Основные проблемы формирования нано- и гетероструктур на основе кремния и полупроводников A3B5 для современной оптоэлектроники
Дата публикации: 16.10.2013 2013-10-16
Статья просмотрена: 1052 раза
Библиографическое описание:
Середин, П. В. Основные проблемы формирования нано- и гетероструктур на основе кремния и полупроводников A3B5 для современной оптоэлектроники / П. В. Середин, А. С. Леньшин. — Текст : непосредственный // Молодой ученый. — 2013. — № 11 (58). — С. 28-31. — URL: https://moluch.ru/archive/58/8034/ (дата обращения: 27.11.2021).
На протяжении последних двадцати лет различные исследовательские группы пытаются объединить полупроводниковые соединения на основе A3B5 с высокоэффективными кремниевыми подложками. Производство A3B5/Si структур имеет высокий рыночный потенциал позволяя найти замену дорогим подложкам из GaAs для оптоэлектронного производства традиционных устройств на основе A3B5 (солнечные батареи, фотоприемники, светодиоды и инжекционные лазеры). Кроме того, технология A3B5/Si становится перспективной в условиях миниатюризации кремниевых интегральных схем и приближения их размеров к своему физическому пределу. Становится возможным увеличивать быстродействие интегральных схем без уменьшения размеров их элементов за счет применения оптоволоконной интеграции лазеров на основе GaAs и фотодиодов с кремниевой схемой обработки сигналов [1–4]. Однако, несмотря на наметившиеся успехи в интеграции A3B5/Si и появление отдельных приборных применений, утверждать о больших успехах в этой области не приходится. В последнее время основные проблемы, возникающие при выращивании A3B5/Si были выяснены и зафиксированы.
На сегодняшний день только использование градиентных буферных слоев GeSi позволило снизить плотность дислокаций в рабочей части пленки GaAs до 10 6 см —2 и менее. В результате время жизни неосновных носителей к примеру в GaAs/Si превысило 10 нс. Такие высокие структурные параметры платформы с градиентным переходом параметра решетки от Si к GaAs дают возможность изготовить на ней ряд приборов, работающих на неосновных носителях, таких, как солнечные элементы, светодиоды и инжекционные лазеры со свойствами, приближающимися к параметрам приборов, изготовленных на основе гомоэпитаксиальных структур GaAs/GaAs [5–12].
Анализ научной литературы за последнее время указывает на значительный интерес к данным материалам. Наноразмеры подобных структур определяют их особые физико-химические свойства по сравнению с «объемными» материалами. Использование этих свойств позволит создавать новые приборы и устройства, характеристики которых кардинальным образом отличаются от показателей систем и устройств аналогичного назначения, созданных по традиционным технологиям. Модификация классических материалов полупроводниковой электроники, таких как кремний и полупроводники A3B5, совмещение двух технологий с созданием новых перспективных наноматериалов является одним из наиболее перспективных и актуальных направлений в предметной области темы работ [13–19]. Решение этих задач представляет большой практический интерес, поскольку в настоящее время реализация огромных возможностей опто- и микроэлектроники, связанных с использованием новых многокомпонентных и композитных материалов, микро- и наноструктур, в значительной степени сдерживается технологическими трудностями их изготовления. С другой стороны, многие из этих задач интересны с точки зрения фундаментальной физики, а развитые к настоящему времени технологические и экспериментальные методы позволяют проверять справедливость тех или иных теоретических моделей. Поэтому детальное исследование физических процессов в полупроводниковой технологии позволяет выявлять оптимальные режимы получения полупроводниковых наноструктур, необходимых для практических применений [20–25].
Хорошо известно ведущее положение кремния как основного материала микроэлектроники связано с широким набором физико-химических свойств, многие из которых делают его уникальным полупроводниковым материалом. В тоже время применение монокристаллического кремния в электронике сопряжено и с определёнными ограничениями. Одно из них связано с относительно невысокой подвижностью носителей заряда в кремнии, что ограничивает быстродействие приборов на основе кремния. Данная проблема может быть решена в принципе путем замены электрических соединений оптическими. В связи с этим возникает фундаментальная проблема изготовления интегральных схем на основе кремния, объединяющих в едином объеме функции генерации, передачи и обработки электрических и оптических сигналов. Однако на пути использования кремния в оптоэлектронике есть серьёзное препятствие — непрямозонность его электронно-энергетической структуры (дно зоны проводимости в пространстве энергии-импульса не совпадает с потолком валентной зоны). Рекомбинация носителей с излучением фотона с учётом закона сохранения импульса при этом возможна лишь при участии одного или нескольких фононов. Проблема заключается в том, что гораздо быстрее (несколько наносекунд) подвижные носители встречаются с различными центрами безыизлучательной рекомбинации — дефектами или ловушками, выделяющаяся при этом энергия идёт на образование фононов. Основные направления, в рамках которых данная задача может быть решена — либо поиск технологических путей формирования массивного кремния с малой концентрацией безызлучательных центров, либо переход к наноразмерным структурам, снимающих вопрос о непрямой зонной структуре кремния в результате перехода к энергетическому спектру квантовых образований (квантовых ям, нитей, точек). На сегодняшний день наиболее перспективным путём, позволяющим радикально улучшить люминесцентные свойства кремния, является его наноструктурирование [20–30].
