, Japan, 1998, p. 395-399.

25*. D. Albert, J. Nürnberger, V. Hock, M. Ehinger, W. Faschinger, G. Landwehr, Influence of p-type doping on the degradation of ZnSe laser diodes // Appl. Phys. Lett., 1999, v. 74, No. 14, pp. 1957-1959

26*. R. Venkatasubramanian, N. Otsuka, J. Qiu, L.A. Kolodziejski, R.L. Gunshor, Incorporation processes in MBE growth of ZnSe // J. Cryst. Growth, 1989, v. 95, pp. 533-537.

27*. W. Faschinger, H. Sitter, Atomic-layer epitaxy of (100) CdTe on GaAs substrates //J. Cryst. Growth, 1990, v. 99, pp. 566-71.

28*. J.W. Matthews, A.S. Blakeslee //J. Cryst. Growth, 1974, v. 27, pp. 118-124. 29*. R. Peaple, J.C. Bean, Calculation of critical layer thickncss vs latticc mismatch foi GexSii_x/Si strained-layer heterostructures // Appl. Phys. Lett., 1985, v. 47, pp. 322-324. 30*. C.G. Van de Walle, Band lineups and deformation potentials in the model-solic theory//Phys. Rev. B, 1989, v. 39, pp. 1871-1883.

31*. J.B. Smathers, E. Knecdler, B.R. Bennet, B.T. Jonker, Nanometer scale surfacc clustering on ZnSe epilayers // Appl. Phys. Lett. 1998, v. 72, pp. 1238-1240.