Гетероструктуры на основе системы InAs/Si для элементной базы нового поколения приборов нано- и оптоэлектроники Текст научной статьи по специальности «Нанотехнологии»

ISSN GS6S-5SS6

НАУЧНОЕ ПРИБОРОСТРОЕНИЕ, 2GGG, том lG, № 4, c. З-ll

УДК 62l.3S3.S: 62l.3l5.592-G3

ОБЗОРЫ

© В. Н. Петров, Н. К. Поляков, В. А. Егоров, А. О. Голубок, Г. Э. Цырлин, Д. В. Денисов, А. Ф. Цацульников, А. Ю. Егоров, Н. А. Малеев, В. М. Устинов

ГЕТЕРОСТРУКТУРЫ НА ОСНОВЕ СИСТЕМЫ ІпА8/8і ДЛЯ ЭЛЕМЕНТНОЙ БАЗЫ НОВОГО ПОКОЛЕНИЯ ПРИБОРОВ НАНО- И ОПТОЭЛЕКТРОНИКИ

В данной работе обобщены экспериментальные результаты, полученные в Институте аналитического приборостроения РАН совместно с ФТИ им. А.Ф. Иоффе РАН, по формированию методами на базе МПЭ квантоворазмерных гетероструктур, в том числе с квантовыми точками, и их исследованию методами ДБЭО, СТМ, СЭМ, ТЭМ, РМА и ФЛ в системе 1пАб/81 для опто- и микроэлектронных приборов нового поколения с целью совмещения применения А3В5 и кремниевых технологий.

ВВЕДЕНИЕ

Общеизвестно, что в настоящее время основным материалом для изделий микроэлектроники является кремний, изделия на его основе занимают не менее 90 % на рынке полупроводниковых приборов. Такие его свойства, как высокая теплопроводность, механическая прочность, наличие достаточно дешевых бездислокационных подложек большого диаметра и продвинутые технологии делают этот материал незаменимым для большинства применений. Однако степень интеграции в современной кремниевой технологии достигает того уровня, когда все большее влияние на быстродействие интегральных схем (ИС) начинает оказывать задержка сигнала в межсоединениях, имеющих резистивные и емкостные паразитные составляющие. Решением данной проблемы могло бы быть создание монолитных оптоэлектронных ИС. Совмещение в одном кремниевом кристалле излучателей и детекторов светового сигнала с электронными переключающими элементами могло бы позволить реализацию высокоскоростных соединений между элементами ИС, а также между кристаллами и устройствами в быстродействующих вычислительных комплексах.

На основе кремния в настоящее время изготавливаются фотодетекторы, однако в области излучающих оптоэлектронных приборов применение кремния пока не получило практического применения.

Одновременно с развитием кремниевой технологии продолжается усиленное развитие научных исследований и практическое применение оптоэлектронных структур на основе соединений А3В5. Общеизвестно, что инфракрасные полупроводниковые лазеры с квантовыми ямами на основе этих

соединений являются ключевыми элементами в линиях волоконно-оптической связи, лазерных принтерах и устройствах оптической записи информации (видео- и цифровые компакт-диски). Большой прогресс достигнут в области квантоворазмерных А3В5 гетероструктур с пространственным ограничением носителей заряда во всех трех измерениях (квантовые точки), которые определяют прогресс в физике и технике полупроводников [1].

Квантовые точки (КТ) реализуют предельный случай размерного квантования в полупроводниках, поскольку электронный спектр идеальной КТ представляет собой набор дискретных уровней, разделенных областями запрещенных состояний, и соответствует электронному спектру одиночного атома. Качественный прорыв в данной области произошел при использовании эффектов самоорганизации полупроводниковых наноструктур в гетероэпитаксиальных полупроводниковых системах. Были реализованы гетероструктуры с квантовыми точками в системах А3В5 с высоким кристаллическим совершенством, высоким квантовым выходом излучательной рекомбинации и высокой однородностью по размерам. В полученных структурах были впервые продемонстрированы уникальные физические свойства, ожидавшиеся для идеальных квантовых точек в течение многих лет, исследованы электронный спектр квантовых точек, эффекты, связанные с энергетической релаксацией и излучательной рекомбинацией неравновесных носителей, и получены первые оптоэлектронные приборы такие, как инжекционные гетеролазеры на квантовых точках с рекордными характеристиками [2]. Использование недавно предложенной методики создания, так называемых "складированных" квантовых точек, то есть

многослойных систем с электронно-связанными в вертикальном направлении квантовыми точками (ВСКТ), в качестве активной области полупроводникового лазера уже позволило существенно улучшить его приборные характеристики (пороговый ток, мощность излучения и характеристическая температура) [3]. Однако ведущие ученые мира считают, что кремний в ближайшем будущем останется фундаментом современной микроэлектроники [4].

