Формирование и исследование свойств III-N квазиодномерных кристаллов и создание оптоэлектронных приборов на их основе тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 00.00.00, кандидат наук Котляр Константин Павлович

• Котляр Константин Павлович
• кандидат наук
• 2022

Оглавление диссертации кандидат наук Котляр Константин Павлович

СОДЕРЖАНИЕ

Реферат

Synopsis

Введение

Глава 1. Обзор литературы

1.1. Введение

1.2. III-N полупроводники и проблемы планарных оптоэлектронных приборов

1.3. Применение квазиодномерных нанокристаллов для увеличения эффективности планарных оптоэлектронных приборов

Глава 2. Экспериментальные методы

2.1. Метод молекулярно-пучковой эпитаксии

2.2. Методы планарной технологии

2.3. Методы исследования морфологии и кристаллической структуры полупроводниковых материалов

2.4 Методы исследования оптических и электрофизических свойств

полупроводниковых материалов и приборных структур на их основе

Глава 3. Формирование наностержней III-N материалов плазмохимическим

травлением и исследование их свойств

3.1. Введение

3.2. Моделирование оптических свойств III-N наностержней

3.3. Формирование III-N наностержней

3.4. Морфология и оптические свойства III-N наностержней

3.5. Травление III-N наностержней в растворе KOH

3.6. Формирование прототипа приборной структуры на

основе массива наностержней

3.7. Оптоэлектронные свойства прототипа приборной структуры на основе массива III-N наностержней

3.8. Выводы к Главе

Глава 4. Синтез ОаЫ нитевидных нанокристаллов методом

молекулярно-пучковой эпитаксии на подложках 810/81(111) и 81(111) и

исследование их свойств

4.1. Введение

4.2. МПЭ синтез GaN ННК на сингулярных и вицинальных подложках SiC/Si(111) и Si(Ш)

4.3. Морфология и кристаллография GaN ННК

4.4. Оптические свойства GaN ННК

4.5. Диффузия кремния из подложки в GaN ННК

4.6. Выводы к Главе 4 109 Глава 5. Гетероструктуры n-GaN ННК/3С-81С/р-81(111) и

п-ОаК ННК/р-81(111)

5.1. Введение

5.2. МПЭ синтез и свойства n-GaN ННК на сингулярных подложках 3С-81С/р^(111) с разной толщиной буферного слоя SiC

и подложках Si(111)

5.3. Формирование приборных структур на основе гетероструктур п-ОаК ННК/3С-81С/р-81(111) и п-ОаК ННК/р-81(111)

5.4. Фотовольтаические характеристики гетероструктур

п-ОаК ННК/81С/р-81(111) и п-ОаК ННК/р-81(111)

5.5. Выводы к Главе 5 117 Заключение 119 Благодарности 121 Список сокращений и условных обозначений 122 Литература 123 Приложение A. Тексты публикаций

РЕФЕРАТ

I. ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА ДИССЕРТАЦИИ

Актуальность темы исследования

Гетероструктуры на основе Ш-Ы полупроводников представляют большой интерес для создания оптоэлектронных приборов: светодиодов, лазеров, фотоприемников и т. д. Такие приборы, традиционно изготавливаемые на основе планарных полупроводниковых гетероструктур, имеют ряд проблем, ограничивающих их эффективность [1].

Одним из перспективных способов повышения эффективности полупроводниковых приборов является использование для их создания квазиодномерных кристаллов, длина которых (0,1-20 мкм) значительно превышает их диаметр. К методам синтеза таких кристаллов относятся: формирование наностержней травлением из планарных гетероструктур (метод «сверху-вниз») и рост нитевидных нанокристаллов (метод «снизу-вверх») [2].

Преимуществами использования массива наностержней в сравнении с планарными гетероструктурами, например, для создания светодиодов, является увеличение вывода света в определённом направлении, уменьшение внутренних напряжений и предотвращение латерального растекания тока в активной области [3]. Однако, остается ряд нерешённых проблем, ограничивающих применение таких структур. Например, образование радиационных дефектов на боковой поверхности наностержней в процессе их формирования, что приводит к снижению интенсивности электролюминесценции таких структур и требует решения задачи пассивации дефектов [3]. Также развитая поверхность структуры требует особых подходов к разработке технологии формирования контактов к массиву наностержней. Особую актуальность решению этих задач придаёт возможность интеграции технологии формирования наностержней в существующие производственные линейки светодиодов.

Основным преимуществом второго метода - роста нитевидных нанокристаллов (ННК), является возможность значительно уменьшить плотность структурных дефектов за счёт релаксации возникающих напряжений на боковой поверхности ННК [4] или формирования клиновидных трещин [А1,А2]. Также такой подход открывает возможность синтеза гибридных наноструктур на подложках с большим рассогласованием по параметру кристаллической решётки, что может рассматриваться как один из путей интеграции материалов с

кремниевой технологией [5].

Для дальнейшего снижения плотности дефектов Ш-Ы материалов актуальной задачей является поиск дешёвых подложек с меньшим рассогласованием по параметру кристаллической решётки. Одним из решений этой проблемы может стать использование гибридных подложек с буферным слоем SiC толщиной порядка 50^100 нм на поверхности подложек кремния, сформированных по технологии, описанной в работах [6,7]. В [А3] показано, что интегральная интенсивность фотолюминесценции GaN ННК выращенных на буферном слое SiC более чем в 2 раза превышает интенсивности GaN ННК на поверхности кремния, синтезированных при тех же ростовых условиях. Отдельным вопросом при синтезе материалов на кремниевых подложках методом МПЭ является взаимная диффузия материалов подложки и синтезируемой структуры, на что также может оказывать влияние промежуточный слой SiC [8]. В связи с этим, переход к использованию гибридных подложек SiC/Si(111) для синтеза ННК, требует комплексного исследования свойств как ННК, синтезируемых на них, так и всей структуры целиком.

Все вышесказанное раскрывает важность и актуальность тематики диссертационной работы для современных науки и технологии полупроводниковых материалов и устройств.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Формирование и исследование свойств III-N квазиодномерных кристаллов и создание оптоэлектронных приборов на их основе»

Цель работы

Исследование особенностей формирования и свойств III-N квазиодномерных кристаллов и создание прототипов приборных структур на их основе.

Задачи работы

Для достижения данной цели были поставлены следующие задачи:

• исследование особенностей формирования наностержней методом плазмохимического травления из планарных гетероструктур с InGaN квантовыми точками синтезированных методом газофазной эпитаксии, оптоэлектронных свойств и создание прототипов светоизлучающих устройств на их основе;

• синтез GaN нитевидных нанокристаллов на сингулярных и вицинальных подложках Si(111) и SiC/Si(111) методом молекулярно-пучковой эпитаксии и исследование их физических свойств;

• исследование влияния промежуточного буферного слоя 3C-SiC на фотовольтаические свойства гетероструктуры n-GaN ННК/ЗС-SiC/p-Si, синтезируемой методом молекулярно-пучковой эпитаксии.

Научная новизна

Научная новизна диссертационной работы заключается в полученных результатах комплексного исследования свойств квазиодномерных кристаллов III-N материалов. В частности:

• изучены закономерности формирования наностержней с квантовыми точками InGaN/GaN методом плазмохимического травления и развита технология формирования светодиодных структур на их основе;

• изучено влияние обработки в растворе KOH на оптические свойства массива наностержней, что позволило повысить интенсивность люминесценции таких структур в сравнении с исходной планарной структурой;

• разработана методика роста GaN ННК на поверхности сингулярных и вицинальных подложек Si(111) и 3С^Ю(50-150 нм)/Si(111);

• показано, что при синтезе GaN ННК методом МПЭ ПА на вицинальных подложках SiC/Si(111) на склонах ступеней подложки формируются ННК в двух направлениях: [111] и близком к [324] направлению подложки;

• обнаружен эффект легирования GaN ННК, синтезированных на вицинальных подложках SiC/Si(111), кремнием до концентрации свободных

19 3

носителей заряда 2*10 см- . Разработана модель, описывающая эффект такого легирования;

• исследованы фотовольтаические свойства гетероструктур GaN ННК/3С-SiC/p-Si(111) и показано, что введение слоя 3С^Ю приводит к увеличению внешней квантовой эффективности фотопреобразователя на основе такой гетероструктуры и формированию дополнительного барьера для дырочной проводимости.

Теоретическая и практическая значимость работы

Разработана технология формирования наностержней на основе гетероструктур с InGaN кантовыми точками методом плазмохимического травления планарных светодиодных гетероструктур материалов через

масочное покрытие на их поверхности, методика удаления радиационных дефектов на боковой поверхности наностержней и технология формирования приборной светоизлучающей структуры с наностержнями. Разработанная технология позволяет увеличить интенсивность электролюминесценции по сравнению с планарными гетероструктурами. Результаты исследований синтеза и свойств GaN ННК на сингулярных и вицинальных подложках Si и SiC/Si могут быть использованы для создания приборов и устройств опто- и наноэлектроники, в том числе интегрированных с кремниевой технологией. Одним из примеров применения является фоточувствительное устройство на основе гетероструктуры n-GaN ННК/3C-SiC/p-Si, запатентованное автором ^12]. Положения выносимые на защиту

1. Формирование наностержней из гетероструктур с квантовыми точками InGaN/GaN методом, комбинирующим плазмохимическое травление в хлорсодержащей газовой смеси через масочное покрытие и последующее химическое травление в водноглицериновом растворе едкого калия, приводит к увеличению в 3 и 1,5 раза интенсивностей фото- и электролюминесценции, соответственно, по сравнению с исходной планарной структурой.

2. Формирование GaN ННК методом МПЭ на склонах ступеней вицинальной подложки SiC/Si(111) с разориентацией в направлении [110] происходит в

направлениях подложки [111] и близком к [324], что обусловлено строением ступеней SiC.

3. При формировании GaN ННК методом МПЭ на вицинальных подложках SiC/Si(111) с разориентацией в направлении [110] происходит легирование

19 3

ННК кремнием до концентрации носителей заряда 2*10 см- в результате диффузии из подложки.

4. Использование слоя кубического SiC толщиной 100-150 нм на поверхности Si(111) подложки p-типа для дальнейшего синтеза GaN ННК n-типа методом МПЭ приводит к увеличению внешней квантовой эффективности фотоэлемента на основе такой гетероструктуры в диапазоне длин волн 400-900 нм и формированию дополнительного потенциального барьера дырочной проводимости.

Апробация работы

По материалам диссертации сделано 7 докладов на всероссийских и международных конференциях:

•K. P. Kotlyar, B. I. Soshnikov, I. A. Morozov, D. A. Kudryashov, K. S. Zelentsov, V. V. Lysak, I. P. Soshnikov «InGaN/GaN heterostructures with lateral confinement for light emitting diodes», International School and Conference «Saint-Petersburg OPEN 2016», Санкт-Петербург, 2016;

•К. П. Котляр, И. П. Сошников «Формирование InGaN/GaN наноструктур с латеральным ограничением», XIX всероссийская молодежная конференция по физике полупроводников и наноструктур, полупроводниковой опто - и наноэлектронике, Санкт-Петербург, 2016;

•K. P. Kotlyar, I. A. Morozov, K. Yu. Shubina, T. N. Berezovskaya, A. S. Dragunova, N. V. Kryzhanovskaya, D. A. Kudryashov, A. I. Lihachev, A. V. Nashchekin, I. P. Soshnikov, and G. E. Cirlin «InGaN/GaN QDs Nanorods: Processing and Properties», 26th International Symposium «Nanostructures: Physics and Technology», Минск, Беларусь, 2018;

•K. P. Kotlyar, D. A. Kudryashov, I. P. Soshnikov, A. V. Uvarov, R. R. Reznik «Temperature annealing effect on ITO film», International School and Conference «Saint-Petersburg OPEN 2018», Санкт-Петербург, 2018;

•K. P. Kotlyar, I. A. Morozov, K. Yu. Shubina, T. N. Berezovskaya, A. S. Dragunova, N. V. Kryzhanovskaya, D. A. Kudryashov, A. I. Lihachev, A. V. Nashchekin, I. P. Soshnikov, and G. E. Cirlin «InGaN/GaN QDs nanorods for light emitters: Processing and properties», 6-International Conference «State-of-the art trends of Scientific Research of Artificial and Natural Nanoobjects», Москва, 2018;

•K. P. Kotlyar, A. K. Menzelincev, E. M. Kiseleva, V. B. Shcherbakova, V. А. Shilov, E. O. Smolina, T. N. Berezovskaya, A. S. Dragunova, N. V. Kryzhanovskaya, E. V. Nikitina, I. P. Soshnikov, G. E. Cirlin «Optical properties of InGaN/GaN QDs nanorods by top-down fabrication after KOH treatment», International School and Conference «Saint-Petersburg OPEN 2020», Санкт-Петербург, 2020;

•P. Soshnikov, K. P. Kotlyar, R. R. Reznik, V. O. Gridchin, V. V. Lendyashova, A. V. Vershinin, V. V. Lysak, D. A. Kirilenko, N. A. Bert, G. E. Cirlin «Specific Features of Structural Stresses in InGaN/GaN Nanowires», XIV Российская конференция по физике полупроводников, Нижний Новгород, 2021.

