2
СОДЕРЖАНИЕ
ВВЕДЕНИЕ.........................................................4
Глава 1 Исследование дефектов структуры монокристаллического
арсенида галлия (обзор литературы) ......................13
1.1 Основные параметры, физические свойства, получение и применение арсенида......................................13
1.2 Дефекты структуры монокристаллического арсенида галлия...................................................22
1.3 Прямые методы обнаружения и исследования дефектов структуры (методы селективного травления, декорирования, электронной просвечивающей микроскопии, И К-микроскопии рентгеновской топографии) 8 арсениде галлия 52
1.4 Проблемы теории контраста ..........................76
1.5 Выводы и постановка задач диссертационного исследования.............................................84
Глава 2 Аппаратура и методики эксперимента......................87
2.1 Аппаратура и камеры для рентгенотопографического анализа дефектов в ваАз методом АПРЛ ....................87
2.2 Розеточная методика исследования дефектов в ОаАэ 93
2.3 Исследование дефектов структуры арсенида галлия с помощью ИК-микроскопии и металлографических наблюдений...............................................97
2.4 Приготовление и контроль качества поверхности образцов................................................101
2.5 Выводы..............................................103
Глава 3 Компьютерное моделирование бормановского контраста
интенсивности от прямолинейных дислокаций и когерентных
включений второй фазы в арсениде галлия.................106
3.1 Расчет контраста интенсивности от дефектов кристалла с медленно изменяющимися полями деформаций................106
3
3 2 Расчет контраста интенсивности от винтовых
дислокаций.............................................110
3 3 Расчет контраста интенсивности от краевых
дислокаций.............................................123
3.4 Расчет контраста интенсивности от когерентных включений..............................................138
3.5 Выводы.............................................142
Глава 4 Исследование рентгенотопографического контраста от
индивидуальных дефектов монокристаллического арсенида галлия в условиях эффекта Бормана............:.........144
4.1 Контраст интенсивности от краевых дислокаций.......144
4.2 Контраст интенсивности от дислокаций винтового типа ..162
4.3 Контраст интенсивности от микродефектов............171
4.4 Выводы.............................................177
Глава 5. Применение рентгенотопографического и оптических
методов для исследования дефектов структуры
монокристаллов арсенида галлия.........................180
5 1 Исследование дефектов структуры
монокристаллов арсенида галлия, легированных
индием, хромом и теллуром методом АПРЛ ................180
5.2 Исследование дефектов структуры монокристаллов арсенида галлия методами ИК-микроскопии и металлографических наблюдений .........................192
5.3 Использование результатов рентгенотопографирования для получения некоторых количественных характеристик ....200 5 4 Практические рекомендации по применению метода
АПРЛ и его дальнейшее развитие.........................210
5 5 Выводы.............................................217
ЗАКЛЮЧЕНИЕ.....................................................219
СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННОЙ ЛИТЕРАТУРЫ..............................224
4
ВВЕДЕНИЕ
6
на, подтвержденный контрольными методами, сопоставление теоретических и экспериментальных толограмм выявленных дефектов и дальнейшее развитие теории бормановского контраста.
Методы исследования. Использованы следующие методы исследования дефектов структуры арсенида галлия: рентгенотопографический метод на основе эффекта Бормана (метод АПРЛ), Двухкристальная рентгенотопография в геометрии Лауэ, методы ИК-микроскопии и металлографических наблюдений, компьютерное моделирование контраста интенсивности от дефектов структуры.
Научная новизна. Диссертационная работа характеризуется следующей научной новизной.
1. Впервые выявлен, исследован (теоретически и экспериментально) и систематизирован контраст интенсивности от прямолинейных краевых дислокаций и смешанных дислокаций винтового типа в арсени-де галлия при использовании розеточной методики в условиях эффекта Бормана.
2. Экспериментально показано, что структура дефектов арсенида галлия, легированного индием, содержит ростовые краевые дислокации с осями [001] и векторами Бюргерса Ь = а/2<110> и Ь = а<100>, а также смешанные 30-градусные дислокации с векторами Бюргерса Б = а/2< 110 >; результаты идентификации дислокаций подтверждены хорошей корреляцией экспериментальных и теоретических результатов исследований.
3. Экспериментально обнаружено явление снижения уровня контраста на топограммах от краевой дислокации с вектором Бюргерса Ь = а/2 < 110 > при распространении рентгеновских лучей вдоль ее оси [001] до уровня фона при выполнении условия дифракции рь = 0 в СиКд -излучении.
4. Экспериментально показано, что положительные и отрицательные краевые дислокации в ОаАэ можно различать не только по розеткам
7
интенсивности, но и по контрасту конусообразных изображений на дополнительных рефлексах при использовании широкого пучка в условиях эффекта Бормана и многоволнового рассеяния.
5. Проведена экспериментальная оценка глубины зоны формирования контраста и величины эффективной деформации отражающих плоскостей вокруг дислокации в СаАэ в условиях эффекта Бормана.
6. Экспериментально показано, что структура дефектов СаАэ, легированного индием, содержит геликоидальные дислокации, имеющие различные геометрические параметры.
7. Экспериментально обнаружен, исследован и систематизирован контраст интенсивности от микродефектов в СаАэ, зафиксированных на топограммах методом АПРЛ. Микродефекты идентифицированы как когерентные выделения второй фазы, деформирующие матрицу как по типу внедрения, так и по типу вакансии. На основе компьютерного моделирования контраста реализован метод идентификации типов включений, позволяющий определить знак деформации матрицы и включения и глубину расположения дефекта.
8. Экспериментально показано на примере когерентных выделений в ОаА5(1п), деформирующих матрицу по типу вакансии, что методом АПРЛ регистрируются включения, практически не создающие дифракционного увеличения рентгенотопографического изображения дефекта за счет деформации матрицы.
Обоснованность и достоверность полученных результатов и выводов подтверждается применением комплекса рентгеновских методик метода АПРЛ, большим количеством используемых отражений и образцов; применением контрольных и дополнительных методов ИК-микроскопии и металлографических наблюдений; хорошей корреляцией экспериментальных и теоретических результатов исследований; широ-
8
ким апробированием основных результатов работы на конференциях и семинарах различного ранга, включая международные
Практическая значимость полученных результатов состоит в следующем:
- показана высокая информативность и достоверность рентгенотопографического метода на основе эффекта Бормана (метода АПРЛ) по выявлению дефектов различной природы в монокристаллическом арсе-ниде галлия;
- развита теория изображений структурных дефектов в арсениде галлия в изотропном приближении в рамках феноменологической теории бор-мановского контраста;
- разработана методика исследования структурных дефектов в монокристаллах арсенида галлия в условиях эффекта Бормана;
- составлены атласы расчетных и экспериментальных рентгенотопографических изображений дефектов при различных условиях дифракции, применение которых значительно упрощает процесс идентификации структурных дефектов, выявляемых методом АПРЛ в условиях научных и производственных лабораторий;
- результаты диссертационной работы представляют практический интерес для материаловедения, конкретных производств изделий микроэлектроники, применяющих материалы, подобные арсениду галлия, используются при проведении НИР в Центре физических исследований НовГУ, при чтении специальных курсов для студентов физических и инженерных специальностей.
Научные положения, выносимые на защиту.
Результаты теоретического и экспериментального исследований дефектов структуры в арсениде галлия в случае эффекта Бормана, под-
9
твержденные контрольными методами, позволяют сформулировать следующие научные положения, выносимые на защиту.
1. Дефекты кристаллической структуры в арсениде галлия с медленно изменяющимися полями деформаций (дислокации, когерентные выделения второй фазы) формируют контраст интенсивности, который оценивается уравнениями Инденбома-Чамрова-Данильчука.