К настоящему времени предложен ряд путей для интеграции развитой кремниевой и А3В5 технологий. Один из путей, развивающийся достаточно длительное время в мире и России, состоит в создании на кремнии слоев А3В5 материалов, пригодных для дальнейшего формирования оптоэлектронных элементов [5]. В последнее время на зарощенных ОаА8 поверхностях кремния получены 1пА8-квантовые точки [6] и даже создан первый лазер на 1пОаА8 ВСКТ [7]. Однако получение на 81 качественных слоев прямозонных А3В5 соединений осложняется рассогласованием решеток (4 % для ОаА8), приводящим к большому количеству дефектов в растущем слое А3В5 материала, образованием антифазных доменов при наращивании полярного полупроводника на неполярном и возникновением напряжений в слое А3В5 полупроводника по причине значительного различия коэффициентов линейного расширения.

По аналогии с соединениями А3В5 было предположено, что внедрение квантовых точек узкозонного прямозонного полупроводника (например, 1пА8) непосредственно в матрицу кремния также позволит создать эффективные светоизлучающие приборы [8]. Недавно нами была продемонстрирована принципиальная возможность реализации квантовых точек арсенида индия в кремниевой матрице и получена фотолюминесценция от заро-щенных кремнием подобных островков вплоть до комнатной температуры [9, 10].

В данной работе обобщены экспериментальные результаты, полученные в Институте аналитического приборостроения РАН совместно с ФТИ им. А.Ф. Иоффе РАН, по созданию и исследованию квантоворазмерных гетероструктур с квантовыми точками в системе 1пА8/81 для опто- и микроэлектронных приборов нового поколения с целью совмещения А3В5 и кремниевых технологий.

МЕТОДИКИ ЭКСПЕРИМЕНТОВ

Ростовые процессы были проведены на установках молекулярно-пучковой эпитаксии (МПЭ) 8ирга-32 (КА ШЬег, Франция) и ЭП 1203, разработанной в НТО АН СССР при непосредственном участии сотрудников ИАП (ныне ИАнП РАН) и

серийно выпускавшейся на ЭЗНП НТО АН СССР (пос. Черноголовка Московской области) [11].

Эксперименты по росту InAs квантовых точек на поверхности кремния проводились на подложках Si(100), для получения атомарно-чистой структурно упорядоченной поверхности подложки проходили предростовую подготовку. Процедура химической обработки подложек при такой подготовке сводилась к следующей последовательности операций [12]:

1. Отмывка от следов органических загрязнений в CCl4 и ацетоне.

2. Окисление верхнего слоя кремния в кипящей азотной кислоте и стравливание образовавшегося SiO2 в HF.

3. Кипячение в перекисно-аммиачном растворе с последующим удалением остатков загрязнений вместе с оксидом кремния плавиковой кислотой.

4. Формирование на поверхности прошедших химическую очистку кремниевых пластин тонкого защитного слоя окисла кипячением в перекисно-кислотном растворе HCl:H2O2:H2O.

5. Окончательная промывка пластин деионизованной водой и сушка этиловым спиртом на центрифуге.

Готовые подложки механически фиксировались на безиндиевых молибденовых подложкодержате-лях и загружались с минимальным временем пребывания на воздухе в установку. Вакуумная пред-ростовая подготовка производилась в режиме двухступенчатого термического отжига. На первой стадии образцы выдерживались в ростовой камере при температуре 400°С в течение 40 минут, при этом с поверхности защитного слоя слетала большая часть адсорбировавшихся загрязнений. Контроль процесса обезгаживания осуществлялся по показаниям вакуумметров. Окончательное удаление окисного слоя с поверхности Si производилось путем нагрева подложки в ростовой камере до температуры 820-870°С с выдержкой в течение 15 минут. Далее температура образца понижалась и производилось осаждение InAs при различных температурах подложки и соотношении потоков элементов III и V групп методом традиционной МПЭ. Состояние поверхности в процессах удаления окисного слоя и эпитаксиального роста фиксировалось и исследовалось in situ методом дифракции быстрых электронов на отражение (ДБЭО). Система ДБЭО включала в себя высокочувствительную видеокамеру, видеомагнитофон для записи динамики картин ДБЭО во время роста, компьютера для обработки записываемой информации, интерфейса, осуществляющего сопряжение видеокамеры с видеомагнитофоном и компьютером, и программного обеспечения, позволяющего производить обработку картин ДБЭО в реальном масштабе времени, и была

подробным образом представлена ранее [13].