Еще одним из возможных применений нанокристаллов Si, базирующимся на процессах протекания в них тока и хранения заряда, является создание быстродействующих устройств энергонезависимой памяти. Несмотря на коммерческий успех, возник ряд ограничений в развитии этой технологии, обусловленный в первую очередь свойствами подзатворного диэлектрика, который, с одной стороны, должен обеспечивать быстрый и эффективный перенос заряда при низких рабочих напряжениях и, с другой стороны, обеспечивать хорошую изоляцию области заряда и долговременное его хранение. Кроме того, использование нанокристаллов делает запоминающие элементы более компактными, в том числе и за счет перехода к использованию одиночных КТ для хранения заряда. Перспективным материалом для современной функциональной и оптоэлектроники является пористый кремний, материал, содержащий в себе нанокристаллы кремния, и нанокомпозиты на его основе [20–34]. Данный материал обладает уникальными оптическими, сенсорными, электрофизическими характеристиками, в том числе видимой фотолюминесценцией. Данный материал достаточно прост и дешев в изготовлении, однако препятствием широкому применению данных материалов является изменение характеристик данного материала с течением времени и значительная зависимость структуры и свойств данного материала в зависимости от методики получения.
В тоже время, полупроводниковые твердые растворы на основе А3В5, в которых можно управлять шириной запрещенной зоны путем изменения состава, получать сверхструктурные фазы и доменную структуру, являются основными материалами полупроводниковой оптоэлектроники. Эти соединения имеют положительную энтальпию образования, что создает возможность спонтанного распада твердого раствора при определенных температурах. Электронные свойства соединений A3B5 превосходят свойства Si. Более высокая подвижность основных носителей арсенида галлия позволяет работать на частотах 250 ГГц. Кроме того, приборы на основе A3B5 генерируют меньше шума, чем кремниевые устройства. Из-за более высокого напряжения пробоя перехода приборы на основе A3B5 могут работать при большей мощности. Однако компоненты, созданные на основе A3B5, потребляют больше энергии, чем их кремниевые аналоги и, несмотря на привлекательные характеристики, стоимость изделий на основе A3B5-технологии продолжает оставаться высокой. Поэтому потребность интегрирования в широких областях составов соединений A3B5 скремниевыми подложками обусловлены требованиями, которые не всегда лежат в области текущих возможностей АЗВ5: а именно возможностью повысить быстродействие в радиоэлектронике, получить способность к легкой эмиссии в оптоэлектронных устройствах и главное снизить энергопотребление. Использование этих свойств позволит создавать новые приборы и устройства, характеристики которых кардинальным образом отличаются от показателей систем и устройств аналогичного назначения, созданных по традиционным технологиям.
1. Lorenzo Pavesi // Materials Today. — 2005. — January. — P.18–25.
2. M. A. Green, J. Zhao, A. Wang, P. J. Reece, M. Gal // Nature. — 2001. — Vol.412. — P.805–808.
3. J. Zhao, M. A. Green, A. Wang // J. Appl. Phys. — 2002. — Vol.92, № 6. — P.2977–2979.
4. T. Trupke, M. A. Green, P. Wurfel // J. Appl. Phys. — 2003. — Vol.93, № 11. — P.9058–9061.
5. Seredin P. V., Glotov A. V., Domashevskaya E.P et. al.// Physica B: Condensed Matter. 2010. V. 405. I 12. P. 2694–2696.
6. Середин П. В. // Известия Самарского научного центра Российской академии наук. 2009. Т. 11. № 3. С. 46–52.
7. Seredin P. V., Domashevskaya E. P., Lukin A. N., Arsent’ev I. N., Vinokurov D. A., Tarasov I. S.
8. Физика и техника полупроводников. 2008. Т. 42. С. 1072.
9. Э. П. Домашевская, П. В. Середин, Э. П. Домашевская [и др.] // Поверхность: Рентгеновские и синхротронные спектры. — 2008. — № 2. — С. 62–65.
