CC BY
335
УДК 539.23
ПОЛУЧЕНИЕ ЭПИТАКСИАЛЬНЫХ ПЛЕНОК ПОЛУПРОВОДНИКОВЫХ СОЕДИНЕНИЙ НА ПОРИСТЫХ ПОДЛОЖКАХ (ОБЗОР)
© 2013 г. А.О. Султанов*, Н.И. Каргин*, А.СГусев*, Г.К. Сафаралиев**, С.М. Рындя***
Национальный исследовательский ядерный университет МИФИ, г. Москва
Дагестанский государственный университет, г. Махачкала ***ФГУП «НИФХИ им. Л.Я. Карпова», г. Москва
National Research Nuclear University MEPHI, Moscow
**Dagestan State University, Mahachkala
***Karpov Institute of Physical Chemistry, Moscow
Приведены результаты экспериментальных исследований ряда отечественных и зарубежных авторов в области применения пористых подложек для эпитаксиального наращивания гетероструктур приборного качества. Дана справка по методам и условиям получения пористых слоев соединений AnlBv, SiC и Si.
Ключевые слова: пористый кремний; нитрид галлия; эпитаксия; буферный слой; электрохимическое травление; плавиковая кислота.
In the survey results of experimental studies of a number of domestic and foreign authors in the field of porous substrates for epitaxial heterostructures instrument quality are given. Reference on the methods and conditions ofproduction ofporous layers of the AIIIBV, SiC and Si compounds is provided.
Keywords: porous silicon; gallium nitride; epitaxy; buffer layer; electrochemical etching; hydrofluoric acid.
Введение
При гетероэпитаксии пленок полупроводниковых материалов на монокристаллические подложки основной причиной, препятствующей росту качественных эпитаксиальных слоев, является рассогласование периодов решеток материалов пленки и подложки [1, 2], а также различие температурных коэффициентов линейного расширения [3]. Различия постоянных решетки сопрягающихся материалов Да вызывают напряжения несоответствия. Термические напряжения, обусловленные различием коэффициентов линейного расширения подложки и наращиваемого слоя, возникают в процессе охлаждения эпитаксиальной структуры от температуры выращивания или в процессе ее нагрева и охлаждения при последующих термообработках. Поэтому для устранения изгиба структур и улучшения кристаллического совершенства растущего слоя на поверхности исходной подложки создается тонкий сильно дефектный слой, который выполняет функцию буфера. Существует несколько возможностей формирования буферного слоя [4 - 6]. Перспективны в роли буферных слоев материалы с пористой структурой, поскольку в этом случае «податливая» подложка подстраивается под постоянную решётки растущего кристалла и снимает напряжения внутри него.
В связи с этим большой интерес представляет изучение возможностей использования пористых подложек для эпитаксиального наращивания гетероструктур приборного качества в условиях их размерных несоответствий с решетками наращиваемых материалов [7].
Соединения AmBV
В работе [8] эпитаксиальные слои GaAs и AlGaAs были синтезированы на пористом GaAs, полученном электрохимическим травлением. Подложки GaAs (111) и (100) обрабатывались в водном растворе HF [9]. Напряжение смещения (8 - 14 В) подавалось на электрохимическую ячейку в импульсном режиме с частотой ~ 2 Гц. Плотность тока в максимуме составляла ~ 0,6 - 1 A/см2 Образовавшиеся поры имели выраженную анизотропию распространения в направлениях {111}. Для оценки качества слоев, выращенных методом газофазной эпитаксии, были проведены исследования экспериментальных образцов методом дифрактометрии в двухкристальном варианте. Исследования показали высокое качество слоев, синтезированных на подложке с пористым слоем GaAs. В частности на рис. 1 представлено изображение торцевой поверхности экспериментальной структуры, полученное с помощью атомно-силового микроскопа. Видно, что эпитаксиальный слой полностью заращивает рельеф пористой подложки GaAs.
В работе [10] слои GaAs, AlGaAs и InGaAs выращивались на пористом арсениде галлия методом газофазной эпитаксии из металлоорганических соединений и арсина. На пластинах монокристаллического GaAs ориентации (100), легированных теллуром до концентрации 2х1018 см-3, были сформированы слои пористого GaAs. Рост пленок проводился в вертикальном реакторе при атмосферном давлении. В качестве исходных газов-реагентов служили триметилгал-лий, триметилаллюминий, триметилиндий и арсин.
Рис. 1. Изображение боковой поверхности эпитаксиального слоя на пористой поверхности GaAs [8]
В результате предэпитаксиального отжига параметр решетки пористого ОаЛэ приближается к значению, характерному для монокристаллического арсе-нида галлия, сохраняя кристаллическую структуру и зеркальную поверхность, на которую можно наращивать эпитаксиальные слои. Морфология планарной и торцевой поверхностей исследовались методом растровой электронной микроскопии (РЭМ). Результаты исследований (рис. 2) показали, что, как правило, эпитаксиальные слои на пористых подложках имели более гладкую и однородную поверхность и меньшую плотность ростовых дефектов.
|В
Рис. 2. Изображения планарной и торцевой поверхностей эпитаксиальной структуры ЛlGaЛs на монкристаллическом (а) и пористом (б) арсениде галлия. На (в) и (г) показаны поперечные сколы структур, полученных на пористом GaЛs. Стрелка указывает границу эпитаксиальный слой - пористая подложка [ 10]
Исследования методом рентгеновской дифракто-метрии показали высокое структурное совершенство полученных слоев. Результаты работы [10] демонстрируют возможность применения подложки пористого ОаЛэ для эпитаксиального выращивания слоев методом газофазной эпитаксии.
Соединения АПВУ1
Ввиду того, что собственные подложки соедине-
- л По VI
нии А В дороги, а диаметр коммерчески доступных пластин не превышает 50,8 мм, эпитаксиальные пленки сульфидов и селенидов переходных металлов II группы обычно выращивают на инородных подложках с относительно большим рассогласованием параметра решетки (преимущественно на германии или арсениде галлия). В последние годы предпринимаются попытки выращивания эпитаксииальных пле-
- л По VI с-
нок соединений А В и на подложках кремния с буферным нанопористым слоем. Так, в работе [11] были получены слои сульфида свинца на кремниевых подложках с пористым слоем. Прямая эпитаксия PbS на кремний затруднена из-за значительного несоответствия постоянных кристаллической решетки (~ 9,4 %) и коэффициентов термического расширения (~ 1000 %) этих материалов.
В качестве подложек для гетероэпитаксии пленок сульфида свинца были использованы пластины монокристаллического кремния ориентации (111) и (100), равномерно легированного сурьмой до концентрации 4х1018см-3. Буферный пористый слой толщиной в 5 мкм и пористостью 30 % был сформирован методом анодного электрохимического травления в растворе плавиковой кислоты в изопропиловом спирте при плотности тока анодирования 50 мА/см2.
Пленки сульфида свинца были получены методом молекулярно-лучевой эпитаксии. Процесс осаждения проводился одновременно на подложках монокристаллического кремния ориентации (111) (без пористого слоя) и подложках (111) и (100) с буферным пористым слоем. Температура роста составляла 365 °С, скорость роста около 0,4 нм/с. В качестве реагентов использовались синтезированный нелегированный сульфид свинца и элементарная сера. Тип проводимости и концентрация носителей заряда регулировались изменением интенсивности пучка серы. После завершения роста полученные структуры охлаждались до комнатной температуры со скоростью ~ 0,1 °С/с. Кристаллическая структура полученных пленок контролировалась методом рентгеновской дифрактометрии. Осажденная на монокристаллическую подложку пленка была поликристаллической, покрытой сеткой микротрещин. Полученная пленка отслаивалась при незначительных механических или термических воздействиях. Слои, выращенные на подложках (111) с буферным слоем, являлись монокристаллическими и обладали гладкой зеркальной поверхностью.