туннельной микроскопии (СТМ), сканирующей электронной микроскопии (СЭМ), трансмиссионной электронной микроскопии (ТЭМ), рентгеновского микроанализа (РМА) и возбуждения фотолюминесценции (ФЛ).

ИССЛЕДОВАНИЕ КИНЕТИКИ ФОРМИРОВАНИЯ 1пЛ« НАНООБЪЕКТОВ НА ПОВЕРХНОСТИ КРЕМНИЯ МЕТОДОМ ДБЭО

Рис. 1. Картина ДБЭО после удаления окисного слоя атомно-гладкой поверхности Si(1GG), снятая при 1G кВ

Типичная картина ДБЭО после удаления окисного слоя представлена на рис. 1 и имеет характерный для атомно-гладкой поверхности Si(1GG) линейчатый спектр (поверхностная реконструкция (2^2)). Для создания потоков индия и мышьяка использовались стандартные эффузионные ячейки, для напыления кремния на установке Supra-32 приме -нялся источник с электронно-лучевым испарителем. Поток арсенида индия во всех экспериментах по формированию InAs нанообъектов на поверхности кремния соответствовал росту G.1 монослоя (МС) InAs в секунду. Калибровка скорости роста InAs проводилась предварительно с помощью измерения осцилляций интенсивности зеркального рефлекса на картине ДБЭО при росте твердого раствора InGaAs на GaAs с молярной долей по индию « 15%. Для контроля температуры поверхности образца, помимо штатной конструкции на основе термопары типа ВР5/ВР20, дополнительно использовался инфракрасный пирометр Ircon Modline Plus. При росте кремния на установке Supra-32 использовался режим непрерывного вращения держателя.

Постростовое исследование ex situ полученных образцов проводилось методами сканирующей

Проведенные многократно исследования динамики изменения картин ДБЭО in situ в процессе осаждения InAs на поверхность кремния при различных условиях роста (температура подложки, соотношение потоков и т.д.) позволили сделать вывод о том, что характерной особенностью гетеро-эпитаксиальной системы InAs/Si является сильная зависимость механизма роста от ростовых условий. Было установлено, что возможна реализация как чисто островкового механизма роста (Фольмера— Вебера), так и смешанного механизма роста с образованием смачивающего слоя и системы трехмерных островков (Странски—Крастанова).

На рис. 2, а-с представлены картины ДБЭО, снятые при различных температурах подложки и соотношении потоков после напыления InAs на поверхность Si. На рис. 2, а приведена картина ДБЭО при Т =250°C и соотношении потоков « 2 после осаждения 6 МС InAs. Было выяснено, что осаждение InAs при данных условиях приводит к трансформации линейчатой картины ДБЭО в картину дифракции, характерную для трехмерного роста (точечные рефлексы), уже при толщине около 3 МС и становятся чисто объемными после напыления 5.5 МС. На основе этого можно заключить, что при этих условиях эпитаксиальный рост в системе InAs/Si осуществляется по механизму Странски—Крастанова и первоначально образуется двумерный псевдоморфный смачивающий

Рис. 2. Картины ДБЭО, снятые при 10 кВ после осаждения: 6 МС 1пАб при Т, =250°С (а), 0.9 МС 1пАб при Т =380°С (Ь) и 60 МС 1пАб при Т, =500°С (с)

Время, усл. ед.

