CC BY
148
Ионная имплантация
Вестник Нижегородского университета им. Н.И. Лобачевского, 2010, № 5 (2), с. 264-270
УДК 537.9: 539.534.9: 535.37
СВЕТОИЗЛУЧАЮЩИЕ ИОННО-СИНТЕЗИРОВАННЫЕ СТРУКТУРЫ НА ОСНОВЕ НАНОКРИСТАЛЛОВ КРЕМНИЯ В ОКСИДНЫХ МАТРИЦАХ
© 2010 г. А.Б. Костюк1, А.И. Белов1, И.Ю. Жаворонков1, Д.В. Гусейнов1,
А.В. Ершов1, Т.А. Грачева1, Н.Д. Малыгин1, А.Н. Михайлов1, О.Н. Горшков1, Д.И. