Аммиачная молекулярно-пучковая эпитаксия гетероструктур AlGaN на подложках сапфира Текст научной статьи по специальности «Физика»

©

http://dx.doi.org/10.35596/1729-7648-2019-125-7-144-151

Оригинальная статья Original paper

УДК 621.38

АММИАЧНАЯ МОЛЕКУЛЯРНО-ПУЧКОВАЯ ЭПИТАКСИЯ ГЕТЕРОСТРУКТУР AlGaN НА ПОДЛОЖКАХ САПФИРА

Н.В. РЖЕУЦКИЙ1, Я.А. СОЛОВЬЕВ2, А.Г. ВОЙНИЛОВИЧ1, И.Е. СВИТЕНКОВ1, А Н. ПЕТЛИЦКИЙ2, Д.В. ЖИГУЛИН2, Е В. ЛУЦЕНКО1

1 «Институт физики НАНБеларуси», г. Минск, Республика Беларусь 2ОАО «Интеграл» - управляющая компания холдинга «Интеграл», г. Минск, Республика Беларусь

Поступила в редакцию 18 ноября 2019

© Белорусский государственный университет информатики и радиоэлектроники, 2019

Аннотация. В работе с целью разработки технологии роста гетероструктур на основе исследовалось влияние различных условий роста гетероструктур молекулярно-пучковой эпитаксией на свойства слоев АШ и АЮаМ Были установлены условия для роста буферных слоев АШ, которые позволили достигнуть среднеквадратичного значения величины шероховатостей 0,7 нм. Показано, что увеличение толщины слоя АШ приводит к уменьшению плотности краевых дислокаций, в то время как явной зависимости плотности винтовых дислокаций от толщины слоя не наблюдалось. Минимальные полученные значения плотности проникающих дислокаций для слоя АШ толщиной 1,25 мкм составили пкраев. = 5,9*109см-2 ипвинт. = 2,2*107 см-2. В результате оптимизации температуры роста AlGaN была выращена серия слоев толщиной 0,15 мкм, показавших стимулированное излучение на длинах волн X = 330 нм, 323 нм, 303 нм и 297 нм с пороговыми плотностями мощности 0,7 МВт/см2, 1,1 МВт/см2, 1,4 МВт/см2 и 1,4 МВт/см соответственно. Установленные условия эпитаксии слоев АШ и AlGaN на подложках сапфира были использованы для роста транзисторной структуры AlGaN/GaN на подложке сапфира с двумерным электронным газом, который имел подвижность 1950 см2/(ВПс) при концентрации 1Д5*1013 см-2. Полученные результаты важны для создания излучающих оптоэлектронных полупроводниковых приборов, работающих в УФ области спектра, а также приборов силовой и высокочастотной электроники на основе нитридов.

Ключевые слова: молекулярно-пучковая эпитаксия, структурные свойства, стимулированное излучение, двумерный электронный газ.

Конфликт интересов. Авторы заявляют об отсутствии конфликта интересов.

Для цитирования. Ржеуцкий Н.В., Соловьев Я.А., Войнилович А.Г., Свитенков И.Е., Петлицкий А.Н., Жигулин Д.В., ЛуценкоЕ.В. Аммиачная молекулярно-пучковая эпитаксия гетероструктур AlGaN на подложках сапфира. Доклады БГУИР. 2019; 7(125): 144-151.

AMMONIA MOLECULAR BEAM EPITAXY OF AlGaN HETEROSTRUCTURES

ON SAPPHIRE SUBSTRATES

MIKALAIV. RZHEUTSKI1, JAROSLAV А. SOLOVJOV2, ALIAKSEI G. VAINILOVICH1, ILLYA E. SVITSIANKOU1, ALYAXANDRN. PYATLITSKI2, DZMITRY V. ZHYHULIN2,

EVGENIIV. LUTSENKO1

1B.I. Stepanov Institute of Physics ofNAS of Belarus, Minsk, Belarus 2«Integral» holding managing company, Minsk, Belarus