Достоверность научных результатов

Достоверность научных результатов обуславливается использованием апробированных методик выполнения экспериментальных и теоретических исследований. Результаты экспериментальных измерений, полученных с использованием современного высокотехнологичного оборудования, многократно воспроизводились для серии образцов. Имеется согласование между экспериментальными и расчетными данными. Результаты диссертации представлены на всероссийских и международных конференциях, а также опубликованы в журналах, входящих в базы цитирования РИНЦ, Scopus и WoS.

Личный вклад автора

Все результаты, изложенные в диссертационной работе и сформулированные в положениях, выносимых на защиту, получены автором лично или при его непосредственном участии. Планарные светодиодные гетероструктуры для формирования массива наностержней были предоставлены ФТИ имени А. Ф. Иоффе РАН. Эксперименты по формированию массива наностержней и исследования физических свойств всех образцов в рамках диссертационной работы были проведены при определяющем участии автора. Синтез ННК осуществлялся при непосредственном участии соискателя. Интерпретация полученных результатов была выполнена автором либо самостоятельно, либо при его непосредственном участии. Коллектив, участвовавший в обсуждении результатов, указан в качестве соавторов в работах [A1-A11] и патенте [A12].

Внедрение результатов работы

Фоточувствительное устройство на основе гетероструктуры n-GaN ННК/3С-SiC/p-Si было запатентовано автором [A12]. Применение разработанной технологии возможно для создания фотопреобразователей на основе ННК III-N материалов и кремниевой технологии.

Публикации по теме работы

По теме диссертационной работы опубликовано 11 печатных работ в российских и зарубежных научных журналах, в том числе, входящих в перечень

рекомендуемых ВАК, и зарубежных рецензируемых научных изданиях, индексируемых в базах Scopus и Web of Science, а также один патент.

Структура и объем диссертации

Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения, списка сокращений и условных обозначений, списка публикаций автора по теме диссертации и списка использованной литературы. Объем диссертации составляет 94 страницы печатного текста и содержит 59 рисуноков, 6 формул, список литературы из 113 источника, включая 11 публикаций автора по теме диссертации и 1 патент.

II. ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы диссертации, определены цель и основные задачи работы, ее научная новизна и значимость. Сформулированы положения, выносимые на защиту.

В первой главе представлен обзор литературы по теме диссертации. Рассмотрены основные свойства III-N полупроводников и области их применения, проблемы планарных полупроводниковых приборов на базе III-N материалов. Показано, что одним из перспективных способов увеличения эффективности полупроводниковых приборов является переход от планарных гетероструктур к использованию гетероструктур на основе квазиодномерных нанокристаллов (наностержней и ННК) и рассмотрены ключевые проблемы таких структур.

Вторая глава посвящена экспериментальным методам и оборудованию, использованным в ходе выполнения диссертационной работы. Приведены характерные особенности методов планарной полупроводниковой технологии, используемой для синтеза наностержней III-N материалов и формирования приборных структур, и установки МПЭ ПА Riber COMPACT 12, используемой для синтеза GaN ННК. Дано краткое описание подходов и установок, использованных для исследования свойств полученных образцов, в том числе,

РЭМ, ПЭМ, ФЛ и спектроскопии КРС, установок для измерения электрофизических и оптоэлектронных характеристик структур, описание используемых методов моделирования.

В третьей главе представлены результаты исследования процессов формирования наностержней методом плазмохимического травления и их свойств.

Для определения оптимальных параметров светодиодной структуры, проведено моделирование распространения света в одиночном наностержне. В частности, показано, что для достижения максимальной интенсивности излучения в вертикальном направлении диаметр наностержней должен составлять менее 150 нм. На Рисунке 1а представлена дизайн-схема слоев исходной планарной

гетероструктуры на основе Ш-Ы материалов с квантовыми точками InGaN с

10 2

поверхностной плотностью ~10 см- синтезированной методом газофазной эпитаксии из металлоорганических соединений.

Технология формирования массива наностержней включает создание масочного покрытия на поверхности планарной гетероструктуры и ее последующее плазмохимическое травление. Формирование масочных покрытий проводилось в результате образования нанодисперсных частиц М путем быстрого термического отжига ультратонких пленок М на поверхности исходной планарной гетероструктуры. Плазмохимическое травление проводилось в разряде газовой смеси (С12/ВС13). В результате, разработанная технология позволяет получать массивы наностержней с квантовыми точками InGaN со следующими характерными размерами и геометрическими параметрами: 50-150 нм в диаметре;

8 9 2

от 150 до 400 нм высотой; поверхностной плотностью 108-109 см- . Исследование оптоэлектронных свойств образцов показало уменьшение интенсивности ФЛ структур с наностержнями по сравнению с исходной планарной гетероструктурой (Рисунок 1б, в). Основная причина снижения ФЛ - образование радиационных дефектов на боковой поверхности наностержней при плазмохимическом травлении.

Разработана методика прецизионного травления боковой поверхности наностержней в растворе К0Н:Н20:СзН80з (1:1:4) при температуре 70°. Показано, что обработка в растворе КОН в течение 30 мин. позволяет увеличить интенсивность ФЛ в 3 раза по сравнению с исходной планарной гетероструктурой (Рисунок 2).

Рисунок 1 Дизайн-схема исходной планарной гетероструктуры (а); РЭМ изображение наностержней (б); спектры ФЛ структуры с наностержнями и исходной планарной гетероструктуры (в).

Рисунок 2 Зависимость интенсивности ФЛ InGaN квантовых точек в наностержнях от времени травления в растворе К0Н:Н20:СзН80з (1:1:4) в сравнении с исходной планарной гетероструктурой и соответствующие РЭМ изображения наностержней в геометрии вид сверху на разных этапах травления.

Предложен дизайн и развита оригинальная методика формирования светодиодов на основе массива наностержней с квантовыми точками 1пОа№ поверхность образцов, после модификации боковой поверхности наностержней химическим жидкостным травлением, покрывается слоем полимерного материала. Затем с вершин нанострежней удаляют наночастицы никеля, и формируют верхний контакт в виде слоя углеродных нанотрубок или слоя оксида индия-олова (1ТО). Технология формирования верхнего контакта отличается простотой реализации для структур с массивами наностержней и надёжностью при эксплуатации. Прототип светодиода на основе массива наностержней демонстрирует увеличение интенсивности электролюминесценции в полтора раза

л

по сравнению с планарной светодиодной мезой аналогичной площади (0,0016 см ) (Рисунок 3). Основные результаты изложены в работах [А4—А9].

I 1-I-1--— —Г^-I-1-—:—-1-1-1

£ 400 420 440 460 480 500 s Длина волны (нм)

Рисунок 3 Спектры электролюминесценции образцов c наностержнями в сравнении с исходной планарной гетероструктурой.

Четвертая глава посвящена синтезу GaN ННК на сингулярных и вицинальных (с разориентацией 2° в направлении [110]) подложках Si(111) и гибридных подложках SiC/Si(111), и исследованию их свойств. Показано, что на сингулярных и вицинальных подложках Si( 111), и сингулярных подложках 3C-SiC/Si(111) формируются ННК с взаимоподобной морфологией (Рисунок 4): преимущественно в направлении [111], высотой 1,5 мкм и диаметром 300 нм.

Обнаружено, что при синтезе ННК на вицинальных подложках SiC/Si(111) часть ННК на склонах ступеней формируется в новом направлении, отличном от [111] и близком к направлению[324] подложки Si. Характерный латеральный размер таких ННК увеличивается к вершине от 50 до 100 нм, при средней высоте 2 мкм. Методами ПЭМ выявлено, что плоскости (1101) таких ННК параллельны плоскостям (1101) ННК, ориентированных в направлении [111] (Рисунок 4). Причиной формирования двух типов ННК является формирование дефектов упаковки/двойникования в основании ННК, что обусловлено сложной структурой эшелонов ступеней SiC.

Исследования методами ФЛ (Рисунок 5) с временным разрешением (при температурах 5 и 295 К) GaN ННК на SiC/Si(111) показывают наличие широкой полосы излучения с максимумом пика, соответствующего энергии 3,525 эВ, превышающей ширину запрещённой зоны GaN. Концентрация свободных электронов в GaN ННК, оцененная по сдвигу Бурштейна-Мосса, составляет ~ 2*1019 см-3.

Рисунок 4 РЭМ изображение морфологии образцов Группы А на примере GaN ННК синтезированных на сингулярной подложке 81(111) (а); РЭМ и ПЭМ изображения морфологии GaN ННК синтезированных на вицинальной подложке 81С/81(111) (б, в). Приведённая дифракционная картина соответствует основанию ННК.

Исследования методом ВИМС позволили определить, что концентрация кремния в области вершины и основания ННК достигает от

19 3 22 3

7*10 см- и до 10 см- , соответственно (Рисунок 6а). Полученный

результат объясняется спонтанным легированием GaN ННК кремнием. Разработана модель, объясняющая процесс восходящей диффузии кремния из подложки через интерфейс БЮ/ОаК в ОаК ННК за счет эффекта Горского [9]. Теоретическая оценка концентрации атомов в основании ННК составляет ~ 5*1021 см-3.

Рисунок 5 Интегрированные по времени спектры фотолюминесценции для образцов Группы А (синяя линия) и образца с GaN ННК синтезированными на вицинальной подложке SiC/Si (красная линия), полученные при температуре а) 5К и б) 300К.

Спектр КРС образцов с GaN ННК (Рисунок 6б), синтезированных на вицинальной подложке SiC/Si(111), содержит пик, соответствующий частоте 347 см-1. Моделирование спектра КРС методами квантовой химии показывает, что природа этого пика объясняется наличием связей БьК и формированием твердого раствора Оа(81)М Основные пики Si и GaN в спектрах КРС свидетельствуют о том, что материал GaN ННК имеет качество, близкое к монокристаллическому. Основные результаты изложены в работах ^1-АЗ, А10].

Волновое число (см 1)

Рисунок 6 Профили концентрации кремния синтезированных образцов, полученные методом ВИМС (а); спектр КРС образца с GaN ННК синтезированными на вицинальной подложке 81С/81; модельная суперячейка 3*3*2, используемая при моделировании спектра КРС.

В пятой главе впервые проводится сравнительное исследование фотовольтаических свойств гетероструктур n-GaN ННК/р^(П1) и п-GaN ННК/3C-SiC/p-Si(Ш) c вариацией толщины слоя 3СЖ: 50, 100 и 150 нм.

17 3

Концентрации носителей заряда в GaN ННК и Si подложке составили 5*10 см- и 5*1016см-3, соответственно. Дизайн-схема прототипа приборной структуры на основе синтезированных гетероструктур показана на Рисунке 7. Вольт-амперные характеристики при освещении образцов показывают, что при увеличении толщины слоя SiC растёт напряжение холостого хода и КПД фотоэлемента на основе такой гетероструктуры с 0,11% до 0,52% (Рисунок 7). Моделирование зонной диаграммы (Рисунок 8) гетероструктуры n-GaN ННК/3С-SiC/p-Si показало формирование дополнительного барьера для дырочной проводимости из Si, способствующего росту напряжения холостого хода. Впервые была продемонстрирована возможность формирования фоточувствительного устройства на основе n-GaN ННК, синтезированных на гибридных подложках 3^ SiC/p-Si(111) (патент ^12]) и показано, что введение промежуточного слоя 3С-SiC приводит к увеличению квантовой эффективности такого фотопреобразователя в диапазоне длин волн 400-900 нм. Основные результаты изложены в работе [А11].

Рисунок 7 Дизайн-схема прототипа приборной структуры (слева) и ВАХ приборных структур на основе гетероструктур n-GaN ННК/р^ и п-GaN ННК/3С-81С/р^ (справа) при освещении спектром АМ1.5 G с мощностью излучения 100 мВт/см-.

Длина волны (нм)

Рисунок 8 Смоделированная зонная диаграмма гетероструктуры п-GaN ННК/3С-81С/р-81 (слева) и спектры квантовой эффективности п-GaN ННК/р-81 и n-GaN ННК/3С-81С/р-81 гетероструктур (справа).

В заключении сформулированы основные результаты диссертационной работы.

III. ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ ДИССЕРТАЦИИ И ВЫВОДЫ

1. Предложен дизайн светоизлучающих структур c массивами наностержней с квантовыми точками InGaN и развита технология их изготовления с заданными геометрическими размерами плазмохимическим

травлением через масочное покрытие на поверхности планарных светодиодных гетероструктур Ш-Ы материалов.

2. Впервые реализованы светодиоды на основе наностержней с InGaN квантовыми точками, интенсивность электролюминесценции которых превышает исходные планарные гетероструктуры. Разработана технология формирования приборной структуры на основе массива наностержней, включающая нанесение полимерного материала Su-8 для планаризации поверхности и формирование верхнего контакта к вершинам и основаниям наностержней.