В работе [12] показана возможность и разработана методика выращивания на кремнии с пористым буферным слоем эпитаксиальных пленок селенида цинка (ZnSe). Рост пленок селенида цинка осуществлялось методом термического испарения из ячейки Кнудсена в вакууме 5х 10-6 Тор. В качестве подложек использовались пластины монокристаллического кремния марки КЭС-0.01 ориентации (111) и (100), легированного сурьмой до концентрации 4*1018 см 3, со сформированным на их рабочей поверхности пористым слоем. Использовались также подложки из
монолитного кремния марки КЭС-0,01, для сравнения, и прозрачные стеклянные подложки - для оптических исследований. Пористый слой на кремниевых пластинах формировался электрохимическим травлением монокристаллического кремния в растворе фтористоводородной кислоты и изопропилового спирта, взятых в соотношении 1:3, при плотности тока 50 мА/см2. Непосредственно перед вакуумированием кремниевые подложки подвергались травлению в смеси состава HF : H2O = 1 : 10 в течение 5 с. В качестве исходного материала для осаждения ZnSe использовался предварительно синтезированный из высокочистых элементарных компонент поликристаллический селенид цинка. Синтез осуществлялся в вакуумированных до остаточного давления 10-5 Тор кварцевых ампулах. Кристаллическая структура осаждаемых пленок контролировалась методом рентгеновской дифрактомет-рии. В случае осаждения ZnSe на пористом слое кремния, как ориентации (100), так и (111), растут сплошные эпитаксиальные пленки, о чем свидетельствуют соответствие кристаллографической ориентации пленки ориентации подложки, высокая интенсивность эпитаксиальных рефлексов, сопоставимая с интенсивностью рефлексов высококачественных монокристаллов, и полное отсутствие неэпитаксиальных.
Также пленки селенида цинка на кремниевой подложке с буферным пористым слоем можно выращивать и методом химического осаждения из газовой фазы (CVD) [13]. В качестве подложки для эпитакси-ального роста здесь были использованы кремниевые пластины ^-типа с ориентацией (111) (р = 3 Ом-см). Подложки были помещены в тефлоновую ванну, которая затем заполнялась электролитом. В качестве электролита выбран раствор HF : C2H5OH. После проведения процесса анодирования пористую кремниевую подложку помещали в CVD-реактор для осаждения ZnSe из газовой фазы. Водород подавался в камеру после того, как давление системы достигло значения 25 мторр. Когда давление в CVD-реакторе достигло одной атмосферы, температуру подложки увеличивали до 450 °C и начинали осаждение селенида цинка. Характеристики полученных пленок проанализированы с помощью рентгеновской дифрактометрии и оптической спектроскопии. Показано, что в работе синтезированы монокристаллические слои ZnSe, а оптимальными параметрами электрохимического травления являются: соотношение HF : C2H5OH 3 : 2 и плотность тока 30 мА/см2.
Карбид кремния
В работе [14] проведены исследования структур: подложка (6H-SiC) - пористый слой карбида кремния -эпитаксиальный слой 6H-SiC. В качестве образцов использовались фрагменты коммерческой пластины 6H-SiC (N - N = 3х 1018 см-3), разориентированной на 3,5° по отношению к оси «с». Рабочая поверхность (0001) была полирована, противоположная механически шлифована. Травление осуществлялось в электролите HF : H2O : C2H5OH = 1 : 1 : 2 с подсветкой образца источником ультрафиолетового света при плотности тока 20 мА/см2 в течение 20 мин. Эпитаксиальный
рост тонких пленок на слое пористого карбида
кремния осуществлялся в вертикальном водоохлаж-даемом кварцевом реакторе методом сублимации в вакууме при температуре 2000 °С.