Submitted 18 November 2019

© Belarusian State University of Informatics and Radioelectronics, 2019

Abstract. In order to develop a technology for the growth of Al(Ga)N-based heterostructures, the effect of different molecular beam epitaxy growth conditions on the properties of AlN and AlGaN layers was studied. The optimal conditions for the growth of AlN buffer layers were established, which made it possible to achieve a root mean square roughness as small as 0.7 nm. It was shown that an increase of AlN layer thickness leads to a decrease of density of edge dislocations, while no explicit dependence of the screw dislocation density on the layer thickness was observed. The minimal obtained dislocations density values for 1.25^m-thick AlN layer were nedges = 5.9*109 cm-2 and nscrew = 2.2*107 cm-2 for edge and screw dislocations respectively. As a result of optimization of the AlGaN growth temperature, a series of 0.15^m-thick layers was grown, which showed stimulated emission at wavelengths 1 = 330 nm, 323 nm, 303 nm, and 297 nm with threshold power densities of 0.7 MW/cm2, 1.1 MW/cm2, 1.4 MW/cm2 and 1.4 MW/cm2, respectively. The determined optimal epitaxy conditions for AlN and AlGaN layers were used to grow the AlGaN/GaN high electron mobility transistor structure on a sapphire substrate with two-dimensional electron gas, which had a mobility of 1950 cm2/(VDs) at a concentration of 1.15*1013 cm-2. The obtained results are important for creating of nitride-based UV-emitting optoelectronic semiconductor devices, as well as high-power and high-frequency electronic devices.

Keywords: molecular beam epitaxy, structural properties, stimulated emission, 2-dimensional electron gas.

Conflict of interests. The authors declare no conflict of interests.

For citation. Rzheutski M.V., Solovjov Ja.A., Vainilovich A.G., Svitsiankou I.E., Pyatlitski A.N., Zhyhulin D.V., Lutsenko E.V. Ammonia molecular beam epitaxy of AlGaN heterostructures on sapphire substrates. Doklady BGUIR. 2019; 7(125): 144-151.

Введение

За последние два десятилетия гетероструктуры на основе нитридов галлия и алюминия вызвали огромный интерес для применений в приборах силовой, высокочастотной и оптоэлектроники, что обусловлено целым рядом уникальных свойств GaN и AlN, таких как большая запрещенная зона, высокая температурная, радиационная и электрическая прочность, высокая скорость насыщения электронов [1]. Сегодня силовые и высокочастотные транзисторы на основе GaN рассматриваются как главная альтернатива традиционным транзисторам на основе Si и GaAs для применения в системах беспроводной связи, радиолокационных системах, в устройствах преобразования энергии, в космической электронике. Несмотря на впечатляющий прогресс, достигнутый в последние годы в области создания мощных и высокоэффективных оптоэлектронных приборов на основе нитридов, работающих в фиолетово-зеленой области спектра, характеристики ультрафиолетовых (УФ) полупроводниковых приборов пока существенно хуже. Одной из главных проблем эпитаксии нитридных гетероструктур является высокая стоимость объемных кристаллов GaN или AlN, что приводит к необходимости использования чужеродных подложек подложек для роста (SiC, сапфир, Si) и обуславливает высокую плотность структурных дефектов. При этом, хотя подложки SiC и Si считаются лучшими кандидатами для гетероэпитаксиального роста Al(Ga)N

в коммерческих применениях, подложки сапфира имеют свои преимущества, поскольку они сочетают низкую стоимость и относительно высокое качество эпитаксиальной структуры. Недавно сообщалось об использовании технологии роста GaN на сапфире для производства коммерческих силовых электронных устройств. Помимо общих проблем нитридной эпитаксии, технология на основе AlGaN имеет свои специфические трудности, обусловленные склонностью AlGaN к образованию неоднородности состава и увеличением шероховатости поверхности, более низким коэффициентом вывода излучения из слоев AlGaN с высокой мольной долей АИЧ из-за изменения поляризации переходов на низкоэнергетическую валентную подзону и др. В работе приведены результаты исследований, направленных на оптимизацию условий роста буферных слоев АШ и AlGaN методом аммиачной (ШН3) молекулярно-пучковой эпитаксии (МПЭ), демонстрируется стимулированное излучение (СИ) в УФ области спектра слоев АЮа^ а также приведены результаты роста транзисторной структуры.