3. Разработана методика удаления радиационных дефектов и, как следствие, увеличения интенсивности фотолюминесценции наностержней с квантовыми точками InGaN травлением в растворе KOH:H2O:CзH8Oз (1:1:4) при температуре 70°.

4. Показано увеличение интенсивности электролюминесценции у приборной структуры на основе массива наностержней с квантовыми точками InGaN в полтора раза по сравнению со сформированной планарной светодиодной

Л

мезой аналогичной площади (0,0016 см ).

5. Показано, что формирование GaN ННК при синтезе методом МПЭ на вицинальных подложках SiС/Si(111) с разориентацией 2° в направлении [110] происходит в направлениях [111] и близком к направлению [324] подложки, что обусловлено формированием дефектов упаковки/двойникованием в основании ННК.

6. Обнаружено, что при синтезе GaN ННК на вицинальных подложках SiС/Si(111) с разориентацией в направлении [110] наблюдается эффект легирования ННК кремнием вследствие восходящей диффузии материала из

19 3

подложки до концентрации свободных носителей заряда 2*10 см- .

7. Показано, что внесение промежуточного слоя ЗС^С толщиной 100150 нм в гетероструктуру n-GaN ННК/р^ приводит к увеличению внешней квантовой эффективности фотоэлемента в диапазоне длин волн 400-900 нм на основе такой гетероструктуры и формированию дополнительного потенциального барьера для дырочной проводимости.

IV. ПУБЛИКАЦИИ ПО ТЕМЕ НКР РАБОТЫ

Публикации в международных изданиях, индексируемых в базе данных Scopuse или Web of Science, а также один патент:

А1. Сошников, И. П. Особенности структурных напряжений в нитевидных нанокристаллах InGaN/GaN / И. П. Сошников, К. П. Котляр, Р. Р. Резник, В. О. Гридчин, В. В. Лендяшова, А. В. Вершинин, В. В. Лысак, Д. А. Кириленко, Н. А. Берт, Г. Э. Цырлин // Физика и техника полупроводников -2021. - Т. 55. - Вып. 9. - С. 785-788.

А2. Гридчин, В. О. Молекулярно-пучковая эпитаксия нитевидных нанокристаллов InGaN на подложках SiC/Si(111) и Si(111): сравнительный анализ / В. О. Гридчин, Р. Р. Резник, К. П. Котляр, А. С. Драгунова, Н. В. Крыжановская, А. Ю. Серов, С. А. Кукушкин, Г. Э. Цырлин // Письма в ЖТФ - 2021. - Т. 47. -Вып. 21. - С. 32-35.

А3. Резник, Р. Р. Рост и оптические свойства нитевидных нанокристаллов GaN, выращенных на гибридной подложке SiC/Si(111) методом молекулярно-пучковой эпитаксии / Р. Р. Резник, К. П. Котляр, И. В. Илькив, И. П. Сошников,

C. А. Кукушкин, А. В. Осипов, Е. В. Никитина, Г. Э. Цырлин // Физика твёрдого тела - 2016. - Т. 58. - Вып. 10. - С. 1886-1889.

А4. Kotlyar, K.P. InGaN/GaN heterostructures with lateral confinement for light emitting diodes / K. P. Kotlyar, B. I. Soshnikov, I. A. Morozov, D. A. Kudryashov, K. S. Zelentsov, V. V. Lysak, I. P. Soshnikov // J. Phys.: Conf. Ser. -2016. - V. 741. - P. 012083.

А5. Soshnikov, B. I. Optical field distribution in quasy-lD nanostructures / B. I. Soshnikov, V. V. Lysak, K. P. Kotlyar, I. P. Soshnikov // J. Phys.: Conf. Ser. - 2016. -V. 741. - P. 012154.

А6. Kotlyar, K. P. Temperature annealing effect on ITO film / K. P. Kotlyar,

D. A. Kudryashov, I. P. Soshnikov, A. V. Uvarov, R. R. Reznik // J. Phys.: Conf. Ser. -2018. - V. 1124. - P. 041035.

А7. Kotlyar, K. P. InGaN/GaN QDs Nanorods: Processing and Properties / K. P. Kotlyar, I. P. Soshnikov, I. A. Morozov, T. N. Berezovskaya, N. V. Kryzhanovskaya, D. A. Kudryashov, V. V. Lysak // Semiconductors - 2018. - V. 52. - N. 16. - PP. 2096-2098.

А8. Kotlyar, K. P. InGaN/GaN QDs nanorods for light emitters: Processing and properties / K. P. Kotlyar, I. A. Morozov, K. Yu. Shubina, T. N. Berezovskaya, A. S. Dragunova, N. V. Kryzhanovskaya, D. A. Kudryashov, A. I. Lihachev, A.V. Nashchekin, I. P. Soshnikov, G. E. Cirlin // AIP Conf. Proc. - 2019. - V. 2064 - P. 030006.

А9. Kotlyar, K.P. Optical properties of InGaN/GaN QDs nanorods by top-down fabrication after KOH treatment / K. P. Kotlyar, A. K. Menzelincev, E. M. Kiseleva, V. B. Shcherbakova, V. А. Shilov, E. O. Smolina, T. N. Berezovskaya, A. S. Dragunova, N. V. Kryzhanovskaya, E. V. Nikitina, I. P. Soshnikov, G. E. Cirlin // J. Phys.: Conf. Ser. - 2020. - V. 1695. - P. 012046.

А10. Talalaev, V. G. Ascending Si diffusion into growing GaN nanowires from the SiC/Si substrate: up to the solubility limit and beyond / V. G. Talalaev, J. W. Tomm, S. A. Kukushkin, A. V. Osipov, I. V. Shtrom, K. P. Kotlyar, F. Mahler, J. Schilling, R. R. Reznik and G. E. Cirlin // Nanotechnology - 2020. - V. 31. - P. 294003.

А11. Shugurov, K. Yu. Study of SiC buffer layer thickness influence on photovoltaic properties of n-GaN NWs/SiC/p-Si heterostructure / K.Yu. Shugurov, R.R. Reznik, A.M. Mozharov, K. P. Kotlyar, O. Yu. Koval, A. V. Osipov, V. V. Fedorov, I. V. Shtrom, A. D. Bolshakov, S. A. Kukushkin, I. S. Mukhin, G. E. Cirlin // Mater. Sci. Semicond. - 2019. - V. 90. - P. 20-25.

А12. Фоточувствительное устройство и способ его изготовления: пат. RU2685032C1 Российская Федерация: МПК H01L31/352 H01L31/18 B82Y40/00 / К.П. Котляр, С.А. Кукушкин, А.В. Лукьянов, А.В. Осипов, Р.Р. Резник, Г.В. Святец, И.П. Сошников, Г.Э. Цырлин, заявитель и правообладатель "Общество С Ограниченной Ответственностью Технический Центр Технологии". - № 2018127603, заявл. 26.07.2018; опубл. 16.04.2019.

SYNOPSIS

I. Thesis overview

Background and motivation.

Heterostructures based on III-N semiconductors are of great interest for the creation of optoelectronic devices: LEDs, lasers, photodetectors, etc. Such devices, traditionally manufactured on the basis of planar semiconductor heterostructures, have a number of problems that limit their efficiency [1].

One of the promising methods for increasing the efficiency of semiconductor devices is the use of quasi-one-dimensional crystals for their creation, the length of which (0.1-20 ^m) significantly exceeds their diameter. Methods for the synthesis of such crystals include the formation of nanorods by etching from planar heterostructures (the "top-down" method) and the growth of nanowires (the "bottom-up" method) [2].

The advantages of using an array of nanorods in comparison with planar heterostructures, for example, to create LEDs, are an increase in the output of light in a certain direction, a decrease in internal stresses, and the prevention of lateral current spreading in the active region [3]. However, there are a number of unresolved problems that limit the use of such structures. For example, the formation of radiation defects on the side surface of nanorods during their formation, which leads to a decrease in the electroluminescence intensity of such structures and requires solving the problem of defect passivation [3]. Also, the developed surface of the structure requires special approaches to the development of technology for forming contacts to an array of nanorods. Of particular relevance to the solution of these problems is the possibility of integrating the technology of forming nanorods into the existing production lines of LEDs.

The main advantage of the second method, the growth of nanowires (NWs), is the ability to significantly reduce the density of structural defects due to the relaxation of stresses arising on the side surface of NWs [4] or the formation of wedge-shaped cracks

[A1, A2]. Also, this approach opens up the possibility of synthesizing hybrid nanostructures on substrates with a large mismatch in the crystal lattice parameter, which can be considered as one of the ways to integrate III-N materials with silicon technology [5].

To further reduce the density of defects in III-N materials, an urgent task is to search for cheap substrates with a smaller mismatch in the crystal lattice parameter. One of the solutions to this problem can be the use of hybrid substrates with a SiC buffer layer with a thickness of about 50-100 nm on the surface of silicon substrates formed according to the technology described in [6-7]. It was shown in [A3] that the integral photoluminescence intensity of GaN NWs grown on a SiC buffer layer is more than twice as high as the intensity of GaN NWs on a silicon surface synthesized under the same growth conditions. A separate issue in the synthesis of III-N materials on silicon substrates by the MBE method is the mutual diffusion of the materials of the substrate and the synthesized structure, which can also be affected by the intermediate SiC layer [8]. In this regard, the transition to the use of hybrid SiC/Si(111) substrates for the synthesis of NWs requires a comprehensive study of the properties of both NWs synthesized on them and the entire structure as a whole.

All of the above reveals the importance and relevance of the dissertation topic for modern science and technology of semiconductor materials and devices.

Main goal

Investigation of the formation features and properties of III-N quasi-one-dimensional crystals and the creation of prototypes of device structures based on them.

Scientific tasks

To achieve this goal, the following tasks were set:

• study of the features of the formation of nanorods by the method of plasma-chemical etching from planar heterostructures with InGaN quantum dots synthesized by

the method of gas-phase epitaxy, optoelectronic properties and the creation of prototypes of light-emitting devices based on them;

• synthesis of GaN nanowires on singular and vicinal Si(111) and SiC/Si(111) substrates by molecular beam epitaxy and study of their physical properties;

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Котляр Константин Павлович, 2022 год

ЛИТЕРАТУРА

1. Накамура Ш. История изобретения эффективных синих светодиодов на основе InGaN // УФН. 2016. Т. 186, № 5. С. 524-536.

2. Tsai Y.-L. и др. Photon management of GaN-based optoelectronic devices via nanoscaled phenomena // Prog. Quantum Electron. 2016. Т. 49. С. 1-25.

3. Yang G. и др. Formation of nanorod InGaN/GaN multiple quantum wells using nickel nano-masks and dry etching for InGaN-based light-emitting diodes // Mater. Sci. Semicond. Process. 2015. Т. 30. С. 694-706.

4. Glas F. Critical dimensions for the plastic relaxation of strained axial heterostructures in free-standing nanowires // Phys. Rev. B. 2006. Т. 74. С. 1302.

5. Dubrovskii V. G. Nucleation Theory and Growth of Nanostructures. Berlin: Springer-Verlag, 2014. 601 c.

6. Kukushkin S. A., Osipov A. V. New method for growing silicon carbide on silicon by solid-phase epitaxy: Model and experiment // Phys. Solid State. 2008. Т. 50. С. 1238.

7. Kukushkin S. A., Osipov A. V. A new method for the synthesis of epitaxial layers of silicon carbide on silicon owing to formation of dilatation dipoles // J. Appl. Phys. 2013. Т. 113. С. 024909.

8. Furtmayr F. и др. Nucleation and growth of GaN nanorods on Si (111) surfaces by plasma-assisted molecular beam epitaxy - The influence of Si- and Mgdoping // J. Appl. Phys. 2008. Т. 104. С. 034309.

9. Kukushkin S. A., Osipov A. V. The Gorsky effect in the synthesis of silicon-carbide films from silicon by topochemical substitution of atoms // Tech. Phys. Lett. 2017. Т. 43, № 7. С. 631-634.

10. Schubert E.F. Light-Emitting Diodes. Cambridge: Cambridge University Press, 2006. 422 с.

11. Аладов А. В. и др. О современных мощных светодиодах и их светотехническом применении // Светотехника. 2010. №3. С 8-16.

12. Акасаки И. Увлекательные приключения в поисках синего света // УФН. 2016. Т. 186, № 5. С. 504-517.

13. Амано Х. Выращивание кристалла GaN на сапфировой подложке методом низкотемпературного осаждения буферного слоя и получение кристалла GaN p-типа с помощью допирования магнием и дальнейшего облучения низкоэнергетическим электронным пучком // УФН. 2016. Т. 186, № 5. С.518-523.

14. Жуков А. Е. Основы физики и технологии полупроводниковых лазеров. Санкт-Петербург: Изд-во Академ. ун-та, 2016. 364 с.

15. Karpov S. Yu. Light-emitting diodes for solid-state lighting:searching room for improvements // Proc. SPIE. 2016. Т. 9768. С. 976801.

16. Fujii T. и др. Increase in the extraction efficiency of GaN-based light-emitting diodes via surface roughening // Appl. Phys. Lett. 2004. Т. 84, № 6. С. 855-857.

17. Zhong J. и др. Integrated ZnO nanotips on GaN light emitting diodes for enhanced emission efficiency // Appl. Phys. Lett. 2007. Т. 90. С. 203515.

18. Yao Y.-C. и др. Enhanced external quantum efficiency in GaN-based vertical-type light-emitting diodes by localized surface plasmons // Scientific Reports. 2016. Т. 6. С. 22659.

19. Bai J., Wang Q., Wang T. Greatly enhanced performance of InGaN/GaN nanorod light emitting diodes // Phys. Stat. Sol. A. 2012. Т. 209, № 3. С. 477-480.

20. Debnath R. h gp. Top-down fabrication of large-area GaN micro- and nanopillars // J. Vac. Sci. Technol. B. 2014. T. 32, № 2. C. 021204.

21. Reddy N.P. h gp. Enhanced luminescence from GaN nanopillar arrays fabricated using a top-down process //Nanotechnology. 2016. T. 27. C. 065304.

22. Yang G. h gp. Formation of nanorod InGaN/GaN multiple quantum wells using nickel nano-masks and dry etching for InGaN-based light-emitting diodes // Mater. Sci. Semicond. Process. 2015. T. 30. C. 694-706.

23. Shields P. h gp. Fabrication and properties of etched GaN nanorods // Phys. Status Solidi C. 2012. T. 9, № 3-4. C.631-634.

24. Chen L.-Y. h gp. High performance InGaN/GaN nanorod light emitting diode arrays fabricated by nanosphere lithography and chemical mechanical polishing processes // Opt. Express. 2010. T. 18, № 8. C. 7664-7669.

25. Chen W. h gp. Nanoscale characterization of carrier dynamic and surface passivation in InGaN/GaN multiple quantum wells on GaN nanorods // ACS Appl. Mater. Interfaces. 2016. T. 8, № 46. C. 31887-31893.

26. Yang G. h gp. Fabrication of nanorod InGaN/GaN multiple quantum wells with self-assembled Ni nano-island masks // Appl. Surf. Sci. 2013. T. 285. C. 772-777.

27. Mustary M. H., Lysak. V. V. Fabrication of Nanorod Light Emitting Diode by Ni Nano-cluster and Enhanced Extraction Efficiency // IOSR Journal of Electrical and Electronics Engineering. 2014. T. 9, № 4. C. 18-22.

28. Mustary M. H. h gp. Ni-assisted Fabrication of GaN Based SurfaceNano-textured Light Emitting Diodes for Improved Light Output Power // JSTS. 2015. T. 15, № 4. C. 1598-1657.

29. Chang L.-B., Liu S.-S., Jeng M.-J. Etching Selectivity and Surface Profile of GaN in the Ni, SiO2 and Photoresist Masks Using an Inductively Coupled Plasma // Jpn. J. Appl. Phys. 2001. T. 40, № 3A. C. 1242-1243.

30. Chiu C. H. и др. Fabrication of InGaN/GaN nanorod light-emitting diodes with self-assembled Ni metal islands // Nanotechnology. 2007. Т. 18, № 44. С. 445201.

31. Paramanik D. и др. Optimization and shape control of GaN nano pillars fabricated by inductively coupled plasma etching // Proc. of SPIE. 2012. Т. 8373. С. 837321.

32. Reddy N. P. и др. Enhanced luminescence from GaN nanopillar arrays fabricated using a top-down process // Nanotechnology. 2016. Т. 27. С. 065304.

33. Сангвал. К. Травление кристаллов: Теория, эксперимент, применение. Москва: Мир, 1990. 492 с.

34. Bae S.-Y. и др. Size-controlled InGaN/GaN nanorod array fabrication and optical characterization // Opt. Express. 2013. Т. 21, № 14. С.16854-16862.

35. Li S., Waag A. GaN based nanorods for solid state lighting. // J. Appl. Phys. 2012. Т. 111, № 7. С. 071101.

36. Portavoce A. и др. Dopant Diffusion during Amorphous Silicon Crystallization // Defect Diffus. Forum. 2007. Т. 264. С. 33-38.

37. Dubrovskii V. G. Nucleation Theory and Growth of Nanostructures. Berlin: Springer-Verlag, 2014. 601 c.

38. Glas F. Critical dimensions for the plastic relaxation of strained axial heterostructures in free-standing nanowires // Phys. Rev. B. 2006. Т. 74. С. 121302.

39. Tchernycheva M. и др. Integrated Photonic Platform Based on InGaN/GaN Nanowire Emitters and Detectors // Nano Lett. 2014. Т. 14, № 6. С. 3515-3520.

40. Yao M. и др. Scalable synthesis of vertically aligned, catalyst-free gallium arsenide nanowire arrays: towards optimized optical absorption // Proc. of SPIE. 2012. Т. 8373. С. 837314

41. Joshua M. и др. A Comparison Between the Behavior of Nanorod Array and Planar Cd(Se, Te) Photoelectrodes // J. Phys. Chem. C 2008. Т. 112. С. 6186-6193.

42. Дубровский В. Г., Цырлин Г. Э., Устинов В. М. Полупроводниковые нитевидные нанокристаллы: синтез, свойства, применения // ФТП. 2009. Т. 43, № 12. С. 1585-1628.

43. Krogstrup P. и др. Single-nanowire solar cells beyond the Shockley-Queisser limit // Nature Photonics. 2013. Т. 7. С. 306-310.

44. Furtmayr F. и др. Nucleation and growth of GaN nanorods on Si (111) surfaces by plasma-assisted molecular beam epitaxy - The influence of Si- and Mg-doping // J. Appl. Phys. 2008. Т. 104, № 3. С. 034309.

45. Mynbaeva M.G. и др. Specific features of the hydride vapor-phase epitaxy of nitride materials on a silicon substrate // Semiconductors. 2014. Т. 48, № 11. С. 1535-1538.

46. Portavoce A. и др. Dopant Diffusion during Amorphous Silicon Crystallization // Defect Diffus. Forum. 2007. Т. 264. С. 33-38.

47. Olesinski R. W., Kanani N., Abbaschian G.J. The Ga-Si (Gallium-Silicon) system // Bulletin of Alloy Phase Diagrams. 1985. Т. 6. С. 362-364.

48. Nakamura S. и др. Superbright Green InGaN Single-Quantum-Well-Structure Light-Emitting Diodes // Jpn. J. Appl. Phys. 1995.Т. 34. С. L1332.

49. Reznik R. R. и др. MBE Growth and Optical Properties of GaN, InN, and A3B5 Nanowires on SiC/Si(111) Hybrid Substrate // Adv. Cond. Matter Phys. 2018. Т. 2018. С. 1040689.

50. Jones S. W. Diffusion in Silicon. IC Knowledge LLC, 2008. 68 с.

51. Kendall D. L., DeVries D. B. Diffusion in Silicon. Semiconductor Silicon. New York: Electrochemical Society Inc., 1969. C. 358-403.

52. Pelleg J. Diffusion in Ceramics. Cham: Springer International Publishing, 2016. 448 c.

53. Tanner P. h gp. Excellent Rectifying Properties of the n-3C-SiC/p-Si Heterojunction Subjected to High Temperature Annealing for Electronics, MEMS, and LED Applications // Appl. Sci. Rep. 2017. T. 7. C. 17734.

54. Qamar A. h gp. Electrical Properties of p-type 3C-SiC/Si Heterojunction Diode Under Mechanical Stress // IEEE Electron. Device Lett. 2014. T. 35, № 12. C. 1293-1295.

55. Kukushkin S. A., Osipov A. V. New method for growing silicon carbide on silicon by solid-phase epitaxy: Model and experiment // Phys. Sol. State. 2008. T. 50. C. 1238-1245.

56. Kukushkin S. A., Osipov A. V. A new method for the synthesis of epitaxial layers of silicon carbide on silicon owing to formation of dilatation dipoles // J. Appl. Phys. 2013. T. 113. C. 024909.

57. Kukushkin S.A., Osipov A.V. Theory and practice of SiC growth on Si and its applications to wide-gap semiconductor films // J. Phys. D Appl. Phys. 2014. T. 47. C. 313001.

58. Kukushkin S. A. h gp. Plasma assisted molecular beam epitaxy of thin GaN films on Si(111) and SiC/Si(111) substrates: Effect of SiC and polarity issues // Thin Solid Films. 2018. T. 646. C. 158-162.

59. Zubkov V. I. h gp. Monte carlo simulation of the radiation output from a LED structure with textured interfaces // Russian Physics Journal. 2015. V. 58. P. 1172 -1180.

60. Zubkov V. I. h gp. Analysis of doping anisotropy in multisectorial boron-doped HPHT diamonds // Materials Today Communications. 2020. V. 24. P. 100995.

61. Joyce B. A., Chang L. L., Ploog K. Molecular beam epitaxy and heterostructures. Dobresh/Boston/Lancaster: Martinus Nijhoff Published, 1989. 718 c.

62. Берлин Е. В., Двинин С. А., Сейдман Л. А. Вакуумная технология и оборудование для нанесения и травления тонких плёнок. Москва: Техносфера, 2007. 172 с.

63. Данилин Б. С. и др. Магнетронные распылительные системы. Москва: Радио и связь, 1982. 72 с.

64. Беляевский П. Ю. и др. Процессы микро- и нанотехнологий: Методические указания к лабораторным работам. Санкт-Петербург: Изд-во СПбГЭТУ «ЛЭТИ», 2013. 40 с.

65. Распыление твердых тел ионной бомбардировкой. Под ред. Р. М. Бериша. Перевод с англ. под ред. В.А. Молчанова. Москва: Мир, 1984,1986.т1,2.

66. Практическая растровая электронная микроскопия. Под ред. Дж. Гоулдстейна и Х. Яковица. Перевод с англ. под ред. В.И. Петрова. Москва: Мир, 1978. 656 c.

67. Растровая электронная микроскопия для нанотехнологий. Методы и применения. Под ред. У. Жу и Ж. Л. Уанга. Перевод с англ. Москва: БИНОМ, 2016. 582 с.

68. Colthup N.B., Daly L.H., Wiberley S.E. Introduction to Infrared and Raman Spectroscopy. 2nd ed. New York: Academic Press, 1975. 523 c.

69. Viera G., Huet S., Boufendi L. Crystal size and temperature measurements in nanostructured silicon using Raman spectroscopy // J. Appl. Phys. 2001. T. 90, № 8. C. 4175-4183.

70. De Wolf I. Micro-Raman spectroscopy to study local mechanical stress in silicon integrated circuits // Semicond. Sci. Technol. 1996. T. 11, № 2. C. 139-154.

71. Серов А. Ю., Философов Н. Г. Введение к лабораторным работам по исследованию оптических свойств полупроводников и полупроводниковых гетеро- и наноструктур при низких температурах. (Экспериментальная

установка и проведение эксперимента). Учеб. пособие. Санкт-Петербург, 2009. 24 с.

72. Абакумов В. Н., Перель В. И., Яссиевич И. Н. Безызлучательная рекомбинация в полупроводниках. Санкт-Петербург: Петербургский институт ядерной физики им. Б. П. Константинова РАН, 1997. 366 с.

73. Yee K. Numerical solution of initial boundary value problems involving maxwell's equations in isotropic media // IEEE Transactions on Antennas and Propagation. 1966. Т. 14, № 3. С. 302-307

74. Berenger J. A perfectly matched layer for the absorption of electromagnetic waves // J. Comput. Phys. 1994. Т. 114, № 2. С. 185-200.

75. Гегузин Я. Е., Кагановский Ю. С. Диффузионный перенос массы в тонких плёнках // УФН. 1978. Т. 125, № 3. С. 489-525.

76. Кукушкин С. А., Слезов В. В. Дисперсные системы на поверхности твёрдых тел (эволюционный подход): механизмы образования тонких плёнок. СПб.: Наука, 1996. 304 с.

77. Karouta F. A practical approach to reactive ion etching // J. Phys. D: Appl. Phys. 2014. Т. 47, № 23. С. 233501.

78. Shubina K. Yu. и др. Metal-assisted photoenhanced wet chemical etching of GaN epitaxial layers // J. Phys.: Conf. Series. 2018. Т. 1124. С. 081001.

79. Kudryashov D., Gudovskikh A., Zelentsov K. Indium Tin Oxide Films Grown at Room Temperature by RF-Magnetron Sputtering in Oxygen-Free Environment // Solid State Phenomena. 2013. Т. 200. С. 10-13.

80. Kukushkin S. A., Osipov A. V., Feoktistov N. A. Synthesis of epitaxial silicon carbide films through the substitution of atoms in the silicon crystal lattice: A review // Phys. Solid State. 2014. Т. 56. С. 1507-1535.

81. Хирш П. и др. Электронная микроскопия тонких кристаллов: Пер. с англ. Москва: Мир, 1968. 576 с.