В работе [12] эпитаксиальные слои 4Н^С были выращены методом CVD на пористом карбиде кремния. Пористые подложки SiC, с толщиной пористого слоя карбида кремния от 2 до 15 мкм, были изготовлены электрохимическим травлением коммерческих пластина 4Н^С. Процесс был проведен в электрохимической ячейке под действием ультрафиолетового освещения ртутной лампы мощностью 250 Вт. Ячейка состояла из двух электродов, где образец 4Н^С служил в качестве анода, а в качестве катода была использована платиновая (Р) сетка. Размер пор соответствовал нанометровому диапазону. Эпитаксиальные слои SiC были выращены на обычных стандартных подложках и подложках с пористым слоем методом CVD в горизонтальном реакторе с холодной стенкой при атмосферном давлении. Условия роста: отношение Si к С равнялось 0,3, температура роста около 1580 °С, рост был проведен в течение одного часа с получением толщины эпитаксиального слоя около 2,5 мкм. Концентрация N - в слоях составляла 7x10 см- . На снимке, полученном с помощью растрового электронного микроскопа (рис. 3), отчетливо видны пористый слой карбида кремния и эпитакси-альный слой карбида кремния, выращенный методом CVD.
•w-»- I"....... 1' ---Г----я 1 (
1 (ЙЩ С ссо V' • <t с ' н х щЬ J' i,fl г Ч и (X т 2 VW >С « 3
20 hU 00000 Ii» я '--
Рис. 3. Изображение поверхности скола структуры эпитаксиальный слой 4H-SiC (1) - слой пористого карбида кремния (2) - подложка 4H-SiC (5) (Сканирующий электронный микроскоп) [12]
Таким образом, в работе [12] подложки карбид кремния с пористым слоем использовали для роста эпитаксиальных слоев 4H-SiC методом химического осаждения из газовой фазы (CVD). Результаты исследований рентгеновской дифракцией и дифракцией быстрых электронов показали, что число точечных дефектов в слоях значительно снизилось по сравнению с эпитаксиальными слоями, выращенными на стандартных подложках.
Нитриды III группы
Нитриды III группы (Al, Ga, In)N являются перспективными материалами для создания лазеров и
светодиодов, работающих в видимой и ближней ультрафиолетовой области спектра. Эти соединения имеют прямую структуру зон с шириной энергетической щели 6,2 эВ (ЛМ), 3,4 эВ ^э^Г), 1,9 эВ Не-
смотря на значительный технологический прогресс в разработке и выпуске оптоэлектронных приборов на гетерокомпозиций нитридов III группы, увеличение эффективности и времени жизни этих приборов требуют существенного улучшения качества используемых материалов, в первую очередь уменьшения плотности дислокаций, чего не удается достигнуть из-за отсутствия подходящих подложек. В основном в качестве таких подложек используются сапфир (Л1203). Однако рассогласование по параметру постоянной решетки между GaN и Л1203 составляет 16 %, а значение коэффициента температурного расширения сапфира в 1,5 - 2,0 раза выше (в зависимости от кристаллографического направления), чем у кремния. Подложки из карбида кремния являются более предпочтительным материалом для гетероэпитаксии нитрида галлия. Значения коэффициента температурного расширения GaN и SiC достаточно близки, а теплопроводность SiC почти в 10 раз выше теплопроводности Л1203. Но и в случае использования базовой плоскости политипа 6Н карбида кремния рассогласование по параметру постоянной решетки между GaN и SiC составляет ~3,5 %, что вынуждает применять буферные слои.
В работе [15] методами просвечивающей электронной микроскопии и катодолюминесценции изучались дефекты пленок GaN, выращенных гидридной газофазной эпитаксией на пористых и непористых (стандартных) подложках SiC. Показано, что использование пористой подложки уменьшает мозаичность выращиваемых пленок (рис. 4). Это подтверждает выводы, сделанные авторами в работах [12, 14].
0.5 Ц1П Л 'Г^ - ' i' ' .-< - : 1 . ' 0.5 Jim . <
s * 1
а б
Рис. 4. Изображение поверхности эпитаксиальных пленок GaN, выращенных на стандартном (а) и пористом (б) карбиде кремния [15]
Слои пористого карбида кремния были получены анодированием при плотности тока J = 4 - 16 мА/см2, в 3 %-м водном растворе При таких условиях анодирования получали нанопористый материал с пористостью около 30 % без отклонений в стехиометрии (в пересчете на Si/C) по отношению к исходной пластине 6Н^Ю. Исследования показали, что выращенные эпитаксиальные пленки GaN имеют минимальное количество дефектов и наследуемых из подложки дислокаций, что позволяет надеяться на возможность использования пористого SiC в качестве буферного слоя для получения эпитаксиальных слоев нитридов III группы.