Все эксперименты по эпитаксиальному росту проводились на односторонне полированных подложках сапфира (0001) диаметром 50,8 мм с разориентацией поверхности 0,2° в реакторе STE3N2 (SemiTEq) в режиме NH3 МПЭ. Предварительная подготовка подложек включала в себя стадии отжига и нитридизации [2]. Характеристики выращенных слоев контролировались с помощью сканирующего электронного микроскопа (СЭМ, Carl Zeiss Supra 40, Hitachi S-4800), атомно-силового микроскопа (АСМ, Nanoflex Solar LS) и рентгеноструктурного анализа (РСА, PANalytical X'pert PRO). Фотолюминесценция (ФЛ) и СИ слоев AlGaN измерялись с использованием в качестве источника возбуждения 5-й гармоники Nd:YAG-лазера (А,возб = 213 нм, ФЛ: 1возб ~ 0.1 МВт/см2, СИ: /возб ~ 0,1 МВт/см2 -3 МВт/см2) и УФ спектрометра MayaPro (Ocean Optics) для регистрации спектров. Для измерений СИ пластина раскалывалась по плоскости спайности, чтобы получить один плоский торец. Второй плоский торец не создавался для исключения образования резонатора Фабри-Перо и, следовательно, для уменьшения чувствительности измеренного значения пороговой плотности мощности СИ к качеству скола. Возбуждающее излучение фокусировалось на поверхности образца в полоску, ориентированную перпендикулярно сколу, а выходное излучение собиралось линзой со стороны скола на торец волокна спектрометра. Поляризованное излучение СИ измеряли с использованием призмы Рошона, расположенной перед собирающей линзой. Для определения края поглощения выращенных слоев AlGaN измерялись спектры пропускания с использованием дейтериевой лампы. Характеристики двумерного электронного газа (ДЭГ) транзисторной структуры определялись по методу Холла с использованием индиевых контактов.

В работе [2] исследовалось влияние температуры роста и потока МН3 на морфологию поверхности и структурные свойства эпитаксиальных слоев АШ толщиной 0,32 мкм на подложках сапфира. В данной работе исследуется влияние толщины на свойства АШ. Эпитаксиальный рост для всех описанных слоев АШ начинался при относительно низкой скорости роста ~ 0,05 мкм/ч с последующим увеличением до ее нормального значения 0,2 мкм/ч. Две серии слоев АШ различной толщины (0,32 мкм и 1,25 мкм) были выращены при различных температурах от 800 °С до 1190 °С и потоках МН3 от 30 см3/мин до 100 см3/мин. Более подробно условия роста описаны в работе [2]. На рис. 1 показаны СЭМ-изображения слоев АШ толщиной 1,25 мкм, из которых видно, что низкая температура роста, равная 1010 °С, приводит к образованию в слое разориентированных кристаллитов. Поток МН3 100 см3/мин и температура роста 1085 °С привели к образованию плоских террас без холмов и поликристаллов, что свидетельствует о реализации режима послойного роста атомных ступеней. Такая же террасоподобная морфология также наблюдалась с помощью АСМ для слоя А^ выращенного при более высокой скорости потока аммиака 200 см3/мин (не показано в данной работе). Более высокая температура роста приводит к образованию на поверхности слоя призматических холмов. Поведение, похожее на описанное, наблюдалось и для серии тонких слоев АШ [2].

Методика проведения эксперимента

Результаты и их обсуждение

Growth temperature 1010 °C 1085 °C 1190 °C

» 8 ё "

Рис. 1. Изображения поверхности слоев AlN толщиной 1.25 мкм, выращенных в различных условиях,

полученные с помощью СЭМ (2 мкм х 2 мкм) Fig. 1. SEM images (2 дт х 2 дт) of the 1.25-pm-thick AlN epilayers grown at different conditions

На рис. 2 приведены значения плотности проникающих дислокаций (I II1Д) в зависимости от температуры роста для обеих серий слоев AlN. Значения плотности краевых и винтовых дислокаций определялись из значений полуширины кривых качания РСА для рефлексов 101 и 002 соответственно [3].

10

■0 1010^

0

а

Р 109

1

й 10N

800

1200

10'

О-^.__

d=0.32 цт d=1.25 цт\ 1

30 sccm —о— —•—

50 sccm —о— —■—

100 sccm —Д—

800

900 1000 1100 Growth temperature, °C

1200

900 1000 1100 Growth temperature, °C

Рис. 2. Значения плотности дислокаций слоев AlN, выращенных в различных условиях Fig. 2. Dislocation density values derived from XRDmeasurements of AlN layers grown at different conditions

