Примеси и собственные дефекты в карбиде кремния в связи с условиями роста, легирования и релаксационного отжига

Несмотря на то, что SiC уже давно считается перспективным полупроводниковым материалом, поведение в нем примесей и особенно собственных дефектов в связи с условиями роста и легирования остается слабо изученным.

Основным способом получения монокристаллов Si С долгое время был метод Лели [5*], в котором рост осуществлялся в узком диапазоне температур 2550−2600 °С при недостаточно контролируемых условиях кристаллизации. Возможности контролируемого легирования этим методом различными примесями были крайне ограниченными. Применение для введения примесей в SiC диффузии или ионной имплантации также встречало серьезные трудности, вследствие высоких температур, требуемых для введения примеси или удаления компенсирующих центров, при которых уже становилось возможным разложение самого SiC. Например, долгое время путем ионной имплантации примесей вообще не удавалось получить р-тип проводимости [6*].

Определенный прогресс в контролируемом легировании был достигнут при использовании методов эпитаксиального осаждения. Методами газотранспортной или жидкостной эпитаксии были получены слои SiC, легированные элементами 111 и V групп, установлена зависимость уровня легирования этих примесей от их парциальных давлений и от ориентации подаожки[7*]. Было также показано, что свойства образцов в ряде случаев зависят от способа их получения [8*, 9*].

К сожалению, качественный рост слоев SiC описанными выше методами оказывался возможным лишь в узком диапазоне температур (порядка 100 0 — 200 °С) и скоростей роста, при определенном составе внешней фазы.

В настоящей работе проводилось комплексное исследование поведения примесей и собственных дефектов в процессах легирования при широкой вариации экспериментальных условий.

Введение

примесей осуществлялось непосредственно при выращивании кристаллов или эпитаксиальных слоев сублимационным сэндвич-методом, а также путем диффузии или трансмутационного легирования. Для изучения собственных дефектов дополнительно исследовались процессы дефектообразования, протекающие при термообработке кристаллов SiC, облученных частицами высоких энергий — быстрыми электронами, реакторными нейтронами, тяжелыми ионами.

2. ЛЕГИРОВАНИЕ КАРБИДА КРЕМНИЯ В ПРОЦЕССЕ РОСТА.

2.1. Сублимационный сэндвич-метод.

Сублимационный сэндвич-метод (ССМ) был предложен нами совместно с Ю. А. Водаковым [4,19] и использовался вначале для роста монокристаллического SiC, а затем и нитрида галлия [107]. Этим методом можно выращивать и многие другие полупроводниковые материалы, например нитрид алюминия.

Принципиальная схема ССМ, использованная для получения легированных кристаллов и эпислоев SiC, описана в работах [19,20]. Ячейка роста состоит из источника паров SiC и подложки, разделенных узким зазором, порядка 1−5 мм. Источником паров SiC служат пластины из моноили поликристаллического SiC или порошок SiC. Для осуществления направленного массопереноса ячейка помещается в поле с осевым температурным градиентом.

Основные преимущества ССМ следующие:

— в замкнутой ячейке можно реализовать квазиравновесные условия, необходимые для гомогенного осаждения в широком диапазоне температур и давлений. Например, рост монокристаллических слоев SiC возможен в интервале температур 1600−2600 °С, в высоком вакууме или в среде инертного Газа. Важно, что в сэндвич-системе легко управлять пересыщением, которое, к тому же, оказывается практически постоянным над всей поверхностью подложки;

— достигается интенсификация массопереноса путем минимизации расстояния между источником и подложкой, что позволяет вести рост с высокими скоростями до 1−2 мм/час. При этом эффективность использования материала источника оказывается близкой к 100%;

— рост оказывается возможным в отсутствии химического транспортера, адсорбция которого на активных местах поверхности подложки создает препятствия для качественной кристаллизации;

— возможно вести рост при изменении состава паровой фазы, что позволяет получать слои SiC, легированные различными примесями, или управляемо выращивать некоторые политипы SiC;

— имеются широкие возможности для получения фундаментальных знаний о процессах роста, легирования и политипизмав рамках этого метода удается определить элементарные коэффициенты захвата примесей, визуализировать отдельные центры кристаллизации, провести теоретическое моделирование массопереноса и верификацию этих моделей.

2.2. Методика исследования процессов легирования.

В работе проводилось исследование процессов легирования слоев SiC различными примесями, выращиваемых сублимационным сэндвич — методом на подложках SiC с различной кристаллографической ориентацией, в вакууме или атмосфере инертного газа, при вариации в широких пределах температуры и скорости роста, парциального давления паров примеси и отклонения от стехиометрии.

Для определения концентрации примеси использовался набор методов, включая нейтронно-активационные методики, эффект Холла, электронный парамагнитный резонанс (ЭПР). Важнейшим достоинством используемых ядерно-физических методов была возможность определения не только полной концентрации примеси, но и получение сведений о пространственном распределении примеси и ее содержании в гомогенном твердом растворе [38].

2.3. Влияние примеси на кинетику роста.

Отсутствие транспортера позволяет с высокой степенью достоверности выяснить влияние различных примесей на скорость сублимационного переноса БЮ. Нами установлено, что роль примеси на массоперенос сильно зависит от величины пересыщения, задаваемого перепадом температур между источником и подложкой [19,76]. При малых пересыщениях введение примесей, как и изменение состава паровой фазы в сторону избытка или недостатка кремния, приводили к уменьшению скорости роста 81С. Этот эффект в случае избытка кремния в зоне кристаллизации можно объяснить, используя в качестве дополнительного условия обеспечение сохранения стехиометрического состава на поверхностях источника и подложки[28]. Но в случае примесей такое объяснение встречает трудности. Проведенный анализ показывает, что уменьшение скорости кристаллизации в присутствии паров примеси обусловлено, в первую очередь, соосаждением графита на поверхностях источника или подложки [76]. Влияние примесей наиболее существенно при низких температурах роста в условиях вакуума [19].

2.4. Коэффициенты элементарного захвата примесей.

При совмещенном источнике концентрация примеси в растущем кристалле зависит от его содержания в источнике и от геометрических размеров источника и подложки и расстояния между ними. Характеристической величиной, определяющей вероятность перехода атома примеси из источника в подложку при однократном столкновении с ее поверхностью, является коэффициент элементарного захвата примеси (Ю). Наиболее просто определить значение Ю при переносе примеси от источника к подложке в условиях вакуума [10*, 69]. Для этого в качестве источника обычно используются монокристаллы вЮ с определенным содержанием легирующей примеси.

С помощью этой методики нами были рассчитаны коэффициенты элементарного захвата Кл важнейших электрически активных примесей — азота, бора, алюминия, галлия, фосфора — в зависимости от температуры роста, ориентации подложки и концентрации примеси [43, 80].

Некоторые результаты этого исследования отражены в Таблице 1.

Таблица 1. Элементарные коэффициенты захвата примесей (Кл) при сублимационном росте 81С при температуре 1850 °C и направлениях роста [0001]С и [0001]8ь.

Элемент к, [0001]С к, [0001] 81 Литература Элемент К| [ооо!]с К| [0001]81 Литература.

N 1.2×10″ ' 5.0×10″ 2 [43] Р 5 х Ю-' 2×10″ 4 [80].

В 2.0×10'2 4.0×10″ 2 [43] ва 4.5×10−5 1.5×10″ [43].

А1 4.5×10″ 4 1.8×10″ 3 [43].

Видно, что наиболее эффективно захватываются при росте примеси азота и бора. Коэффициенты элементарного захвата других примесей значительно меньше единицы. С повышением температуры роста коэффициент захвата примесей азота и фосфора уменьшается, а бора, алюминия и галлия — возрастает [43].

Основными причинами низких коэффициентов захвата примесей при сублимационном росте являются высокая вероятность десорбции примесных атомов и взаимодействие примеси с матричными атомами с образованием включений 2 фазы [63, 77].

При высокой концентрации примеси наблюдается существенное снижение величины Кл [64, 77, 80]. В случае азота и фосфора этот эффект можно объяснить тем, что с возрастанием концентрации примеси в слое адсорбата увеличивается вероятность ее десорбции в виде молекул N2 или Р2. Уменьшение Кл бора и алюминия вероятно обусловлено ограниченностью центров эффективной сорбции или является следствием образования примесных преципитатов.

2.5. Растворимость примесей в БЮ.

В большинстве случаев растворимость примесей определялась в образцах, легированных в процессе выращивания (за исключением быстро диффундирующих примесей Ы, Ве и В). При этом были изучены важнейшие факторы, влияющие на захват примеси.

Влияние ориентации подложки.

Было установлено, что уровень легирования БЮ обычно сильно зависит от кристаллографической ориентации подложки[ 10,12,27,3 5]. Более высокое содержание примесей И 1-а группы (В, А1, ва, 1п), а также переходных элементов, наблюдается при росте в направлении [0001] Б", по сравнению с направлением [0001] С [10,12,34].

Напротив, концентрация примеси У-группы (Ы, Р, Ав, БЬ) выше при росте на поверхности (000Т)С [27,35.77]. При низких температурах роста эффект ориентационной анизотропии легирования в ЭЮ очень значителен. Например, концентрация акцепторных примесей А1 и ва, выращенных на полярных {0001}гранях при температуре 1800° С. различается в 5−10 раз [10,12]. Отмеченная выше зависимость концентрации примеси от ориентации подложки сохраняется и при инверсии типа проводимости образца.

Полученные данные объясняются отсутствием равновесия при росте на фазовой границе. Известно [11*], что условием достижения равновесия пар о кристалл является неравенство Уц < скорость роста, О! — коэффициент диффузии примесиЬтолщина растущего слоя). Легко показать, используя экспериментальные значения для примесей N. Р, Ста, А1 [9], что для практически реализуемых температур и скоростей роста это условие не выполняется. Поэтому анизотропия легирования является следствием различных адсорбционных свойств полярных {0001 }граней.

Как известно, химические связи в поверхностном слое регибридизируются таким образом, что становятся существенными индивидуальные свойства элемента, выходящего на поверхность [17]. Эта особенность приводит к отличиям в характере поверхностных {0001) граней, которые состоят исключительно из атомов кремния или углерода. С повышением температуры роста анизотропия легирования полярных граней уменьшается. Аналогичный эффект наблюдается при ведении в ячейку роста паров кремния [81] или примесей, таких как тантал, способствующих обогащению системы кремнием [79].

Влияние ориентации подложки также проявляется при небольших углах разориентации подложки по отношению к сингулярным {0001} плоскостям [107,114]. Например, концентрация азота на сингулярной (000Т)С поверхности оказывается в 1,7−2 раза выше, чем на вицинапьной с углом разориентации около 1°. Это объясняется тем, что увеличение плотности ступеней приводит к повышенной десорбции примесных атомов. Такая сильная зависимость концентрации легирующей примеси от угла разориентации ведет к неоднородному легированию выращиваемого кристалла при возникновении морфологических несовершенств на растущей поверхности [107].

Влияние температуры роста.

В работе было изучено влияние температуры на растворимость в §-1С следующих примесей: и [41], Ве [9], В [14], А1, Оа и Еп [38], N [64], Р [27]. При этом легирование Ы, Ве и В осуществлялось путем диффузии из паровой фазы. Остальные примеси, а также бор вводились при росте ССМ. Как правило, с повышением температуры концентрация примесей возрастала. Однако, для элементов У-группы — азота и фосфора — наблюдался противоположный эффект, т. е. уровень легирования понижался с температурой. Аномальная температурная зависимость для азота и фосфора объяснена тем, что захват этих примесей лимитируется процессом десорбции, вероятность которой возрастает при повышении температуры.

Таким образом, для получения образцов сильно легированных акцепторными примесями, предпочтительны высокие температуры роста (2400°-2500 °С), а низкоомные слои п-типа проводимости с предельно высоким содержанием азота или фосфора могут быть выращены при низких температурах (1800 °-1900 °С). Именно при минимальных температурах роста были получены слои п-типа проводимости с предельным уровнем легирования азотом, близким к 1021 см'3 [64]. Заметим, что приведенные значения концентрации доноров более чем на порядок выше, чем в кристаллах, выращенных методом Лели.

Во всех случаях зависимость С1(Т) удавалось описать уравнением Аррениуса, типа С1 = А ехр (-АН/ЯТ), где ДНкажущаяся энтальпия растворения. Если легирующие примеси вводятся при выращивании кристаллов, то величины, А и ДН сильно зависят от кристаллографической ориентации подложки. Для примесей 111а-группы значения ДН существенно выше при росте в направлении [0001]С, чем в направлении [ООО 1 ]Э1 [43].

Влияние парциального давления примеси.

С увеличением парциального давления примеси происходит рост ее концентрации в образце вплоть до достижения предельных значений. Условия достижения насыщения для каждой примеси сильно различаются. Показано, что в случае бора и алюминия предел легирования реализуется уже при сравнительно низких парциальных давлениях примеси, порядка (10″ 1- 1 Па) [77], для ва и 1п необходимы давления (101 — 102) Па [38], а для азота — вообще не наблюдается перехода к насыщению даже при предельно высоких давлениях молекулярного азота в 1,5−2 атм., а также при дополнительном введении в зону роста ацетонитрила [64]. В случае легирования азотом в очень широком диапазоне давлений (10'3 -105 Па) довольно хорошо выполняется зависимость N (1 ~ Р-ш (где N<1 -концентрация доноров, Р- - парциальное давление азота), что является следствием справедливости закона Генри и предполагает наличие равновесия, типа N2 <=> 2Ы. При этом плотность центров сорбции на поверхности, очевидно, заметно выше концентрации примеси в хемосорбате, что можно объяснить высокой вероятностью ее десорбции с поверхности в виде молекул N2 [64].

Влияние отклонения от стехиометрии.

Как установлено, концентрация примесей А1, ва и N в выращенных слоях 5>С существенно зависит от соотношения: С в паровой фазе [81,107]. При введение паров кремния в зону роста предельный уровень легирования примесями алюминия и галлия значительно снижается. Особенно резкое падение концентрации этих примесей (почти на порядок) наблюдается при росте в направлении [0001]81 [107]. В результате в системе БЮ- 81 оказывается невозможным получить низкоомные слои р-типа проводимости. В избытке кремния снижается также концентрация азота в выращенных слоях 81С [81]. Подобная зависимость концентрации примеси от избытка 81 выявлена также при росте слоев БЮ методом газотранспортного осаждения [12*]. Очевидно, уменьшение эффективности захвата примесей при росте в системе 81С — является следствием конкурирующей адсорбции кремния [107} в результате чего уменьшается плотность центров сорбции на растущей поверхности.

Кроме того, было установлено, что введение паров кремния в зону роста приводит к резкому уменьшению орнентационной анизотропии легирования слоев SiC примесями N, AI и Ga [35, 107], что облегчает получение монокристаллического SiC с более однородным распределением примеси.

Влияние скорости роста.

Скорость роста в ряде случаев также влияет на концентрацию вводимой примеси. Для Ga и In наблюдается увеличение содержания примесей при возрастании скорости роста [43]. При низких скоростях (Vg<10 цт/час) предельная концентрация Ga в SiC не превышала (3−5)х10″ см3. Повышение скорости роста до 0.2 — 0.5 мм/час приводит к.

19 -3 увеличению концентрации примеси до !0 см. Эту зависимость можно объяснить в рамках представлений о неравновесном захвате примесей при росте [11*].

Противоположный эффект обнаружен при легировании слоев SiC азотом, В проведенном эксперименте источник примеси был совмещен с источником SiC и находился внутри ячейки роста [23, 79]. В этом случае увеличение скорости роста до 1−1.5 мм/час приводило к резкому уменьшению (более чем на порядок) концентрации вводимой примеси. Влияние скорости роста на уровень легирования азотом было количественно объяснено нами в рамках модели, согласно которой захват примеси лимитируется кинетикой адсорбции [79].

Однако хорошая корреляция расчетных данных с экспериментом наблюдалась только при использовании сильно легированных азотом источников SiC [79 ]. При низкой Л17 -з, концентрации азота в источнике (< 10 см) концентрация доноров в выращиваемом кристалле или слабо зависела от скорости осаждения или даже возрастала с ее увеличением. Полученный результат был объяснен тем, что при росте SiC мог происходить захват не только атомов примеси (азота), но и неравновесных собственных дефектов донорного типа, концентрация которых возрастала с увеличением скорости осаждения. Собственные дефекты в кристаллах SiC, выращенных с высокими скоростями, обнаруживались также другими исследователями [ 13*].

В таблице 2 приведены значения предельных концентраций различных примесей в SiC. Для большинства примесей эти данные получены впервые.

Таблица 2. Предельный уровень легирования образцов SiC [77].

Элемент концентрация см'3 Элемент концентрация см" 3 Элемент концентрация см" 3.

Li 1.2×10″ Cr 3.0×1017 In 9.2×1016.

Ве 8.0 хЮ20 Мп 3.0×1017 Sn 1.0×1016.

В 2.5×10io Си 1.2×1017 Sb 8.0×1015.

N 8.0 х Ю20 Ga 1.8 xlO19 Ho 6.0×1016.

AI 2.0×1021 Ge 3.0×1020 Та 2.4×1017.

Р 2.8*10″ As 5.0×10,s W 2.5×1017.

Sc 3.2×10″ Y 2.0×1016 Au 4.9×1016.