В работе [16] слои GaN выращивали на пористых подложках 6Н^Ю методом молекулярно-лучевой эпитаксии с плазменной активацией азота. Пористый SiC был сформирован анодированием пластины SiC и-типа в растворе ОТ при плотности тока от 7 мА/см2 в течение 3 мин под ультрафиолетовым освещением (ртутная лампа, мощность 250 Вт). Рост GaN был выполнен на плоскости (0001). Выращенные пленки исследовались методами рентгеновской дифрактомет-рии и просвечивающей электронной микроскопии. Измерения показали, что слои GaN, выращенные на пористых подложках 6Н^Ю, были менее напряженными и имели меньшую плотность прорастающих дислокаций по сравнению со слоями, выращенными на стандартных подложках (рис. 5).
а б
Рис. 5. Изображения гетерограницы SiC/GaN, полученные с помощью просвечивающей электронной микроскопии: а - слой GaN на стандартной подложке; б - слой GaN, выращенный на пористом SiC ф - области, свободные от дислокаций)
В работе [17] рост GaN на пористых подложках SiC осуществлялся методом реактивной молекулярно-лучевой эпитаксии с использованием аммиака в качестве источника азота. Здесь также было продемонстрировано улучшение качества GaN слоев, выращенных на пористых подложках, по сравнению с пленками, выращенными на стандартных пластинах 6Н^Ю. Результаты просвечивающей электронной микроскопии и микродифракции электронов указывают на снижение плотности дислокаций и более высокую степень кристаллического качества нитрида галлия.
Результаты и их обсуждение
Учитывая приведенные выше сведения, можно сделать вывод о том, что применение подложек с пористым буферным слоем является перспективным при гетероэпитаксии полупроводниковых соединений типа Л^Б^ и АШВУ, включая нитриды III группы. Использование пористых подложек приводит к значительному уменьшению плотности дефектов. Обобщенные данные по применению пористых подложек для эпитаксии полупроводниковых соединений приведены в таблице.
По мнению авторов, среди представленных в таблице методик наибольший интерес представляет возможность выращивания на пористых подложках пленок карбида кремния и нитридов третьей группы. Эпитаксиальный карбид кремния является базовым материалом для создания широкого ряда приборов электроники и фотоники, микроэлектромеханических устройств.
Применение пористых подложек для эпитаксии полупроводниковых соединений
№ Источник Подложка Полученные пленки
1 [8] GaAs (111) и (100). Электрохимическое травление в водном растворе Ш. Плотность тока 0,6 - 1,0 А/см2 Пленки GaAs и AlGaAs и- типа. Метод молекулярно-лучевой эпитаксии. Концентрация электронов ~ 1018, кубический тип, толщина ~ 2000 А
2 [10] GaAs (100). Электрохимическое травление в водном растворе Ш Пленки GaAs, AlGaAs и InGaAs. Метод эпитаксии из газовой фазы
3 [11] Кремний (111) и (100). Электрохимическое травление в растворе плавиковой кислоты в изопропиловом спирте. Пористость 30 %. Плотность тока 50 мА/см2 Пленки РЬБ. Метод молекулярно-лучевой эпитаксии
4 [12] Кремний (111) и (100). Электрохимическое травление в растворе Ш в изопропиловом спирте, соотношение = 1:3. Плотность тока 50 мА/см2 Пленки ZnSe. Метод термического испарения в вакууме 5-10-6 Тор
5 [13] Кремний (111). Электрохимическое травление в растворе Ш: С2Н5ОН = 3 : 2. Плотность тока 30 мА/см2 Пленки ZnSe. Метод эпитаксии из газовой фазы
6 [14] Пластина 6Н-Б1С. Электролит: Ш : Н20 : С2Н5ОН = 1 : 1 : 2. Подсветка образца источником ультрафиолетового излучения. Плотность тока 20 мА/см2 Эпитаксиальные слои 6Н-БЮ. Сублимационная эпитаксия в вертикальном во-доохлаждаемом кварцевом реакторе в вакууме. Температура 2000 °С
7 [15] 6Н-БЮ и-типа. Диаметр 2 дюйма. Электролит 3%-й водный раствор Ш. Плотность тока 4 - 16 мА/см2. Пористость около 30 % Слои GaN. Метод гидридной газофазной эпитаксии
8 [16] 6Н-БЮ и-типа. Подсветка образца источником ультрафиолетового излучения. Плотность тока 7 мА/см2 Пленки GaN. Метод молекулярно-лучевой эпитаксии с плазменной активацией азота