2. Розетки интенсивности от смешанных дислокаций винтового типа в арсениде галлия в условиях эффекта Бормана, как и чисто винтовые дислокации, являются в основном отображением розеток эффективных деформаций отражающих плоскостей вследствие действия релаксационных полей деформации вокруг дислокаций, создающих дополнительные компоненты смещения атомов, параллельных свободной поверхности кристалла.
3. Розетки интенсивности от краевой дислокации, вдоль оси которой распространяются рентгеновские лучи, являются отображением розеток эффективных деформаций отражающих плоскостей вследствие действия как собственного поля смещений атомов вокруг дислокации (полем в объеме кристалла), так и релаксационного поля вблизи выходной поверхности кристалла.
4. Уровень контраста вокруг краевой дислокации определяется величиной вектора Бюргерса дислокации, зависит от длины волны излучения и взаимного положения векторов £ и В.
Экспериментально установлено, что в случае выполнения критерия §Б = 0 уровень контраста от краевой дислокации с вектором Бюргерса 1> = а/2 <) 10 > на отражении типа (220) близок к фоновому уровню при использовании характеристического СиК:£ -излучения.
5. Когерентные выделения второй фазы формируют на топограм-мах розетки интенсивности, контраст и размер которых зависит от типа выделения (вакансии или внедрения), типа рефлекса, глубины располо-
10
жения дефекта в кристалле и параметра е, характеризующего упругую деформацию выделения.
Апробация работы. Основные результаты диссертационного исследования докладывались и обсуждались на следующих конференциях и семинарах:
1. Международном научном семинаре "Карбид кремния и родственные материалы", г. Новгород, 1997 г.
2 XXXVI Международной студенческой конференции, г. Новосибирск, 1998 г.
3. XXXVII Международной студенческой конференции "Студент и научно-технический прогресс", г. Новосибирск, 1999 г.
4. Национальной конференции по применению рентгеновского, синхротронного излучений, нейтронов и электронов для исследования материалов РСНЭ-99, г. Москва, 1999 г.
5. III Международном семинаре "Карбид кремния и родственные материалы", г. В. Новгород, 2000 г.
6. Второй всеросийской молодежной конференции по физике полупроводников и полупроводниковой опто- и наноэлектронике. С. Петербург, 4 декабря - 8 декабря 2000 г.
7. III Национальной конференции по применению рентгеновского, синхротронного излучений, нейтронов и электронов для исследования материалов РСНЭ - 2001, г. Москва, 2001 г.
8. Научно-практических конференциях профессорско-преподавательского состава Новгородского государственного университета им. Ярослава Мудрого 1997-2000 гг.
Публикации. Научные результаты по теме диссертации опубликованы автором в 11 работах и освещены в отчете по НИР.
Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения, списка используемой литературы, содержа-
11
щего 185 наименований. Объем диссертации составляет 242 страницы, включая 40 рисунков (содержащих 46 теоретических изображений дефектов и 50 экспериментальных топограмм) и 4 таблицы.
Во введении дано обоснование актуальности темы, сформулированы цель исследования, новизна полученных результатов, практическая ценность работы, научные положения, выносимые на защиту, даются сведения об апробации работы.
Первая глава посвящена обзору литературных данных ло структурным дефектам в арсениде галлия и методам их исследований. Рассмотрены теоретические основы динамической теории рассеяния рентгеновских лучей, эффекта Бормана, особенности методов РТ и, в частности. метода АПРЛ. На основе анализа литературных данных сделаны выводы и определены основные задачи диссертационного исследования.
Во второй главе приводятся данные по применяемой аппаратуре, методикам эксперимента, подготовке оборудования и образцов, выбору оптимальных условий съемки для выполнения поставленных задач.
В третьей главе представлены результаты теоретических расчетов и теоретические топограммы контраста интенсивности от полных дислокаций, а также когерентных включений в арсениде галлия в случае эффекта Бормана.
В четвертой главе рассматриваются результаты исследования контраста от индивидуальных дислокаций и микродефектов в монокри-сталлическом арсениде галлия, легированном индием с полуизолирую-щими свойствами и малой плотностью дислокаций. Проведено сопоставление теоретических и экспериментальных топограмм дефектов структуры и обсуждены особенности формирования контраста.