10. Середин П. В., Домашевская Э. П., Терновая В. Е.и др. // Физика твердого тела. 2013. Т. 55. В. 10. С.2054–2057
11. Seredin P. V., Glotov A. V., Domashevskaya E.P et. al. // Applied Surface Science. 2013. V. 267. P. 181– 184
12. П. В. Середин, Э. П. Домашевская, А. Н. Лукин [и др.] // Физика и техника полупроводников. — 2008. — Т. 42, № 9. — С. 1072–1078.
13. P. V. Seredin, E. P. Domashevskaya, I. N. Arsentyev [et al.] // Phys. Status Solidi C. — 2009. — V. 6, N 7. — P. 1694– 1696.
14. Середин П. В., Терновая В. Е., Глотов А. В.и др. // Физика твердого тела. 2013. Т. 55. № 10 С. 2046–2049
15. Domashevskaya E. P., Kashkarov V. M., Seredin P. V. et. al. // Materials Science and Engineering: B. 2008. V. 147. I 2–3. P. 144–147.
16. 15.П. В. Середин, А. В. Глотов, Э. П. Домашевскaя [и др.] // Физика и техника полупроводников. — 2009. — T. 43, № 12. — C. 1654–1661.
17. П. В. Середин // Конденсированные среды и межфазные границы. — 2010. — Т. 12. № 3. — С. 258–267.
18. П. В. Середин, А. В. Глотов, В. Е. Терновая [и др.] // ФТП. — 2011. — Т. 45, № 4. — С. 488–499.
19. П. В. Середин, А. В. Глотов, В. Е. Терновая, Э. П. Домашевская [и др.] // Физика и техника полупроводников. — 2011. –Т. 45, № 11. — Р. 1489–1497.
20. П. В. Середин, А. В. Глотов, Э. П. Домашевская [и др.] // Физика и техника полупроводников, — 2012. — Т. 46, вып. 6. — С. 739–751.
21. Moshnikov V. A., Gracheva I., Lenshin A. S., Spivak Y. M., Anchkov M. G., Kuznetsov V. V., Olchowik J. M.//Journal of Non-Crystalline Solids. 2012. Т. 358. № 3. С. 590–595.
22. Леньшин А. С., Мараева Е. В.// Известия СПбГЭТУ «ЛЭТИ». 2011. № 6. С. 9–16.
23. Соцкая Н. В., Долгих О. В., Кашкаров В. М., Леньшин А. С., Котлярова Е. А., Макаров С. В.//Сорбционные и хроматографические процессы. 2009. Т. 9. № 5. С. 643–652.
24. Kashkarov V., Nazarikov I., Lenshin A., Terekhov V., Turishchev S., Agapov B., Pankov K., Domashevskaya E.// Physica Status Solidi (C) Current Topics in Solid State Physics. 2009. Т. 6. № 7. С. 1557–1560.
25. Левицкий В. С., Леньшин А. С., Максимов А. И., Мараева Е. В., Мошников В. А. //Известия ВУЗов. Материалы электронной техники. 2012. № 4. С. 48–53.
26. Леньшин А. С., Кашкаров В. М., Спивак Ю. М., Мошников В. А.//Физика и химия стекла. 2012. Т. 38. № 3. С. 383–392.
27. Травкин П. Г., Воронцова Н. В., Высоцкий С. А., Леньшин А. С., Спивак Ю. М., Мошников В. А. //Известия СПбГЭТУ «ЛЭТИ». 2011. № 4. С. 3–9.
28. Леньшин А. С., Кашкаров В. М., Середин П. В., Спивак Ю. М., Мошников В. А.// Физика и техника полупроводников. 2011. т. 45. № 9. с. 1229–1234.
29. Леньшин А. С., Кашкаров В. М., Турищев С. Ю., Смирнов М. С., Домашевская Э. П.//Журнал технической физики. 2012. Т. 82. № 2. С. 150–152.
30. Kashkarov V., Lenshin A., Agapov B., Turishchev S., Domashevskaya E.//Physica Status Solidi (C) Current Topics in Solid State Physics. 2009. Т. 6. № 7. С. 1656–1660.
31. Lenshin A. S., Kashkarov V. M., Spivak Yu.M., Moshnikov V. A.// Materials Chemistry and Physics. 2012. Т. 135. № 2–3. С. 293–297.
32. Домашевская Э. П., Леньшин А. С., Кашкаров В. М. и др.//Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. 2012. № 2. С. 11.
33. Леньшин А. С., Кашкаров В. М., Голощапов Д. Л., Середин П. В.и др..// Неорганические материалы. 2012. Т. 48. № 10. С. 1091.
34. А.С. Леньшин, В.М. Кашкаров, П.В. Середин, Д.А. Минаков, Б.Л. Агапов, М.А. Кузнецова, В.А. Мошников, Э.П. Домашевская. Исследования морфологических особенностей роста и оптических характеристик многослойных образцов пористого кремния,выращенных на подложках n-типа с эпитаксиально нанесенным p+-слоем. Физика и техника полупроводников, 2012, том 46, вып. 8, с. 1101-1107
35. Кашкаров В. М., Леньшин А. С., Середин П. В., Агапов Б. Л., Ципенюк В. Н. //Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. 2012. № 9. С. 80.