Ti 3.3×1017 Mo 3.5×1017.

Как видно из таблицы 2, имеется весьма ограниченный набор примесей с высокой растворимостью в вЮ. Это, прежде всего, акцепторные примеси — А1, Ве, В и донорная примесь — азот. Для большинства примесей максимальный уровень легирования БЮ обычно достигается при предельно высоких температурах (Tg > 2400 °С) при росте на (0001) — подложках. В то же время, сильно легированные примесями V группы образцы могут быть получены при низких температурах роста (Tg я 1900 °С) на (0001) С подложках.

Сильная зависимость концентрации примесей от условий роста объясняется особенностями протекания процессов в слое хемосорбата. При этом адсорбция большинства примесей (исключая элементы У-группы) выше на (0001)51 грани, чему способствует большая поверхностная энергия этой грани. Напротив, примеси У-группы лучше адсорбируются на (0001) С грани. Уровень легирования этой группы примесей в 51С ограничивается десорбцией, вероятность которой возрастает с повышением температуры.

2.6. Макросегрегация примесей.

В настоящей работе существенное внимание уделялось изучению поведения примесей, вводимых в кристалл. Выяснилось, что в сильно легированных слоях 5Ю значительная доля примеси находится в неактивном состоянии и слабо влияет на свойства материала [14]. Было установлено, что основной причиной этого является образование примесями включений второй фазы. Учитывая то, что макросегрегация примесей, обусловленная образованием включений второй фазы, приводят к резкому ухудшению качества материала и приборных структур на его основе, мы уделили этому вопросу большое внимание.

В работе изучались причины образования включений второй фазы. Для этого исследовались характерные особенности макросегрегации примесей в слоях ЭгС, выращенных из паровой фазы, в зависимости от температуры, скорости роста, ориентации подложки и состава паровой фазы[34, 63]. Было изучено поведение при росте и легировании различных примесей, в том числе В, А1, Оа, 1п, 5с, «П, Р, Сг, Мп, Си, У, Но, Мо, Та, W, Аи, Йп, Бе. Определение концентрации примеси и характера распределения производилось комбинированным методом нейтронно-активационного анализа, включающего в себя инструментальный и авторадиографические варианты.

Было показано [34], что примеси ва, 1п, Р, Ав, 5Ь, ве, Бп практически не образуют включения второй фазы даже при высоких парциальных давлениях примеси. Напротив, включения, обогащенные В, 5с, V/, Та, Си, встречаются очень часто, в результате чего полная концентрация примеси в выращенных слоях может на 2−3 порядка превышать значение предельной растворимости, характерного для гомогенного твердого раствора.

Подобные включения второй фазы нередко образуются при росте чистых слоев ЭК, когда парциальные давления примеси очень низки. Например, включения второй фазы, обогащенной бором, наблюдались в чистых специально нелегированных кристаллах БЮ, в которых концентрация бора в гомогенном твердом растворе была на уровне Ю1 см" 3', т. е. на 4 порядка ниже предела растворимости [77 ].

Скопления второй фазы концентрируются преимущественно вблизи дислокаций, пор, макроступеней, межполитипных границ и других структурных и морфологических дефектов. Как правило, более высокое содержание примесей, обусловленное наличием включений второй фазы, выявляется в слоях ЭЮ, выращенных на (000Т) С грани, хотя концентрация тех же примесей в гомогенном твердом растворе, напротив, выше при росте на поверхности (0001)51. Как показали результаты авторадиографических исследований, это обусловлено более крупными размерами включений, образующихся при росте на (ОООТ)С поверхности[63].

С увеличением скорости роста вероятность образования включений второй фазы, обогащенных примесями В, Та, У и других редкоземельных элементов, снижается, а то время как в случае примесей Си, Аи, И, она, напротив, возрастает [63]. Эта зависимость полной концентрации примеси от скорости роста являлась основной причиной существенной неоднородности легирования по толщине эпитакСиального слоя, растущего с различной скоростью [112]. Интересно, что высокая плотность включений второй фазы приводила к снижению концентрации примеси в гомогенном твердом растворе. Это объяснялось тем, что включения второй фазы могли быть геттерами для свободных адатомов примеси и тем самым уменьшать их попадание в гомогенный твердый раствор.

Образование включений второй фазы в процессе роста включает в себя следующие стадии: хемосорбцию, диффузию атомов к местам преципитации, реакцию образования второй фазы.

Для примесей, имеющих низкую ¦ упругость пара (Ш, Та, Мо, В), лимитирующей стадией является скорость хемосорбции. Это подтверждается ростом полной концентрации примеси при замедлении скорости осаждения. Действительно, для температур Т< 2100 °C экспериментальные данные неплохо коррелируют с расчетными в предположении, что коэффициент захвата близок к единице. Однако при Т>2200 °С реальная концентрация примеси оказывается ниже расчетной, очевидно, вследствие уменьшения коэффициента захвата примеси.

Особенности макросегрегации на полярных {0001} гранях объясняются различной поверхностной энергией этих граней. Более низкая поверхностная энергия С-грани способствует образованию на ней трехмерных зародышей. А если учесть, что образование преципитатов уменьшает десорбцию примесных атомов, то становится понятным, почему именно в слоях, выращенных на С-грани, полная концентрация примеси оказывается выше, чем на выграни.

Другим фактором, способствующим предпочтительному образованию включений второй фазы при росте на (0001)С-грани, является более высокая скорость поверхностной диффузии на ней примесных атомов.

3. СОБСТВЕННЫЕ ДЕФЕКТЫ В SiC.

3.1. Собственные дефекты в образцах SiC. выращенных методом Лели.

Долгое время считалось, что SiC — соединение стехиометрического состава [14*]. Собственные дефекты обнаруживались лишь в образцах, облученных частицами высоких энергий или подвергнутых термической закалке. Этому заключению противоречили результаты работ [15*, 16*], согласно которым кристаллы SiC содержат сверхстехиометрический избыточный кремний на уровне в несколько процентов. В исследованных кристаллах обнаруживалась весьма высокая концентрация вакансий, как углеродных (~102' см" 3), так и кремниевых (~Ю20 см'3).

Для выявления собственных дефектов нами проводилось комплексное изучение свойств образцов, выращенных при различных условиях с использованием большого числа структурно — чувствительных методов, включая эффект Холла, люминесцентный анализ, емкостную спектроскопию (НЕСГУ), ЭПР, позитронную диагностику, просвечивающую электронную микроскопию (ПЭМ) и сравнительную диффузию примесей.

Проведенное исследование не подтвердило наличие высокой концентрации собственных точечных дефектов в образцах SiC, выращенных при высоких температурах стандартным методом Лели [5*]. Так, согласно результатам, полученным позитронной диагностикой [95], концентрация вакансионных центров в таких образцах ниже 1016 см" 3.

Электрические свойства кристаллов SiC по крайней мере, при концентрациях выше 17 -3.

10 см, в основном определяются примесями, а величина подвижности свободных электронов при низких температурах в чистых по акцепторным примесям кристаллах 6H-SIC с концетрацией доноров Nd=5 хЮ16 см" 3 достигает 2000 см2/Вс, а в 4НSiC -3000 см2/В-с [33]. С ростом концентрации примесей подвижность уменьшается, и при Nd?=10l8cM" 3 подвижность электронов составляет 1200 см2/В.с для политипа 6Н. Даже если собственные дефекты не имеют заряда, то нз данных по подвижности трудно т'8 «3 13 предположить, что их концентрация в таких кристаллах превышает 10 см. В то же время, собственные дефекты, вводимые путем закалки или облучения кристалла частицами высоких энергий [40], существенно влияют на свойства в1С. При этом падает время жизни неосновных носителей, уменьшается подвижность, тушатся основные полосы люминесценции, возникает дефектная люминесценция 1 т. е. возрастание концентрации таких дефектов явно проявляется в электронных свойствах .

Анализ данных по диффузии примесей в 81С, выполненный в рамках вакансионной модели [89], также свидетельствует о низкой концентрация вакансий (—10 см 3 при 2400 °С).

Таким образом, пока отсутствуют надежные экспериментальные подтверждения присутствия высокой концентрации собственных точечных дефектов в образцах, выращенных методом Лели. Однако, вполне возможно существование в таких образцах «скрытой» нестехиометрии, при которой основная часть обнаруживаемого в кристаллах избыточного кремния (или углеродных вакансий) находится в неактивном, не влияющем на полупроводниковые свойства состоянии, например, в виде кластеров, преципитатов или микропор. Действительно, методом трансмиссионной электронной микроскопии нам удалось наблюдать отдельные преципитаты в выращенных кристаллах в’С [74].

3.2. Нестехиометрические собственные дефекты в образцах вЮ.

В работе были рассмотрены различные способы введения в растущий кристалл нестехиометрических собственных дефектов. Все они базируются на низкой скорости протекания релаксационных процессов на фазовой границе и в объеме кристалла. Проведенный нами анализ, с учетом данных по самодиффузии в БЮ [18*], доказывает возможность неравновесного захвата избыточной компоненты из поверхностного слоя в растущий кристалл в широком диапазоне температур роста [89].

1. Как известно[ 17*1, состав равновесного пара над БЮ обогащен 51, причем с понижением температуры доля избыточного кремния в паровой фазе и, очевидно, в слое хемосорбата возрастает. Поэтому кристаллы ЭЮ, выращенные при сравнительно низких температурах, очевидно, имеют повышенное содержание кремния или углеродных вакансий [14. 49].

2. С повышением скорости роста доля захватываемого избыточного кремния (или вакансий углерода) должна возрастать. Это подтверждается повышенной концентрацией собственных дефектов, наблюдаемой в кристаллах 8Ю, выращенных при высоких скоростях роста, более 1 мм/час [23, 19*, 45, 79].

3. Кристаллы 81С с повышенным содержанием кремния можно вырастить при введении в ростовую систему паров кремния. Отметим, что парциальное давление паров 51 в системе 31С -31 на порядок выше, чем при обычной сублимации [17*].

4. Нами был выявлен целый ряд примесей, способствующих изменению соотношения 81: Св паровой фазе. Было показано, что элементы 111 (В, А1, Зс, лантаноиды) [18] и 1УЬ групп (ве, Бп, РЬ) [33] способствуют обогащению поверхности углеродом, а примеси V группы, а также Та, Хт, Щ Ва и некоторые другие[18,114] смещают состав паровой фазы в сторону избытка кремния.

Для получения образцов с повышенным содержанием кремния наибольший интерес представляет примесь тантала [79, 106, 112, 114]. Механизм влияния тантала из состав паровой фазы достаточно сложен. Помимо прямого связывания углерода танталом с образованием очень прочного соединения — карбида тантала, в системе 31С — Та имеет место сложный каталитический процесс с участием силицида тантала, результатом которого является повышение содержания кремния в паровой фазе [114]. Поэтому введение Та снижает вероятность графитизации поверхности растущего кристалла [48].

Для относительного обогащения кристалла углеродом наиболее перспективными примесями являются элементы 1У-Ь группы, особенно олово [33]. Эти примеси, являясь аналогами 81, замещают последний в адсорбате и приводят к относительному обогащению межфазного слоя активным углеродом. Отметим, что растворимость 8п, РЬ в 8>С очень низка (СЛ < 1016см" 3).

Исследуя свойства кристаллов в зависимости от условий роста, установили, что собственные дефекты проявляются, прежде всего, в кристаллах 8(С, выращенных при относительно низких температурах в условиях, способствующих введению избыточного кремния. В таблице 3 приведены особенности таких образцов в сравнении со свойствами кристаллов, выращенных методом Лели.

Таблица 3. Свойства образцов 81С, выращенных при различных температурах.

Свойства образцов БЮ, выращенных ССМ при Т0<2100 °С в избытке 81 (НТО) Свойства образцов выращенных при То>2500 °С (ВТО) Ссылка.

1. Концентрация доноров выше плотности центров парамагнитного азотаобнаружены новые центры ЭПР 1. Концентрация доноров соответствует плотности центров парамагнитного азота 71.

2.Концентрация вакансий (3 — 5) х10″ см" 3 (Данные позитронной диагностики) 2. Концентрация вакансий на порядок ниже 95.

3. Дополнительная полоса поглощения (не связанная с примесями 3. Полоса поглощения, связанная с азотом Я. т=0,63рш (6НБ1С) 71.

4. Наблюдается люминесценция с О) спектром 4. Отсутствие люминесценции с О, спектром 45.

5. Высокая интенсивность ЭлюминесценцииТемпература отжига 2400 0 С 5. Отсутствие Олюминесценции 14,49.

6. Термическая стабильность 01 центров. Температура отжига 2300 °C 6. Температура отжига О] -центров-1500 °С 44.

7. Повышенная скорость диффузии бора. Уменьшение скорости диффузии после отжига образца при Т>2500 °С 7. Коэффициент диффузии бора на порядок ниже 62, 89.

8. Новые центры ЭПР: примесно-вакансионные ассоциаты в 8. Эти центры ЭПР отсутствуют 104,.

9.Й!С <�В>:Емкостная спектроскопиянаблюдается глубокий бор ф-центр), который отжигается при Т>2400° С 9. Емкостная спектроскопиянаблюдается только мелкий бор (в-центр) 96.

10. Повышенная микрохрупкость и низкая микропрочность 10. Более высокая микропрочность 113.

11 .Подвижность генерируемых дислокаций при низких температурах (1200 °-1300 °С) 11. Заметная подвижность дислокаций только при Т> 1600 °C 93.

12. Р-ппереход: Высокая плотность микроплазм. Уменьшение плотности микроплазм при отжиге при Т>2500 °С 12. Низкая плотность микроплазм 32.

Из таблицы 3 видно, что параметры низкотемпературных образцов (НТО), существенно отличаются от высокотемпературных образцов (ВТО), выращенных методом Лели, и приближаются по свойствам к образцам, содержащим неравновесные радиационные дефекты.

В частности, такие кристаллы обладают характерной дефектной люминесценцией со спектром Эь ранее наблюдаемой лишь в кристаллах, содержащих радиационные дефекты. Проведенные нами исследования [44] убедительно указывают на то, что центр со спектром О, является ассоциатом собственных дефектов, включающим в себя углеродную вакансию. Другой важный центр люминесценции, известный как В-центр, обнаруживаемый в кристаллах, легированных бором, является активатором высокотемпературной люминесценции. (ВТЛ), с максимумом излучения в желтой области (политип 6Н 8: С). В работах [8, 14] было выдвинуто предположение, что этот центр представляет собой ассоциат атома бора с углеродной вакансией, что было в дальнейшем подтверждено в [99, 100]. Важно отметить что О] и Бцентры, в отличие от других дефектных состояний, являются термически стабильными и сохраняются при отжиге до высоких температур. Косвенным признаком присутствия дефектов является более высокая химическая активность НТО. Скорость травления этих кристаллов в расплаве КОН в 1.21.3 раза выше, чем ВТО. Такая же скорость травления наблюдается у образцов 81С, облученных реакторными нейтронами, с флюэнсом порядка 1018 см 2 .

Основные выводы этого изучения следующие:

1. НТО содержат неравновесные собственные дефекты. На это прямо указывают результаты, полученные позитронной диагностикой. С помощью различных методов выявляются дефектные центры, типа и О, — вакансионно-примесные ассоциаты, содержащие углеродную вакансию. Анализ электрических н оптических характеристик определенно указывает, что собственные дефекты в в1С создают донорные уровни в запрещенной зоне.

2. Собственные дефекты в НТО частично находятся в виде кластеров. Именно присутствием кластеров, которые являются концентраторами напряжений, объясняется повышенная склонность к генерации дислокаций и образованию трещин, более высокая подвижность дислокаций в НТО. Кластеры, очевидно, ответственны за микроплазменный пробой эпитаксиальных р-п-переходов, полученных на базе НТО, при температурах роста ниже 2000 °C. В отличие от обычных микроплазм, обусловленных протяженными дефектами, такие микроплазмы отжигаются при Та> 2550 °C.

Существенно более высокая термическая стабильность Ви О — центров в образцах этой группы также объясняется присутствием кластеров собственных дефектов, которые, вследствие процесса освальдова созревания, являются источниками точечных дефектов. Подобные кластеры, размеры которых изменяются в процессе отжига, были обнаружены в облученных образцах Э^С [51, 61]. Учитывая то, что НТО были выращены при избытке кремния, следует думать, что кластеры включают в себя междоузельные атомы кремния или вакансии углерода.

3. Специфические свойства НТО частично сохраняются после высоко температурного отжига при Та=2400 2500 °С, хотя центры типа Б и В] удаляются при более низких температурах. Например, при повторном введении в такие отожженные кристаллы примеси бора в них вновь возникает эффективная люминесценция со спектром В. Лишь длительный отжиг при Т>2550 С приводит к необратимым изменениям, при которых кристалл приобретает свойства ВТО.

4. Примеси (бор, азот, алюминий) способствуют повышению концентрации собственных дефектов и температуры их релаксационного отжига [44,49]. При этом собственные дефекты могут вводиться не только при росте, но и при диффузии примесей. Например, люминесценция со спектром О] наблюдалась после диффузии бора [8]. Эр центры обнаруживались также в спектрах электролюминесценции эпитаксиальных или диффузионных р-п-переходов, полученных введением примеси алюминия. В последнем случае удалось оценить коэффициент диффузии В]- центров в БЮ [45], который оказался порядка 10″ «см2/с при 2000 °C. И], центры были обнаружены методом ЭПР также в кристаллах 81С, легированных алюминием и галлием [104]. На присутствие собственных дефектов в легированных слоях вЮ указывает ряд косвенных признаков, таких как высокая концентрация компенсирующих центров, особенно в случае диффузии алюминия [ 5 ], а также неполная электрическая активность примеси бора [ 14 ].