В пятой главе представлены результаты рентгенотопографического исследования структуры дефектов монокристаллов арсенида гал-
12
лия, легированных хромом, индием и теллуром. Результаты подтверждены контрольными методами ИК-микроскопии и металлографических наблюдений.
В заключении приводятся основные результаты работы, а также перечень опубликованных в печати научных статей.
13
Глава 1 Исследование дефектов структуры монокристаллического арсенида галлия (обзор литературы)
1.1 Основные параметры, физические свойства, получение и
применение арсенида галлия
Арсенид галлия относится к бинарным химическим соединениям типа А1'В' элементов III и V групп периодической системы Д.И Менделеева и имеет кристаллическую структуру сфалерита. Начало теоретических исследований кристаллической структуры бинарных соединений А'В' можно отнести к работе Хаггинса 1926 г., экспериментальных - к работе Гольдшмидта 1929 г., а их полупроводниковые свойства описаны в диссертации Горюновой Н.А. в 1952 г. и работе Велькера [1,2]. Основные физико-химические свойства арсенида галлия в сравнении с кремнием и германием представлены в таблице 1.
Кристаллическая решетка типа сфалерита может рассматриваться как две кубические гранецентрированные решетки, состоящие из атомов разного сорта А и Б каждая, смещенные относительно друг друга на четверть диагонали куба. На рисунке 1.1 (а) показана кристаллическая структура арсенида галлия, где атомы Са (атомы А), окружающие атомы Аэ (атомы В) и атомы Аэ, окружающие атомы Са, располагаются по вершинам тетраэдра
Химическая связь в СаАБ имеет преимущественно ковалентный характер. В рамках модели донорно-акцепторной связи из четырех ковалентных связей три создаются неспаренными валентными электронами атомов ва и Аэ, а четвертая - неподеленной парой электронов 4 в"’ -оболочек атомов Аэ [3]. При формировании такой связи теоретически выгоден переход двух электронов ''донора" (Аэ) на уровень общий для "донора" и "акцептора" (Са). Такая связь отличается от обычной ковалентной только природой четвертой электронной пары При этом проис-
14
Таблица 1. Физико-химические свойства кремния, германия, арсенида
галлия (3]
№ в! Се СаАэ
1 Атомная (молекулярная) масса 28,08 72,60 144,30
2 Постоянная решетки, нм, при 298 К 0,54307 0.56575 0,56532
3 Плотность, Мг/м3, при 298К 2,329 5,327 5,317
4 Твердость по Моосу 7 5.25 4,5
5 Коэффициент линейного расширения, сс-106, К-1, при 300 К 2,33 5,75 6,00
6 Удельная теплоемкость, Дж/(моль-К), при 300 К 19,5 22.8 47,30
7 Температура плавления 1417 936 1238
8 Коэффициент теплопроводности, к, вт/(м-К), при 300 К 109 58 54
9 Температура Дебая при 300 К 680 406 362
10 Температура давления паров, К 1.33 105 Па 1.33 10"* Па 997 1082 887 947 572(ва) 127(А$) 622(Са) 150(Аэ)
11 Ширина запрещенной зоны, эВ, при 298 К 1,12 0,75 1,43
12 Подвижность электронов, Цп, см'/(Вс) 1450 3900 2 10^
13 Подвижность дырок, ц0, см2/(Вс). при 298 К 500 1900 4200
14 Относительная диэлектрическая проницаемость 12,5 16,0 с0=13,8 £.=10,4
15 Тип решетки алмаз алмаз сфалерит
16 Тип симметрии РбЗт раз™ Р43т
17 Упругие постоянные, Гпа. 298 К, Си С12 с« 166 63,9 79,5 129 48,3 67,1 118,8 [4] 53,7 [4] 59,4 [4]
15
(Са)
О
(Аз)
V
Поверхность (іїї) (Єа)
Поверхность (Тії) (Аэ)
Кристаллическая структура арсенида галлия (а). Проекция кристаллической структуры арсенида галлия на плоскость (110) и два типа плоскостей скольжения: тип I и тип II (б)