9 [17] 6Н-БЮ и-типа. Анодирование в плавиковой кислоте под действием ультрафиолетового излучения. Плотность тока 4 - 16 мА/см2 Пленки GaN. Метод молекулярно-лучевой эпитаксии (МВЕ)
Интерес к карбиду кремния, как к материалу для изготовления приборов экстремальной электроники и МЭМС, обусловлен такими его свойствами, как высокая механическая прочность, устойчивость к температурным, химическим и радиационным воздействиям, термомеханическая совместимость с рядом материалов, обладающих диэлектрическими и пьезоэлектрическими свойствами. Однако реализация уникальных свойств БЮ в значительной степени определяется уровнем развития технологии формирования приборных структур. Одной из проблем получения эпитакси-альных слоев карбида кремния является отсутствие подложечного материала. Максимальный размер коммерчески доступных подложек карбида кремния гексагональных и кубических политипных модификаций в настоящее время ограничен 4 дюймами, а стоимость их на несколько порядков превышает стоимость кремниевых подложек. Поэтому гетероэпитаксия 3С-БЮ на кремниевые подложки может существенно удешевить себестоимость приборов на основе этого материала.
Основной проблемой, возникающей при формировании слоя БЮ на подложке кремния, является рассогласование периодов их кристаллических решеток
(20 %) и различие коэффициентов термического расширения кремния и карбида кремния (8 %). Это приводит к возникновению значительных механических напряжений и к увеличению числа структурных дефектов в растущем слое.
Обычно для устранения изгиба структур и улучшения кристаллического совершенства растущего слоя на поверхности исходной кремниевой подложки создается тонкий сильно дефектный слой карбида кремния, который выполняет функцию буфера. К буферному слою применяются на первый взгляд противоречивые требования. С одной стороны, буферный слой должен обладать высоким кристаллическим совершенством, так как структура растущего слоя во многом определяется состоянием поверхности, а именно кристаллическим совершенством подложечного материала, с другой стороны, он должен быть достаточно пластичным для эффективной релаксации напряжений, возникающих в гетероструктуре. Известно несколько способов формирования буферного слоя. Наибольшее распространение получил способ карбидизации поверхности кремниевой подложки. Этот способ заключается в том, что непосредственно перед эпитаксией поверхность кремниевой подложки
обрабатывается при температуре 1100 - 1400 °С газообразным предельным углеводородом (чаще всего пропаном). Атомы углерода, образующиеся при пиролизе углеводорода, взаимодействуют с кремнием, и на поверхности подложки формируется тонкий буферный слой карбида кремния. На этот буферный слой и производится осаждение эпитаксиального слоя карбида кремния. Толщина буферного карбидизированного слоя обычно не превышает нескольких десятков нанометров. Скорость его роста ограничивается малым значением коэффициента диффузии кремния через образовавшийся слой карбида кремния к поверхности, где атомы кремния могли бы взаимодействовать с атомами углерода. Столь малая толщина буферного слоя затрудняет релаксацию механических напряжений в буферном слое и увеличивает дефектность эпи-таксиального слоя.
Поэтому в настоящей работе предлагается использовать в качестве буферного слоя при эпитаксии карбида кремния на кремнии слои нанопористого кремния. Низкопористые слои (« 30 %) оказались эффективными в качестве буферного слоя при выращивании (эпитаксии) монокристаллических пленок других полупроводников на кремнии. Использование буферных слоев пористого кремния позволило решить задачу выращивания качественных пленок полупроводников GaЛs, РЬ8, РЬТе и др. с большим рассогласованием параметров кристаллических решеток [11, 13, 18, 19].