3.3. Радиационные дефекты в БЮ.

Известно, что радиационное облучение высоко энергетическими частицами является наиболее эффективным способом введения неравновесных собственных дефектов. Поскольку облучение можно проводить при низких температурах, то появляется возможность изучения поведения изолированных точечных дефектов при последующем релаксационном отжиге. Поведение собственных дефектов важно знать также для решения проблем, связанных с их отжигом, например, при использовании методов ионной имплантации или трансмутационного легирования.

В настоящей работе изучалось поведение радиационных дефектов, введенных в 8Ю при облучении быстрыми электронами [57], реакторными нейтронами [59] и высоко энергетическими ионами [60], в процессе последующего отжига в широком температурном диапазоне 100° - 2600 °C. Доза облучения варьировалась в пределах нескольких порядков.

Было выявлено несколько стадий отжига, охватывающих интервал температур от 150° до 2500 °C (Рис.1). а б.

Рис. 1. Зависимость среднего времени жизни позитронов в образцах вЮ, облученных быстрыми электронами (а) и реакторными нейтронами (б) от температуры отжига при различных дозах облучения (Ф) (см" 2): а) 1017(1), 1018 (2, 3), б) 1019 (1), Ю20 (2), 1021 (3).

Наиболее важные из них следующие:

1. Низкотемпературная стадия отжига (150°-500°С), при которой рекомбинируют или диссоциируют френкелевские пары и происходит частичный отжиг изолированных дефектов (моновакансий или собственных междоузельных атомов) [61].

2. Стадия отжига при температуре -1100 °С, когда полностью отжигаются первичные дефекты, в том числе изолированные вакансии. На этой стадии происходит образование вакансионных ассоциатов — центров излучательной рекомбинации со спектром 01 и Е>2 [72].

3 Стадия отжига при температурах 1400о-1700°С, регистрируемая всеми используемыми методами, независимо от дозы облучения, вида облучаемых частиц и концентрации примеси в образцах [51,57,59,60]. На этой стадии отжигаются электрически активные ассоциаты собственных дефектов (вакансионные пары), не связанные с примесями. Энергия активации этой стадии составляет -3,0 эВ.

4. Другие стадии отжига, происходящие начиная с температур 500 °C, определенно указывают на образование кластеров как вакансионного, так и междоузельного типов. О появлении вакансионных кластеров свидетельствует так называемая отрицательная стадия отжига, выявляемая методом аннигиляции позитронов [57, 59, 60, 61], при которой происходит возрастание среднего времени жизни позитронов с увеличением температуры отжига в диапазоне 1000−1200 °С для электронно — облученных и 500−1000 С для нейтронноили ионно облученных образцов (Рис. 1.). Энергия активации отжига на этой стадии колеблется от 1.4 эВ (нейтронное облучение) до 1.9−2.1 эВ (электронное облучение). Очевидно, что образование вакансионных кластеров лимитируется диффузией вакансий. В этом случае полученные величины соответствуют энергии миграции вакансий. Заметим, что приводимые в последнее время в литературе значения энергий миграции вакансий [20*] неплохо коррелируют с этими величинами.

При облучении электронами мы наблюдали образование вакансионных кластеров методом аннигиляции позитронов только в образцах, легированных азотом, на уровне Ш>2×1018 см" 3 [57]. Это свидетельствует, что примесь азота способствует процессу кластеризации.

Образование кластеров приводит к повышению температуры отжига вакансионных дефектов от 1500° до 2000°-2300 °С. Анализ данных, полученных методом аннигиляции позитронов, позволил в ряде случаев определить размеры вакансионных кластеров. Так, при нейтронном облучении в процессе отжига при 800 1900 °С образуются кластеры, включающие, в зависимости от флюэнса (от 5−8 до 20 и более вакансий [61.73].

При еще более высоких температурах отжига (Т>1900 °С) в нейтронно-облученных образцах методом диффузного рассеяния рентгеновских лучей [51] выявлены крупные кластеры междоузельного типа, размеры которых возрастали с увеличением температуры отжига от 100−200 А при 1900 °C до 2000;4000 А при 2500 °C, а концентрация уменьшалась от 1016 см" 3 до 1012 см" 3 (Рис.2). В процессе отжига меняется форма кластеров от шаровой к плоской.

Рис. 2. Зависимость среднего размера кластера и концентрации кластеров от температуры отжига в кристалле 5]С, облученного потоком реакторных нейтронов (Ф=1021 см'2).

Оба типа кластеров были затем обнаружены в образцах облученных нейтронами, методом просвечивающей электронной микроскопии [86]. После отжига при 1800 °C выявлялись вакансионные дефекты, представляющие собой небольшие дислокационные петли с размерами от 40 до 90 нм, концентрация которых составляет 3×10И см'3. Кластеры междоузельного типа наблюдались после отжига при Та =2300 °С. Они представляли из себя включения, равномерно распределенные в образце. Их.

20 концентрация находится в пределах (2 — 6) х 1012 см" 2.

Полученные данные убедительно доказывают существование кластеров в облученных кристаллах как вакансионногодак и междоузельного типов. Последние являются более стабильными и сохраняются во всем температурном диапазоне существования как твердой фазы. В процессе отжига кластеры частично диссоциируют. При этом они могут являться источником неравновесных точечных дефектов, например^изолированных вакансий или собственных междоузельных атомов [21*, 89].

В принципе, поведение системы с неравновесными собственными дефектами описывае тся в рамках хорошо известного эффекта — освальдова созревания [29*]. Однако в отличие от классических полупроводниковых материалов (например, кремния) и металлов, кластеры в сохраняются в активной форме при высоких технологических температурах, при которых происходит рост кристалла. Поэтому представляется очевидным, что кластеры могут вводиться в кристалл не только при облучении частицами высоких энергий, но и непосредственно при его росте. Таким образом, условия приготовления кристаллов оказывают влияние на их параметры.

Другим интересным результатом является то, что образование первичных кластеров, в основном, происходит при температурах от 500 0 до 1200 °C. Если облучение проводить при более высоких температурах, то вероятность связывания элементарных дефектов в кластеры резко снижается. Большая часть собственных дефектов, обладая высокой подвижностью, легко отжигается. Поэтому при осуществлении процесса ионной имплантации при повышенной температуре в большой степени решается проблема удаления собственных дефектов, что необходимо для создания качественной приборной структуры. Заметим, что при обычной «холодной» имплантации акцепторных примесей было достаточно трудно получить хорошо проводящие слои р-типа проводимости [б*].

Проблема отжига собственных дефектов остро стоит при трансмутационном легировании кристаллов вЮ фосфором. Основное преимущество этого метода заключается в обеспечении высокой однородности легирования. Для трансмутационного легирования образцы ЭЮ облучались реакторными нейтронами или а-частицами. При 20 -2 флюэнсе нейтронов 10 см нами были получены и исследованы образцы с содержанием фосфора на уровне 10!6 см" 3. В таких образцах методами Холла и ЭПР удалось изучить природу этого примесного центра, определить энергию его ионизации [46,90]. Но введение больших концентраций фосфора при облучении в обычных промышленных реакторах оказалось затруднительным вследствие неполного удаления радиационных повреждений в процессе отжига.

3.4. Движение дислокаций в БЮ.

Дополнительные сведения о природе собственных дефектов были получены при изучении движения дислокаций, генерируемых при механических повреждениях поверхности [65,93]. Использовались кристаллы и эпислои бН-БЮ, выращенные методом сублимации, на которых алмазным резцом наносились царапины. Подобная обработка приводила к деформации решетки, а при дальнейшей термообработке — к генерации дислокаций. Движение дислокаций изучалось методами рентгеновской топографии. Было установлено, что в монокристаллах, выращенных при высоких температурах, заметный разбег дислокаций происходит лишь при Та> 1800 °C.

Более высокая скорость движения дислокаций наблюдалась в кристаллах, выращенных в избытке кремния при Tg<2100 °С. В таких кристаллах была зарегистрирована стадия отжига при температуре 1200 °-1300 °С [93].

Из анализа контраста полупетель следует, что дислокационная зона состоит, по крайней мере, из трех типов полупетель с разной длиной разбега. Максимальный разбег имеют полупетли, вытянутая часть которых отвечает краевому типу с вектором Бюргерса.

21 а/3 [1120]. Вторая система полупетель с меньшим разбегом отвечает 30°-ной ориентации вытянутой части с вектором Бюргерса а/3 [2110]. Плоскостью скольжения для этих типов дислокаций является базисная плоскость. Третья система представляет собой сильно вытянутые вдоль царапины полупетли с минимальным разбегом. Эти дислокации принадлежат иной системе скольжения, чем базисная, и в этом видится основная причина их минимального разбега. Их можно наблюдать лишь на стоп-кадрах или на обычных топограммах после удаления приповерхностного слоя. Преимущественный тип дислокационных сегментов, параллельных царапине вдоль [ 1120], — 60 — ный.

Таким образом, релаксация напряжений вокруг царапины происходит главным образом за счет генерации и движения дислокаций в базисной плоскости, в результате чего дислокации вокруг царапины оказываются локализованными в приповерхностном слое толщиной t< ЗОмкм. О малой толщине дислокационной зоны свидетельствуют и стоп-кадры, определение по которым глубины залегания огибающих царапину дислокаций дает величину t= 10−20 мкм.

Вопреки ожиданиям в кристаллах, сильно облученных реакторными нейтронами (Ф =Ю20 см'2) и содержащих высокую концентрацию неравновесных точечных дефектов, разбег дислокаций оказался в 2 — 5 раз ниже, чем в необлученных образцах. Этот факт обращает на себя внимание, во-первых, тем, что он является серьезным доводом в пользу того, что движение дислокаций вблизи царапины осуществляется преимущественно скольжением [22*]. О таком механизме говорит сравнительно низкая величина энергии активации движения дислокации (ДЕ=2.9−3,1 эВ), которая значительно меньше энергии активации самодиффузии в SiC, равной 7−9 эВ [18*]. Во-вторых, он показывает, что избыток точечных дефектов, генерируемых при облучении нейтронами, тормозит движение дислокаций.

При ступенчатом режиме отжига возрастание разбега дислокации наблюдается лишь в диапазоне температур 1500 — 2300 °C. Замедленное движение дислокаций при 7>2300°С связано с быстрым убыванием напряжений вокруг царапины. При этом неизбежно достигается равновесие и далее силы стягивания дислокационных петель начинают превалировать над движущими силами разбега дислокаций. В наших условиях равновесие устанавливается при 2300 °C.

Энергия активации движения дислокаций на участке 1800° - 2300 °C составляет 2,9−3.1 эВ, что на 0.4−0.6 эВ ниже данных [23*]. Причина расхождения этих результатов связана со спецификой эксперимента, где наблюдение ведется за полупетлями, существующими в изменяющемся поле напряжений. Однако эта же специфика позволяет контролировать напряжения по форме и размеру петель на основе анализа источника Франка-Рида. В частности, разреживание дислокационной структуры вокруг царапин происходит за счет отрыва части полупетель в результате аннигиляции соседних сегментов с противоположными векторами Бюргерса. Критические напряжения т, оцененные по формуле т = Gb/L (где G — модуль сдвига, b — вектор Бюргерса, L — длина отрыва петли), составляют 2 МПа при Т = 2000 °C.

Низкая подвижность дислокаций при Т< 1800 °C объясняется формированием вокруг царапины атмосферы собственных точечных дефектов, приводящей к повышению порогового напряжения, необходимого для движения дислокаций. По своему действию на дислокации эти дефекты аналогичны тем, которые вводятся при облучении нейтронами и которые, как было показано, также замедляют разбег дислокаций. И те, и другие дефекты удается визуализировать, поскольку они стимулируют характерную дефектную люминесценцию. С этих позиций можно понять, почему движение дислокаций в SiC удавалось наблюдать при низкотемпературной деформации только на микроуровне методом просвечивающей электронной микроскопии — разбег дислокаций оказывается очень малым вследствие их резкого замедления собственными точечными дефектами.

Характерная температура (Та= 2300 °С), отвечающая перегибу зависимости скорости движения от температуры (Та), указывает на то, что при этой Та время релаксации напряжений вокруг царапины до величины ниже пороговой для движения дислокаций становится сравнимым с временем отжига.

Обращает на себя внимание, что эта температура близка к той, при которой заканчивается отжиг электрически активных дефектов, введенных при росте, легировании или облучении.

3.5. Собственные дефекты, примеси и политипизм SiC.

SiC имеет большое число различных кристаллографических модификаций со специфическими полупроводниковыми параметрами. Наибольший интерес вызывают политипы 4Н и ЗС, обладающие высокой подвижностью носителей заряда, сравнительно низкой энергией ионизации примесей [ 21 ].

В настоящей работе проводилось изучение физико-химической природы политипизма, исследовалось влияние примесей и собственных дефектов на образование определенных политипов.

Основные экспериментальные данные сводятся к следующему:

1. Концентрации углеродных вакансий (Vc) (или избыточного Si) в политипах SiC существенно различается [13]. Сравнительное изучение диффузии свидетельствует, что с уменьшением процента гексагональное&tradeполитипа концентрация Vc возрастает в ряду 4Н -> ЗС примерно в 5 раз. Этот вывод в дальнейшем был качественно подтвержден в работах [15*, 95]. Таким образом, политипы SiC можно рассматривать как фазы с различным соотношением Si: C.

2 Введение в зону роста примесей способствует политипизму [18]. Используя метод искусственной сингуляризации поверхности [91], установили, что в случае, если рост осуществляется на сингулярных {0001} поверхностях, наблюдается очень высокая вероятность трансформации политипа в процессе роста. При малых пересыщениях нарощенный слой SiC часто представляет собой набор различных политипных прослоек, толщиной порядка от одного микрометра и менее [109]. Однако вероятность трансформации политипа резко уменьшается при увеличении плотности структурных и морфологических дефектов, имеющихся на растущей поверхности. Искусственное повреждение поверхности (например путем индентирования) также приводит к стабилизации растущего политипа [109].

3. Вероятность возникновения того или иного политипа сильно различается при росте в полярных <0001> направлениях. Повышенная воспроизводимость политипа на грани вицинальной (0001) Si грани с малым углом разориентации [17] объясняется более высокой плотностью ступеней роста.

4. Примеси, способствующие относительному обогащению поверхности кристалла активным углеродом, при зародышевом механизме роста стабилизируют рост наиболее гексагональных политипов (прежде всего, политипа 4Н), в то время, как избыточный кремний промотирует рост кубических политипов SiC [18,33]. С практической точки зрения наибольший интерес представляет использование олова для выращивания кристаллов или эпитаксиальных слоев политипа 4Н. Эта примесь обеспечивает очень высокую вероятность трансформации любого политипа подложки в политип 4Н [33,54 ], при этом она мало растворяется в SiC и слабо влияет на кинетику роста. Именно таким образом при росте ССМ в парах Sn были получены гетероэпислои 4H-SiC [33,97,102], на базе которых были созданы структуры ряда приборов, например, голубых и фиолетовых светодиодов [75 ].

Известно несколько теорий, объясняющих роль примесей в политипизме различными кинетическими или термодинамическими факторами. Так, Книппенберг полагал, что донорные примеси стабилизируют кубический 3C-SiC, а акцепторныенаиболее гексагональные политипы [25*]. Но, согласно полученным в настоящей работе результатам, имеется целый ряд примесей, таких как элементы 1У-Ь группы, влияющих на политипизм, но являющихся электрически неактивными. К тому же ряд этих примесей имеют в Й1С очень низкую растворимость.

Другое объяснение влияния примесей на политипизм состоит в том, что примеси рассматриваются как зародыши фаз, изоструктурных с определенным политипом 8Ю [26*]. Однако на практике связь между структурой политипа и примесной фазой удается установить редко. Нам неизвестна, например, подобная фаза в случае ве, вп, РЬ, Ва. С этих позиций невозможно объяснить и тот факт, что влияние примесей на политипизм существенно зависит от соотношения ЭгС в зоне роста. Но ведь последнее обстоятельство свидетельствует о превалирующей роли именно стехиометрии на политипизм 51С. Поэтому представляется более логичным объяснить влияние примесей на политипизм тем, что вводимая в зону роста примесь изменяет соотношение 81: С в поверхностном слое растущего кристалла.

Наибольшие отклонения от стехиометрии в растущем поверхностном слое очевидно будут наблюдаться на начальных стадиях роста и особенно в процессе зародышеобразования. Соответственно изменение соотношения 81: С во внешней фазе будет, в первую очередь, сказываться на зарождении определенного политипа Б^С. По мере увеличения размеров зародыша влияние среды, в данном случае соотношения 81: С, на политип кристалла будет ослабевать. Последнее утверждение согласуется, в частности, с экспериментальными результатами [24*]. Таким образом, изменение политипа в зависимости от стехиометрического состава внешней среды будет происходить только при зародышевом механизме роста. Во всех других случаях, например, при нормальном или дислокационном механизмах роста, трансформация политипа при изменении соотношения 81: С на фазовой границе маловероятна, хотя состав твердой фазы может изменяться.