36. Domashevskaya E. P., Lenshin A. S., Kashkarov V. M., Shabanova I. N., Terebova N. A.// Journal of Nanoscience and Nanotechnology. 2012.
Глава 11. Полупроводниковые соединения АIIIВV
11.1. Классификация бинарных полупроводниковых соединений Общее число элементарных полупроводников невелико, их электрофизические свойства не настолько разнообразны, чтобы удовлетворить требования современной полупроводниковой техники. Число же полупроводниковых соединений практически неограниченно и, следовательно, всегда найдутся вещества с нужными для практики свойствами. Лучше других изучены бинарные полупроводниковые соединения. Вероятно, большинство двойных соединений, известных в неорганической химии, в той или иной степени проявляет полупроводниковые свойства. Сюда относятся многочисленные оксиды металлов, сульфиды, селениды, теллуриды, нитриды, фосфиды, карбиды, силициды и т.п. В основу классификации полупроводниковых соединений можно положить следующие принципы: ‒ кристаллохимический (по структуре), ‒ по расположению исходных элементов в Периодической системе (Табл. 11.1, например, соединения A II B VI ), ‒ по названию анионообразователя (силициды, арсениды и т. п.).
Таблица 11.1. Элементы, образующие полупроводниковые соединения
| Периоды | Группы элементов | ||||
| II | III | IV | V | VI | VII |
| B | C | N | |||
| Al | Si | P | S | ||
| Zn | Ga | Ge | As | Se | |
| Cd | In | Sn | Sb | Te | I |
| Hg |
Простые полупроводники: Si (кремний), Ge (германий), Se (селен), Te (теллур).
Полупроводниковые соединения А III В V :
• нитриды ‒ соединения азота (N) с металлом
• фосфиды ‒ соединения фосфора (P) с металлом
• арсениды ‒ соединения мышьяка (As) с металлом
• антимониды ‒ соединения сурьмы (Sb) с металлом
Полупроводниковые соединения А II В VI :
Халькогениды ‒ бинарные химические соединения элементов VI группы
(халькогенов ‒ S, Se, Te) с металлами (Zn, Cd, Hg):
• сульфиды (цинка, кадмия, ртути)
• селениды (цинка, кадмия, ртути)
• теллуриды (цинка, кадмия, ртути)
Рис 11.1 – Сфалеритная структура соединений химических связей в соединения:
черные кружки – атомы A3; белые – атомы B5
Рис. 11.2 Схема A3B5 на примере фосфида галлия
Для соединений A3B5 характерен особый тип химической связи, называемой донорно-акцепторной. Из четырех ковалентных связей, которыми каждый атом встраивается в решетку, три образуются обобществлением валентных электронов атомов A3 и B5, а четвертая связь осуществляется неподеленной парой валентных электронов атомов B5. На
рис. 11.2 такие электроны изображены крупными точками. Образование этой связи соответствует энергетически выгодному переходу электронов от атома B5 в энергетическое состояние, общее для донора (атомов B5) и акцептора (атома A3). В каждой ковалентной связи максимум электронной плотности смещен в сторону атома с более высокой электроотрицательностью, т. е. электронные облака стянуты к узлам решетки, где находятся атомы B5.
Благодаря такой поляризации связей атомы A3 приобретают некоторый эффективный положительный заряд, а атомы B5 – отрицательный. Величина этого эффективного заряда (±q) определяет степень ионности соединения, которая закономерно изменяется при переходе от одного соединения к другому в соответствии с положением химических элементов в Периодической таблице Д. И. Менделеева. Полупроводниковые соединения A3B5 образуют гомологический ряд, в котором наблюдается закономерное изменение многих свойств при изменении атомных номеров компонентов.
Большинство соединений A3B5 характеризуется незначительными отклонениями от стехиометрического состава, поэтому они относительно просты по механизму легирования, в них легко формируются электронно-дырочные переходы. Как правило, введение избытка одного из компонентов в среду кристаллизации не сказывается существенно на электрофизических свойствах материала. Исключение составляют нитриды, в которых возникают трудности с инверсией типа электропроводности. В частности, нитрид галлия независимо от условий получения кристаллов всегда проявляет электропроводность n-типа.