82. Callsen G. и др. Optical signature of Mg-doped GaN: Transfer processes // Phys. Rev. B. 2012. Т. 86, № 7. С. 075207

83. Morkoc, H. Nitride Semiconductor Devices Fundamentals and Applications. Weinheim: Wiley-VCH Verlag GmbH & Co, 2013. 474 с.

84. Feneberg, M. и др. Band gap renormalization and Burstein-Moss effect in silicon-

-5

and germanium-doped wurtzite GaN up to 1020 cm- // Phys. Rev. B. 2014. Т. 90, № 7. С. 075203.

85. Boguslawski P., Bernholc J. Doping properties of C, Si, and Ge impurities in GaN and AlN // Phys. Rev. B. 1997. Т. 56, № 15. С. 9496-9505.

86. Neugebauer J., Van de Walle C. G. Native defects and impurities in GaN. // Advances in Solid State Physics. 1995. Т. 35. C. 25-44.

87. Kukushkin S. A., Osipov А. V. Microscopic theory of epitaxial film growth on vicinal surfaces // Thin Solid Films. 1993. Т. 227. С. 119.

88. Iatsunsky I. и др. One and two-phonon Raman scattering from nanostructured silicon // Optik. 2015. Т. 126. С. 1650-1655.

89. Mishra P., Jain K. P. First- and second-order Raman scattering in nanocrystalline silicon // Phys. Rev. B. 2001. Т. 64. С. 073304.

90. Nakashima S., Harima H. Raman investigation of SiC polytypes // Phys. Stat. Sol. 1997. Т. 162. С. 39-64.

91. Wasyluk J. и др. Raman investigation of different polytypes in SiC thin films grown by solid-gas phase epitaxy on Si (111) and 6H-SiC substrates // Mater. Sci. Forum. 2010. Т. 645-648. С. 359-362.

92. Kuball M. Raman spectroscopy of GaN, AlGaN and AlN for process and growth monitoring/control // Surf. Interface Anal. 2001. T. 31. C. 987-999.

93. Zubrilov A. S. h gp. Optical properties of GaN grown on Si (111) by gas source molecular beam epitaxy with ammonia // J. Appl. Phys. 2002. T. 91. C. 1209-1212.

94. Wang L. S. h gp. Micro-Raman spectroscopy of Si-, C-,Mg- and Be-implanted GaN layers // J. Raman Spectrosc. 2004. T. 35. C. 73-77.

95. Giannozzi P. h gp. QUANTUM ESPRESSO: a modular and open-source software project for quantum simulations of materials // J. Phys.: Cond. Mat. 2009. T. 21. C. 395502.

96. Perdew J. P. h gp. Restoring the Density-Gradient Expansion for Exchange in Solids and Surfaces // Phys. Rev. Lett. 2008. T. 100. C. 136406.

97. Bolshakov A. D. h gp. Dopant stimulated growth of GaN nanotube-like nanostructures on Si (111) by molecular beam epitaxy // Beilstein J. Nanotechnol. 2018. T. 9. C. 146-154.

98. Agekyan V. F. h gp. Exciton spectra and electrical conductivity of epitaxial silicon-doped GaN layers // Phys. Solid State. 2013. T. 55 C. 296-300.

99. Levinshtein M. E., Rumyantsev S. L., Shur M. S. Properties of Advanced Semiconductor Materials: GaN, AIN, InN, BN, SiC, SiGe. New York: John Wiley & Sons, 2001. 216 c.

100. Bozack M. J. Surface studies on SiC as related to contacts // Phys. Stat. Sol. (b) 1997. T. 202. C. 549-580.

101. Blank T. V., Gol'dberg Yu. A. Mechanisms of current flow in metal-semiconductor ohmic contacts // Semiconductors. 2007. T. 41, № 11. C. 12631292.

ПРИЛОЖЕНИЕ А. ТЕКСТЫ ПУБЛИКАЦИЙ

Особенности структурных напряжений в нитевидных нанокристаллах InGaN/GaN

© И.П. Сошников1,2,3, К.П. Котляр14, Р.Р. Резник5, В.О. Гридчин м, В.В. Лендяшова12, А.В. Вершинин1, В.В. Лысак5, Д.А. Кириленко2, Н.А. Берт2, Г.Э. Цырлин1,2,3

1 Санкт-Петербургский Академический университет им. Ж.И. Алфёрова Российской академии наук, 194021 Санкт-Петербург, Россия

2 Физико-технический институт им. А.Ф. Иоффе Российской академии наук, 194021 Санкт-Петербург, Россия

3 Институт аналитического приборостроения Российской академии наук, 198095 Санкт-Петербург, Россия

4 Санкт-Петербургский государственный университет, 199034 Санкт-Петербург, Россия

5 Университет ИТМО,

197101 Санкт-Петербург, Россия E-mail: [e-mail]

Поступила в Редакцию 12 апреля 2021 г. В окончательной редакции 19 апреля 2021 г. Принята к публикации 19 апреля 2021 г.

Представлено экспериментальное исследование, направленное на развитие метода спонтанного синтеза нитевидных нанокристаллов InGaN/GaN радиальной гетероструктуры при молекулярно-пучковой эпитаксии. Методами электронной микроскопии показано, что при содержании In x = 0.4 и 0.04 в ядре и оболочке и размерах ядра может образоваться клиновидная трещина. На основе модели внутренних структурных напряжений предложена формула, позволяющая оценить критические размеры и состав для образования трещин в нитевидных нанокристаллах. Сопоставление оценок и экспериментальных данных морфологии дает хорошее согласие между собой.

Ключевые слова: нитевидные нанокристаллы, молекулярно-пучковая эпитаксия, осевые гетероструктуры, напряженные гетероструктуры, нитрид индия, нитрид галлия.

Б01: 10.21883/БГР.2021.09.51295.25

1. Введение

Радиальные гетероструктуры (РГС) на основе нитевидных нанокристаллов (ННК) III-N материалов представляют особый интерес в связи с перспективами их приложений в оптоэлектронике, пьезотронике, а также для генерации водорода при фоторазложении воды [1-3]. В отличие от аксиальных гетероструктур на основе ННК III-N материалов формирование радиальной гетероструктуры типа „ядро-оболочка" подразумевает рост материала на неполярных и полуполярных кристаллографических плоскостях ННК. Такой дизайн гете-роструктуры позволяет минимизировать поляризационные эффекты, характерные для аксиальных гетероструктур [4,5]. Большое отношение площади поверхности к объему ННК определяет перспективы их применения в областях, где главную роль играют поверхностные эффекты [6]. Также увеличение площади гетероперехода существенно увеличивает фотопоглощение или эмиссию света в сравнении с аксиальными гетероструктурами на основе ННК [7].

Развитие исследований в указанном направлении до последнего времени было ограничено вследствие проблем с синтезом структур. Как правило, синтез РГС ННК проводился по методике, включающей рост ядра"

и последующее наращивание „оболочки" [8]. Несмотря на контролируемое формирование такой гетероструктуры, существует проблема синтеза наноструктур с высоким составом по In порядка 30-50% [9,10], что существенно сужает спектральный диапазон излучения таких структур.

Другим возможным подходом к формированию радиальных гетероструктур является спонтанное формирование InGaN/GaN РГС на основе ННК. В [2,10] было показано, что при синтезе InGaN ННК методом газофазной эпитаксии возможно спонтанное формирование InGaN/GaN радиальной гетероструктуры с составом по In ~ 30%. Представленная работа направлена на развитие метода спонтанного синтеза ННК InGaN/GaN радиальной гетероструктуры при молекулярно-пучковой эпи-таксии (МПЭ). Особое внимание уделено особенностям морфологических и структурных свойств таких ННК.

2. Экспериментальные методы

Синтез InGaN ННК проводился в установке МПЭ Riber Compact 12, оснащенной плазменным источником азота Addon RF-N 600. Методика роста ННК описана в работах [11,12]. На первом этапе загруженные в ростовую камеру подложки Si(111) p-типа проводимо-

сти нагревались до 950° C для удаления слоя естественного оксида. После этого температуру подложки понижали до 660° C и инициировали источник плазмы азота. После стабилизации температуры подложки одновременно открывались заслонки источников галлия и индия. Потоки галлия и индия при синтезе InGaN-наноструктур были равны между собой и эквивалентны давлению 1 • 10-7 Торр. Поток активированного плазмой азота соответствовал давлению 1 • 10-6Торр, расход азота FN2 = 0.4 см3/мин, мощность плазменного разряда составила 400 Вт. Время синтеза составляло 21ч. По окончании ростового процесса образцы охлаждались до комнатной температуры и выгружались из установки МПЭ для изучения морфологических и структурных свойств.

Исследование морфологии и кристаллической структуры ННК проводилось методами растровой и просвечивающей электронной микроскопии (РЭМ и ПЭМ) на микроскопах Supra 25 (C.Zeiss) и JEM-2100F (Jeol), оснащенном приставкой для энергодисперсионного элементного анализа Quantax EDX XFlash 6 (Bruker).

3. Результаты и обсуждение

На рис. 1 представлены типичные РЭМ-изображения InGaN ННК, выращенных при температуре подложки Ts = 660° C. Высота массива ННК составила 2.2 мкм, со средней плотностью массива 7 • 109 см-2. Характерные латеральные размеры ННК вдоль оси роста, совпадающей с кристаллографической осью [0001] в нитридах, составляют от 120 до 40 нм у вершины. В сечении ННК имеют форму неправильных шестигранников (рис. 1, b).

1 ^m

100 nm

Рис. 1. Типичные РЭМ-изображения в геометрии поперечное сечение (а) и вид сверху (Ь) массива 1пваМ нитевидных нанокристаллов, синтезированных на 81 подложке. Стрелкой указана трещина в ННК.

50 nm

50 nm

Рис. 2. Типичные ПЭМ-изображения вершин InGaN ННК без трещины (а) и с трещиной (b).

40% In in core

0 2 4 6 8

Energy, keV

Рис. 3. Энергодисперсионный спектр микроанализа от „ядрa" ННК.

Морфология ряда ННК содержит „клиновидные трещины", что свидетельствует о наличии структурных напряжений внутри ННК. В большинстве случаев трещины начинаются в области центра ННК и раскрываются в направлении к грани, существенно реже — к ребру. Угол раствора клина составляет от 7 до 25°, а доля нитевидных нанокристаллов с трещинами достигает 15% от общего числа ННК.

На рис. 2, а, Ь представлены ПЭМ-изображения сечения 1пваК ННК с трещиной и без. По данным ПЭМ, в результате синтеза формируются ННК с огранкой по плоскостям (1120) в виде неправильного шестигранника (рис. 2, а). В центральной области ННК (ядро — центральная область ННК вдоль оси роста) наблюдается контраст изображений, связанный с повышенным содержанием 1п. Содержание 1п во внешней области и ядре ННК, по данным ПЭМ энергодисперсионного анализа, составляет порядка х = 0.03 и 0.4 соответственно (рис. 3). Характерные размеры ядра составляют порядка от 20 до 50 нм в поперечном сечении, оно также огранено плоскостями (1120).

Формирование структуры типа „ядро 1пваК-оболочка Оа№ происходит спонтанно в теле ННК. Теоретическое обоснование механизма формирования такой структуры выходит за рамки настоящего исследования и будет

b

а

b

а

40

35

д о

0 &

1 30

и

25

ЕВ 1 + 2

БВ

Ш

Ш

Ш

+ +

+ +

а 0.15

+ 0.10

в

0.05

25

J_I_I_I_I_I_I_I_I_I_I_I_I_I_I_I_I_I_I_I_I_I_I_I_

30 35 40 45 50 Соге diameter, пш

I = 2

1

; 1= 1.3 +

I I I I I I I I I I I I I I I I I I I I I I I I I I I I I I

26 28 30 32 34 36 38 40

Ах, %

Рис. 4. а — зависимость геометрических параметров и состава структуры „ядро 1пваМ — оболочка ваМ": 1 — ННК без трещин, 2 — с трещиной. Стрелкой отмечен критический размер ядра ННК. Ь — зависимость угла раскрытия трещины от контраста состава „ядро-оболочка". Горизонтальные прямые соответствуют оценкам тангенса угла раскрытия при значениях параметра релаксации напряжений / = 1,3 и 2.

ъ

0

изложено в отдельной работе. На рис. 4, а показана диаграмма распределения диаметр „ядра" —контраст состава „ядро 1пваМ—оболочка ваМТ" по 1п. Видно, что при величине диаметра ядра > 34 нм наблюдается образование клиновидных трещин. В то же время при размерах ядра < 34 нм трещин не наблюдается.

Образование трещин является пластической деформацией разрыва в „оболочке" структуры. Предельный радиус ядра ННК для образования пластической деформации может быть определен в рамках классической модели напряжений стержень в оболочке" для упругих и пластических деформаций [13-22]:

/ ~ (1 + V)/(1 — V) до / ~ (1 + V), где V — параметр пуассоновского сжатия.

Сопоставление полученной экспериментальной зависимости тангенса угла раскрытия трещины от структурных напряжений (и ~ Ах = хс — х$) с теоретической оценкой приведено на рис. 4, Ь. Видно, что полученные экспериментальные данные укладываются в области между прямых, соответствующих верхней и нижней границам параметра релаксации напряжений /. Отклоняющаяся точка соответствует результату выхода трещины на ребро и должна оцениваться с параметрами для образования трещины в направлении (1100).