Необходимо отметить, что зародышевый механизм роста возможен лишь при существенном пересыщении паров в зоне роста. Однако, полученные в этой работе данные показывают, что политипная трансформация на сингулярной храни имеет место уже при весьма незначительных пересыщениях, причем скорость роста в этом случае почти не зависит от величины пересыщения (Рис.3).

2 3 4 5 ЛТ, К 1.

Рис. 3. Зависимость скорости роста эпислоя ЭЮ на поверхности подложки сингулярного и вицинального (пунктир) типа от перепада температур между источником и подложкой.

Температура роста — 2300 °C.

Это, очевидно, свидетельствует о том, что возникновение зародыша инициируется не внешним пересыщением, а взаимодействием атомов, протекающим непосредственно на самой поверхности. В качестве такого зародыша может быть кластер, включающий собственные дефекты, структура и размеры которого зависят от соотношения 81: С, коэффициента поверхностной диффузии, плотности ступеней роста и поверхностной энергии грани.

Естественно, что с увеличением плотности ступеней вероятность образования кластера резко снижается. Поэтому такой механизм образования зародыша политипа наиболее вероятен на сингулярной поверхности. В пользу подобного предположения свидетельствуют описанные ранее процессы кластеризации, протекающие в кристаллахкарбида кремния, содержащих неравновесные дефекты.

Попытаемся теперь понять, каким образом нарушение стехиометрии может способствовать трансформации политипа. Допустим, что введение углеродной вакансии в зародыш, обусловленное избытком 81, приводит к сжатию решетки, аналогично тому, как это имеет место в кремнии. Тогда следует ожидать, что расстояние между слоями вблизи вакансии будет также уменьшаться. При этом более энергетически выгодной окажется ориентация слоев не гексагональная, а кубическая, поскольку известно, что расстояние между кк слоями меньше, чем между Ьк или КЬ слоями. Подобное предположение подтверждается результатами по измерению параметров решетки БЮ в зависимости от стехиометрического состава [15*].

Кажется вероятным, что такое влияние избытка на зародышевой стадии роста в соединениях с вр'-гибридной связью и, соответственно, изменение длины связи проявляется в соединениях с определенной долей ионности связи. Известно, что при значительной доле ионности кристаллы имеют исключительно вюрцитную структуру с гексагональной ориентацией слоев в направлении оси С. (АШ, ZnO). Наоборот, при очень малой доли ионности наблюдается сфалеритная структура (кубическая ориентация слоев), например, ОаА8, 7лТе, С<1Те. При промежуточной доли ионности, типичной для ЭЮ, СсЗЭ, возможно появление различных типов упаковки слоев, что ведет к политипизму. При этом вюрцитные структуры являются более вытянутыми вдоль оси С.

4. ДИФФУЗИЯ ПРИМЕСЕЙ В КАРБИДЕ КРЕМНИЯ.

4.1 Введение.

Диффузия примесей — один из основных способов формирования приборных структур в полупроводниках. Изучение диффузии в твердых телах дает богатую информацию о природе собственных дефектов, механизмах дефектообразования и миграции, особенностях взаимодействия собственных дефектов между собой и атомами примесей при повышенных температурах.

Диффузия в 81С была изучена сравнительно слабо. Ряд работ был посвящен изучению самодиффузии[18*], а также диффузии азота [27*], алюминия и водорода. Но эти работы содержат недостаточно сведений, необходимых доя понимания механизмов твердофазной диффузии в БЮ. Это объясняется прежде всего сложными технологическими проблемами, обусловленными высокими температурами диффузии, низкой диффузионной подвижностью примеси, отсутствием надежных методов исследования диффузионного профиля. Отметим также, что давление равновесных паров над 81С при диффузионном отжиге достаточно высоко, чтобы инициировать значительный перенос вещества в неоднородном температурном поле. Поэтому одной из задач настоящей работы было создание специальной диффузионной аппаратуры, обеспечивающей осуществление процесса диффузии при предельно высоких температурах.

Диффузия обычно осуществлялась из паровой фазы, причем упругость пара задавалась температурой источника. Но в ряде экспериментов источник примеси находился в самом исследуемом образце или в эпитаксиальном слое, наращиваемом на него. Для снятия диффузионного профиля мы применяли набор методов, включая специальные ядерно-физИческие методики, позволяющие изучать концентрационное распределение примеси как в чистых, так и сильно легированных образцах БЮ. В тех случаях, где эти методы не могли быть использованы, диффузионный профиль определялся с помощью стандартных полупроводниковых методик или предложенного нами метода «косого слоя» [7].

4.1. Диффузия лития.

Диффузия и проводилась из паровой фазы при температуре 1250 — 2200 °C [41]. Для прямого определения 1л в диффузионном слое был применен метод трековой авторадиографни, основанный на регистрации твердотельным трековым детектором продуктов ядерной реакции Ц (п, а) Н при облучении образцов потоком тепловых нейтронов.

Параметры диффузии Ы в Б ¡-С слабо зависели от уровня легирования и типа проводимости исследуемых образцов. Высокая диффузионная подвижность 1л (Рис.5), в сочетании со' сравнительно низкой энергией активации (ДЕ = 1,7 эВ), позволяет утверждать, что У в БЮ, как и в Б! и Се, диффундирует по междоузлиям.

4.2. Диффузия бериллия в 5Ю.

Изучение диффузии Ве в ЭЮ проводилось в области температур 1700 — 2250 °C методом р-п-перехода[1]. При этом предполагалось, что вблизи р-п-перехода примесь Ве полностью ионизована.

При температурах диффузии выше 1900 °C концентрационный профиль имел два отчетливо выраженных участка, каждый из которых мог быть описан одним коэффициентом диффузии.

Диффузия Ве в дырочном 8Ю <А1> изучалась при температуре 1300−2000 °С методом послойного измерения электропроводности и эффекта Холла [36]. После диффузии Ве наблюдалось уменьшение величины (Ыа-Кс1), концентрации дырок и их подвижности, а густо синие на просвет образцы приобретали более светлую окраску. Так как подвижность свободных дырок после диффузии Ве падает, а величина проводимости по примесной зоне растет, то можно думать, что величина (Ыа-КМ) уменьшается за счет компенсации акцепторов входящей донорной примесью, в данном случае Ве. Это и позволило снять диффузионный профиль Ве в рБ^С.

Параметры диффузии Ве и Ы в р- 51С оказались достаточно близки. Отсюда был сделан вывод о том, что диффузия Ве в сильно легированном рйгС осуществляется междоузельным механизмом. В пользу этого предположения говорят также результаты проведенного анализа донорно-акцепторного взаимодействия [15], согласно которым донорный Ве имеет заряд +2. Малый размер иона Ве+2 (0,31 А) также способствует междоузельной диффузии Ве.

Очевидно, в п-типе БЮ механизм диффузии более сложный. Но и в этом случае быстро диффундирующим состоянием является междоузельный Ве. Но в отличие от диффузии в БЮ р-типа проводимости, в данном случае быстро диффундирующие междоузельные атомы захватываются ловушками (очевидно, вакансиями), что и приводит к замедлению диффузии. Мы полагаем, что другим диффузионно-активным состоянием является ассоциат атома Ве с вакансией. Именно такие ассоцкаты обнаруживаются в БЮ, легированном Ве, методом ЭПР [100].

4.3. Диффузия бора в SiC.

Бор — важнейшая акцепторная примесь и активатор люминесценции в SiC, и ее введение путем диффузии широко используется для создания различных полупроводниковых приборов. Для получения более полных представлений о механизме нами проводились исследования диффузии бора, как в чистом, так и легированном SiC при широкой вариации условий эксперимента. Специально изучалось влияние на диффузию температуры, состава паровой фазы, граничных условий и исходного состояния примеси.

В большинстве опытов диффузия велась из паровой фазы в температурном диапазоне 1500°-2600 °С. Диффузионный профиль атомов бора определялся методом трековой авторадиографии, основанном на регистрации ос-частиц, согласно ядерной реакции 10 В (п, a) ?Li [14]. Использование в качестве диффузанта бора изотопа 10 В позволяло повысить чувствительность метода до 5×1015 см" 3 при точности ±15%. Дополнительно снималось распределение акцепторов бора методами электропроводности, емкостным и р-п-перехода. Результаты по снятию диффузионного профиля, полученные разными методами, неплохо коррелировали друг с другом, за исключением сильно легированного приповерхностного слоя, в котором концентрация атомов бора могла в 1,5 — 2,0 раза превышать концентрацию акцепторов.

Как правило, концентрационные распределения бора имели сложный ступенчатый профиль и не описывались одним коэффициентом диффузии (Рис.4) [8]. Было установлено, что скорость диффузии и характер диффузионного распределения сильно зависят от величины поверхностной концентрации (Cs) [8]. При низких CsdxlO18 см" 3 диффузионный профиль мог быть описан одним коэффициентом диффузии. При увеличении Cs скорость диффузии бора объемного участка распределения возрастала, а сам концентрационный профиль приобретал ступенчатый вид.

Кроме того, при высоких температурах (выше 2100 °С) на «хвосте» объемной ветви (при Св < (5 — 10) х10п см'3) выявлялся участок с крутым наклоном диффузионного профиля. Более детальное исследование концентрационного распределения позволило обнаружить минимум на границе приповерхностного и объемного участков[25].

Для установления зарядового состояния диффундирующих центров и идентификации механизма миграции примеси нами проводилось изучение диффузии в SiC, легированном донорными и акцепторными примесями.

4.3.1. Диффузия бора в p-SiC. легированном алюминием.

Исследовалась диффузия изотопа бора -10 В в образцы SiC р-типа проводимости с концентрацией алюминия 2×1017−1021см" 3 [37]. Как показали полученные результаты, с повышением концентрации акцепторов скорость диффузии бора в SiC существенно возрастает. Для случая низкой поверхностной концентрации Cs.

D = Dj (p/tlj), где D, Dj — коэффициенты диффузии бора в дырочном и собственном SiCсоответственно, р — концентрация свободных дырок, п, — концентрация собственных носителей. При этом энергия активации диффузии в сильно легированном SiC составляет 3,4 эВ, что на 2,2 эВ ниже, чем в собственном SiC.

Отсюда, оставаясь в рамках вакансионной модели, можно было сделать вывод о том, что диффузия бора осуществляется с участием вакансий, имеющих заряд +1. Учитывая ионность SiC и результаты теоретических работ, можно определенно утверждать, что такой заряд имеет углеродная вакансия.

4.3.2. Диффузия бора в БЮ. легированном азотом.

Мы исследовали диффузию бора в кристаллах вЮ, легированных азотом, концентрация которого варьировалась в диапазоне от 1017 до 1020 см 3 [22]. Полученные результаты определенно указывали на то, что примесь азота приводит к замедлению скорости диффузии бора. Эффект был особенно значителен при высоких концентрациях азота и низких температурах диффузии, когда коэффициент диффузии бора уменьшался почти на порядок.

Этот эффект нельзя было объяснить только за счет донорно-акцепторного взаимодействия, поскольку он имеет место, в частности, в собственном материале, когда концентрация примесей ниже п,. Поэтому основной причиной замедления диффузии следует считать комплексообразование, по реакции: Е^+Ыс —> (ВЫ). Этому взаимодействию способствует большая энергия связи ВЫ и то, что эти примеси замещают разные узлы в решетке ЭЮ.

4.3.3. Изоконцентрационная диффузия бора.

Для выяснения аномального характера диффузионного распределения при высоких концентрация* бора мы воспользовались методикой изоконцентрационной диффузии, в которой при диффузии практически отсутствует градиент концентрации диффундирующей примеси. Для этого исследовалась изоконцентрационная диффузия изотопа 10 В в БЮ, легированном изотопом ПВ на уровне (5 — 6) х1019 см" 3 [52].

Согласно полученным данным, концентрационное распределение при изоконцентрационной диффузии бора, в отличие от химической диффузии, имеет стандартный вид (Рис.4-Х.

Рис. 4. Диффузионные распределения изотопа |0 В в БЮ •'.

1 — изоконцентрационная диффузия в слое вЮ («В) с концентрацией бора („В) 5×1019 см“ 3- 2,3 — химическая диффузия в образцах с различной концентрацией примеси А1 (см» 3): 2×10|6(2) — 5×10″ (3).

При анализе данных необходимо учесть, что бор в БЮ является акцепторной примесью, а следовательно, с повышением его концентрации при условии, что Св>п" коэффициент диффузии бора должен был бы возрастать. Однако, коэффициент изоконцентрационной диффузии Б, оказался даже ниже, чем в случае химической диффузии в собственном БЮ. Различие в диффузионной подвижности бора становится.

28 особенно значительным, если сравнить О!, с коэффициентом объемной диффузии в 8Ю р-типа проводимости. Результаты эксперимента показывают, что при одинаковой концентрации акцепторной примеси коэффициент диффузии в р-5Ю (А1) почти на три порядка выше, чем в р-81С (В).

Полученные результаты можно непротиворечиво объяснить, предположив, что бор 18 -3 при концентрации выше 10 см создает ловушки для диффузионно-активного состояния бора. Наличие этих ловушек, очевидно, ответственно за появление крутого приповерхностного участка диффузионного профиля при обычной химической диффузии.

Естественно предположить, что такими ловушками являются атомы бора, находящиеся в узлах решетки и образующие с подвижным состоянием бора малоподвижные ассоциаты или кластеры, включающие в себя несколько атомов бора. Такое предположение подтверждается как большой энергией связи атомов бора, так и экспериментально наблюдаемым при диффузионном отжиге образованиемскоплений второй фазы, обогащенной примесью бора{24],.

4.3.4. Диффузия бора из твердой фазы.

Сравнительное изучение диффузии бора из пара и твердой фазы выявило существенную зависимость параметров диффузии бора от исходного состояния примеси [62]. В проведенных экспериментах при диффузии из твердой фазы источник примеси обычно находился в предварительно нарощенном эпитаксиальном слое легированном бором. В обоих случаях поверхностная концентрация бора была практически одинаковой.

1. При малых временах отжига не наблюдалось значительных различий в характере распределения и скорости миграции бора при диффузии из пара и твердой фазы. Однако с увеличением продолжительности отжига в случае твердофазной диффузии выявлялась отчетливая тенденция к замедлению диффузии бора. Такой же эффект наблюдался в опытах по изучению перераспределения примеси при вторичном отжиге диффузионных образцов.

2. Было установлено, что скорость диффузии бора из твердой фазы сильно зависит от условий приготовления эпитаксиального слоя БЮ, служащего источником диффундирующей примеси. Повышение температуры роста этого слоя при сохранении постоянной концентрации в нем бора вело к снижению скорости диффузии. Например, при диффузии бора из слоя Б ¡-С (В), выращенного при 2550 °C, коэффициент диффузии бора был на 3- 4 порядка ниже, чем при диффузии из пара.

3. Сравнение концентрационных профилей диффузионных образцов до и после вторичного отжига показал, что уход бора в объем кристалла, в основном происходит из.

19 -3 наиболее сильно легированного поверхностного слоя (Св>5×10 см), в котором значительная часть примеси бора находилась в электрически неактивном состоянии.

Полученные результаты свидетельствуют о том, что имеется несколько состояний бора в вЮ с различной диффузионной подвижностью, причем время релаксации процессов, связанных с изменением состояния примеси, достаточно велико и, по крайней мере, сравнимо с продолжительностью диффузионного отжига.

Таким образом, диффузия из твердофазного источника — легированного бором слоя Б^С — является существенно нестационарным процессом, что обусловлено, очевидно, тем, что в процессе диффузионного отжига уменьшается содержание быстро диффундирующей компоненты бора.

4.3.5. Механизм диффузии бора.

Механизм диффузии бора трудно объяснить в рамках междоузельного механизма. Действительно, энергия активации диффузии бора сравнительно велика. В отличие от Ве мы не наблюдаем заметной компенсации акцепторных центров при диффузии бора в дырочный БЮ.

Столь же трудно объяснить весь набор экспериментальных данных в рамках простой вакансионной модели. В рамках такого механизма трудно понять причину сложного характера диффузионного распределения бора и зависимость коэффициента диффузии от поверхностной концентрации и исходного состояния примеси. Следует учесть также то обстоятельство, что бор в БЮ преимущественно замещает кремний, и простой механизм его диффузии по углеродным вакансиям представляется маловероятным. К тому же, энергия активации диффузии бора в сильно легированном р-5?С оказывается значительно меньше расчетной [37].

Очевидно, более правильным является предположение о том, что быстро диффундирующей компонентой является комплекс типа (В-Ус), концентрация которого лимитируется потоком углеродных вакансий, инжектируемых из поверхностного сильно легированного слоя [8]. Это возможно при условии, что концентрация генерируемых вакансий выше равновесной, определяемой, например, константой Шоттки. Важно, что инжектируемые в объем кристалла состояния являются существенно неравновесными. Такое предположение подтверждает сильная зависимость коэффициента диффузии бора от поверхностных условий, а также экспериментальные свидетельства о нестационарности процесса диффузии из твердой фазы [62]. При увеличении плотности дислокаций, являющихся для вакансий ловушками, коэффициент диффузии бора уменьшается [11].