Примеси замещения в кристаллической решетке соединений A3B5 распределяются таким образом, чтобы не возникало центров с большим избыточным зарядом. Поэтому примеси элементов II группы ‒ Be, Mg, Zn и Cd, образующие твердые растворы замещения, всегда занимают в решетке A3B5 узлы металлического компонента и при этом являются акцепторами благодаря меньшей валентности по сравнению с валентностью замещаемых атомов. В то же время примеси элементов VI группы ‒ S, Se, Те ‒ всегда располагаются в узлах B5 и играют роль доноров. Более сложным характером отличается поведение примесей элементов IV группы. Поскольку в этом случае при замещении атомов одной из двух подрешеток имеется избыток или недостаток лишь одного валентного электрона, то атомы примесей IV группы могут занимать как узлы A3, так и B5, проявляя при этом донорные или акцепторные свойства соответственно. Замещение должно сопровождаться наименьшей деформацией кристаллической решетки. Поэтому критерием донорного или акцепторного действия примесей может служить соответствие размеров замещающего и замещаемого атомов. В большинстве случаев атомы примесей элементов IV группы локализуются в одной из подрешеток. Например, в антимониде индия кремний и германий замещают только атомы сурьмы и являются акцепторами, а в арсениде индия замещают индий и являются только донорами. Однако в некоторых соединениях наблюдается амфотерное поведение этих примесей. Так, в арсениде и фосфиде галлия наблюдается парное вхождение атомов кремния и германия в кристаллическую решетку соединения с одновременным замещением узлов A3 и B5. В зависимости от степени легирования, температуры роста и состава кристаллизационной среды имеет место преимущественное вхождение этих примесей в ту или иную подрешетку.
Примеси элементов 3-б и 5-б подгрупп обычно замещают соответственно атомы A3 и B5 в решетке соединения, образуя нейтральные центры. Растворимость этих элементов в большинстве случаев столь велика, что удается получать кристаллы твердых растворов во всем диапазоне концентраций.
Существенной особенностью процесса диффузии в полупроводниках A3B5 является его зависимость от давления паров летучего компонента группы B5, которое определяет концентрацию дефектов в решетке. Установлено, что в арсениде галлия с ростом давления паров мышьяка коэффициент диффузии акцепторных примесей уменьшается, а донорных увеличивается. Это связано с тем, что с ростом давления мышьяка уменьшается концентрация вакансий мышьяка в кристаллической решетке и увеличивается концентрация вакансий галлия. Соответственно смещается равновесие между количеством примесных атомов, находящихся в узлах и междуузлиях. Аналогичные закономерности имеют место и в других полупроводниках типа A3B5. Доноры в соединениях типа A3B5 характеризуются крайне низкими значениями коэффициентов диффузии. Чтобы проникновение доноров достигло измеримых размеров, необходимы высокая температура (в пределах 200‒300°С от точки плавления основного вещества) и продолжительное время диффузии. Это приводит к нарушению (эрозии) поверхности из-за переноса летучего элемента V группы под влиянием небольших градиентов температуры внутри ампулы. Кроме того, диффузия таких доноров, как S, Se и Те, осложняется образованием на поверхности полупроводника слоя сложного фазового состава (химических соединений типа Ga2S3).
Арсенид галлия
Электрофизические свойства нелегированного арсенида галлия в сильной степени зависят от состава и концентрации собственных точечных дефектов, концентрации фоновых примесей и режимов термообработки слитков. Для получения монокристаллов n- и p-типа проводимости с заданной концентрацией носителей заряда используют легирование электрически активными примесями. Основными легирующими примесями при получении монокристаллов n-типа являются S, Se, Te, Si, Sn, а при получении монокристаллов p-типа — Zn.
Арсенид галлия не взаимодействует с водой, но активно разлагается под действием кислот с выделением токсичного арсина. Удельная скорость растворения арсенида галлия существенно возрастает в смесях кислот. При нагреве на воздухе до 300 о С арсенид галлия не окисляется. Арсенид галлия относится к числу разлагающихся соединений. Начиная с 600 о С, разлагается с выделением мышьяка. Расплавленный арсенид галлия очень активен и взаимодействует практически со всеми известными материалами, используемыми для изготовления контейнеров. Наибольшее распространение в технологии арсенида галлия нашел синтетический кварц. Для получения высокочистого полуизолирующего арсенида галлия применяют пиролитический нитрид бора.
Структурные характеристики GaAs
Получение малодислокационных и бездислокационных кристаллов GaAs является сложной технологической задачей, к настоящему времени практически нерешенной. Исключение составляют сильно легированные кристаллы, так как введение легирующих примесей при достижении определенного уровня легирования сопровождается эффектом «примесного упрочнения» — снижения плотности дислокаций — в кристаллах арсенида галлия. Плотность дислокаций в кристаллах полупроводников определяется термопластической деформацией, которая успевает пройти в кристалле в процессе релаксации термоупругих напряжений, т. е. зависит от условий получения (метода выращивания), диаметра кристалла и концентрации легирующей примеси.