Рисунок 1.1
16
ходит эр3-гибридизация электронных оболочек и 4 электронные пары, независимо от их природы, стремятся расположиться по углам правильного тетраэдра В реальных кристаллах А В" такая связь проявляется в образовании между атомами электронных мостиков, в которых максимум электронной плотности смещен в сторону элементов с ббльшей электроотрицательностью (атом Аэ). Это смещение во внешних проявлениях можно рассматривать как ионную долю связи. Для ЭаАэ эта доля составляет 4% [5]. Ее наличие определяет специфику свойств СаАэ. Если для германия и кремния спайность по плоскостям {111} является основной, то для ЭаАэ преимущественно характерна спайность по плоскостям {110}, как показано Вульфом Г.А., Фистером Н. [2] и др. Эти плоскости не связаны электростатическим взаимодействием, поскольку они состоят из разнородных атомов. В отличие от алмаза структура сфалерита не имеет центра симметрии, что приводит к полярности структуры кристаллической решетки, Плоскости (111) и (ПТ) являются полярными
(рисунок 1.1, б), так как они образованы разнородными атомами металла Эа (4э’р?) и металлоида Аэ (4э?р3) Поэтому полярные грани таких кристаллов имеют разные скорости роста, травления и окисления [6].
Структура сфалерита имеет меньшее количество наборов симметрично эквивалентных плоскостей и направлений, чем структура алмаза и, следовательно, большую анизотропию физических свойств. Фактор анизотропии, рассчитанный по данным коэффициентов упругости таблицы 1 по формуле А = 2 0*4/ (Ои-с^), для сфалерита составляет 1,83, для германия -1,66, для кремния -1.56.
Арсенид галлия относится к числу разлагающихся полупроводниковых соединений. При температуре плавления (1238°С) равновесное давление паров мышьяка над расплавом составляет -МО3 Па (0,98 атм.). Это усложняет технологию выращивания монокристаллов ЭаАэ по сравнению с кремнием Монокристаллы выращиваются из слитков поли-кристаллического арсенида галлия, синтезируемых либо в запаянных
17
кварцевых ампулах в условиях строгого контроля давления паров мышьяка в рабочем объеме, либо прямым путем в установках высокого давления под слоем флюса в атмосфере инертного газа (например, аргона) при давлении до 7-106 Па (70 атм.). Часто процесс синтеза совмещается с процессом последующего выращивания по методу Чохраль-ского без обязательного использования камер высокого давления. Синтез под слоем флюса часто осуществляется путем введения в расплавленный галлий паров мышьяка из специального питателя, поддерживаемого при строго фиксируемой температуре Основными методами получения монокристаллов являются: вытягивание по методу Чохраль-ского из-под слоя жидкого флюса (борного ангидрида - В203) (рисунок 1.2, а) и горизонтально направленная кристаллизация (ГНК) на ориентированную затравку в кварцевом контейнере, размещаемом в запаянной кварцевой ампуле (рисунок 1.2, б). Выращивание монокристаллов по методу Чохральского осуществляется в атмосфере инертного газа при давлении (0,5+2 атм.) при использовании тиглей из кварца и нитрида бора Установки выращивания по методу Чохральского рассчитаны на загрузки до 10-г 12 кг и позволяют получить монокристаллы диаметром до 75+100 мм. Эти установки полностью автоматизированы и снабжены системами прецизионного поддержания постоянного диаметра слитка.