С повышением температуры диффузии следует ожидать относительного уменьшения вклада этого механизма, как вследствие роста концентрации тепловых вакансий, так и за счет увеличения вероятности распада быстро диффундирующих ассоциатов. Кроме того, тепловые равновесные вакансии могут быть ловушками для быстро диффундирующих центров. С этих позиций становится понятным появление крутого участка на «хвосте» концентрационного профиля при высоких температурах диффузии. Но такой участок менее выражен при диффузии в низкотемпературные образцы (НТО), в которых имеется повышенная концентрация вакансий за счет распада кластеров собственных дефектов, находящихся в объеме образца. Похожая картина имеет место и в 1фисталлах, легированных примесью азота, который способен стабилизировать неравновесные вакансии [57].

Проведенное изучение перераспределения бора в процессе отжига методом трековой авторадиографии показало, что уход бора в основном происходит из тонкого сильно легированного слоя. В случае его удаления наблюдалось существенное замедление диффузии. Интересно, что предварительные измерения распределения дырок в этом образце показали, что в этом слое бор находится преимущественно в электрически неактивном состоянии [14]. Отсюда можно было сделать вывод о том, что источник быстро диффундирующего состояния бора находится именно в этом слое.

Полученные данные могут быть объяснены в рамках следующих представлений:

— примесь бора образует несколько состояний в вЮ.

— основное состояние бора (В5-), которое, как и ассоциат (В^-Ус), — относительно малоподвижнодиффузия этого состояния осуществляется по вакансиям кремния с энергией активации ДЕ"10,5 эВ;

— мобильным состоянием бора является ассоциат (Вс-Ус), который инжектируется непосредственно из паровой фазы или из кластеров, содержащих атомы бора и образующихся при высокой концентрации примеси;

— скорость диффузии бора в 88С лимитируется концентрацией углеродных вакансий (Ус) — поэтому возрастание концентрации Ус за счет изменения положения уровня Ферми или вследствие их генерации вакансионными кластерами, имеющимися в объеме кристалла, приводит к росту коэффициента диффузии бора;

— диффузионно-активные состояния бора являются существенно неравновесными,.

30 поэтому структурные дефекты являются их ловушками и, следовательно, замедляют диффузию бора;

— нестационарность процесса диффузии бора в SiC обусловлена постепенным распадом кластеров, являющихся источником диффузионно-активных состояний.

В заключение отметим, что механизм диффузии бора в SiC во многом аналогичен механизму нестационарной ускоренной диффузии примеси из имплантированного слоя в кремнии [28*, 29*], наблюдаемого при сравнительно низких температурах.

4.4. Диффузия алюминия и галлия.

Алюминий и галлий являются наиболее мелкими акцепторами в SiC. Поэтому интерес к диффузии как методу получения диодных структур различных приборов на базе SiC, таких как силовые диоды, проявился уже давно. Между тем, изучение диффузии этих примесей встречает большие трудности, главным образом, из-за их низкой диффузионной подвижности.

Проведенное нами исследование диффузии этих примесей показало, что скорость миграции очень сильно зависит от исходного состояния примеси, находится ли она в паровой фазе или непосредственно в кристалле.

Изучение диффузии из пара нами проводилось методом р-п-перехода в диапазоне температур 1800° -2400 °С [ 3 ]. Полученные результаты свидетельствуют о достаточно сложном механизме диффузии AI. Концентрационное распределение AI имеет очень крутой приповерхностный участок и более плавный — объемный. Последний мог быть описан дополнительной функцией ошибок. Граничная концентрация для объемной ветви 17 3 составляла (5 -10) хЮ см", т. е. не менее, чем на три порядка ниже истинной поверхностной концентрации.

При диффузии галлия приповерхностный участок отсутствует. Однако, поверхностная концентрация Ga (Cs=(3−5) х 10″ см" 3) значительно ниже (в 30−50 раз), чем его содержание в выращенных при тех же условиях эпитаксиальных слоях SiC [10]. В целом, параметры диффузии Ga и AI были близки, что указывало на идентичность их механизмов диффузии.

Для изучения диффузии AI в приповерхностном слое использовался метод электропроводности [5], причем измерения проводились при последовательном снятии слоев, толщиной 0,2−0,3 мкм. В результате был определен коэффициент диффузии для приповерхностной ветви, который оказался 5,6×10″ Ы см" 3 при 2200 °C. Заметим, что это значение заметно превосходит коэффициент диффузии AI, найденный методом.

19 -3 р-п-перехода в образце с концентрацией доноров (азота) N?=10 см. Это, очевидно, свидетельствует о замедлении диффузии AI азотом вследствие эффекта комплексообразования.

На основании этих данных и с учетом того, что обе эти примеси замещают в решетке Si, был сделан вывод об их механизме диффузии — по вакансиям кремния.

Однако при исследовании диффузии этих примесей был выявлен целый ряд особенностей, которые было трудно объяснить в рамках одного механизма. Были не понятны причины сложного диффузионного профиля AI. Параметры диффузии зависели от времени. При температурах выше 2400 С аррениусовская зависимость D (T) не выполнялась. Наблюдалось замедление диффузии, если в процессе отжига нарастал эпитаксиальный слой SiC.

Поэтому были специально проведены опыты по изучению диффузии AI из твердой фазы, а именно, из предварительно нарощенного эпитаксиапьного слоя SiC, легированного AI [47]. Для изучения распределения бора при диффузионном отжиге использовался наряду с методом р-п-перехода и емкостной метод.

Согласно полученным данным, скорость миграции AI из эпитаксиального слоя.

БЮ (А1) оказалась аномально низкой (Рис.5) (коэффициент диффузии в этом случае был в 102- 104 раз ниже, чем при диффузии из пара), а энергия активации (ДЕ) составляла ~ 11 эВ. Отметим для сравнения, что при диффузии из пара энергия активации диффузии ДЕ = 6,1 эВ.

Делается вывод о том, что диффузия А1 из паровой фазы осуществляется путем миграции метастабильных комплексов (А1-Ус), При температурах диффузии Тп> 2400 °C эти ассоциаты распадаются, что и приводит к аномальной температурной зависимости коэффициента диффузии А1. Косвенным подтверждением этого является повышенная скорость диффузии А1 в ионно-имплантированных слоях содержащих неравновесные собственные дефекты [30*]. Отметим, что ассоциаты (А^-Ус) [30*] выявляются в БЮ методом ЭПР [100].

Однако в выращенных кристаллах ЭЮ атомы А1, очевидно, находятся в узлах кремния, а концентрация быстро диффундирующих ассоциатов очень низка, В этом случае диффузия возможна только по вакансиям кремния, и она требует значительных энергетических затрат.

4.5. Диффузия фосфора.

Фосфор является донорной примесью в карбиде кремния. Дня оценки диффузионной подвижности фосфора в КС нами использовались образцы, содержащие фосфор, введенный методом трансмутационного легирования на заряженных высокоэнергетических частицах [82]. Исследовалось изменение концентрационного профиля фосфора в образце при его высокотемпературном отжиге.

Результаты, полученные подобной методикой, более адекватно отражают процесс твердофазной диффузии, поскольку в данном случае примесные центры не вводятся через границу раздела фаз, а диффузия осуществляется только за счет термической активации атомов, находящихся в регулярных позициях в объеме кристалла. Тем самым, сводится к минимуму вероятность участия в диффузионном потоке состояний примеси, генерируемых на поверхности. Полученные данные характеризуют диффузию в собственном полупроводнике, так как имеет место неравенство: Ср"П-, (где Ср • концентрация трансмутированного фосфораП- - плотность собственных носителей заряда).

При трансмутационном легирований вводятся также радиационные дефекты. Однако они в основном отжигаются при Т <2000 °С, и их влиянием на скорость миграции примеси при более высоких температурах, очевидно, можно пренебречь.

Использовались образцы БЮ политипа 6Н, выращенные методом Лели, преимущественно п-типа проводимости, легированные азотом, с концентрацией некомпенсированных доноров (Щ-Ка) = (2 — 4) х Ю18 см" 3. В ряде экспериментов применялись также сильно легированные алюминием (Са1 «5 х Ю20 см'3) образцы дырочного 81С .

Для трансмутационного введения фосфора образцы облучались а-частицами с энергией 16 и 20 МэВ при плотности тока ^ 0.1 мкА/см2. Для получения более резкого концентрационного профиля фосфора облучение проводилось при косом падении пучка под углом 6 + 30°. Трансмутационное легирование осуществлялось за счет ядерной реакции 2981(а, р)32Р.

После облучения образцы отжигались в замкнутых графитовых контейнерах в атмосфере аргона при температуре 2000° - 2600 °C. Для уменьшения испарения образцы располагались в изотермической зоне, окруженной со всех сторон мелкодисперсным порошком БЮ. Время отжига варьировалось от 30 мин до 10 ч., толщина испаренного слоя БЮ в процессе отжига не превышала 2−3 мкм. Концентрационный профиль фосфора определялся путем измерения остаточной рактивности образцов при последовательном снятии поверхностных слоев методом химического травления в расплаве щелочи КОН. Толщина слоев была 1 мкм. Профиль радиоактивного фосфора одновременно анализировался и в контрольном образце, который не подвергался диффузионному отжигу.

Согласно полученным результатам, заметные изменения концентрационного профиля выявлялись лишь при температурах отжига выше 2400 °C. Из полученных данных определялся коэффициент диффузии в предположении, что выполняется закон Фика. Для этого рассматривалась одномерная диффузия в полупространстве с непроницаемой границей.

Температурная зависимость коэффициента диффузии фосфора дана на рис. 5. Обращает на себя внимание очень высокая величина энергии активации диффузии фосфора ДЕР=11,2 эВ, которая выше, чем в случае самодиффузии в ЭЮ кремния (ДЕ51 =8.18 эВ) и углерода (ДЕС = 8.2 эВ) [18*]. Отметим, что в исследованном диапазоне температур Вр по величине ближе к значению коэффициента самодиффузии кремния. В то же время коэффициент самодиффузии углерода на 2 — 3 порядка выше. Отсюда можно было бы предположить, что миграция фосфора осуществляется по вакансиям углерода. Однако в рамках этой модели трудно понять причину более высокой скорости миграции фосфора в сильно легированном рБЮ.

Известно, что вакансии кремния в 8) С заряжены отрицательно, и, следовательно, их концентрация должна снижаться с увеличением концентрации акцепторной примеси, приводя к уменьшению подвижности фосфора. На самом деле наблюдается обратный эффект, свидетельствующий скорее в пользу механизма диффузии фосфора с участием углеродных вакансий. В этой связи отметим, что энергия активации диффузии фосфора (ДЕР) не сильно отличается от ранее установленной величины ДЕ для диффузии азота [27*], который замещает в решетке БЮ углерод и, очевидно, мигрирует по вакансиям углерода.

4.6. Диффузия азота и кислорода в БЮ.

Азот и кислород — донорные примеси в БЮ. Диффузия этих примесей изучалась в образцах ртипа проводимости, легированных А1 [9]. Температура диффузии варьировалась от 1900° до 2500 °C. Диффузионное введение контролировалось по глубине р-пперехода и толщине люминесцирующего слоя. В качестве диффузанта использовался молекулярный азот и 8Ю2 или СОг, вводимые в диффузионную камеру. Зависимость коэффициента диффузии от температуры представлена на рис. 5. Обращает на себя внимание более высокая диффузионная подвижность кислорода по сравнению с азотом. Возможно его диффузия не является чисто вакансионной. К сожалению, отсутствие надежных методов идентификации кислорода в БЮ затрудняет анализ механизма его диффузии.

Суммарные данные по диффузии в вЮ приведены на Рис. 5.

Рис. 5. Зависимость коэффициентов диффузии примесей в БЮ. Толстые линиидиффузия из пара. Тонкие линиидиффузия А1, В и Р непосредственно из твердой фазы БЮ. Данные по азоту взяты из [27*], по самодиффузии из [18* ],.

5. ПРИРОДА ПРИМЕСНЫХ ЦЕНТРОВ В ЗЮ.

Трудности контролируемого легирования 81С являлись главной причиной того, что долгое время азот оставался единственной хорошо изученной примесью. Сведения о других важнейших примесях, таких как А1, В, Оа, их поведение в связи с условиями легирования оставались неполными.

Используемые в настоящей работе методы легирования обеспечивали контролируемое введение различных примесей. Условия приготовления образцов варьировались в широких пределах. Наиболее широко исследовались кристаллы, легированные при росте ССМ. Изучались также образцы, легированные путем диффузии или нейтронного облучения (трансмутационное легирование). Для идентификации природы примесных центров в ряде случаев в кристалл вводились изотопы кремния, углерода или других элементов.

Бор

Бор — важнейшая акцепторная примесь в Б1С. Большой интерес к этой примеси обусловлен тем, что поведение бора в БКГ является достаточно сложньм, причем свойства легированных образцов зависят от условий и метода приготовления кристалла. Поскольку бор — элемент 3 группы, то можно было ожидать, что он создает один уровень в запрещенной зоне. При этом долгое время считалось, что бор замещает в решетке углерод.

Однако поведение бора оказалось значительно более сложным. Уже в работе [8] приводились свидетельства взаимодействия атома бора с вакансиями для объяснения особенностей диффузии и люминесцентных свойств. В [14, 26] было установлено, что бор создает 2 акцепторных уровня- 0.3−0.4 эВ и 0,55−0.6 эВ. Возникновение глубокого уровня бора было прямо связано с присутствием в образцах повышенной концентрации углеродных вакансий. Анализ особенностей диффузионного распределения бора и неполная электрическая активность бора при высоких концентрациях привел к заключению [25] о возможности образования различных ассоциатов бора с вакансиями, причем ассоциаты, включающие в себя несколько атомов бора, например, (Вс-Ус-Вв1) или (Вс-Вз1), очевидно, являются малоподвижными.

С помощью рентгеновских методов [29] было показано, что введение бора в БЮ приводит к сжатию решетки. Этот результат поставил под сомнение представление о том, что бор замещает углерод, т.к. атом бора больше углерода. В дальнейшем, для определения природы примесных центров мы воспользовались резонансными методами: ЭПР и ДЭЯР. Для исследования были изготовлены образцы, специально легированные изотопом 13С и бором. Измерения ЭПР на таких образцах позволили установить, что бор находится в решетке 81С на месте кремния (В$ 1) [ 42].

Этот вывод в дальнейшем был подтвержден методом ДЭЯР [83]. Более тщательные совместные измерения ЭПР и ДЭЯР [110] на образцах, обогащенных изотопом 13С, позволили получить детальную информацию об электронной структуре мелкого бора в 6Н ею.

Аналогичным образом по сверхтонкому взаимодействию с ядрами ПВ и '°В в обогащенном изотопом 13С бН-БЮ был впервые обнаружен и идентифицирован в образцах вЮ, выращенных при низкой температуре, центр глубокого бора [100, 104,116]. Выяснилось, что он имеет аксиальную симметрию вдоль гексагональной оси. Было доказано соответствие между обнаруженным центром и спектрами ЭПР, люминесценции, емкостной спектроскопии и ОДМР. Этот центр представляет собой пару (Вв! — Ус) с направлением связи вдоль с-оси кристалла Полученный результат был подтвержден при изучении подобных образцов методом ДЭЯР [99].

При высоких температурах ассоциат (ВэьУс) может служить источником углеродных вакансий. Возможно, именно наличие этих вакансий вблизи центров глубокого бора, алюминия и галлия приводит к наблюдаемому экспериментально некоторому разбросу g-фaктopoв.

Алюминий и галлий.

Наряду с бором, алюминий является основной акцепторной примесью в ЭЮ. До недавнего времени считалось установленным, что А1 создает один акцепторный уровень в запрещенной зоне (0,27 эВ для политипа 6Н). Энергия ионизации Оа несколько больше — 0.29 эВ [10]. Измерение параметров решетки ЙЮ, легированного А1 [29], и данные ЭПР [104] показали, что обе эти примеси замещают кремний.

Однако некоторые факты не вписывались в концепцию наличия только одного состояния для этих примесей в БЮ.

1. Как уже отмечалось, механизмы диффузии алюминия и бора в БЮ имеют много общего, что явно свидетельствует о сложном поведении этих примесей.

2. Спектр люминесценции легированных А1 образцов вЮ, а также электролюминесценции алюминиевых р-п-переходов зависел от условий приготовления образца и нередко оказывался смещенным в длинноволновую сторону, особенно если примесь вводилась при относительно низких температурах.

Имелись и другие экспериментальные свидетельства, косвенно указывающие на присутствие глубоких центров в 81С, легированном А1 [104].

Для идентификации возможных состояний А1, а также ва, нами исследовались спектры ЭПР образцов 81С, выращенных при различных температурах и легированных этими примесями. В результате, в таких кристаллах 6Н-81С, выращенных ССМ при температуре ниже 2300 °C были обнаружены новые спектры ЭПР, которые по многим признакам были подобны спектрам глубокого бора [104]. Эти спектры ЭПР имеют симметрию, близкую к аксиальной вдоль оси С кристалла. Качественно ориентационные зависимости спектров ЭПР для глубокого бора и новых спектров А! и О, а отличаются только величиной g-фaктopoв. В случае галлия удалось наблюдать сверхтонкую структуру от изотопов 69ва и «ва, причем, как и в случае с глубоким бором, эта структура разрешалась в ориентациях магнитного поля под углами 20 — 40° по отношению к С-оси кристалла.