Методы получения кристаллов арсенида галлия
В промышленном производстве монокристаллов GaAs используются три метода выращивания:
‒ метод Чохральского с жидкостной герметизацией расплава слоем борного ангидрида (Liquid Encapsulated Czochralski — LEC), используется, в основном для получения нелегированного ПИ-GaAs;
‒ метод горизонтальной направленной кристаллизации (ГНК) в вариантах «по Бриджмену» (Horizontal Bridgman — HB) или «кристаллизации в движущемся градиенте температуры» (Horizontal Gradient Freeze — HGF), используется для получения кристаллов n-типа проводимости, легированных Si;
‒ метод вертикальной направленной кристаллизации в тех же двух вариантах (Vertical Bridgman — VB Vertical и Gradient Freeze — VGF), используется для получения как легированных донорными примесями кристаллов, так и для получения нелегированного арсенида галлия.
В целях снижения температурных градиентов и соответственно снижения плотности дислокаций было предложено несколько модификаций метода. Одной из таких модификаций является выращивание в условиях полной герметизации растущего кристалла. Однако при малых радиальный градиентах, характерных для этого метода, затруднено поддержание диаметра растущего кристалла. Этот метод не позволяет выращивать достаточно длинные кристаллы, что делает его непригодным для промышленного использования. Более эффективным является метод Чохральского с контролируемым давлением паров мышьяка. В нем исключается разложение выращенного слитка. Использование этого метода позволило значительно снизить плотность дислокаций в монокристаллах арсенида галлия. Недостатком этого метода является высокая стоимость оборудования.
Основным вариантом технологии LEC стал совмещенный процесс синтеза и выращивания монокристалла в установке «высокого давления» (с рабочим давлением 60-70 атм. при синтезе и 20-30 атм. при выращивании). Для получения арсенида галлия с высоким удельным сопротивлением — ПИ-GaAs — используют галлий и мышьяк чистотой не хуже 7N, тигли из пиролитического нитрида бора и управление содержанием фонового углерода, определяющим величину удельного сопротивления и подвижности носителей заряда в материале. При низких концентрациях углерода (1×10 15 ат/см 3 ) обеспечиваются наилучшие с точки зрения использования в технологии ионной имплантации свойства GaAs, при достаточно высоком содержании углерода (3×10 15 ат/см 3 ) кристаллы имеют высокое удельное сопротивление (10 8 Ом×см), что важно при использовании ПИ- GaAs в качестве подложек в эпитаксиальных технологиях.
Основным направлением развития технологии LEC является увеличение диаметра выращиваемых монокристаллов при одновременном увеличении массы загрузки, что продиктовано необходимостью повышения экономической эффективности производства. Доминирующее положение в структуре производства LEC-ПИ-GaAs пока занимают монокристаллы диаметром 100 мм, но уже более 20% продаж приходится на пластины диаметром 150 мм.
Монокристаллы GaAs, легированные Si с низкой плотностью дислокаций, выращивают методом горизонтальной направленной кристаллизации (ГНК) в кварцевых контейнерах. Однако используемые контейнерные материалы имеют низкую механическую прочность, что не позволяет получить кристаллы большого диаметра. Применение метода ВНК частично устраняет присущие методу ГНК недостатки и позволяет получать легированные кремнием кристаллы диаметром до 100 мм с низкой плотностью дислокаций.
Применение арсенида галлия
Основное применение имеет:
3) Монокристаллы полуизолирующего арсенида галлия, легированные хромом, используют в инфракрасной оптике.
4) Монокристаллы GaAs, легированные цинком или теллуром, применяют в производстве оптоэлектронных приборов
5) Входит в состав многих тройных и четверных твердых растворов.
Арсенид индия
Антимонид индия
InSb ‒ кристаллическое бинарное неорганическое химическое соединение, состоящее из элементов индия и сурьмы. Это соединение соседних (относительно таблицы Менделеева) полупроводниковых материалов III‒V групп, используемых в инфракрасных детекторах, включая изображения тепловых камер, FLIR-системы, инфракрасное самонаведение ракетных систем, используемое также в инфракрасной астрономии. Сурьмяносодержащие детекторы чувствительны в диапазоне волн длиной 1-5 мкм. Антимонид индия был очень распространенным детектором в прошлом, использовался как моно-детектор механически отсканированных систем тепловидения.
Свойства
Является узкозонным прямозонным полупроводником группы A III B V с шириной запрещённой зоны 0.17 эВ при 300 K и 0,23 эВ при 80 K, также 0,2355 эВ (0 К), 0,180 эВ (298 К); эффективная масса электронов проводимости mе = 0,013m0, дырок mр = 0,42m0 (m0 — масса свободного электрона); при 77 К подвижность электронов 1,1×10 6 см²/(В·с), дырок 9,1×10 3 см²/(В·с).