а б
Рис. 6. РЭМ-изображения планарной (а) и торцевой (б) поверхностей пластины кремния с пористым слоем
Как было указано выше, слои пористого кремния образуются при химическом или электрохимическом травлении монокристаллического кремния растворами на основе плавиковой кислоты. Толщина пористого слоя может составлять от десятков нанометров до единиц микрона, диаметр пор от нескольких десятков до нескольких сот нанометров, суммарный объем пор до 80 % от объема слоя. Пористый кремний характеризуется большей механической пластичностью, но сохраняет монокристаллическую структуру.
В настоящей работе формирование нанопористых слоев кремния осуществлялось электрохимическим анодированием с использованием электролита НБ : С2Н5ОН. В качестве подложек использовались монокристаллические пластины кремния толщиной 380±20 мкм, диаметром 75 мм. Из расчета плотности тока (5 мА/см2) был выставлен ток на источнике питания. Значение напряжения равнялось 30 В.
Исследования планарной и торцевой поверхностей полученных структур показали высокое качество полученных пористых слоев. На рис. 6 представлены изображения поверхности пористого кремния и скола пластины на границе пористого слоя с невытравлен-ной областью, полученные на растровом электронном микроскопе.
Работа выполнена при поддержке Министерства науки и образования Российской федерации с использованием оборудования центра коллективного пользования «Гетероструктурная СВЧ-электроника и физика широкозонных полупроводников».
Литература
1. Лебедев А.А. Параметры глубоких центров в карбиде кремния // Физика и техника полупроводников. 1999. Т. 33, вып. 2. С. 129 - 155.
2. Ральченко В., Конов В. CVD-алмазы применение в электронике // Электроника: Наука. Технология. Бизнес. 2007. № 4. С. 58 - 67.
3. Новикова С.И. Тепловое расширение твердых тел. М., 1974. 294 с.
4. Матузов А.В. Технология структур «карбид кремния на кремнии» для приборов микроэлектроники и микросистемой техники: дис. ... канд. техн. наук.
5. Болховитянов Ю.Б., Пчеляков О.П., Соколов Л.В., Чики-ев С.И. Искусственные подложки GeSi для гетероэпитак-сии - достижения и проблемы // ФТП. 2003. Т. 37, вып. 5. C. 513 - 538.
6. Бондаренко В.П., Троянова Г.Н., Левченко В.И., Постнова Л.И. Пористый кремний как универсальный буферный слой в гетероэпитаксиальных структурах // Белорусский государственный университет информатики и радиоэлектроники. 2005. С. 399 - 400.
7. Ситникова А.А., Бобыль А.В., Конников С.Г., Улин В.П. Особенности формирования эпитаксиальных пленок на пористых подложках AIIIBV // Физика и техника полупроводников. 2005. Т. 39, вып. 5. 552 с.
8. Арсентьев И.Н., Бобыль А.В., Борковская О.Ю., Винокуров Д.А. [и др.] Фотопреобразователи на основе эпитаксиальных слоев GaAs и AlGaAs на подложках GaAs с развитой площадью поверхности // Физика и техника полупроводников. 2006. Т. 40, вып. 7. 876 с.
9. Мамутин В.В., Улин В.П., Третьяков В.В., Иванов С.В. [и др.] Получение кубического GaN молекулярно-пучковой эпитаксией на подложках пористого GaAs // Письма в ЖТФ. 1999. Т. 25, № 1. С. 3 - 9.
10. Бузынин Ю.Н., Гусев С.А., Данильцев В.М., Дроздов М.Н., Дроздов Ю.Н., Мурель А.В., Хрыкин О.И., Шашкин В.И. Монокристаллические слои GaAs, AlGaAs и InGaAs, полученные методом газофазной эпитаксии металлоорганических соединений на подложках пористого GaAs // Письма в ЖТФ. 1999. Т. 26, вып. 7.