Выращивание монокристаллов методом ГНК также осуществляется в автоматизированном режиме в атмосфере паров мышьяка, давление которых поддерживается с высокой точностью на одном уровне в течение всего процесса. Этим методом получают кристаллы массой до 2+5 кг с эллипсоидным поперечным сечением площадью до 30 см2. Оба метода позволяют получать нелегированные кристаллы п-типа с концентрацией носителей заряда 10'5+101е см*3 и подвижностью электронов до (5+6)103 см2в 1с*1, а также монокристаллы с полуизолирующими свойствами. Основными остаточными примесями в монокристаллах после горизонтальной направленной кристаллизации являются кремний и ки -
Схемы установок для выращивания монокристаллов разлагающегося соединения ОаАэ:
а - вытягивание из расплава из-под флюса (метод Чохральско-го); б - горизонтальная направленная кристаллизация (метод Бриджмена);
1 - блок нагрева; 2- реактор; 3 - тигель с расплавом; 4 - растущий монокристалл; 5 - источник летучего компонента; 6 - флюс; 7 - камера высокого давления.
Рисунок 1.2
19
слород в концентрациях 1015+101: см'3, а в монокристаллах, полученных по Чохральскому, - кремний (~1015 см'3), углерод (до 1-1016 см 3) и бор (до 2-101 см 3). Основным источником бора является флюс В^03. Содержание собственных точечных дефектов в монокристаллах из-за сложности поддержания стехиометрического состава достигает 101а*1019 см'3 (при выращивании по методу Чохральского) и 1017+1018 см'3 (при выращивании методом ГНК).
Для получения заданных электрофизических свойств монокристаллов (типа проводимости, удельного сопротивления, концентрации, подвижности и времени жизни носителей заряда) используют процессы легирования электрически активными примесями. Основными легирующими примесями при получении монокристаллов электронного типа проводимости являются Те, ве. в (VI группа), вп, 81 (IV группа), а при получении монокристаллов дырочного типа проводимости - 1и. Сф ве. Получение полуизолирующих монокристаллов осуществляют при легировании Сг, О (при раздельном и совместном введении), Ре или 1п. Легирование в процессе выращивания производят либо элементарными примесями, либо с помощью специальных лигатур (сплавов арсенида галлия с легирующей примесью).
Актуальной проблемой развития технологии арсенида галлия является проблема получения высококачественных монокристаллов полу-изолирующего арсенида галлия большого диаметра (60 мм и более) с низкой плотностью дислокаций для создания на их основе больших и сверхбыстродействующих ИС [7,8]. В современных технологиях изготовления активных элементов СВЧ приборов соответствующие примеси вводятся непосредственно в полуизолирующую подложку ионной имплантацией или выращиваются слои с помощью молекулярно-лучевой эпитаксии. В этих условиях параметры активных элементов создаваемых ИС, транзисторов, тиристоров, диодов в значительной мере определяются свойствами исходной подложки. Повышение пробивного на-
20
пряжения достижимо через решение задачи получения равномерного распределения тока по всей площади электронно-дырочного перехода. Это возможно при снижении микронеоднородного распределения дефектов кристаллической структуры исходного материала. Вдоль дислокаций могут быть повышены коэффициенты диффузии примесей, особенно опасны дислокационные скопления. Поэтому контроль качества исходного материала является очень важным во всем цикле изготовления полупроводниковых приборов. Преобладающими структурными дефектами в монокристаллах большого диаметра при выращивании по Чохральскому по литературным данным являются включения галлия, концентрирующиеся по периферии слитка, а также дислокации, часто располагающиеся в плотных малоугловых границах и полосах скольжения. Высокая плотность дислокаций (5-104-1-105 см'2) в выращенных кристаллах обусловлена низкой величиной критических напряжений образования дислокаций и высоким уровнем термических напряжений, возникающих в процессе роста в основном из-за интенсивного конвективного теплопереноса в слое жидкого флюса. Одним из способов снижения плотности дислокаций является использование эффекта примесного упрочнения при легировании примесями, в частности, изовалентными (1п, ЭЬ). Полуизолирующий СаАэ лабораторно получают до 50-75 мм в диаметре с плотностью дислокаций (0,5^2)10^ см'2. Считается, что увеличение плотности дислокаций до некоторого предела - (5+8)104 см'2 (определяемого величиной "сфер влияния" индивидуальных дислокаций на перераспределение присутствующих точечных дефектов) при достаточно равномерном их распределении может положительно влиять на электрическую однородность матрицы и ее термостабильность (по сравнению с кристаллами, в которых плотность дислокаций - 1-104 см'2).