Антимонид индия имеет вид темно-серого серебристого металла или порошка со стекловидным блеском. Когда подвергается воздействию температур свыше 500 °C, он начинает плавиться и разлагаться на составные части, освобождая сурьму и пары, состоящие из окислов сурьмы. Имеет кристаллическую структуру цинковой обманки с постоянной решётки 0,648 нм.
Получение
Антимонид индия может быть выращен путём отверждения расплава или путём эпитаксии: жидкофазной, по методу горячей стенки или молекулярно-пучковой. Он также может быть выращен из металлоорганических соединений ОМСИГФ. Монокристаллы выращивают по методу Чохральского в атмосфере инертного газа (Ar, He, N2) или водорода, либо в вакууме (при давлении примерно 50 кПа).
Получают антимонид индия сплавлением индия с сурьмой в кварцевом контейнере в вакууме (
0,1 Па) при 800‒850 °C. Очищают зонной плавкой в атмосфере водорода.
Использование
Антимонид индия применяется для изготовления туннельных диодов: по сравнению с германиевыми диоды из антимонида индия обладают лучшими частотными свойствам при низких температурах. Антимонид индия используют для изготовления фотоэлементов высокой чувствительности, датчиков Холла, оптических фильтров и термоэлектрических генераторов и холодильников. [3] Используется для создания детекторов инфракрасного излучения (фотодиодов, фоторезисторов). Также применяется в следующих устройствах:
Антимонид галлия (стибид галлия)
Галлия антимонид устойчив на воздухе и в воде, медленно взаимодействует с минеральными кислотами и концентрированными растворами щелочей. Прямозонный полупроводник группы A III B V с шириной запрещённой зоны 0.726 эВ при 300 K. Используется для создания светодиодов, работающих в инфракрасной области спектра, туннельных диодов.
Получают GaSb сплавлением Ga с 5%-ным избытком Sb в атмосфере Н2, в кварцевых или графитовых контейнерах, после чего GaSb гомогенизируют зонной плавкой.
Гексагональный нитрид бора альфа-BN
α-BN кристаллизируется в гексагональной структуре, аналогичной структуре графита. Кристаллическая структура α-BN состоит из графитоподобных сеток, расположенных, в отличие от структуры графита точно одна под другой с чередованием атомов бора и азота по оси Z. Расстояние между сетками в решетке нитрида бора равно 3,34 А, т. е. меньше, чем у графита (3,40 А), что свидетельствует о более прочной связи между сетками в структуре нитрида бора по сравнению с графитом. Из-за близости структуры и некоторых физических свойств нитрида бора и графита α-BN часто называют «белым графитом». В отличие от графита отдельные кристаллики BN прозрачны.
Белый, похожий на тальк порошок α-BN, получают из элементов при температурах выше 2000 °С. Нитрид бора может быть получен также прокаливанием бора (или B2O3) в атмосфере аммиака или при нагревании смеси B2O3 с восстановителями (углем, магнием) в атмосфере аммиака.
Нитрид бора при комнатной температуре химически инертен, не реагирует с кислородом или хлором, кислотами или щелочами. Кислород и хлор начинают действовать на него при температурах выше 700 °С. Реагирует с фтором (образуя BF3 и N2) и с HF (образуя NH4BF4); горячие растворы щелочей разлагают его с выделением NH3.
При температуре выше 1000 °С начинает разлагаться на элементы.
Алмазоподобная форма бета-BN (боразон)
При давлении выше 62 тыс атм и температурах выше 1350 °С происходит полиморфное превращение графитоподобной гексагональной β-BN модификации в кубическую алмазоподобную β-BN структуру. Хорошими катализаторами такого превращения являются щелочные и щелочноземельные металлы. Как и в случае перехода графит—алмаз, полиморфное превращение сопровождается резким изменением свойств нитрида бора. Боразон кристаллизуется в структуре сфалерита с периодом решетки 3,615 А при 25 °С. (При определенном сочетании температур и давления может произойти образование кристаллов нитрида бора в структуре вюрцита.)
Химическая стойкость боразона значительно выше, чем обычной формы нитрида бора.
Кристаллы боразона не изменяются при нагреве в вакууме до температуры выше 2000 °С. При нагреве на воздухе медленное окисление боразона наблюдается лишь при 2000 °С, тогда как алмаз сгорает на воздухе уже при 875 °С.
При температуре 2500 °С и давлении 40000 атм происходит переход боразона в гексагональный нитрид бора.