Было показано, что за глубокое состояние А! и Оа ответствен ассоциат атома примеси с углеродной вакансией (А8ьУс), стабильный при температурах ниже 24С0 °С. Анализ этих данных, а также результатов изучения подобных образцов методом ОДМР, позволил сделать вывод, что обнаруженный центр А1 является глубоким акцептором с энергией ионизации порядка -0,5 эВ, т. е. примерно на 0.1 эВ меньше, чем у глубокого бора.

Таким образом, согласно полученным данным, А1 и Оа, как и бор, имеют в 8¡-С не менее двух акцепторных состояний, сильно различающихся по энергии ионизации.

Бериллий.

Изучение электрических свойств БЮ (Ве) выявило два акцепторных уровня с энергией ионизации 0,42 эВ и 0,6 эВ [1]. Но очевидно, что энергетический спектр Ве в 8¡-С значительно более сложен и включает в себя, наряду с акцепторными, также и донорные уровни. Это следует из изучения механизма диффузии Ве [1, 36]. Проведенный анализ компенсации Ве образцов $?0, легированных акцепторными примесями, и расчет донорно-акцепторного взаимодействия на основе модифицированной модели Рейса[15] показали, что междоузельный Ве является донором с зарядом +2. Причем доля междоузельного Ве в собственном ЭЮ составляет 1% и повышается с увеличением содержания акцепторов. Отметим, что концентрация донорного Ве зависит от содержания акцепторных примесей с, пМз. и может доходить до 5×10 см.

Изучение люминесценции также подгверждае т наличие нескольких состояний Ве в БЮ [2]. Наблюдается характерная линейчатая люминесценция в коротковолновой области спектра и 3 полосы в зеленой, желтой и красной области спектра (политип 6Н), принадлежащих различным центрам.

Дальнейшее изучение Ве в ЭЮ проводилось методом ЭПР [100]. Было выявлено несколько центров, обусловленных присутствием Ве. При этом, форма спектров ЭПР бериллия и их ориентационные зависимости существенно зависят от температуры регистрации и претерпевают изменения при температурах выше 10 и 50К. В области температур ниже 10К наблюдались спектры ЭПР трех типов центров с симметрией, близкой к аксиальной, с направлением симметрии вдоль оси С кристалла. Они относятся к двум квазикубическим и гексагональной позициям бериллия в бН-БЮ. Как показал проведенный анализ, из-за малого по сравнению с кремнием радиуса атом Ве, подобно мелкому бору, занимает нецентральное положение в узле кремния, т. е. сдвигается из центра тетраэдра по направлению к центру плоскости трех атомов углерода.

Поскольку взаимодействия с углеродом не наблюдается, можно считать, что по аналогии с мелким бором большая часть спиновой плотности для акцепторов Ве, по-видимому, локализована на ближайшем к Ве атоме углерода. Оставшаяся часть спиновой плотности распределена между ближайшими к углероду тремя атомами кремния и одним атомом Ве (замещающим четвертый атом кремния).

Отметим, что в случае Ве все три центра, как кубические, так и гексагональные, имеют аксиальную симметрию. Это существенно отличает бериллий от мелкого бора, у которого аксиальная симметрия при низких температурах наблюдалась только для бора в Ь-позиции.

При температуре выше 50 К симметрия двух центров бериллия, отнесенных к.

36 квазикубическим позициям Ве, понижается и становится ниже аксиальной с осью г, направленной вдоль одной из связей Ве-С, не совпадающей с гексагональной осью. Следует учитывать, что Ве, в отличие от мелкого бора, является двойным акцептором и характеризуется более сложной системой энергетических уровнейследовательно, температурные изменения спектров ЭГХР могут быть обусловлены как электрон-фононными взаимодействиями, так и перезаселением энергетических уровней.

Скандий.

Интерес к этой примеси был обусловлен тем, что она является активатором высокотемпературной люминесценции (зеленой в 4Н Б^С) [21]. Энергия ионизации вс, определенная путем холловских и оптических измерений, составляет 0.55 эВ. В [100] методом ЭПР были зарегистрированы спектры ЭПР центров с электронным спином Э = ½ и ядерным спином 1 = 7/2. Очевидно, скандий замещает кремний и находится в регулярном окружении, подобно мелким акцепторам бора, алюминия и галлия. При этом симметрия спектров ЭПР, в которых проявляются три магнитно-неэквивалентных центра, обусловлена перераспределением спиновой плотности и, возможно, нецентральным положением атома скандия, например, сдвигом в плоскости (1120) в направлении оси С. Однако возможно, что этот центр обладает более сложной структурой и наряду с атомом скандия в него входит другой дефект.

Хром.

Исследование легированных Сг образцов 51С [92] выявило различные зарядовые состояния Сг. Измерена сверхтонкая структура^3Сг и свехтонкая структура для лигандов М81 и 13С, что позволило заключить, что Сг замещает в решетке кремний. Наблюдался спектр Сг (3<3 ¦) со спином 8=3/2 в А" -состоянии на 3-х неэквивалентных местах решетки. Дня нейтрального А° состояния выявлен спиновый триплет ЭПР спектра с параметрами тонкой структуры Р = 3.35 вЬг и gл =2.0, gj. =2.01. Обнаружен дополнительный анизотропный спектр со спином 8=½ и gфакторами g= 1.77 и 3.7 при приложении электрического поля параллельно и перпендикулярно оси С.

Молибден.

Проведено комплексное изучение бН-ЭЮ, легированных Мо, различными резонансными методами, в том числе ЭПР, ОДЭПР [105]. Идентифицированы 2 заряженных состояния: Мо4+ (4й2) и Мо3+(4<33). Показано, что молибден является многозарядной примесью, создавая как акцепторные, так и донорные уровни в верхней половине запрещенной зоны. Поэтому введение этой примеси может быть использовано для получения полуизолирующего 81С. Наличием этого центра можно объяснить также деградацию полупроводниковых приборов с Мо контактами.

Эрбий.

Как известно, легирование полупроводников Ег представляет интерес в связи с возможностью получения на их основе светодиодов с узкополосным излучением, не зависимым от температуры. Ранее примесь Ег вводилась в ЭЮ путем ионной имплантации, но очень малая толщина слоя не позволяла провести исследование природы примесного центра Ег в 51С.

В настоящей работе исследованы объемные кристаллы 81С, легированные Ег, методом ЭПР[115]. Удалось провести прямую идентификацию центра Ег по сверхтонкому взаимодействию с ядром 167Ег. Выявлено 2 состоянияс аксиальный и орторомбический симметрией. Последний является ассоциатом, включающим атом Ег, замещающий кремний, и неизвестный дефект на месте углерода.

Фосфор

Элементы 5 группы — Р, Ав, БЬ являются донорами в вЮ. Однако низкая растворимость этих примесей в БЮ и присутствие в исследуемых образцах примеси азота затрудняет идентификацию природы примесных состояний в кристаллах БЮ, легированных в процессе роста. В работах [46, 87, 90] проводилось изучение электрических свойств, ЭПР и ОДЭПР образцов 6Н-Б1С, содержащих трансмутированную примесь фосфора. Было установлено, что фосфор является мелким донором с энергией ионизации основного состояния ~ 0,1 эВ, т. е. почти такой же как у азота [46, 87]. Атом трансмутированного фосфора располагается в подрешетке кремния, на что указывает различие в величинах констант СТС у атомов фосфора и азота. Спектры ЭПР выявляют 3 группы линий, из которых две соответствуют кристаллорафически неэквивалентным положениям изолированного фосфора, находящимся в кубической и гексагональной позициях, а третья принадлежит ассоциату атома фосфора с вакансией, ориентированного вдоль оси С [90].

Кислород.

Изучались кристаллы, легированные кислородом, при росте или диффузии [б]. Было показано, что кислород является активатором голубой и высокотемпературной желтой люминесценции. Но природа центра остается неясной из-за отсутствия надежных методов идентификации этой примеси.

Литий.

Исследовались электрические свойства и ЭПР лития в 810 [41]. Были обнаружены 4 слабых линии на спектре ЭПР, свидетельствующие о донорных свойствах этой примеси. Однако электрические измерения не позволили выяснить энергетические параметры Ы, возможно, вследствие того, что большая его доля находится в виде нейтральных ассоциатов. б. ПРИБОРЫ НА БАЗЕ БЮ.

Возможности контролируемого роста и легирования Б1С различными примесями позволили разработать прототипы различных приборов, таких, как коротковолновые светодиоды, счетчики заряженных частиц, тензодатчики, стабилитроны, высокотемпературные диоды.

Но наибольшее внимание было привлечено к коротковолновым светоизлучающим диодам (СИД)[75]. Была показана возможность получения различных типов СИД с излучением, охватывающим весь видимый диапазон спектра. В качестве активаторов люминесценции использовались примеси: В, А1, ва, Бс, Ве, N. О, а также дефектные центры. Приборные структуры в основном формировались на базе политипов 6Н и 4Н. При этом слои политипа 4НБЮ выращивались на подложках политнпа 6Н или 1.

Было показано, что эффективность излучения сильно зависит не только от примесей, но и от условий получения кристаллов. В случае СИД, приготовленных путем введения примесей Оа или А1, наибольшая эффективность излучения в голубой области спектра реализовалась в эпитаксиальных структурах, выращенных при предельно высоких температурах.

Напротив, если центрами излучательной рекомбинации являются собственные дефекты (О^центры) или их ассоциаты с примесями — (В-У) ассоциаты (В-центры), то более предпочтительны образцы, полученные при более низкой температуре (Т<2000 °С), в которых реализовалась более высокая эффективность электролюминесценции. К тому же, в таких кристаллах дефектные центры излучательной рекомбинации обладают повышенной термической стабильностью. Это важно при создании структур СИД методом ионной имплантации, когда для получения качественного р-п-перехода требуется проведение высокотемпературного отжига.

Структуры СИД формировались преимущественно путем эпитаксиального наращивания, осуществляемого ССМ. В случае бора использовалась также диффузия.

Собственные дефекты — активаторы люминесценции обычно вводились путем ионной имплантации, а также при облучении уже готовых структур р-п-переходов быстрыми электронами или нейтронами [78].

Разработано несколько типов зеленых светодиодов с Ятах=520−530 нм, получаемых различными методами: диффузией бора в 4Н БЮ (а) — ионной имплантацией А1 в 6Н в1С (б) или путем облучения быстрыми электронами р-пструктур на базе 6Н (в). Полный внешний квантовый выход этих приборов ~ 10″ 3. Отметим, что борные СИДы имеют повышенную резистивность к радиации.

Голубые и синие СИДы с Хщах =475−485 нм получают на базе эпитаксиальных слоев, легированных Оа и N. или путем имплантации А1 в 4Н ЭЮ. Эффективность этих светодиодов порядка 10'4.

Фиолетовые СИДы с Хтах =440 нм изготовлялись путем эпитаксиального наращивания слоев 4Н-81С, пиртипов проводимости, легированных Оа и N (п-тип) и А1 (р-тип) на подложке бН-ЭЮ. Их эффективность была на уровне 10″ 5.

Все перечисленные приборы сохраняли работоспособность при температурах от -50 до +150 °С. За 105 часов эксплуатации изменение параметров приборов не превышало 2%.

На базе низкотемпературных эпитаксиальных слоев БЮ были получены специальные особо стабильные обратно смещенные СИДы (ОСИД), которые могли быть использованы в качестве опорных источников света, например, для калибровки фотодетекторов [75].

7.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

.

1. Исследованы особенности легирования при сублимационном росте. Впервые определены предельная растворимость примесей Ве, В, N. А1, Р, йс, «П, Мп, Си, Ста, ве, Аз, У, Мо, Бп, 5Ь, Но, Ег, Та, W, Аи. Показана возможность контролируемого получения монокристаллических слоев различных политипов 8 ¡-С, как п-, так и р-типов проводимости, с концентрацией примеси от 1016 до 1021 см» 3. Установлена зависимость концентрации важнейших примесей N. В, А1, ва, Р от ориентации подложки, температуры и скорости роста, упругости пара примеси и соотношения 81: С в зоне роста. Рассчитаны элементарные коэффициенты захвата этих примесей.

Факторами, ограничивающими захват примеси при росте, являются низкая адсорбция примесных атомов и возможность образования включений второй фазы на растущей поверхности. Показано, что процесс легирования БЮ, как правило, является существенно неравновесным, и концентрация примеси в твердой фазе определяется, превде всего, ее содержанием в слое хемосорбата.

2. Показано, что с увеличением процента гексагональное&tradeполитипа уменьшается концентрация в нем углеродных вакансий. Изучено влияние примесей, отклонения от стехиометрии и кристаллографической ориентации подложки на политипизм. Показано, что введение примесей, как правило, способствуют изменению политипа. Обнаружен эффект политипной неустойчивости при росте на сингулярной поверхности.

Введение

изовалентных примесей элементов 1УЬ-группы в зону роста сдвигает стехиометрический состав в сторону избытка углерода и позволяет управляемо получить слои политипа 4Н на подложках других политипов. Примеси Та, 7. г, Н£ Ва, способствуют обогащению твердой фазы избытком кремния и росту кубического вЮ.

3. Исследована диффузия примесей В. А1, Оа, Ве. 1л, О в в широком диапазоне температур. Показано, что коэффициенты диффузии В и Ве возрастают с увеличением концентрации акцепторов и уменьшаются с ростом концентрации доноров (азота). Методом изоконцентрационной диффузии доказано, что причиной появления крутого приповерхностного участка концентрационного профиля бора является взаимодействие быстро диффундирующих состояний с атомами бора, находящимися в узле решетки. Для примесей бора и алюминия выявлена существенная зависимость коэффициента диффузии от поверхностных условий. Показано, что диффузия акцепторных примесей (В, Ai, Ga) стимулируется потоком неравновесных углеродных вакансий, источником которых являются кластеры, находящиеся в приповерхностном слое или в объеме кристалла. При диффузии из пара эти кластеры образуются непосредственно в приповерхностном сильно легированном слое, следствием чего является неполная электрическая активность примеси. Показано, что отсутствие источников неравновесных дефектов приводит к резкому уменьшению диффузионной подвижности примеси. Анализ полученных данных свидетельствует о том, что диффузия Li и преимущественно Be, осуществляется по междоузлиям, а донорные примеси N и Р мигрируют преимущественно вакансионным механизмом.

4. Изучено поведение неравновесных радиационных дефектов, введенных при облучении реакторными нейтронами, быстрыми электронами и ионами в процессе релаксационного отжига в диапазоне температур 50 -2500 С. Обнаружено не менее 4 стадий отжига. Экспериментально определена энергия миграции вакансий ?, 9−2,1 эВ. Получены прямые доказательства образования в процессе отжига кластеров, как вакансионного, так и междоузельного типов. Показано, что примесь азота при концентрации более 1×1018 см" 3 способствует кластеризации вакансий. Вакансионные кластеры стабильны до 2300 °C, а междоузельные сохраняются во всем исследованном температурном диапазоне, но их размеры при отжиге изменяются.

5. Показано, что образцы SiC, выращенные методом сублимации при температурах ниже 2100 °C содержат повышенную концентрацию вакансионных дефектов, находящихся в виде кластеров и ассоциатов. К образованию этих кластеров ведет наличие в кристалле избыточного сверхстехиометрического кремйия. Эти кластеры обуславливают специфические свойства кристаллов SiC, выращенных при низкой температуре. Их распад вследствие эффекта освальдова созревания приводит к увеличению концентрации неравновесных точечных собственных дефектов при высоких температурах и, как следствие, к повышению термической стабильности ассоциатов, включающих углеродные вакансии.

6. Показано, что акцепторные примеси 111 группыВ, Be, Ga имеют несколько химически неэквивалентных состояний. Используя технику изотопного легирования SiC изотопами 13С. 10 В и «в, было установлено, что бор замещает преимущественно кремний, а не углерод, как считалось ранее. Другим состоянием бора, а также акцепторных примесей 111 группы, являются ассоциаты примесных атомов с вакансиями, наблюдаемые в кристаллах, выращенных при температуре Tg<2300 °С.

7. С помощью резонансных методов (ЭПР. ДЭЯР) изучена природа примесных центров переходных и редкоземельных элементовМо, Сг, Ег, а также фосфора. Показано, что фосфор является в SiC мелким донором (Е=0,1 эВ), а Мо — создает в запрещенной зоне SiC глубокие центры.

8. Разработана технология получения приборных структур на базе SiC, в том числе коротковолновых источников света с излучением в зеленой, голубой и фиолетовой областях.

Список основных публикаций включенных в диссертацию:

1. Ю. П. Маслаковец, Е. Н. Мохов, Ю. А. Водаков, Г. АЛомакина. Диффузия бериллия в карбиде кремнияФТТ, 1968, т. 10, в. 3, с. 809−814.

2. В. И. Соколов, В. В. Макаров, Е. Н. Мохов, Г. А. Ломакина, Ю. А. Водаков. Люминесценция карбида кремния, легированного бериллиемФТТ, 1968, т.10, в. З, с. 3022−3026.

3. Е. Н. Мохов, Ю. А. Водаков, Г. А. Ломакина. Диффузия алюминия в карбиде кремния.

ФТТ, 1969, т. 11, В.2, с. 519−522.