Я

2(ас — а$ )(1 + V)'

где а с и а$ — параметры решетки ядра и оболочки (ас = Хс • а 1пм + (1 — Хс) • а вам и а$ = х$ • а ^ + (1 — х $) • а вам а 1пм = 0.355, а вам = 0.319 нм [20]; Хс и х$ — содержание индия в ядре и оболочке структуры; V = С12/ (С 11 + С12) — параметр пуассоновского сжатия (в случае 1пМ и ваМ V « 0.3 [23,24]). Оценка характерных размеров для пластической деформации в структуре „стержень в оболочке" дает величину 35 ± 3 нм при значениях состава хс « 0.37и х$ « 0.03. Сопоставление экспериментальных результатов и теоретической оценки (рис. 4, а) показывает хорошее согласие между собой.

Характерные размеры трещины можно оценить по формуле

а ~

2/ (ас — а$)

где tg а — тангенс угла раствора трещины, ас и а$ — параметры решетки ядра и оболочки, / — параметр релаксации напряжений. В [23,24] показано, что величина параметра / может изменяться в пределах от

4. Заключение

Таким образом, в работе продемонстрировано образование ННК типа „ядро 1пваМ—оболочка ваМТ" ге-тероструктуры, которая является самоорганизующейся радиальной гетероструктурой и может иметь широкое применение в полупроводниковой оптоэлектронике. На основе модели внутренних структурных напряжений предложена формула, позволяющая оценить критические размеры и состав для образования трещин в ННК. Сопоставление оценок и экспериментальных данных морфологии дает хорошее согласие между собой.

Финансирование работы

Работа проводилась при поддержке РФФИ (проекты 18-07-01364 и 19-32-90156) и Министерства науки и высшего образования в части государственного задания № 0791-2020-0003. Исследования методами просвечивающей электронной микроскопии выполнялись с использованием оборудования Федерального объединенного исследовательского центра Материаловедение

а

а

с

и характеристика в передовых технологиях" (Физико-технический институт им. А.Ф. Иоффе РАН, Санкт-Петербург, Россия).

Конфликт интересов

Авторы заявляют, что у них нет конфликта интересов.

Список литературы

[1] S. Li, A. Waag. J. Appl. Phys., 111, 071101 (2012).

[2] Q. Luo, R. Yuan, Y.-L. Hu, D. Wang. Appl. Surf. Sci., 537, 147930 (2021).

[3] A. Zhang, G. Zheng, C.M. Lieber. Nanowires Building Blocks for Nanoscience and Nanotechnology (Springer NanoScience and Technology, 2016).

[4] S.R. Routray, T.R. Lenka. Micro-Nano Lett., 12 (12), 924 (2017).

[5] M. Monavarian, A. Rashidi, D. Feezell. Phys. Status Solidi A, 216, 1800628 (2019).

[6] X. Chen, Cell K.Y. Wong, C.A. Yuan, G. Zhang. Sensors and Actuators B: Chemical, 177, 178, (2013).

[7] Y.-L. Tsai, K.-Y. Lai, M.-J. Lee, Y.-K. Liao, B.S. Ooi, H.-C. Kuo, J.-H. He. Progr. Quant. Electron., 49, 1 (2016).

[8] V.G. Dubrovskii. Nucleation Theory and Growth of Nano-structures (Springer Verlag, Berlin- Heidelberg, 2014).

[9] E. Roche, Y. Andre, G. Avit, C. Bougerol, D. Castelluci, F. Reveret, E. Gil, F. Medard, J. Leymarie, T. Jean, V.G. Dubrovskii, A. Trassoudaine. Nanotechnology, 29, 465602 (2018).

[10] Q.Y. Soundararajah, R.F. Webster, I.J. Griffiths, S.V. Novikov,

C.T. Foxon, D. Cherns. Nanotechnology, 29, 405706 (2018).

[11] V.O. Gridchin, K.P. Kotlyar, R.R. Reznik, D.S. Shevchuk,

D.A. Kirilenko, N.A. Bert, I.P. Soshnikov, G.E. Cirlin. J. Phys.: Conf. Ser., 1482, 01201 (2020).

[12] R.R. Reznik, V.O. Gridchin, K.P. Kotlyar, N.V. Kryzhanovs-kaya, S.V. Morozov, G.E. Cirlin. Semiconductors, 54 (9), 884 (2020).

[13] С.П. Тимошенко. Сопротивление материалов (M., Наука, 1965) т. 2, гл 6.

[14] M.V. Nazarenko, N.V. Sibirev, Kar Wei Ng, Fan Ren, Wai Son Ko, V.G. Dubrovskii, Connie Chang-Hasnain. J. Appl. Phys., 113, 104311 (2013).

[15] М.Ю. Гуткин, И.А. Овидько. Дефекты и механизмы прочности в наноструктурных и некристаллических материалах (СПб., Янус, 2000).

[16] И.А. Овидько, А.Г. Шейнерман. Наномеханика квантовых точек и проволок (СПб., Янус, 2004) гл. 2 и 5.

[17] F. Glas. Phys. Rev. B, 90, 125406 (2014).

[18] J.W. Matthews, A.E. Blakeslee. J. Cryst. Growth, 27, 118 (1974).

[19] G. Kastner. Phys. Status Solidi A, 195 (2), 367 (2003).

[20] E. Bellet-Amalric, C. Adelmann, E. Sarigiannidou, J.L. Rou-viere, G. Feuillet, E. Monroy, B. Daudin. J. Appl. Phys., 95, 1127 (2004).

[21] M. De la Mata, C. Magen, P. Caroff, J. Arbiol. Nano Letters, 14 (11), 6614 (2014).

[22] O. Madelung, U. Rossler, M. Schulz. New Data and Updates for IV-IV, III- V, II- VI and I- VII Compounds, their Mixed Crystals and Diluted Magnetic Semiconductors, Landolt-Bornstein — Group III Condensed Matter (Springer Verlag, Berlin-Heidelberg, 2011) v. 44D, p. 517.

[23] J.W. Cahn. Acta Met., 9 (9), 795 (1961).

[24] Springer Handbook of Crystal Growth, ed. by G. Dhanaraj, K. Byrappa, V. Prasad, M. Dudley (Springer Verlag, BerlinHeidelberg, 2010).

Редактор Г.А. Оганесян

Specifics of the stress in InGaN/GaN nanowires

I.P. Soshnikov1'2'3, K.P. Kotlyar 1>4, R.R. Reznik5, V.O. Gridchin1'4, V.V. Lendyashova 1>2, A.V. Vershinin1, VV Lysak2, D.A. Kirilenko2, N.A. Bert2, G.E. Cirlin 1>3'5

1 Alferov University,

194021 St. Petersburg, Russia

2 loffe Institute,

194021 St. Petersburg, Russia

3 Institute for Analytical Instrumentation of the Russian Academy of Sciences, 190103 St. Petersburg, Russia

4 St Petersburg State University, 199034 St. Petersburg, Russia

5ITMO University,

197101 St. Petersburg, Russia

Abstract The spontaneous synthesis of InGaN/GaN nanowires of core-shell heterostructure using molecular beam epitaxy is investigated in the work. It is shown by electron microscopy that a wedge-shaped crack can form at In content x = 0.4 and 0.04 in the core and shell correspondent. Based on the model of internal structural stresses, a formula is proposed for estimation of the critical size and composition for the formation of cracks in NWs. The estimations and experimental data of morphology agree with each other.

06.5;08

Молекулярно-пучковая эпитаксия нитевидных нанокристаллов InGaN на подложках SiC/Si(111) и Si(111): сравнительный анализ

© В.О. Гридчин1,2, Р.Р. Резник2, К.П. Котляр1,2, А.С. Драгунова1,3, Н.В. Крыжановская1,3, А.Ю. Серов2, С.А. Кукушкин4, Г.Э. Цырлин12 5

1 Санкт-Петербургский национальный исследовательский Академический университет им. Ж.И. Алфёрова РАН, Санкт-Петербург, Россия

2 Санкт-Петербургский государственный университет, Санкт-Петербург, Россия

3 Национальный исследовательский университет „Высшая школа экономики", Санкт-Петербург, Россия

4 Институт проблем машиноведения РАН, Санкт-Петербург, Россия

5 Институт аналитического приборостроения РАН, Санкт-Петербург, Россия E-mail: [e-mail]

Поступило в Редакцию 1 июня 2021 г. В окончательной редакции 12 июля 2021 г. Принято к публикации 19 июля 2021 г.

Впервые показана возможность выращивания нитевидных нанокристаллов InGaN с высоким содержанием In на подложках SiC/Si(111) и проведен анализ в сравнении с аналогичными структурами на подложке Si( 111). Показано, что выращивание на подложке SiC/Si приводит к формированию нитевидных нанокристаллов InGaN с содержанием In на ~ 10% меньше и большей эффективностью фотолюминесценции (в ~ 5 раз), чем на Si.

Ключевые слова: InGaN, нитевидные нанокристаллы, молекулярно-пучковая эпитаксия, оптические свойства, спинодальный распад, карбид кремния на кремнии.

DOI: 10.21883/PJTF.2021.21.51626.18894

Тройные соединения 1пваК представляют особый интерес для твердотельных светоизлучающих устройств [1] и возобновляемых источников энергии [2], поскольку являются прямозонными полупроводниковыми материалами с шириной запрещенной зоны, изменяющейся от 0.7 (1пК) до 3.43 еУ (ваК) в зависимости от химического состава. Однако одной из основных особенностей твердых растворов 1пхва1-хК является их спинодальный распад, накладывающий ограничения на получение однородных слоев с содержанием 1п от х = 0.2 до 0.8 при температурах роста > 600°С [3]. Данная особенность обусловлена большим различием длин связей 1п—N и ва-N. Кроме того, рост слоев 1пваК с малым количеством структурных дефектов затруднен из-за отсутствия согласованных по параметрам решеток подложек. Одним из возможных способов преодоления указанных трудностей является синтез нитевидных нанокристаллов (ННК). Было показано, что синтез 1пваК во всем диапазоне химического состава возможен при росте ННК [4]. Кроме того, эффективная релаксация упругих напряжений на стенках ННК обеспечивает рост практически бездефектных структур на рассогласованных подложках. Например, ННК ваК на [5] и 111-К могут быть синтезированы различными эпитаксиальными методами на аморфных подложках или подложках с высокой степенью шероховатости, при этом сохраняются их высокие кристаллические и оптические характеристики [6,7].

Насколько нам известно, прямой рост ННК 1пваК при использовании технологии молекулярно-пучковой эпитаксии осуществлялся лишь несколькими группа-

ми [8-12], и до сих пор остается открытым вопрос о влиянии ростовых условий на физические свойства этих наноструктур. В работах [12,13] показано, что в узком ростовом температурном диапазоне ННК 1пваК на формируются в гетероструктуре „ядро-оболочка" при высоком содержании 1п в „ядре" (от 30%) и невысоком в „оболочке" (не более 4%).

В настоящей работе впервые показана возможность выращивания ННК 1пваК с высоким содержанием 1п на гибридных подложках 81С/Б1(111), а также проводится анализ в сравнении с ННК 1пваК, выращенными на подложке 81(111).

В качестве подложек для роста были использованы пластины ориентации (111), легированные бором. Первоначально на половине пластин был сформирован слой Б1С методом согласованного замещения атомов, предложенным Кукушкиным и др. [14], при температуре 1310°С и давлении СО 0.4Тогг. Формирование слоя происходило за 20 тт. На рис. 1, а приведено характерное растровое электронно-микроскопическое (РЭМ) изображение подготовленной подложки со слоем Б1С. Под слоем имеются поры, которые образуются из вакансий в кремнии и ответственны за релаксацию упругих напряжений, вызванных рассогласованием параметров решеток и Б1С. Характерные значения толщин и пористости таковы: толщина слоя Б1С ~ 150 пт, толщина пористого слоя ~ 3 ^т, объемная пористость ~ 50%. Слой Б1С преимущественно представляет собой политип 4^, что следует из измерений фотолюминесценции при

357.57 um

J_I_I_L_

2 |m

350

370

355 360 365

Wavelength, nm

Рис. 1. a — характерное РЭМ-изображение подложки SiC/Si в изометрии; b — спектр фотолюминесценции (PL) от подложки SiC/Si при температуре жидкого гелия.

b

a

температуре жидкого гелия, в спектре которой наблюдался максимум излучения при 357.57 nm (рис. 1, b) [14].