Ромбоэдрическая модификация γ-BN обнаружена наряду с гексагональной при получении нитрида бора взаимодействием бората натрия с цианистым калием. Эта форма имеет структуру, подобную структуре β-графита с разным смещением между гексагонами в последовательных слоях. Периоды решетки а = 2,504 А, с = 10,01А.
Применение нитрида бора
Нитрид бора и материалы на его основе занимают заметное место в ряду важнейших инструментальных материалов и являются основой многих современных технологий. Он нашел широкое применение в реакциях промышленного органического синтеза и при крекинге нефти, в изделиях высокотемпературной техники, в производстве полупроводников, получении высокочистых металлов, газовых диэлектриков, как средство для тушения возгораний. Из нитрида бора изготовляют высокоогнеупорные материалы, проявляющие как полупроводниковые, так и диэлектрические свойства.
Термодинамические особенности полиморфизма нитрида бора обусловили появление большого количества материалов на основе его плотных модификаций и различных технологий его получения. Белая модификация применяется для получения высокоогнеупорных материалов, армирующих волокон, как полупроводниковый материал, сухая смазка для подшипников, поглотитель нейтронов в ядерных реакторах.
Основанием для широкого применения боразона в инструментах, послужила наибольшая твёрдость, приближающаяся к твёрдости алмаза. Из боразона изготавливают изделия, применяемые в высокотемпературной технике (тигли, изоляторы, тигли для получения полупроводниковых кристаллов, детали электровакуумных приборов); он применяется для производства полупроводниковых приборов и интегральных схем (твердотельные планарные источники примеси бора, диэлектрические прокладки конденсаторов), деталей электровакуумных приборов (окон выводов энергии, стержней теплоотводов).
Широкое применение находит пиролитический нитрид бора. Нитрид бора входит в состав промышленной керамики.
Гомо- и гетероструктуры
Гомопереход — контакт двух областей с разными типами проводимости (или концентрациями легирующей примеси) в одном и том же кристалле полупроводника. Различают переходы типа p—n или n—p, в которых одна из двух контактирующих областей легирована донорами, другая — акцепторами, (n + —n)-переходы (обе области легированы донорной примесью, но в разной степени; знак + означает большую степень легирования) и (p + —p)-переходы (обе области легированы акцепторной примесью).
Гетероструктура — термин в физике полупроводников, обозначающий выращенную на подложке слоистую структуру из различных полупроводников, в общем случае отличающихся шириной запрещённой зоны. Между двумя различными материалами формируется гетеропереход, на котором возможна повышенная концентрация носителей, и отсюда — формирование вырожденного двумерного электронного газа. В отличие от гомоструктур обладает большей гибкостью в конструировании нужного потенциального профиля зоны проводимости и валентной зоны.
Для роста используют много методов, среди которых можно выделить два:
• Молекулярно-лучевая эпитаксия, Молекулярно-пучковая эпитаксия (МПЭ) или молекулярно-лучевая эпитаксия (МЛЭ) — эпитаксиальный рост в условиях сверхвысокого вакуума. Позволяет выращивать гетероструктуры заданной толщины с моноатомно гладкими гетерограницами и с заданным профилем легирования. В установках МПЭ имеется возможность исследовать качество плёнок «in situ» (то есть прямо в ростовой камере во время роста). Для процесса эпитаксии необходимы специальные хорошо очищенные подложки с атомарногладкой поверхностью. Технология молекулярно-пучковой эпитаксии была создана в конце 1960-х годов Дж. Р. Артуром (J. R. Arthur) и Альфредом Чо (Alfred Y. Cho).
• MOCVD. Химическое осаждение из газовой фазы с использованием металлорганических соединений (анг. Metalorganic chemical vapour deposition) — метод получения материалов, в том числе эпитаксиального роста полупроводников, путём термического разложения (пиролиза) металлорганических соединений, содержащих необходимые химические элементы. Например, арсенид галлия выращивают при использовании триметилгаллия ((CH3)3Ga) и трифенилмышьяка (C6H5)3As). Сам термин предложен основоположником метода Гарольдом Манасевитом в 1968 году. [1] В отличие от молекулярно-лучевой эпитаксии (МЛЭ, также используется термин «молекулярно-пучковая эпитаксия», МПЭ) рост осуществляется не в высоком вакууме, а из парогазовой смеси пониженного давления (от 2 до 100 кПа).
Первый метод позволяет выращивать гетероструктуры с прецизионной точностью (с точностью до атомного монослоя [1] ). Второй же не отличается такой точностью, но по сравнению с первым методом обладает более высокой скоростью роста.
За развитие полупроводниковых гетероструктур для высокоскоростной оптоэлектроники Жорес Алферов получил Нобелевскую премию в 2000 году.
В рамках развития нанотехнологий в России ведётся активное развитие производств, связанных с гетероструктурами, а именно производство солнечных батарей и светодиодов.