4. Ю. А. Водаков, Е. Н. Мохов. Способ получения полупроводникового карбида кремния //Патенты: Англия:!*) 1 458 445 (1977) — ФРГ: No 24 09 005 (1977) — США No 414 572 (1979) — Франция: No 2 264 589 (1975).

5. Г. А. Ломакина, Ю. А. Водаков, Е. Н. Мохов, В. Г, Одинг, Г. Ф. Холуянов. Сравнительное исследование электрических свойств трех политипов карбида кремнияФТТ, 1970, т. 12, В.10, с.2918−2922.

6. Г. Ф. Холуянов, Ю. А. Водаков, Э. Е. Виолин, Г. А. Ломакина, Е. Н. Мохов. Роль кислорода в голубой и борной люминесценции карбида кремнияФТП 1971, т.5, в.1, с.39−42.

7. Е. Н. Мохов, С. Х. Копров, Ю. А. Водаков Диффузия в сильно легированных полупроводниках — ФТТ, 1971, т.13, в. 12. с. 3695−3697.

8. Е. Н. Мохов, Ю. А. Водаков, Г. А. Ломакина, В. Г. Одинг, Г. Ф Холуянов, В. В. Семенов. Диффузия бора в карбиде кремнияФТП, 1972, т.6, в. З, с. 482−487.

9. Yu.A.Vodakov, E.N.Mokhov. Diffusion and solubility of impurities in Silicon Carbide-Silicon Carbide-1973 (South Carolina Univ. Press, 1974) p.508−520.

10. Yu.A.Vodakov, G.A.Lomakina, E.N.Mokhov, E.I.Radovanova, V.I.Sokolov, M.M.Usmanova, G.F.Yuldashev, B.S.Machmudov. Silicon Carbide Doped with Gallium-Phys.St. Sol. 1976, v.35a, p.37−43.

11. Ю. А. Водаков, Е. Н. Мохов, Н. А. Прохоров, А. С. Трегубова. Замедление дислокациями диффузии примесей в карбиде кремнияФТТ 1976, т.18, в.6, с. 2101−2104.

12. Ю. А. Водаков, Г. А. Ломакина, E.H. Мохов, Б. С. Махмудов, М. М. Усманова, Г. Ф. Юддашев. Карбид кремния, легированный алюминием и галлиемВ сб.: Свойства легированных полупроводниковМ. Наука, 1977, с.48−52.

13. Ю. А. Водаков, Г. А. Ломакина, Е. Н. Мохов, В. Г. Одинг. Влияние структуры политипа на диффузию примесей в карбиде кремнияФТТ 1977, т.19, в.9, с.1812−1814.

14. Ю. А Водаков, Н. Жумаев, Б. П. Зверев, Г. АЛомакина, Е. Н. Мохов, В. Г. Одинг, В. В. Семенов, Ю. Ф. Симахин. Карбид кремния, легированный боромФТП 1977, т.11, в.2, с.373−378.

15. КХА. Водаков, Г. А. Ломакина, Е. Н. Мохов, В. Г. Одинг, Е. И. Радованова. Бериллий как донорная примесь в карбиде кремнияФТТ 1978, т. 20, в. 2, с. 448−451.

16. Ю. А. Водаков, М. Г. Рамм, Р. Г. Веренчикова, Г. А. Ломакина. Получение чистых слоев SiC — В сб.: Тезисы 2 Всесоюзн. Совещ. по широкозонным полупров. Л.1979, с. 64.

17. Yu.A.Vodakov, E.N.Mokhov, A.D.Roenkov, D.T.Saidbekov Effect of crystailographic orientation on the polytype stabilizator and transformation of the Silicon Carbide — Phys. St. Sol. 1979, v.51a, N l, c.209−215.

18. Ю. А. Водаков, Е. Н. Мохов, А. Д. Роенков, М. М. Аникин. Влияние примесей на политипизм карбида кремния — Письма в ЖТФ 1979, т.5, в.6, с.367−370.

19. Yu.A.Vodakov, E.N.Mokhov, M.G.Ramm, A.D.Roenkov. Epitaxial growth of SiC layers by Sublimation Sandwich Method. Part 1. Growth kinetic. — Krist. und Techn. 1979, v. 14, N 6, p.729−740.

20 Е. Н. Мохов, Ю. А. Водаков, Г. А. Ломакина. Проблемы управляемого получения легированных структур на базе карбида кремния — В сб.: Проблемы физики и технологии шйрокозонных полупроводников — Л., 1979, с.136−149.

21. Ю. А. Водаков, Г. А. Ломакина, Е. Н. Мохов, В. Г. Одинг, В. В. Семенов, В. И. Соколов. Современные представления о полупроводниковых свойствах карбида кремния — В сб.: Проблемы физики и технологии широкозонных полупроводников — Л., 1979, с. 164−168.

22. E.H. Мохов, М. Г. Рамм, M. М. Усманова, Б. П. Зверев, Н. Жумаев. Влияние азота на диффузию бора в карбиде кремния // В сб.: Проблемы физики и технологии широкозонных полупроводников — Л., 1979, с. 316−320.

23 М. Г. Рамм, Е. Н. Мохов, Р. Г. Веренчикова. О кинетической зависимости растворимости азота в карбиде кремния — Неорганич. Матер. 1979. т.15,в.12,с.2233−2234.

24. Е. Н. Мохов, Б. П. Зверев, М. Г. Рамм, М. М. Усманова. Поверхностное распределение бора при диффузии в карбиде кремния — Неорганич. Матер. 1980. т.16, в. 12, с.2153−2156.

25. Ю. А. Водаков, Г. А. Ломакина, Е. Н. Мохов, В. Г. Одинг. Особенности диффузии бора в карбиде кремния — ФТП, 1980, т. 14, в.2, с. 377−379.

26. А. И. Вейнгер, Ю. А. Водаков, Ю. И. Козлов, Г. А. Ломакина, Е. Н. Мохов, В. Г. Одинг, В. И. Соколов. Примесные состояния бора в карбиде кремния — Письма в ЖТФ, 1980, т.6, в.21, с.1319−1321.

27 Е. Н. Мохов, М. М. Усманова, Г. Ф. Юлдашев, Б. С. Махмудов. Исследование кинетики роста растворимости и политнпизма эпитаксиальных слоев SiC, легированных фосфором — Неорганич. материалы, 1981, т. 17, в.2., с.258−261.

28. А. О. Константинов, Е. Н. Мохов. Влияние избыточного кремния на массоперенос карбида кремния в сублимационном сэндвич-методе — Письма в ЖТФ, 1983, т.7, в.4, с.247−250.

29. Р. Н. Кютг, Е. Н. Мохов, А. С. Трегубова. Деформация решетки и совершенство слоев карбида кремния, легированных алюминием и бором — ФТТ, 1981, т.23, в.11, с.3496−3499.

30. Л. А. Косяченко, Х. А. Шамуратов, Е. Н. Мохов, М. А. Кадыров, А. В. Пивовар, В. М. Склярчук. Излучение МДПструктуры на основе карбида кремния 4Н-политипаДокл. АН УзССР 1981, в.1, с.28−30.

31. E.N.Mokhov, I.L.Shulpina, A.S.Tregubova, Yu.A.Vodakov. Epitaxial Growth of SiC Layers by Sublimation Sandwich Method. Part 2. Structural Defects and Growth MechanismCryst. und Techn. 1981, v. 16, N 8, p.879−886.

32. Р. Г. Веренчикова, Ю. А. Водаков. Д. Т, Литвин, Е. Н. Мохов, М. Г. Рамм, В. И. Санкин,.

A.Г.Остроумов, В. И. Соколов. Электрофизические характеристики 6НSiC р-п-переходов с эпитаксиальным р+ -слоем. ФТП, 1982, т.16,в.11, с.2029;2032.

33. Ю. А. Водаков, Г. А. Ломакина, Е. Н. Мохов. Нестехиометрия и политипизм карбида кремния — ФТТ, 1982, т.24, в.5, с.1377−1383.

34. Е. Н. Мохов, Б. С. Махмудов, М. М. Усманова, Г. Ф. Юлдашев. Растворимость и макросегрегация примесей в SiC. — Письма в ЖТФ, 1982, т. 8, в. 6, с. 377−380.

35. Ю. А. Водаков. Г. АЛомакина Е. Н. Мохов. Зависимость растворимости примесей в SiC от кристаллографической ориентации и структуры политяповВ сб.: Легирование полупроводников, Наука, М., 1982, с.230−233.

36. Ю. А. Водаков, Е. Н. Мохов, В. Г. Одинг. Междоузельная диффузия В и Be в SiCНеорганич. материалы, 1983, т.20, в.7, с. 1086−1088.

37. Е. Н. Мохов, Е. Е. Гончаров, Г. Г. Рябова. Диффузия бора в дырочном карбиде кремнияФТП, 1984, т.18, в.1, с.49−53.

38 Е. Н. Мохов, М. М. Усманова, Г. Ф. Юлдашев, Б. С. Махмудов. Легирование карбида кремния примесями 111 -а подгруппы — Неорганич. материалы, 1984, т.20, в.8, с. 1383−1386.

39. Г. А. Ломакина, Е. Н. Мохов. Электрические свойства сильно легированного 6НSiC, облученного нейтронами — ФТП, 1984, т.18, в. Ю, с.1911;1913.

40. А. И. Вейнгер А.А.Лепнева, Г. А. Ломакина, Е. Н. Мохов, В. И. Соколов. Отжиг радиационных дефектов в nSiC, облученном нейтронами — ФТП, 1984, т.18, в.11. с. 20 142 019.

41. Е. Е. Гончаров, А. Г. Зубатов, Г. А. Ломакина, E.H. Мохов, Г. Г. Рябова. Диффузия, растворимость и ЭПР лития в карбиде кремния — ФТТ, 1985, т.27, в.11, с.3479−3481.

42. А. Г. Зубатов, И. М. Зариикий, С. Н. Лукин, Е. Н. Мохов, В. Г. Степанов. ЭПР в карбиде кремния, легированном бором — ФТТ, 1985, т. 27, в.2, с. 322−329.

43. Е. Н. Мохов Р.Г.Веренчикова, Ю. А. Водаков, Е. Е. Гончаров, Г. А. Ломакина,.

B.Г.Одинг, М. Г. Рамм, АД. Роенков, Г. Г. Рябова. Исследование особенностей легирования монокристаллического SiC при росте сублимационным сэндвич-методом — В сб.: Легированные полупроводниковые материалы М., 1985, с.45−52.

44. Ю. А. Водаков, Г. А. Ломакина, Е. Н. Мохов, М. Г. Рамм, В. И. Соколов. Влияние условий роста на термическую стабильность дефектной люминесценции со спектром Б] в нейтронно-облученном 6НБЮ — ФТП, 1986, т.20, в.12, с. 2153−2158.

45. Ю. А. Водаков, Г. А. Ломакина, Е. Н. Мохов, В. Г. Одинг, М. Г. Рамм, В. И. Соколов. Возникновение дефектной люминесценции со спектром в бН-БЮ при генерации избыточных углеродных вакансий — ФТП, 1986, т.20, в.8, е.1433−1437.

46. А. И. Вейнгер, А. Г. Забродский, Г. А. Ломакина, Е. Н. Мохов. Парамагнитные и электрические свойства трансмутационной примеси фосфора в бН-БЮ — ФТТ, 1986, т.28, в.6, с.1659−1664.

47. М. Г. Рамм, Е. Н. Мохов, Д. П. Литвин, В. Г. Одинг. Р. Г. Веренчикова, Переходные концентрационные области в эпитаксиальных структурах на основе БЮ, легированном А1. В сб.: Тезисы докладов 111 Всесоюзн. совещ. «Физика и технология широкозонных полупровод., Махачкала, 1986, с.44−45.

48. Е. Н. Мохов, М. Г. Рамм, А. Д. Роенков, А. А. Вольфсон, А. С. Трегубова, И. Л. Шульпина. Возникновение структурных нарушений в эпитаксиальных слоях карбида кремнияПисьма в ЖТФ, 1987, т.13, в. 11, с.642−645.

49. Ю. А. Водаков, Г. Г. Гончаров, Г. А. Ломакина, А. А. Мальцев, Е. Н. Мохов, В. Г. Одинг, М. Г. Рамм, Г. Г. Рябова. Особенности высокотемпературной люминесценции эпитаксиальных слоев БЮ, легированных бором — ФТП, 1987, т.21, в.2, с.207−211.

50. А. С. Бараш, Ю. А. Водаков, Е. Н. Кольцова, А. А. Мальцев, Е. Н. Мохов,.

A.Д.Роенков. Светодиоды с излучением в зеленой области спектра на базе гетерогенных эпитаксиальных слоев карбида кремния политипа 4Н — Письма в ЖТФ, 1988, т.14, в. 24, с.2222−2226,.

51. Р. Н. Кютт, А. А. Лепнева, Г. А. Ломакина, Е. Н. Мохов, А. С. Трегубова, М. М. Щеглов, Г. Ф. Юлдашев. Дефектообразование при отжиге нейтронно-облученного карбида кремния — ФТТ, 1988, т. 30, в. 9, с. 2606−2611.

52. Е. Н. Мохов, Е. Е. Гончаров, Н. Н. Рябова. Изоконцентрационная диффузия бора в карбиде кремния — ФТТ, 1988, т. 30, в. 1, с.248−251.

53. Ю. А. Водаков, Е. Н. Мохов, Г. А. Ломакина. Эффективность различных полос люминесценции и ее связь с особенностями приготовления образцов и состоянием собственных дефектов в нихВ сб.: Широкозонные полупроводники — Махачкала, 1988, с.23−33.

54. Е. Н. Мохов. Получение гомои гетероэпитаксиальных слоев карбида кремния, состояние и перспективы — В сб.: Широкозонные полупроводники — Махачкала 1988, с. 44−52.

55. А. И. Гирка, А. Д. Мокрушин, Е. Н. Мохов, В. А. Осадчиев, С. В. Свирида, А. В. Шишкин. Наблюдение фазовых превращений в системах матрица-примесь — вакансионные дефекты методом аннигиляции позитронов — Письма в ЖТФ, 1989, т. 15, в. 24, с.79−83.

56. А. И. Иванов, Е. Н. Мохов, В. Г. Одинг, В. С. Вавилов, КХА. Водаков, М. В. Чукичев. Высокотемпературная люминесценция в 6НвЮ, легированном Оа и И, — Письма в ЖТФ, 1989, т.15, в.17, с.38−41.

57! А. И. Гирка, В. А. Кулешин, А. Д. Мокрушин, Е. Н. Мохов, С. В. Свирида, А. В. Шишкин. Позитронная диагностика вакансионных дефектов в облученном электронами вЮ — ФТП, 1989, т. 23, в. 12, с. 2159−2163.

58. Ю. А. Водаков, Е. Н. Мохов, В. И. Соколов, В. С. Вавилов, А. И. Иванов, М. В. Чукичев. Катодолюминесценция Б ¡-С- 6Н, легированного Оа, при высоких уровнях возбужденияПисьма в ЖТФ, 1989, т.15, в.15, с.60−64.

59. А. И. Гирка, В. А. Кулешин, А. Д. Мокрушин, Е. Н. Мохов, С. В. Свирида, А. В. Шишкин. Позитронная диагностика вакансионных дефектов в БЮ, облученном нейтронами — ФТП, 1989, т. 23, в. 7, с. 1270−1274.

60. А. И. Гирка, А. Ю. Дидин, А. Д. Мокрушин, Е. Н. Мохов, С. В. Свирида, А. В. Шишкин,.

B.Г.Шмаровоз. Кластеризация вакансий в процессе термического отжига ЭЮ, облученного тяжелыми ионами — Письма в ЖТФ, 1989, т. 15, в. 12, с. 24−27.

61. А. И. Гирка, А. Д. Мокрушин, Е. Н. Мохов, В. М. Осадчиев, С. В. Свирида, А. В. Шишкин. Позитронная диагностика фазовых превращений в системе SiCазот-вакансионные дефекты ЖЭТФ, 1990, т. 97, в. 2, 578−590.

62. Е. Е. Гончаров, Е. Н. Мохов, Г. Г. Рябова. Особенности диффузии бора в SiC — В сб.: Свойства легированных полупроводниковых материалов — М. 1990, с.116−120.

63. Г. Ф. Юлдашев, М. М. Усманова, Е. Н. Мохов, А. Д. Роенков, М. Г. Рамм. Макросегрегация легирующих примесей в монокристаллах и эпитаксиальных слоях SiC — В сб.: Свойства легированных полупроводниковых материалов — М. 1990, с.157−161.

64. Е. Н. Мохов, М. Г. Рамм, А. Д. Роенков, Ю. А. Водаков, Р. Г. Веренчикова, А. Г. Забродский, Е. Н. Кольцова, Г. АЛомакина, А. А. Мальцев, В. Г. Одинг. Захват примесей при эпитаксиальном росте SiC из паровой фазы — В сб.: Свойства легированных полупроводниковых материалов — М. 1990, с.51−57.

65. А. С. Трегубова, Е. Н. Мохов, ИЛ.Шульпина. Движение дислокаций в кристаллах карбида кремния, вводимых механическими повреждениями поверхности — ФТТ, 1990, т. 32, в. 8,2311−2315.