Эксперименты по росту ННК InGaN проводились с помощью установки молекулярно-пучковой эпитаксии Riber Compact 12 при следующих ростовых параметрах. Загруженные в ростовую камеру подложки Si нагревались до температуры 950o C для термической очистки и выдерживались в течение 20 min. После термической очистки температуру подложки снижали до 650o C и инициировали источник азотной плазмы. Мощность источника составляла 450 W при потоке азота 0.4 sccm. Мощность устанавливали исходя из наибольшей интенсивности свечения плазмы. После стабилизации давления на уровне 7.4 • 10-6Torr одновременно открывались источники индия и галлия. Потоки элементов, предварительно измеренные с помощью датчика Баярда-Альперта, составляли 1 • 10-7 Torr для каждого из металлов. Рост ННК InGaN длился 21 h. При таких же ростовых параметрах были выращены ННК InGaN на подложке SiC/Si.

Контроль за состоянием поверхности и процессом формирования ННК осуществлялся с помощью метода дифракции быстрых электронов на отражение. По окончании роста наблюдалась точечная дифракция как от InGaN на Si, так и от InGaN на SiC/Si, соответствующая вюрцитной кристаллической структуре.

Морфологические свойства образцов были исследованы с помощью растрового электронного микроскопа Supra 25 Zeiss. Оптические свойства исследовались методом спектроскопии фотолюминесценции (ФЛ) при комнатной температуре и температуре жидкого гелия с использованием He-Cd-лазера (325 nm) при мощности накачки 6.5 mW. Сигнал детектировался с использованием монохроматора Sol Instruments MS5204i и кремниевого фотодетектора.

На рис. 2 представлены характерные РЭМ-изображения в изометрии от выращенных ННК на подложке

81 (а) и на подложке 8Ю/81 (Ь). На соответствующих вставках представлен вид сверху ННК — характерные РЭМ-изображения. Как видно, ННК как на 81, так и на 81С/81 имеют схожую морфологию: плотно расположенные друг к другу ННК со средней поверхностной плотностью 7 • 109 еш-2, длиной 2.8 лт и диаметром 100 пт. Отметим, что ННК частично срастаются у основания на высоте — 280 пш от поверхности подложки. Аналогичная тенденция изменения морфологии была представлена в работе [12].

На рис. 3 приведены спектры ФЛ от выращенных образцов. Интегральная интенсивность ФЛ от ННК на 81С/81 в 5 раз выше, чем от ННК на 81, что указывает на их более высокое кристаллическое качество. В обоих спектрах наблюдаются две области ФЛ: коротковолновая с максимумом при 380 пш и длинноволновая с максимумом для ННК на 81С/81 при 560 пш и для ННК на 81 при 657 пш. Как было показано ранее [12], ННК 1пва^ выращенные на подложке 81, являются гетероструктурами ядро-оболочка, сигнал ФЛ от них в коротковолновой области соответствует излучению от оболочки, в длинноволновой — от ядра. В связи с тем что выращенные ННК на 81С/81 имеют аналогичный спектр ФЛ, мы предполагаем наличие в них аналогичной структуры ядро-оболочка. Согласно оценкам химического состава для тройных растворов 1пх ва1-х N по модифицированному закону Вегарда [14], ^1пОаК = хЕ^ + (1 - X- Ьх (1 - х), где Е^ — оптическая ширина запрещенной зоны Ео^ — оптическая ширина запрещенной зоны ва^ Ь — параметр изгиба, содержание 1п в ядре ННК на 81 составляет - 44%, в то время как в ННК на 81С/81 - 33%. Для оценок были использованы следующие величины: Е1ш = 0.7еУ, = 3.43 еУ, Ь = 1.43 еУ. Значение параметра Ь предполагает наличие внутренних напряжений в структуре в соответствии с работой [15] и хорошо

200 nm

200 nm

— 200 nm

Рис. 2. Характерные РЭМ-изображения в изометрии от выращенных ННК InGaN на подложке Si (а) и на подложке SiC/Si (b). На вставках — РЭМ-изображения (вид сверху).

b

Wavelength, nm

Рис. 3. Спектры фотолюминесценции (РЬ) при комнатной температуре от ННК 1пваК на 81 (сплошная линия) и на 81С/81 (штриховая линия).

согласуется с результатами измерений химических составов ННК 1пваК со структурой ядро-оболочка [12]. По нашему мнению, различие химического состава в ННК, выращенных на 81 и на 81С/81, обусловлено следующими причинами. Первая причина состоит в существенных различиях между параметрами и симметрией решетки 81 и решетки 1пваК в ННК. Используя закон Вегарда а^ва1-хК = ха 1пК + (1 — х)а[16], можно показать, что рассогласование между параметрами а гексагональных решеток 1п0.44ва0.56К (3.34 А) и 1п0.33ва0.67К (3.3 А) не столь значительно и составляет всего 1.2%. Однако рассогласование между постоянной решетки 81 (в направлении (111)), которая составляет 3.84 А,

и постоянной решетки 1п0.44ва0.56К имеет величину ~ 13%. Аналогичное соотношение между постоянной решетки 1п0.33ва0.67К и постоянной решетки 4Я-81С (3.081 А) составляет ~ 7.1% [16]. При таких условиях на ННК, выращиваемых на 81С/81, будут действовать сжимающие напряжения в отличие от растягивающих напряжений, действующих на ННК, выращиваемых на 81. Второй причиной происхождения данного эффекта являются термические деформации, возникающие между 81С/поры/81, 81С/1пваК, 81/1пваК и ядром/оболочкой 1пваК На наш взгляд, именно эти причины и приводят к большему содержанию 1п в ННК на 81, чем в ННК на 81С/81.

Таким образом, нами были выращены ННК 1пваК со структурой ядро—оболочка с высоким содержанием 1п на подложках 81 и на гибридных подложках 81С/81(111). ННК 1пваК, выращенные при прочих одинаковых ростовых параметрах, но на разных подложках, обладают схожей поверхностной морфологией. При этом у 1пваК на 81С/81 максимум ФЛ сдвинут на ~ 100 пт в коротковолновую область, что мы объясняем меньшим содержанием 1п в ядре ННК. Полученные результаты могут представлять интерес как для фундаментальных работ, связанных с исследованиями процессов роста ННК на основе тройных соединений Ш-К, так и для реализации оптоэлектронных устройств видимого спектрального диапазона.

Финансирование работы

Работы по росту выполнены при поддержке Министерства науки и высшего образования в части государственного задания № 0791-2020-0003. Исследования образцов проведены при поддержке Российского научного фонда (проект № 19-72-30010). Н.В. Крыжановская

и А.С. Драгунова благодарят за поддержку Программу фундаментальных исследований НИУ ВШЭ в 2021 г.

Конфликт интересов

Авторы заявляют, что у них нет конфликта интересов.

Список литературы

[1] H.Q.T. Bui, R.T. Velpula, B. Jain, O.H. Aref, H.-D. Nguyen, T.R. Lenka, H.P.T. Nguyen, Micromachines, 10 (8), 492

(2019). DOI: 10.3390/mi10080492

[2] J. Ramanujam, A. Verma, B. González-Díaz, R. Guerrero-Lemus, C. del Cañizo, E. García-Tabarés, I. Rey-Stolle, F. Granek, L. Korte, M. Tucci, J. Rath, U.P. Singh, T. Todorov, O. Gunawan, S. Rubio, J.L. Plaza, E. Dieguez, B. Hoffmann, S. Christiansen, G.E. Cirlin, Prog. Mater. Sci., 82, 294 (2016). DOI: 10.1016/j.pmatsci.2016.03.005

[3] I. Ho, G.B. Stringfellow, Appl. Phys. Lett., 69 (18), 2701 (1996). DOI: 10.1063/1.117683

[4] E. Roche, Y. Andre, G. Avit, C. Bougerol, D. Castelluci,

F. RVeret, E. Gil, F. Medard, J. Leymarie, T. Jean, V.G. Dub-rovskii, A. Trassoudaine, Nanotechnology, 29 (46), 465602 (2018). DOI: 10.1088/1361-6528/aaddc1

[5] В.Г. Дубровский, Г.Э. Цырлин, В.М. Устинов, ФТП, 43 (12), 1585 (2009). [V.G. Dubrovskii, G.E. Cirlin, V.M. Ustinov, Semiconductors, 43 (12), 1539 (2009).

DOI: 10.1134/S106378260912001X].

[6] M.A. Johar, H.-G. Song, A. Waseem, M.A. Hassan, I.V. Bagal, Y.-H. Cho, S.-W. Ryu, Appl. Mater. Today, 19, 100541 (2020). DOI: 10.1016/j .apmt.2019.100541

[7] В.О. Гридчин, К.П. Котляр, Р.Р. Резник, Л.Н. Дворецкая, А.В. Парфеньева, И.С. Мухин, Г.Э. Цырлин, Письма в ЖТФ, 46 (21), 32 (2020). DOI: 10.21883/PJTF.2020.21.50194.18463 [V.O. Gridchin, K.P. Kotlyar, R.R. Reznik, L.N. Dvoretskaya, A.V. Parfen'eva, I.S. Mukhin, G.E. Cirlin, Tech. Phys. Lett., 46 (11), 1080

(2020). DOI: 10.1134/S1063785020110061].

[8] Р.Р. Резник, К.П. Котляр, Н.В. Крыжановская, С.В. Морозов, Г.Э. Цырлин, Письма в ЖТФ, 45 (21), 48 (2019). DOI: 10.21883/PJTF.2019.21.48475.17975 [R.R. Reznik, K.P. Kotlyar, N.V. Kryzhanovskaya, S.V. Morozov,

G.E. Cirlin, Tech. Phys. Lett., 45 (11), 1111 (2019). DOI: 10.1134/S1063785019110129].

[9] H. Chen, P. Wang, H. Ye, H. Yin, L. Rao, D. Luo, X. Hou, G. Zhou, R. Notzel, Chem. Eng. J., 406, 126757 (2021).

[10] T. Tabata, J. Paek, Y. Honda, M. Yamaguchi, H. Amano, Phys. Status Solidi C, 9 (3-4), 646 (2012).

DOI: 10.1002/pssc.201100446

[11] A. Vajpeyi, A. Ajagunna, K. Tsagaraki, M. Androulidaki,

A. Georgakilas, Nanotechnology, 20 (32), 325605 (2009). DOI: 10.1088/0957-4484/20/32/325605

[12] V.O. Gridchin, K.P. Kotlyar, R.R. Reznik, A.S. Dragunova, N.V. Kryzhanovskaya, V.V. Lendyashova, D.A. Kirilenko, I.P. Soshnikov, G.E. Cirlin, Nanotechnology, 32 (33), 335604

(2021). DOI: 10.1088/1361-6528/ac0027

[13] И.П. Сошников, К.П. Котляр, Р.Р. Резник, В.О. Гридчин,

B.В. Лендяшова, А.В. Вершинин, В.В. Лысак, Д.А. Кириленко, Н.А. Берт, Г.Э. Цырлин, ФТП, 55 (9), 785 (2021). DOI: 10.21883/FTP.2021.09.51295.25

[14] С.А. Кукушкин, А.В. Осипов, ФТТ, 50 (7), 1188 (2008). [S.A. Kukushkin, A.V. Osipov, Phys. Solid State, 50 (7), 1238 (2008). DOI: 10.1134/S1063783408070081].

[15] G. Orsal, Y. El Gmili, N. Fressengeas, J. Streque, R. Djerboub, T. Moudakir, S. Sundaram, A. Ougazzaden, J.P. Salvestrini, Opt. Mater. Express, 4 (5), 1030 (2014).

DOI: 10.1364/OME.4.001030

[16] D. Zhu, D.J. Wallis, C.J. Humphreys, Rep. Prog. Phys., 76 (10), 106501 (2013). DOI: 10.1088/0034-4885/76/10/106501

ISSN 1063-7834, Physics of the Solid State, 2016, Vol. 58, No. 10, pp. 1952-1955. © Pleiades Publishing, Ltd., 2016.

Original Russian Text © R.R. Reznik, K.P. Kotlyar, I. V. Il'kiv, I.P. Soshnikov, S.A. Kukushkin, A.V. Osipov, E.V. Nikitina, G.E. Cirlin, 2016, published in Fizika Tverdogo Tela, 2016, Vol. 58, No. 10, pp. 1886-1889.

^=SEMICONDUCTORS

Growth and Optical Properties of Filamentary GaN Nanocrystals Grown on a Hybrid SiC/Si(111) Substrate by Molecular Beam Epitaxy

R. R. Reznik", b, c, K. P. Kotlyar", d, I. V. Il'kiv", b, I. P. Soshnikov", d, S. A. Kukushkin", c,f A. V. Osipov", c,f, E. V. Nikitina", and G. E. Cirlin", c, «

a St. Petersburg Academic University, Russian Academy of Sciences, ul. Khlopina 8/3, St. Petersburg, 194021 Russia b Peter the Great St. Petersburg Polytechnic University, Politekhnicheskaya ul. 29, St. Petersburg, 195251 Russia c ITMO University, Kronverkskiipr. 49, St. Petersburg, 197101 Russia d Ioffe Physical-Technical Institute, Russian Academy of Sciences, Politekhnicheskaya ul. 26, St. Petersburg, 194021 Russia e St. Petersburg Electrotechnical University "LETI," ul. Popova 5/5, St. Petersburg, 197376 Russia f Institute of Problems of Mechanical Engineering, Russian Academy of Sciences, Bol'shoi pr. 61, St. Petersburg, 199178 Russia g Institute for Analytical Instrumentation, Russian Academy of Sciences, Rizhskii pr. 26, St. Petersburg, 190103 Russia e-mail: [e-mail] Received April 8, 2016

Abstract—The potential to grow filamentary GaN nanocrystals by molecular beam epitaxy on a silicon substrate with a nanosized buffer layer of silicon carbide has been demonstrated. Morphological and optical properties of the obtained system have been studied. It has been shown that the intensity of the photoluminescence spectrum peak of such structures is higher than that of the best filamentary GaN nanocrystals without the buffer silicon carbide layer by a factor of more than two.