Из рис. 2 видно, что обе серии слоев АШ демонстрируют тенденцию к снижению ППД с увеличением температуры роста (за исключением двух слоев АВД толщиной 0,32 мкм, выращенных при 1190°С). Такое поведение объясняется увеличением подвижности адатомов при повышении температуры роста [4, 5]. Большая толщина слоя АВД приводит к уменьшению плотности краевых дислокаций, по крайней мере, в два раза, почти для всех используемых условий роста. Однако заметного влияния толщины слоя на плотность винтовых дислокаций не наблюдается. Этот факт противоречит результатам, полученным другими авторами, которые демонстрируют уменьшение плотности как краевых, так и винтовых дислокаций с увеличением толщины слоев АШ [6, 7]. В данной работе минимальные значения плотности

дислокаций, которые составили 5,9х109 см 2 для краевых дислокаций и

2,2х 107 см-2

для винтовых дислокаций, были получены для слоя АШ толщиной 1,25 мкм, выращенном при потоке МН3 50 см3/мин и температуре 1190 °С. На рис.3 приведены значения среднеквадратичной шероховатости поверхности слоев АШ в зависимости от температуры роста. Можно заметить, что толстые слои АШ имеют более шероховатую поверхность, однако явной зависимости от температуры роста не наблюдается. Самое низкое значение среднеквадратичной шероховатости ~ 0,7 нм было получена для слоя АШ, выращенного при температуре 1085°С и потоке NH3 100 см3/мин. Температура роста 1085 °С и поток

12

NH3 100 см3/мин были приняты в качестве оптимальных условий, обеспечивающих приемлемый компромисс между шероховатостью поверхности и структурным качеством слоев АШ на подложках сапфира, используемых в качестве буферов для роста слоев АЮа№ Были выращены две серии слоев AlGaN толщиной 0.15 мкм с использованием буферных структур, состоящих из слоя AlN толщиной 0,32 мкм и слоя А1^а1-хК переменного состава толщиной 0,14 мкм (значение х изменялось от 1 до величины мольной доли АВД верхнего слоя АЮяК). Первая серия была выращена для определения влияния температуры роста на шероховатость поверхности и оптические свойства АЮа№ Все слои AlGaN в этой серии были выращены при примерно одинаковом постоянном соотношении потоков А1/^а+А1) ~ 0,3 и потоке МН3 100 см3/мин. Температура роста слоев A1GaN в серии варьировалась от 860 до 950 °С. Известно, что шероховатость поверхности и скорость роста слоев GaN чувствительны к температуре роста вследствие влияния термического разложения GaN [8,9]. На рис.4 приведены среднеквадратичная шероховатость поверхности слоев АЮа^ а также нормированная скорость роста GaN в зависимости от температуры роста. Для измерения скорости роста использовался тестовый рост GaN при том же потоке МН3, который использовался в остальных экспериментах. Заметное снижение скорости роста GaN, свидетельствующее о вкладе термического разложения, происходит при температурах выше ~ 870 °С. Наименьшая шероховатость поверхности A1GaN была достигнута при температуре роста в диапазоне от ~ 875 °С до ~ 920 °С, что соответствует вкладу термического разложения GaN не выше 5-6%. Крайние значения температур роста (860 °С и 950 °С) соответствуют более шероховатой поверхности. В то время как увеличение шероховатости при высокой температуре роста объясняется вкладом термического разложения фракции GaN, влияние низкой температуры, как можно предположить, обусловлено увеличением шероховатости вследствие уменьшения подвижности адатомов во время роста.

d=0.32

<u

S

(H

Z/1

30 sccm —о— 50 sccm — о— 100 sccm —л—

^m d=1.25^m

1-

O) 3

2 сn S al

z

л CD

5

10J

800 900 1000 1100 Growth temperature, °C

1200

86420

- 1,0

0,9 $

5 о

-0,8 à

m CD

860 880 900 920 o 940 Growth temperature, oC

0,7

Рис. 3. Значения среднеквадратичной шероховатости слоев AlN, выращенных в различных условиях Fig. 3. Root mean square surface roughness of AlN layers grown by a different conditions

Рис. 4. Значения среднеквадратичной шероховатости слоев AlGaN и нормированная скорость роста слоя GaN в зависимости от температуры

Fig. 4. Root mean square surface roughness of AlGaN layers and normalized GaN growth rate as functions of growth temperature