66. Е. Н. Калабухова, С. Н. Лукин, Б. Д. Шанина, Е. Н. Мохов. Спектры ЭПР донорных состояний азота в 6НSiC, содержащих Ge и избыточный Si — ФТТ, 1990, т. 32, в. 3, с. 789−795.

67. КХА. Водаков, Е. Н. Мохов, А. Д. Роенков, В. В. Семенов, В. И. Соколов, Р. Г. Веренчикова, А. О. Константинов, В. Г. Одинг. Электролюминесценция 6НSiC, легированного Ga и N. — Письма в ЖТФ, 1990, т.16, в.14, с.25−30.

68. Ю. А, Водаков, Е. Н. Мохов, В. В. Семенов, А. Д. Роенков, В. И. Соколов. Фиолетовые светодиоды на базе гетероэпитаксиальных слоев SiC (Ga, N), выращенного сублимационным сэндвич-методом — Письма в ЖТФ, 1990, т.16,в.14, с.19−22.

69. Е. Н. Мохов, М. Г. Рамм, А. Д. Роенков, М. М. Федоров, Р. Г. Веренчихова. Легирование азотом эпитаксиальных слоев SiC при росте сублимационным сэндвич-методом в вакууме — Письма в ЖТФ, 1990, т. 16, в. 14, с. 33−37.

70. А. А. Лепнева, Е. Н. Мохов, В. Г. Одинг, А. С. Трегубова. Карбид кремния, облученный высокими дозами нейтронов — ФТТ, 1991, т. ЗЗ, в. 7, с. 2217−2221.

71. Ю. А. Водаков, Е. Н. Калабухова, С. НЛукин, А. АЛепнева, Е. Н. Мохов, Б. Д. Шанина. ЭПР в 2-х мм диапазоне и оптическое поглощение собственного дефекта в эпитаксиальных слоях 4НSiC — ФТТ, 1991, Т. ЗЗ, в. 11, С.3315−3326.

72. В. С. Вавилов, Ю. А. Водаков, А. И. Иванов, Е. Н. Мохов, А. Д. Роенков, М. В. Чукичев, Р. Г. Веренчикова. Люминесценция эпитаксиальных слоев 6НSiC, облученных быстрыми электронами — ФТП, 1991, т.25, в.4, с., 762−766.

73. A. I. Girka, A.D.Mokrushin, E.N.Mokhov, S.V.Svirida, A.V.Shishkin. Positron diagnostics of Radiation Defects in SiC — Springer Proceed, in Fhys., 1992, v.56, p.207−212.

74. E.N.Mokhov, E.I.Radovanova, A.A.Sitnikova. Investigation of Structural Defects in SiC Crystals by Tianmsmission Electron MycroscopySpringer Proceed, in Phys., 1992, v.56, p.231−236.

75 Yu.A.Vodakov, E.N.Mokhov, V.V.Semenov, A.D.Roenkov, A.O.Konstantinov, V.I.Sokolov, R.G.Verenchikova, V.G.Oding. Shortwave SiC LED’s Prepared by Sublimation Sandwich-Method — Springer Proceed, in Phys., 1992, v. 56, p. 311−306.

76. Yu.A. Vodakov, E.N. Mokhov, M.G.Ramm, A.D.Roenkov. Effect of Impurities on the Mass Transport and Mechanism of SiC Epitaxial Growth by Sublimation — Springer Proceed, in Phys., 1992, v. 56, p. 323−328.

77. Yu.A.Vodakov E.N.Mokhov, M.G.Ramm, A.D.Roenkov. Doping Peculiarities of SiC Epitaxial Layers Grown by Sublimation Sandwich-Method — Springer Proceed, in Phys., 1992, v. 56, p. 329−334.

78. Yu.A.Vodakov, A.I.Girka, A.O.Konstantinov, E.N.Mokhov, A.D.Roenkov, V.V.Semenov,.

V.I.Sokolov, A.V.Shishkin. The Light Emitting Diodes on the Basis of Fast Electron Irradiated SiC-Springer Proceed. inPhys., 1992, v.71, p. 374−379.

79. Е. Н. Мохов, М. Г. Рамм, Ю. А. Водаков. Выращивание эпитаксиальных слоев карбида кремния — Высокочистые материалы, 1992, в. 3, с. 98−105.

80. Е. Н. Мохов, В. А. Дидик, В. В. Козловский. О переносе примеси фосфора яз сублимирующегося источника в эпитаксйальный слой — Письма в ЖТФ, 1992, т.18, в. 6, с. 59−62.

81. Е. Н. Мохов, А. А. Мальцев. О легировании бором и азотом эпитаксиальных слоев 6Н-SiC, выращиваемых в избытке кремния — Письма в ЖТФ, 1992, т.18, в.14, с.41−45.

82. Е. Н. Мохов, Е. Д. Горнушкина, В. А. Дидик, В. В. Козловский. Диффузия фосфора в карбиде кремния — ФТТ, 1992, т. 34, в. 6, с.1957;1959.

83. Т. А. Петренко, В. В. Тесленко, Е. Н. Мохов. ДЭЯР и электронная структура примесных центров бора в 6НSiC — ФТП, 1992, т. 26, в. 9, с.1556−1565.

84. Ю. А. Водаков, А. А. Вольфсон, Г. В. Зарицкий, Е. Н. Мохов, А. Г. Остроумов, А. Д. Роенков, В. В. Семенов, В. И. Соколов, В. А. Сыралев, В.ЕУдальцов. Эффективные зеленые светодиоды на карбиде кремния — ФТП, 1992, т.26, в.1, с.107−110.

85. G.V.Saparin, E.N.Mokhov, S.K.Obyden, M.V.Chukichev, A.D.Roenkov, A.I. Ivanov. Space Heterogenity of Luminescent Centers in SiC Epitaxial Layers Detected by Color CL-Scanning Electron Microscopy — Scanning, 1992, v. 14, p. 204−211.

86. A.A. Sitnikova, E.N.Mokhov, E.I.Radovanova. ТЕМ — Investigation of Radiation Defects in SiC Crystals — Phys.St. Sol. 1993, v. 135a, p. k45−49.

87. Е-Н-Калабухова С. Н. Лукин, Е. Н. Мохов. ЭПР в 2-х мм диапазоне трансмутационной примеси фосфора в 6НSiC — ФТТ, 1993, т. 35, в. 3, с. 703−707.

88. Ю. А. Водаков, АА. Вольфсон, Г. В. Зарицкий, Е. Н. Мохов, А. Г. Остроумов, Е. И. Потапов, А. Д. Роенков, В. В. Семенов, В. И. Соколов, В. А. Сыралев. Голубые SiC -6Н светодиоды, изготовленные сублимационным методом — Письма в ЖТФ, 1993, т.19, в.13, с. 61−64.

89. Yu. A. Vodakov, E.N.Mokhov. Point Defects in Silicon Carbide — Inst.Phys.Conf. Ser.1994, N 137, ch.3, p. 197−206.

90. E.N.Kalabukhova, S.N.Lukin. E.N.Mokhov, H. Feege, S. Greulich-Weber, J.-M. Spaeth. EPR and ENDOR investigations of the Phosporus defect in 6HSiC — Inst.Phys.Conf. Ser., 1994, N 137, ch.3, p.215−218.

91. G.V.Saparin, S.K.Obyden, E.N.Mokhov, A.D.Roenkov, B.A.Akhmedov. Polytype transformation in SiC — Epitaxial Layers: The Color Cathodoluminescence — SEM StudiesScanning, 1994, v.16, p.21−25.

92. P.G.Baranov, V.A.Khramtsov, E.N.Mokhov. Chromium in SiC: Electron Paramagnetic Resonance Studies — Semicond. Sci. Technol., 1994, v.9, p. l340−1345.

93. А. С. Трегубова Е.Н.Мохов, И. Л. Шульпина. Генерация и движение дислокаций при механических повреждениях поверхности карбида кремния — ФТТ, 1994, т. 36, в.1, с. 132−136.

94. D. Volm, B.K.Meyer, E.N.Mokhov P.G.Baranov Radiation Defects in SiCElectron Irradiated with Different Energies — Mat. Res. Soc. Symp. Proc., 1994, v. 339, p. 705−710.

95. А. И. Гирка, Е. Н. Мохов. Вакансионные дефекты в карбиде кремния — ФТТ, 1995, т. 37, в. 11, с. 1855−1858.

96. В. С. Балландович, Е. Н. Мохов. Емкостная спектроскопия SiC, легированного боромФТП, 1995, т. 29, в. 2, с. 370−377.

97. E.N.Mokhov, A.D.Roenkov, Yu A. Vodakov, G.V.Saparin, S.K.Obyden. 4H-SiC Growth by Sublimation Sandwich-Method — Inst.Phys.Conf. Ser., 1996, v.142, ch. l, p.245−248.

98. St.G. Muller, D. Hofmann, A. Winnacher, E.N. Mokhov, Yu. A. Vodakov Vanadium as Recombination Center in 6H-SiC — Inst.Phys.Conf. Ser., 1996, v.142, ch.2, p.361−364.

99. П. Г. Баранов, Е. Н. Мохов, А. Хофштеттер, А.Шарманн. Двойной электронно-ядерный резонанс акцепторов глубокого бора в карбиде кремния — Письма в ЖТФ, 1996, т. 63, в. 10, с. 803−808.

100. П. Г. Баранов, Е. Н. Мохов. Электронный парамагнитный резонанс акцепторов Be, глубокого бора и Sc в 6НSiC — ФТТ, 1996, т. 38, в. 5, с. 1446−1464.

101. P.G.Baranov, E.N.Mokhov. Electron Paramagnetic Resonance of Deep Boron in SiCSemicond.Sci.Techn., 1996, v. U, N4, p.489−494.

102. E.N.Mokhov, A.D.Roenkov, G.V.Saparin, S. K Obyden. Color cathodoluminescencescanning electron microscopy study of the 4H-SiC heteroepitaxial layers grown by sublimation sandwich method — Scanning, 1996, v.18, N 3, p. 67−71.

103. G.V.Saparin, E.N.Mokhov, S.K.Obyden. A.D.Roenkov. Real Color Cathodoluminescence Scanning Electron Microscopy (CCL-SEM) — A New Effective Method for Study SiC Materials and Devices — Scanning, 1996, v. 18, N 1, p. 25−34.

104. P. G. Baranov, I.V.Ilyin and E.N. Mokhov. Electron Paramagnetic Resonance of the group -111 deep acceptor impurities in SiC. — SoI.St.Commun., 1996, v. 100, No. 6, p. 371−376.

105. K.F.Dombrowski, M. Kunzer, U. Kaufmann, J. Schneider, P.G.Baranov, E.N.Mokhov. Identification of molybdenum in 6H-SiC by magnetic resonance techniques. -Phys.Rev. B, 1996, v. 54, p. 7323−7327.

106. E.N.Mokhov, M.G.Ramm, A.D.Roenkov, Yu.A.Vodakov. Growth of Silicon Carbide Bulk Crystals by the Sublimation Sandwich Method — Mat.Sci.& Engineering., 1997, B46, p.317−323.

107. E.N.Mokhov, Yu. A.Vodakov. Controlled Growth of SiC and GaN by Sublimation Sandwich Method — Inst.Phys.Conf. SerNo 155, 1997, Ch.3 p. 177−182.

108. J. Baur, M. Kunzer, K.F.Dombrowski, U. Kaufmann, J. Scheider, P.G.Baranov,.

E.N. Mokhov. Identification of multivalent molubdenum impurities in SiC crystals. -Inst.Phys.Conf. SerNo 155, 1997, Ch.3. p 933−936.

109. G.V.Saparin, S.K.Obyden, P.V.Ivannikov, E.N.Mokhov, A.D.Roenkov. Three dimensional studies of SiC polytype transformations by cathodoluminescence scanning electron microscope (CL-SEM) technique. — Scanning, 1997, v. 19, n.4, p.269−275.

110. T. Matsumoto, O.G.Poluektov, J. Schmidt, E.N.Mokhov, P.G.Baranov. The electronic structure of the shallow Boron acceptor in 6H-SiC — A Pulsed EPK/ENDOR Study at 95 GhzPhys.Rev., В 1997, v. 55, N 4, p.2219−2229.

111. П. Г. Баранов, И. В. Ильин, Е. Н. Мохов, А. Д. Роенков, В. А. Храмцов. Электронный парамагнитный резонанс скандия в карбиде кремния. — ФТТ, 1997, т.39, в.1, с.52−57.

112. E.N.Mokhov, M.G.Ramm., A.D.Roenkov, Yu.A.Vodakov. SiC Growth in Та Containers by the Sublimation Sandwich Method — J. Crystal Growth, 1997, v.181, p.254−258.

113. A. Garshin, E. Lavrenova, Yu. Vodakov, and E. Mokhov Influence of impurities and intrinsic defects on physicomechanical properties of SiC single crystal.- Ceramical International, 1997, v.23,No, p.409−411.

114. Yu.A. Vodakov, A.D. Roenkov, M.G. Ramm, E.N. Mokhov, Yu.N. Makarov. Use of Таcontainer for sublimation growth and doping of SiC bulk crystals and epitaxial layers. -Phys.St.Sol., 1997, v. 202, No. 1, p.177−200.

115. P.G.Baranov, I.V. Ilyn, E.N. Mokhov. Electron paramagnetic resonance of erbium in bulk SiC crystalsSoI.St.Commun. 1997, v. 103, No 5, p. 291−295.

116. A. van Duijn-Amold, T. Ikoma, O.G.Poluektov, P.G.Baranov, E.N.Mokhov, J. Schmidt. Electronic structure of the deep boron acceptor in boron-doped 6HSiC. -Phys.Rev.B, 1998, v.53, No.3, p.1607−1619.

Список цитируемой литературы:

1 *. H. Morkoc, S. Strite, G.B.Gao, M.E.Lin, B. Sverdlov and M.Burns. J. Appl. Phys. 1994, v. 76, p.1363.

2*. П. А. Иванов, В. Е. Челноков. ФТП, 1995. т. 29, с. 1921.

3*. Yu.M.Tairov, V.F.Tsvetkov. J. Cryst. Growth, 1978, v. 43, p. 209.

4*. V.F.Tsvetkov, S.T.Allen, H.C.Kong, C.H.Carter, 1996, lnst.Phys.Conf. No 142, p. 17.

5*. J.A.Lely. Ber. Deut. Ceram. Ges. 1955, v. 32, p. 229.

6*.O.J.Marsh. Silicon Carbide-1973 (South Carolina Univ. Press, 1974) p. 471.

7*. H.J.Kim, R.F.Davis. J. Electrochem. Soc. 1986, v. 133, p. 2350.

8*. S.H.Hagen, A.W.C.Kemenade. Phys.St.Sol., 1976, v. 33a, p. 97.

9*. B.M.Grekhov, V.V.Luchinin. Phys.St.Sol. 1979, v. 51a, p. 429.

10*. В. Ф. Дорфман. Кристаллография, 1968, т. 13. в. 1, с. 140.

11*. А. А. Чернов Современная кристаллография 1980, т. 3, 408 с.

12*. D.J. Larkin. Phys.St.Sol. 1997, v. 202fa, p.305.

13*. Ф. Райхель, Н. Д. Сорокин, Ю. М. Таиров. В. Ф. Цветков. Письма в ЖТФ, 1982, т. 8, с. 546. 14*. D.P.Birnie, W.D. Kingery. J. Mat. Sci. 1990, v. 25, p. 2827. 15*.Н. Д. Сорокин, Ю. М. Таиров, В. Ф. Цветков ДАН, 1982, т. 262, с. 1380. 16*. Р. Т, В. Shaffer. Mat. Res. Bull, 1969, v. 4, p. 97.

17*. J. Drowart, G.D.Maria. Silicon Carbide. Proceed, of the I Conf. on SiC. N.Y. 1960, p.16.

18*. H. H. Hon, R. F. Davis, D. E.Newburg. J. Mater. Sci., 1981, v. 16, No 9, p. 2485.

19*. Y.M.Tairov, V.F.Tsvetkov. Progress in Cryst. Growth and Charact. 1983, v. 7, (Pergamon,.

Oxford)p. 111. 20*. H.Itoh. Phys. St. Sol., 1997, v. l62a, p.173.

21*. Фазовые превращения при облучении, (под ред. F.V.Nolfi), Челябинск, 1989, 312 с. 22*. Ж.Фридель. Дислокации. М., 1967, 378 с.

23*. К. Maeda, К. Suzuki, S. Fujita, М. Isihara, S. Hyodo. Phil. Mag. 1988, v. 57a, p. 573.

24*. S.D. Sharma, G.L. Sharm a. V.K. Agraval. J. Cryst. Growth, 1980, v. 49, p. 580.

25*. W. F. Knippenberg. Phis. Res. Reptrs., 1963, v.18, p.161.

26*. B.B. Лучинин. Изв. ЛЭТИ, 1977, v. 266, p. 43.

27*. L.J.Kroko, A.G.Milnes. Sol. St. Electa., 1966, v. 9, p.1125.

28*. C.S. Rafferty, G.H.Gilmer, M. Jaraiz, D. Eaglesham, H.J. Gossmann. Appl.Phys. Lett. 1996, v. 68, p. 2395.

29*. M.Uematsu. Jpn. J. Appl. Phys., 1997, v. 36, p. L982.

30*. Y. Najima, K. Kijima, W.D.Kingery. J.Chem.Phys. 1982, v.77, p.2592.