DOI: 10.1134/S1063783416100292

1. INTRODUCTION

Wide-gap nanoheterostructures based on GaN are advantageous for the fabrication of electronic [1] and optoelectronic [2] devices. The high mechanical strength and melting temperature (2500°C [3]) of GaN combined with its chemical stability ensure stable operation of such devices in rough conditions. The lack of gallium nitride substrates motivates the search for substrates suitable for growing such structures. Sapphire substrates yield high dislocations densities [4] due to a considerable (13%) mismatch between interatomic distances in the (0001) interface plane. The use of silicon carbide substrates, which offer the closest match between lattice parameters at the interface, is limited by their small area and high cost. The experiments on growing GaN layers on silicon [5] are very promising, since this material is relatively cheap and has an acceptable thermal conductivity; it is also possible to fabricate large-area silicon substrates. This growth technique provides an opportunity to integrate optoelectronic devices based on gallium nitride into silicon micro- and nanoelectronics. However, the mismatch of lattice parameters at the interface between Si(111) and GaN(0001) planes is 17%, while

the coefficients of thermal expansion differ by 33%. This results in a high density of defects of various types, which impair the performance of devices to be fabricated, in the epitaxial layer. For example, threading dislocations are the centers of nonradiative recombination (Coulomb scattering) and thus reduce the electron mobility. Dislocations enhance the reverse current in p—n junctions and the dark current in pho-todetectors [6]. It is known that optoelectronic devices based on GaN may be operated for a long time with no degradation in spite of a high density of linear defects. The density of dislocations in GaN-based light-emitting diodes may exceed the maximum permissible density of dislocations in GaAs-based devices by five orders of magnitude [7]. The reason for this is as follows: although dislocations serve as recombination centers in GaN, the diffusion length of minority carriers is shorter than the distance between dislocations (shorter than 250 nm) [8]. The mobility of linear defects in gallium nitride is much lower than that in other A3B5 compounds [9]. However, the quality of GaN structures should be perfected in order to extend the service life of optoelectronic devices.

1952

GROWTH AND OPTICAL PROPERTIES

A nanometer (50—100 nm) buffer SiC layer, which was grown on Si by chemical atomic substitution [10], was used in the present study to reduce the density of mismatch dislocations. The difference in lattice parameters in, for example, (0001) GaN and (111) SiC planes is only 3% [2]. In addition, GaN filamentary nanocrystals (FNCs) were synthesized instead of a planar layer. This allows one to reduce drastically the density of structural defects [11]. Controlled synthesis of GaN FNCs offers an opportunity to adjust their electronic properties (specifically, the n- and j?-type doping level [12]) and fabricate ultraviolet lasers [13] and light-emitting diodes [12] based on them.

The aim of the present study was to demonstrate the potential to grow filamentary GaN nanocrystals on a buffer layer of silicon carbide on silicon and to compare the optical properties of the obtained structures with those of GaN FNCs grown earlier on silicon with no buffer layer.

2. SAMPLE PREPARATION AND EXPERIMENTAL TECHNIQUE

The method developed and described in [10, 14, 15] was used to form a SiC buffer layer on a Si(111) substrate. This method for synthesizing silicon carbide films on silicon differs fundamentally from all the currently known techniques for single crystal, film, and nanostructure growth. It is based on the concept of substituting a fraction of silicon atoms with carbon atoms within the silicon substrate. In order to do this, a carbon atom is introduced in advance into an interstitial position of the silicon lattice, while a neighboring silicon atom is removed. As a result, a silicon vacancy is produced, and an ensemble of dilatation dipoles, which are stable complexes formed by dilatation centers (a silicon atom in the interstitial position and a silicon vacancy), is formed in the near-surface region of the silicon lattice. In a crystal with cubic symmetry, these two dilatation centers interact elasti-cally with each other. Specifically, if dilatation dipoles are arranged perpendicularly to the (111) silicon plane, they are attracted to each other, and almost the entire dilatation elastic energy, which was produced by the introduction of a carbon atom and the formation of a vacancy, relaxes. Such elastic dipoles are synthesized via a chemical reaction between silicon and carbon monoxide. The rate of this reaction is the highest in the direction along which dilatation dipoles attract each other ([111] of the Si substrate). After the process of chemical transformation is complete, mechanical dipoles, which have fulfilled their function, decay into a silicon carbide film and pores under its surface. The film orientation is set not just by the substrate surface (as is often the case in traditional film growth techniques), but by the "old" crystal structure of the initial Si matrix. The gas temperature and pressure are chosen so that the processes of formation of SiC and pore seeds run alongside each other with equal rates. The

1953

formation of elastic carbon atom—Si vacancy dipoles provides an opportunity to synthesize high-quality silicon carbide films. The potential to grow not only cubic, but also several hexagonal polytypes of SiC is one of the most important properties of nano-SiC synthesized by the atomic substitution method [14, 15].

The obtained Si substrate with a SiC layer was cleaned in acetone, water, and isopropyl alcohol in an ultrasonic bath (a standard procedure for molecular beam epitaxy synthesis) and was then etched in an aqueous solution of hydrofluoric acid (1 : 10) and studied with a SUPRA 25 Zeiss scanning electron microscope (SEM). It turned out that in certain cases the silicon carbide layer became separated from the silicon substrate in the process of cleaning and etching. At the same time, it was found that this layer was etched unevenly, and circular pits with a radius of several tens of micrometers were formed on its surface as a result. Therefore, it was decided that the substrates should be cleaned thermally instead of subjecting them to chemical treatment.

Growth experiments were performed using a Riber COMPACT 12 molecular beam epitaxy setup fitted with an effusion gallium source and a nitrogen source. The substrate loaded into the growth chamber was first heated to 950°C for thermal cleaning. The pressure in the chamber was 1 x 10-7 Torr. The substrate temperature was then lowered to 600°C, and a thin gallium layer was deposited in 20 s in order to form small droplets on the substrate surface for FNC growth by the vapor—liquid—crystal mechanism [11]. The substrate temperature was then raised to 800°C. When the conditions were stabilized, nitrogen plasma, which formed a flux of nitrogen ions to the sample, was ignited using the source, and the gallium source was opened. The temperature of the latter source was set to 810 °C, which corresponded to a flux of 1.2 x 10-7 Torr to the substrate and a growth rate of 0.01 monolayers per second. The GaN FNC growth time was 16 h.

Preliminary control of the surface state and FNC formation in real time (in situ) was performed by reflection high-energy electron diffraction (RHEED). The RHEED patterns obtained after 3 min of growth were a combination of diffraction by the silicon carbide substrate and by wurtzite FNCs. Filamentary GaN nanocrystals continued to form in the wurtzite phase right to the end of growth.

3. RESULTS AND DISCUSSION

The morphology of grown FNCs was examined with a SUPRA 25 Zeiss SEM, and their optical properties were studied by the photoluminescence method.

Figure 1 shows the SEM images of GaN FNCs grown in the experiment. It can be seen that GaN FNCs were formed on the SiC/Si(111) substrate primarily in the [111] direction with an average height of 1.2 ^m. It should be noted that the grown FNCs had a

144

REZNIK et al.

= 1.342 um

t- —

(a)

200 nm

Fig. 1. SEM images of filamentary GaN nanocrystals grown on the buffer layer of silicon carbide on silicon.

high surface density of 1 x 10-7 cm-1, which caused the formation of multiple aggregates of filamentary nanocrystals. It can also be seen that several FNCs had nonuniform diameters: they increased toward the FNC tip in the process of growth.

Figure 2 shows the typical Raman spectrum of a GaN FNC sample grown on Si with buffer SiC. Although the thickness of SiC was small, the cubic SiC line is seen clearly alongside the lines of hexagonal GaN and Si. The narrowness of GaN lines, which is indicative of a high degree of structural perfection of GaN FNCs, should be noted.

Figure 3 shows the room-temperature photoluminescence spectra of structures grown in the experiment and the best GaN structures on silicon. The maxima of spectra are located at the same wavelength, which also agrees with the one measured experimentally for GaN emission [16]. It can be seen that the intensity of emission of GaN FNCs grown on the buffer SiC layer is higher than that of the best GaN struc-

2500 2000 1500 1000 500 0

1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 GaN "

- Si -

- GaN 1 SiC -

aJ SiC + Si " 1 1 1 1 H™r—^

200 400 600 800 1000 1200

Raman shift, cm

-1

Fig. 2. Raman spectrum of GaN grown on the buffer layer of silicon carbide on silicon.

- - GaN on Si

— GaN on SiC/Si

n

£ 4 a

n

CD 2

330

350

370 X, nm

390

410

Fig. 3. Photoluminescence spectra of structures grown in the experiment and the best filamentary GaN nanocrystals grown on silicon.

tures grown in silicon (under otherwise equal conditions) by a factor of more than 2. This suggests that the structures grown as described above on the buffer SiC layer feature a lower defect density than GaN FNCs grown on silicon, which already have only a small number of defects. This may be attributed to the fact that the lattice parameters of GaN and SiC match better than the parameters of GaN and Si.

4. CONCLUSIONS

Thus, the potential to grow filamentary GaN nanocrystals by molecular beam epitaxy on silicon with a nanosized buffer layer of silicon carbide, which

6

0

GROWTH AND OPTICAL PROPERTIES 1955

was fabricated by atomic substitution, was demonstrated for the first time. It was found experimentally that the intensity of the photoluminescence spectrum peak of such structures is higher than that of the best GaN FNCs without the buffer silicon carbide layer by a factor of more than 2. This is indicative of a reduced defect density, which was indeed observed in the Raman spectrum. All the data presented above attest to the fact that such structures hold much promise and may well be used to design optoelectronic devices.

ACKNOWLEDGMENTS

This study was supported by the Russian Foundation for Basic Research (project no. 15-02-06839) and the Skolkovo Foundation (grant contract with a Russian educational and research institution no. 6 dated December 30, 2015).

S.A. Kukushkin and A.V. Osipov acknowledge the support of the Russian Science Foundation (project no.14-22-00018).

REFERENCES

1. S.J. Pearton and F. Ren, Adv. Mater. (Weinheim) 12, 1571 (2000).

2. S. Nakamura and G. Fasol, The Blue Laser Diode: GaN-Based Light Emitters and Lasers (Springer-Verlag, New York, 1997).

3. Ioffe data archive. http://www.ioffe.ru/SVA/NSM.

4. R. N. Kyutt, Tech. Phys. Lett. 36 (8), 690 (2010).

5. I. G. Aksyanov, V. N. Bessolov, Yu. V. Zhilyaev, M. E. Koman, E. V. Konenkova, S. A. Kukushkin,

A. V. Osipov, S. N. Rodin, N. A. Feoktistov, Sh. Sha-rofidinov, and M. P. Shcheglov, Tech. Phys. Lett. 34 (6), 479 (2008).

6. R. A. Oliver, M. J. Kappers, and C. McAleese, J. Mater. Sci.: Mater. Electron. 19, 208 (2008).

7. D. Cherns, W. T. Young, M. A. Saunders, F. A. Ponce, and S. Nakamura, Microsc. Semicond. Mater. 157, 187 (1997).

8. S. J. Rosner, S. E. Carr, M. J. Ludowise, G. Girolami, and H. I. Erikson, Appl. Phys. Lett. 70, 420 (1997).

9. L. P. Sigiura, J. Appl. Phys. 81, 1633 (1997).

10. S. A. Kukushkin and A. V. Osipov, Phys. Solid State 50 (7), 1238 (2008).

11. V. G. Dubrovskii, G. E. Cirlin, and V. M. Ustinov, Semiconductors 43 (12), 1539 (2009).

12. Z. Zhong, F. Qian, D. Wang, and C. M. Lieber, Nano Lett. 3, 343 (2003).

13. H. J. Choi, J. C. Johnson, and R. He, J. Phys. Chem. B 107, 8721 (2003).

14. S. A. Kukushkin, A. V. Osipov, and N. A. Feoktistov, Phys. Solid State 56 (8), 1507 (2014).

15. S. A. Kukushkin and A. V. Osipov, J. Phys. D: Appl. Phys. 47, 313001 (2014).

16. M. Tchernycheva, C. Sartel, G. E. Cirlin, L. Travers, G. Patriarche, J-C. Harmand, Le Si Dang, J. Renard,

B. Gayral, L. Nevou, and F. Julien, Nanotechnology 18, 385306 (2007).

Translated by D. Safin