Влияние температуры роста на локализацию неравновесных носителей в слоях AlGaN исследовалось путем измерения стоксова сдвига, который определялся как энергетический зазор между положением полосы ФЛ и краем поглощения, оцененного по спектру пропускания [10]. Полученные результаты приведены на рис. 5. Наименьший стоксов сдвиг наблюдается для слоев AlGaN, выращенных в интервале температур от ~ 875 °C до ~ 920 °C, в то время как повышение температуры роста выше 940 °C приводит к существенному росту стоксова сдвига. Можно заметить сходство в поведении зависимостей стоксова сдвига и среднеквадратичной шероховатости от температуры роста. Большая величина стоксова сдвига соответствует наличию более выраженных хвостов зон AlGaN и, следовательно, большей неоднородности сплава AlGaN. Слои AlGaN, выращенные при 860 °C, 875°C и 905°C, имели стимулированное излучение вблизи X = 300 нм, с пороговыми плотностями мощности 2 МВт/см2, 1,4 МВт/см2 и 9 МВт/см2 соответственно (показаны на рисунке 5). Следует отметить, что самое низкое пороговое значение соответствует минимальной среднеквадратичной шероховатости ~ 1,3 нм.

Повышение температуры роста AlGaN выше ~880°С приводит к резкому ухудшению лазерных свойств, что очевидно вызвано влиянием как увеличения шероховатости поверхности, так и степени неоднородности состава АЮа№

Вторая серия слоев AlGaN была выращена при оптимальной температуре 875 °С, но с разными соотношениями потоков А1/^а+А1), соответствующими следубщим значениям мольной доли АШ: 0,24, 0,31, 0,38 и 0,43 (оценивались по краю поглощения). Все слои из второй серии показали СИ на длинах волн X = 330 нм, 323 нм, 303 нм и 297 нм с пороговыми плотностями мощности 0,7 МВт/см2, 1,1 МВт/см2, 1,4 МВт/см2 и 1,4 МВт/см соответственно. СИ всех слоев имело ТЕ - поляризацию (Е А [0001]). На рис. 6 приведены измеренные спектры СИ слоя Al0.24Gao.76N. Значения стоксова сдвига для слоев AlGaN второй серии были ниже 20 мэВ, что подтверждает относительно высокую однородность состава АЮа^

>

аз Е

150

^ 100

СО CD

о

ч-«

со

4,4

4,2

hv, eV 4

3,8

Е

о

2 4 £

СО

S

2 £ ш со

0

860

0

■е

се

с о

Е ш

0,1 1 I , MW cm-2

880 900 920 940 Growth temperature, oC Рис. 5. Величина стоксова сдвига и порог стимулированного излучения слоев AlGaN в зависимости от температуры Fig. 5. Stokes shift and stimulated emission threshold values of AlGaN layers as functions of growth temperature

290 300

310 X, nm

320 330 340

Рис. 6. Спектры стимулированного излучения слоя Ala24Ga0.76N при различных уровнях возбуждения. На вставке изображена зависимость интегральной интенсивности от уровня возбуждения Fig 6. Stimulated emission spectra of Al0 24Ga0 76N layer measured at different excitation levels. Inset shows the dependence of integrated emission on excitation level

Оптимальные условия, которые были определены для роста слоев АШ и AlGaN на подложках сапфира, были использованы для роста гетероструктуры для транзисторов с высокой подвижностью электронов. Схема гетероструктуры приведена на рис. 7. Буферная структура состояла из слоев АШ, А10^а0,тК и А10,0^а0,91^ разделенных согласующими слоями AlGaN переменного состава. Активный слой GaN имел относительно небольшую толщину 200 нм, чтобы предотвратить образование проводящих паразитных каналов. Барьерный слой Al0,3Ga0JN включал в себя прослойку, легированную кремнием (~ 1019 см-3).

barrier AlGaN (12 nm)/ AlGaN: Si (10 nm)/ AlGaN (2 nm)/ AlN(1 nm)

GaN 200 nm

Alo.1Gao.9N

420 nm

grad. Al,Ga, ,N 70 nm

Al0.3Ga0.7N 280 nm

buffer AlN 800 nm

nucleation AlN 80 nm

Sapphire (0001)

Рис. 7. Схема транзисторной гетероструктуры Fig. 7. Schematic layer structure of the transistor heterostructure

8

6

ALGa.N 140 nm

Поверхность выращенной структуры имела среднеквадратичную шероховатость 2,5 нм. На рис. 8 приведен снимок торца стрктуры, полученный с помощью СЭМ. Несмотря на некоторое размытие изображения, можно наблюдать гетерограницу GaN/барьер, которая не имеет разрывов или грубых неоднородностей.