Рис. 3. Типичная динамическая зависимость интенсивности ДБЭО рефлекса при 2Б-3Б 1пАб/81 гетероэпитаксиальном росте

Температура подложки, °С

Рис. 4. Зависимость критической толщины образования нанообъектов от параметров роста

слой. На рис. 2, Ь приведена картина ДБЭО при соотношении потоков «10 после осаждения

0.9 МС ІпАд на поверхность 8і(100) при температуре подложки 380°С. Для этих ростовых условий

переход от двухмерного к трехмерному механизму роста наблюдался уже при 0.7 МС. Видно, что картина дифракции сохранила исходную линейчатую структуру 8і подложки с наложенными на нее характерными для трехмерного роста точечными рефлексами, соответствующими ІпА8 квантовым точкам; хорошо заметно рассогласование приблизительно 10 % кристаллических решеток ІпА8 и 8і (в обратном пространстве), что соответствует общеизвестным данным по рассогласованию решеток ІпАд и 8і«11%. Таким образом, при данных ростовых условиях реализуется механизм роста Фольмера—Вебера. На рис. 2, с приведена картина ДБЭО при Т8 =500°С после осаждения 60 МС ІпАд на поверхность 8і(100). По фото видно, что картина дифракции сохранила линейчатую структуру, причем поверхностная реконструкция изменилась на (3^1).

На рис. 3 приведена типичная динамическая зависимость интенсивности нулевого рефлекса на картине ДБЭО, снятая при угле падения 1° и угле отражения 1.5° в условиях, при которых происходит переход от двух- к трехмерному механизму роста. Мы предполагали, что данный переход начинается в момент, обозначенный левой стрелкой, т. е. в начале преобразования линейчатой структуры картины ДБЭО в объемную. По аналогии с ге-тероэпитаксиальной системой ІпА8ЮаА8 мы назвали эту величину критической толщиной образования нанообъектов на поверхности ^сп1). Момент стабилизации объемной картины обозначен правой стрелкой. Характеристическое время образования массива островков ІпА8 (временной интервал между левой и правой стрелкой) составляет величину около одной секунды (при скорости роста ІпАд 0.1 МС/с), что приблизительно соответствует величине, характерной при образовании квантовых точек в системе ІпА8ЮаА8.

На рис. 4 суммированы данные ДБЭО-исследований по зависимости dcгit от температуры подложки в интервале от 350°С до 450°С и соотношения потоков А84 и Іп от 2 до 12. Нижний предел в температурном интервале выбран по двум причинам. Во-первых, из-за трудностей в определении точного значения Т при таких низких величинах и, во-вторых, вследствие того, что покрывающий слой 8і, выращенный при низких Т8, обладает низким кристаллическим качеством, что приводит к невозможности получения приборных структур. Это подтверждается нашими данными, согласно которым не наблюдается сигнала ФЛ в структурах, где квантовые точки ІпА8 заращивались слоем 8і при температурах подложки ниже чем 350°С. Из результатов рис. 4 следует, что переход от 2- к 3-мерному росту в системе ІпА8/8і (при данных условиях роста) происходит в диапазоне от 0.7-4.0 монослоя.

Рис. 5. СТМ-изображения участков поверхности 1иА,/81(100) после осаждения: 6 МС 1пАб при Т, = 250°С (а), 0.9 МС 1пАб при Т, = 380°С (Ь) и 60 МС 1пА при Т, = 500°С (с)

Рис. б. СЭМ-изображения участков поверхности InAs/Si(1GG), Тs = 400°С после осаждения: 2 МС InAs и PAs= 11G-6 Пя (а), 1.3 МС InAs и PAs=1-1G-s Пa (b), 1.3 МС InAs и Pa=3-1G-6 Пa (c)

ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУР С InAs НАНООБЪЕКТАМИ НА ПОВЕРХНОСТИ КРЕМНИЯ МЕТОДАМИ СТМ И СЭМ

Для исследования ex situ морфологии поверхности методом СТМ после напыления определенной толщины слоя InAs процесс роста прерывался и образец быстро охлаждался до комнатной температуры, методика и режимы СТМ-измерений были идентичны использованным ранее для системы InAs/GaAs [14]. Многократно воспроизводимые и устойчивые СТМ-изображения были получены на различных участках исследуемых образцов. Для проведения длительных СТМ-измерений образцы помещались в кремнийорга-ническое вакуумное масло для защиты поверхности от окисления на воздухе, что позволило получать воспроизводимые СТМ-изображения в течение месяца после изъятия образцов из вакуумной камеры.