11. Бондаренко В.П., Ворозов Н.Н., Дикарева В.В., Дорофеев А.М., Левченко В.И., Постнова Л.И., Троянова Г.Н. Гетероэпитаксия сульфида свинца на кремнии // Письма в ЖТФ. 1994. Т. 20, вып. 10. С. 51 - 55.
12. Mynbaeva M., Saddowa S.E., Melnychuk G., Nikitina I., Scheglov M., Sitnikova A., Kuznetsov N., Mynbaev K.,
Dmitriev V. Chemical vapor deposition of 4H-SiC epitaxial layers on porous SiC substrates // APPLIED PHYSICS LETTERS. Vol. 78, № 1. Р. 117 - 119.
13. Chang C.C., Lee C.H. The study of highly crystalline ZnSe growth on porous silicon. // Journal of materials science. 2001. № 36. Р. 3801 - 3803.
14. Сорокин Л.М., Савкина Н.С., Шуман В.Б., Лебедев А.А., Мосина Г.Н., Хатчисон Дж. Особенности структуры пористого слоя карбида кремния полученного электрохимическим травлением на подложках 6H-SiC // Письма в ЖТФ. 2002. Т. 28, вып. 22. С. 23 - 31.
15. Kolesnikova E., Mynbaeva M., Sitnikova A. Cathodolumi-nescence and TEM studies of HVPE GaN layers grown on porous SiC substrates // ФТП. 2007. Т. 41, вып. 4. С. 403 - 406.
Поступила в редакцию
16. Ashutosh Sagar, Lee C.D., Feenstra R.M., Inoki C.K., Kuan T.S. Plasma-assisted molecular beam epitaxy of GaN on porous SiC substrates with varying porosity // Journal of Vacuum Science & Technology. 2003. B. 21. Vol. 1812. Р. 1 - 11.
17. Yun F., Reshchikov M.A., He L., Morkoc H., Inoki C.K., Kuan T.S. Growth of GaN films on porous SiC substrate by molecular-beam epitaxy // APPLIED PHYSICS LETTERS. 2002. Vol. 81, 22. P. 4142 - 4144.
18. Зимин С.П. Пористый кремний - материал с новыми свойствами // Соросовский образовательный журнал. 2004. Т. 8, № 1. С. 101 - 107.
19. Постнова Л.И., Левченко В.И., Бондаренко В.П. Эпитак-сия селенида цинка на пористом кремнии // Белорусский государственный университет информатики и радиоэлектроники. 2009.
27 декабря 2012 г.
Султанов Азрет Оюсович - инженер, Национальный исследовательский ядерный университет МИФИ. E-mail: [email protected]
Каргин Николай Иванович - д-р техн. наук, профессор, начальник Управления развития перспективных исследований, Национальный исследовательский ядерный университет МИФИ. E-mail: [email protected]
Гусев Александр Сергеевич - канд. физ.-мат. наук, зам. директора, Институт функциональной ядерной электроники, Национальный исследовательский ядерный университет МИФИ. E-mail: [email protected]
Сафаралиев Гаджимет Керимович - д-р физ.-мат. наук, профессор, Дагестанский государственный университет.
Рындя Сергей Михайлович - Ордена Трудового Красного Знамени научно-исследовательский физико-химический институт им. Л.Я. Карпова. E-mail: [email protected]
Sultanov Azret Oyusovich - engineer, National Research Nuclear University MEPHI. E-mail: [email protected]
Kargin Nikolay Ivanovich - Doctor of Technical Sciences, professor, chief of URPI, National Research Nuclear University MEPHI. E-mail: [email protected]
Gusev Alexander Sergeevich - Candidate of Physico-Mathematical Sciences, Director Institute of Functional nuclear electronics, National Research Nuclear University MEPHI. E-mail: [email protected]
Safaraliev Gadzhimet Kerimovich - Doctor of Physico-Mathematical Sciences, professor, Dagestan State University. Ryndya Sergey Michailovich - Karpov Institute of Physical Chemistry. E-mail: [email protected]