Рис. 8. СЭМ-изображение торца транзисторной гетероструктуры Fig. 8. Cross section scanning electron image of the transistor heterostructure

Полученная транзисторная структура продемонстрировала хорошие свойства двумерного электронного газа (ДЭГ): подвижность на отдельных участках пластины достигала 1950 см2/(ВПс) при концентрации 1,15 см-2, наименьшее измеренное слоевое сопротивление составило 270 Ом/кв. Неоднородность значений подвижности ДЭГ по пластине не превышала 8 %.

В работе исследовалось влияние различных условий роста МПЭ на свойства слоев АШ и АЮаК Были установлены условия для роста буферных слоев АШ, которые позволили достигнуть среднеквадратичную шероховатость 0.7 нм. Было показано, что увеличение толщины слоя АШ приводит к уменьшению плотности краевых дислокаций, в то время как явной зависимости плотности винтовых дислокаций от толщины слоя не наблюдалось. Минимальные полученные значения плотности проникающих дислокаций для слоя АШ толщиной 1,25 мкм составили «краев. = 5,9*109 см 2 и «винт. = 2,2*107 см 2. В результате оптимизации температуры роста AlGaN была выращена серии слоев толщиной 0.15 мкм, показавших стимулированное излучение на длинах волн X = 330 нм, 323 нм, 303 нм и 297 нм с пороговыми плотностями мощности 0,7 МВт/см2, 1,1 МВт/см2, 1,4 МВт/см2 и 1,4 МВт/см соответственно. Установленные условия эпитаксии слоев АВД и AlGaN на подложках сапфира были использованы для роста структуры с двумерным электронным газом, который имел подвижность 1950 см2/(ВПс) при концентрации 1,15 см-2. Полученные результаты важны для создания излучающих оптоэлектронных полупроводниковых приборов, работающих в УФ области спектра, а также приборов силовой и высокочастотной электроники на основе нитридов.

1. Mishra U.K., Parikh P., Wu Y. F. AlGaN/GaN HEMTs: An overview of device operation and applications. Proceedings of the IEEE. 2002; 90:1022. DOI: 10.1109/JPROC.2002.1021567.

2. Alyamani A., Lutsenko E.V., Rzheutski M.V., Zubialevich V.Z., Vainilovich A.G., Svitsiankou I.E., Shulenkova V.A., Yablonskii G.P., Petrov S.I., Alexeev A.N. AlGaN/GaN high electron mobility transistor heterostructures grown by ammonia and combined plasma-assisted ammonia molecular beam epitaxy. Japanese Journal of Applied Physics. 2019; 58:SC1010. doi: 10.7567/1347-4065/ab06b4.

3. Xiong J., Tang J., Liang T., Wang Y., Xue C., Shi W., Zhang W. Characterization of crystal lattice constant and dislocation density of crack-freeGaN films grown on Si(111). Appl. Surf. Sci. 2010; 257:1161-1165. D0I:10.1016/j.apsusc.2010.07.073.

4. Alexeev A.N., Krasovitsky D.M., Petrov S.I., Chaly V.P., Mamaev V.V., Sidorov V.G. Specific features of NH3 and plasma-assisted MBE in the fabrication of III-N HEMT heterostructures. Semiconductors. 2015;49:92-94. DOI: 10.1134/S1063782615010029.

5. Neumayer D. A., Ekerdt J. G. Synthesis of Gallium Nitride Nanoparticles by Microwave Plasma Enhanced CVD. Chemical Vapor Deposition. 1996; 16:151-156. DOI: 10.1002/cvde.200906811.

6. Fu W. Y., Kappers M. J., Zhang Y., Humphreys C. J., Moram M. A. Dislocation Climb in c-Plane AlN Films. Appl. Phys. Express. 2011; 4:065503. D0I:10.1143/APEX.4.065503.

7. Li X.-H., Wang S., Xie H., Wei Y. O., Kao T.-T., Satter Md. M., Shen S.-C., Yoder P. D., Detchprohm T., Dupuis R. D., Fischer A. M., Ponce F. A. Growth of highD quality AlN layers on sapphire substrates ; relatively low temperatures by metalorganic chemical vapor deposition. Phys. Status Solidi B. 2015; 252: 1089-1095. DOI:10.1002/pssb.201451571.