На рис. 5, a-c представлены соответствующие картинам ДБЭО (рис. 2, а-с) СТМ-изображения участков поверхности Si(1GG) после напыления InAs. Видно, что при Тs=250°C и соотношении потоков = 2, когда рост осуществляется по механизму Странски—Крастанова, островки имеют

ромбовидную форму и образуется пространственно-однородный массив квантовых точек. Анализ поперечных сечений СТМ-изображения показал, что характерный латеральный размер островков = 12-20 nm, высота «4 nm и плотность «5-1011 ст-2 (рис. 5, а). При Xs =380°C и соотношении потоков «10, т.е. в случае реализации механизма роста Фольмера-Вебера, островки в основании обладают преимущественно треугольной формой и имеют значительно меньшую поверхностную плотность и менее упорядочены (рис. 5, b). В случае Xs =500°C после осаждения 60 МС InAs на поверхность Si(100) наблюдалось образование кристаллических кластеров размером «400 nm, высотой «130 nm и плотностью «5-107 ст-2 (рис. 5, с).

Ex situ исследования поверхности также проводились на сканирующем электронном микроскопе с высоким разрешением типа CamScan. Для исследования методом СЭМ квантовые точки были за-рощены сверху слоем кремния толщиной 20-50 ангстрем для "замораживания" морфологии поверхности.

На рис. 6, а-с приведены СЭМ-изображения участков поверхности InAs/Si после напыления 2 МС (а) и 1.3 МС (b, с) при эффективном давле-

нии мышьяка 1-10-6 торр (а, Ь) и 3-10-6 торр (с) при температуре подложки 380°С. Квантовые точки были получены в режиме механизма роста Фоль-мера—Вебера. Из рисунков следует, что увеличение количества осажденного индия приводит к появлению островков большего (~ 50 нм) и меньшего (~ 20 нм) размеров и значительно меньшей поверхностной плотности, в то время как при меньшей средней толщине арсенида индия островки имеют преимущественно одинаковые латеральные размеры. Для случая большей средней толщины наблюдаемые морфологические особенности связаны, по-видимому, с началом процесса коалесценции островков по механизму Лифши-ца—Слезова [15]. Увеличение соотношения

Рис. 7. ТЭМ-изображения поперечного сечения (а) и поверхности (Ь) образца, содержащего два слоя ІпА включений в кремниевую матрицу. Экстрарефлексы от островков ІпАє отмечены на дифракционной картине (вставка)

Рис. 8. ТЭМ-изображение поперечного сечения образца, содержащего два слоя ІпАє включений в кремниевую матрицу, снятое в режиме высокого разрешения. Стрелками отмечены кластеры ІпАє

потоков приводит к уменьшению средних размеров квантовых точек и их поверхностной плотности. При этом образование наноостровков происходит при меньшей толщине напыленного арсенида индия.

ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУР С InAs НАНООБЪЕКТАМИ В КРЕМНИЕВОЙ

МАТРИЦЕ МЕТОДАМИ ТЭМ И РМА

Ex situ ТЭМ исследования выращенных образцов проводились на микроскопе высокого разрешения JEOL JEM-4000 EX с ускоряющим напряжением до 400 кВ, а также методом РМА на оснащенном приставкой Voyager I (Ge детектор) электронном микроскопе Philips CM20T.

На рис. 7 представлены снятые при низком разрешении ТЭМ изображения фрагментов поперечного сечения (а) и поверхности (b) образца, содержащего два слоя InAs включений толщиной 2 нм (толщина кремниевого спейсера 2 нм), заро-щенных слоем Si толщиной 20 нм [16]. Из рисунка видно, что включения InAs в виде островков расположены на дне поверхностных углублений (16 nm), которые образуются после последующего заращивания кремнием. ТЭМ-изображения поверхности этих островков демонстрируют картины типа "квадратный муар". На вставке (рис. 7, b) представлены соответствующие картины микродифракции электронов на просвет, которые имеют четко различаемые рефлексы как от кремниевой матрицы, так и от кластеров InAs, причем математическая обработка разделяющих рефлексы расстояний (в обратном пространстве) показывает величину рассогласования кристаллических решеток InAs и Si приблизительно 10 %, что соответствует общеизвестным данным по рассогласованию решеток InAs и Si«11 %. Снятые в просвечивающем режиме РМА спектры, взятые от InAs кластеров, также имели четко выраженные дополнительные пики In и As. То, что эти островки обычно занимают мелкие углубления, частично показывает, что при заращивании кремнием рост Si не происходит в непосредственной близости от островков InAs. Вероятной причиной этого эффекта может быть образование смачивающего слоя вокруг островка, приводящего к пассивации поверхности.