Предполагается, что бездислокационные монокристаллы также могут быть электрически однородными, как и кристаллы с оптимальной плотностью дислокаций По данным электронно-микроскопических ис-
21
следований основными типами микродефектов в мало- и бездислокаци-онных кристаллах GaAs являются дефекты упаковки, мелкие призматические дислокационные петли (полные и частичные), мелкие частицы выделений. Активную роль в их образовании играют собственные точечные дефекты, обусловленные отклонением состава кристалла от стехиометрического. При наиболее высоких уровнях легирования существенное влияние на образование микродефектов оказывает распад пересыщенного твердого раствора легирующей примеси.
В современной физике полупроводников существуют два быстро развивающихся направления. К первому направлению относят физику наноструктур (изменение сзойств материалов за счет изменения геометрических размеров структур), ко второму - разработку и исследование новых материалов. В работе [9] проведен комплексный учет возможностей широкозонных полупроводников (GaAs, GaP, SiC, GaN, AIN, алмаз) в сравнении с кремнием. Несмотря на значительные преимущества новых материалов перед Si и GaAs по ряду показателей (ширине запрещенной зоне, напряжению критического пробоя, скорости насыщения, теплопроводности и др.), их применение пока ограничено. Для GaN и AIN отсутствуют собственные подложки. Гетероэпитаксиальные слои полученные на подложках из других материалов (в том числе из SiC, сапфира), имеют высокую плотность дислокаций (No>10' см'2), что ограничивает их применение для создания силовых устройств. Собственные подложки из алмаза имеют малую площадь и дорогостоящи Монокри-сталлические слои алмаза с использованием гетероэпитаксии пока не получены. Высокочастотные транзисторы на основе SiC по некоторым параметрам не уступают приборам из Si, GaAs и могут работать в гега-герцовом диапазоне, но требуется дальнейшее снижение плотности дефектов в подложках, в том числе для создания силовых приборов Соединения III-N вытеснили SiC из оптоэлектроники и под вопросом будущее SiC в высокочастотной электронике. Однако сегодня нельзя сказать
22
какой из широкозонных материалов будет использоваться для СВЧ приборов в будущем [9]. Таким образом, СаАэ остается одним из основных материалов, применяемых в современной твердотельной микроэлектронике. Полупроводниковые приборы на основе арсенида галлия имеют более высокие рабочие температуры, удельную мощность, частотные характеристики, более низкое энергопотребление, чем кремниевые приборы.
Монокристаллический арсенид галлия широко используется для изготовления оптоэлектронных приборов (лазеров, светодиодов, солнечных батарей, фотоприемников, модуляторов, "оптических окон"), приборов СВЧ техники (полевых транзисторов, генераторов на эффекте Ганна, квазипролетных и туннельных диодов и т.д.), детекторов ионизирующих излучений, а также фотокатодов, инжекционных лазеров, применяемых в волоконно-оптических системах связи, устройств вычислительной техники и т.д. Значительный интерес вызывает применение арсенида галлия для создания СБИС, по быстродействию и энергосбережению превосходящих кремниевые приборы.
1.2 Дефекты структуры монокристаллического арсенида галлия
Для арсенида галлия выявляются как значительное сходство, так и различие в природе структурных дефектов и их влиянии на электрофизические параметры исходного материала по сравнению с элементарными полупроводниками.
Для исследования дефектов структуры арсенида галлия традиционно применяют методы избирательного травления, фотоупругости, электронной микроскопии (в том числе растровой и просвечивающей), рентгеновской дифрактометрии (РД) и рентгеновской топографии (РТ). Перечисленные методы используются для исследования и контроля качества монокристаллов и слоев арсенида галлия, их пластических
- Київ+380960830922