Заключение

Список литературы / References

8. Webb J. B., Tang H., Bardwell J. A., Moisa S., Peters C., MacElwee T. Defect reduction in GaN epilayers and HFET structures grown on (0 0 0 1)sapphire by ammonia MBE. Journal of Crystal Growth. 2001; 79: 584-589. doi.org/10.1016/S0022-0248(01)01266-0.

9. Alexeev A.N., Borisov B.A., Chaly V.P., Demidov D.M., Dudin A.L., Krasovitsky D.M., Pogorelsky Yu.V., Shkurko A.P., Sokolov I.A., Stepanov M.V., Ter-Martirosyan A.L. The growth rate evolution versus substrate temperature and V/1II ratio during GaN MBE using ammonia. Mater. Res. Soc. Internet J. Nitride Semicond. Res. 1999; 4:e6. DOI: https://doi.org/10.1557/S1092578300000624.

10. PikhtinN., HegazyH.H. Fundamental absorption edge of semiconductor alloys with the direct-gap energy-band structure. Semiconductors. 2009; 43:1259. doi:10.1134/S1063782609100029.

Вклад авторов

Ржеуцкий Н. В., Войнилович А. Г., Свитенков И. Е. выполнили эпитаксиальный рост слоев, анализ влияния условий роста.

Соловьёв Я.А., Петлицкий А.Н., Жигулин Д.В. выполнили измерение сканирующей электронной микроскопией, анализ результатов.

Луценко Е.В. выполнил постановку задачи исследований, анализ полученных результатов.

Authors contribution

Rzheutski M.V., Vainilovich A.G., Svitsiankou I.Ya. made epitaxial growth, analysis of growth conditions effect.

Solovjov Ja.A., Pyatlitski A.N., Zhyhulin D.V. made scanning electron measurements, analysis.

Lutsenko E.V. set target, made analysis and general supervising.

Сведения об авторах

Ржеуцкий Н.В., к.ф.-м.н., старший научный сотрудник Института физики НАН Беларуси.

Соловьёв Я.А., к.т.н., доцент, заместитель директора филиала «Транзистор» OAO «Интеграл» -управляющей компании холдинга «Интеграл».

Войнилович А.Г., научный сотрудник Института физики НАН Беларуси.

Свитенков И.Е., научный сотрудник Института физики НАН Беларуси.

Петлицкий А.Н., к.ф.-м.н., доцент, директор Щ<<Белмикроаналв>> филиала «НТЦ Белмикросистемы» OAO «Интеграл» - управляющей компании холдинга «Интеграл».

Жигулин Д.В., начальник сектора ГЦ «Белмикроанализ» филиала «НТЦ Белмикросистемы» OAO «Интеграл» -управляющей компании холдинга «Интеграл».

Луценко Е.В., к.ф.-м.н., доцент, заместитель заведующего центром Института физики НАН Беларуси.

Адрес для корреспонденции

220072, Республика Беларусь, Минск, пр. Независимости, 68-2, Государственное научное учреждение «Институт физики имени Б.И. Степанова национальной академии наук Беларуси» тел.+375-17-294-90-25; e-mail: [email protected] Ржеуцкий Николай Викторович

Information about the authors

Rzheutski M.V., PhD, senior researcher of Institute of Physics of NAS of Belarus.

Solovjov Ja.A., PhD, Associate Professor, Deputy Director of «Transistor» Branch of «Integral» holding managing company.

Vainilovich A.G., researcher of Institute of Physics of NAS of Belarus.

Svitsiankou I.Ya., researcher of Institute of Physics of the NAS of Belarus.

Pyatlitski A.N., PhD, Associate Professor, Director of SC «Belmicroanalysis» of «Belmicrosystems» Branch of «Integral» holding managing company.

Zhyhulin D.V., Head of Sector of SC «Belmicroanalysis» of «Belmicrosystems» Branch of «Integral» holding managing company.

Lutsenko E.V., PhD, As. Prof., Deputy Head of Centrum, Institute of Physics of the NAS of Belarus.

Address for correspondence

220072, Republic of Belarus,

Minsk, Nezavisimosti ave., 68-2,

The State Scientific Institution

«B.I. Stepanov Institute of Physics of the National

Academy of Sciences of Belarus»

tel. +375-17-294-90-25;

e-mail: [email protected]

Rzheutski Mikalai Viktaravich