Для анализа решеточной структуры и размеров встроенных в кремниевую матрицу кластеров InAs поперечные сечения образцов были исследованы методом ТЭМ с высоким разрешением. На рис. 8 представлено ТЭМ-изображение поперечного

сечения образца, содержащего два слоя InAs включений толщиной 3 нм (толщина кремниевого спейсера 6 нм), зарощенных слоем Si толщиной 20 нм. Стрелками отмечены образования, с размерами около 3 нм в диаметре и латерально отстоящие друг от друга на 0.5-1 нм. Более того,

Рис. 9. Типичное ТЭМ-изображение поперечного сечения многослойного образца. Стрелками отмечены шесть слоев, содержащих когерентные кластеры 1пЛ,

Энергия фотонов, (eV)

Рис. 10. Спектры фотолюминесценции квантовых точек 1пЛз/81, снятые при различных температурах

в расположении кластеров не наблюдается четкой вертикальной корреляции.

На рис. 9 представлено типичное ТЭМ-изображение поперечного сечения многослойного образца. Хорошо различимы 6 слоев (отмечены стрелками), сформированных когерентными кластерами 1пЛ,. Отличительная особенность этой структуры состоит в том, что в верхней части выращенной многослойной структуры наблюдается высокая плотность структурных дефектов двух

типов, которые начинают формироваться преимущественно после четвертого слоя InAs. Одной из возможных причин наличия большого числа дефектов может быть то, что промежуточные слои кремния выращиваются при повышенном фоновом давлении мышьяка, в результате чего имеет место встраивание атомов As в растущую кремниевую структуру. Первые результаты работ по влиянию фонового давления мышьяка на свойства автоэпитаксиальных слоев кремния представлены в отдельной статье [12].

ИССЛЕДОВАНИЕ ОПТИЧЕСКИХ СВОЙСТВ СТРУКТУР С InAs НАНООБЪЕКТАМИ В КРЕМНИЕВОЙ МАТРИЦЕ МЕТОДОМ ВОЗБУЖДЕНИЯ ФЛ

Для проведения исследований методом возбуждения ФЛ InAs квантоворазмерные структуры заращивались слоем Si толщиной 50-100 нм методом традиционной МПЭ. Для возбуждения фотолюминесценции был использован аргоновый лазер с длиной волны 514.5 нм и германиевый фотодиод в качестве детектора. Плотность возбуждения составляла 0.2-200 Вт/см2.

Исследование оптических свойств квантовых точек InAs, помещенных в кремниевую матрицу путем заращивания образовавшихся наноразмер-ных островков слоем кремния толщиной 50 нм после осаждения 7 МС InAs при температуре подложки 400°С показало, что на спектре ФЛ появляется широкая линия (= 100 мэВ) в районе 1.3 мкм при температуре наблюдения 77 К. Увеличение температуры наблюдения до комнатной привело к монотонному смещению линии ФЛ в длинноволновую область вплоть до 1.6 мкм при 290 К (рис. 10) [17]. Данной линии не наблюдалось как на используемых Si(100) подложках, так и на образцах, где средняя толщина осажденного InAs не превышала критическую. Увеличение плотности возбуждения привело к сдвигу максимума линии ФЛ в область более высоких энергий (рис. 11). Природа подобного сдвига до конца не ясна. Подобный эффект наблюдался, например, в случае квантовых точек II типа [18] или может быть связан с электрическим зарядом, аккумулированным в квантовых точках.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Приведенные в статье результаты экспериментальных работ по формированию квантоворазмерных гетероструктур с квантовыми точками методом МПЭ и их исследованию методами ДБЭО, СТМ, СЭМ, ТЭМ, РМА и ФЛ в системе InAs/Si демонстрируют перспективность их использования для приборов опто- и наноэлектроники нового

Энергия фотонов (е>0

Рис. 11. Спектры фотолюминесценции квантовых точек 1пАб/81, снятые при различных плотностях возбуждения

поколения и принципиальную возможность совмещения Л3В5 и кремниевых технологий.

Авторы благодарят Ю.Б. Самсоненко, А.Р. Ковша, А.Е. Жукова, Д.Н. Демидова, П.П. Корнееву за участие в ростовых экспериментах, М.В. Максимова, Б.В. Воловика, В.М. Бусова, С.А. Масалова, Н.Д. Захарова, П. Вернера за проведение измерений и Н.Н. Леденцова за полезные обсуждения.

Данная работа выполнена при частичной финансовой поддержке ИНТАС (грант 96-0242), РФФИ (проект 99-02-16799), научных программ СПбНЦ и программы "Перспективные технологии и устройства микро- и наноэлектроники".

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. АлфёровЖ.И. // ФТП. 1998. Т. 32, № 1. С. 1-18.

2. Леденцов Н.Н., Устинов В.М., Щукин В.А. и др. // ФТП. 1998. Т. 32, № 4. С. 385-410.

3. Шерняков Ю.М., Егоров А.Ю., Воловик Б.В. и др. // Письма ЖТФ. 1998. Т. 24, № 9. С. 50-55.

4. Валиев К.А. // Перспективные технологии. 1999. Т. 6, № 3. С. 1.

5. Иошкин В.А., Орликовский А.А., Октябрьский С.Р. и др. // Труды ФТИАН. 1994. М.: Наука, Т. 8. С. 58-102.

6. Gerard J.M., Carbol J., Sermage B. // Appl. Phis. Lett. 1996. V. 68, N. 22. P. 3123-3125.

7. Linder R.R., Philips J., Qasaimeh O. et al. // Appl. Phis. Lett. 1999. V. 74, N. 10. P. 1355-1357.

8. Ledentsov N.N. // Proc. 23th Int. Conf. Phys.

Semiconductors. Berlin. 1996 / Ed. by

M. Scheffler and R. Zimmermann. Singapoure: World Scientific, 1996. V. 1. P. 19-22.

9. Цырлин Г.Э., Петров В.Н., Дубровский В.Г. и др. // Письма в ЖТФ. 1998. Т. 24, № 8. С. 1015.

10. Цырлин Г.Э., Петров В.Н., Дубровский В.Г. и др. // ФТП. 1999. Т. 33, № 9. С. 1066-1069.

11. Петров В.Н., Поляков Н.К., Демидов В.Н. и др. // Научное приборостроение. 2000. Т. 10, № 1. С.19-24.

12. Цырлин Г.Э., Петров В.Н., Поляков Н.К.

и др. // ФТП. 1999. Т. 33, № 10. С. 1158-1163.

13. Петров В.Н., Демидов В.Н., Корнеева Н.П. и др. // ЖТФ. 2000. Т. 70, № 5. С. 97-101.

14. Голубок А.О., Масалов С.А., Пономарева Н.Б и др. // Поверхность. Рентгеновские, синхро-тронные и нейтронные исследования. 1998. № 2. С. 70.

15. Kukushkin S.A., Osipov A.V. // Prog. Surf. Sci. 1996. V. 51. P. 1.

16. Петров В.Н., Поляков Н.К., Егоров В.А. и др. // ФТП. 2000. Т. 34, № 7. С. 838-843.

17. Cirlin G.E., Dubrovskii V.G., Petrov V.N. et al. // Semicond. Sci. Technol. 1998. V. 13. P. 12621265.

18. Hatami F., Ledentsov N.N., Grundmann M.

et al. // Appl. Phys. Lett. 1995. V. 67. P. 656-659.

Институт аналитического приборостроения РАН, Санкт-Петербург (В.Н. Петров, Н.К. Поляков,

В.А. Егоров, А. О. Голубок, Г.Э. Цырлин)

Физико-технический институт им. А.Ф. Иоффе РАН, Санкт-Петербург (Д.В. Денисов, А.Ф. Цацуль-ников, А.Ю. Егоров, Н.А. Малеев, В.М. Устинов)

Материал поступил в редакцию 28. G9.2GGG.

InAs/Si BASED HETEROSTRUCTURES AS THE COMPONENT TECHNOLOGY FOR NEW GENERATION NANO- AND OPTOELECTRONIC DEVICES

V. N. Petrov, N. K. Polyakov, V. A. Egorov, A. O. Golubok, G. E. Tsirlin,

D. V. Denisov1, A. F. Tsatsulnikov1, A. Yu. Egorov1, N. A. Maleev1, V. M. Ustinov1

Institute for Analytical Instrumentation RAS, Saint-Petersburg 1A.F. Ioffe Physicotechnical Institute RAS, Saint-Petrsburg

This paper presents a summary of experimental results obtained at the Institute of Analytical Instrumentation RAS in association with A.F. Ioffe Physicotechnical Institute RAS on MBE forming of InAs/Si quantum -dimensional heterostructures, including those with quantum dots, and their studies by RHEED, STM, SEM, TEM, XMA and PL techniques for new generation opto- and microelectronics devices to combine the application of A3B5 and silicon technologies.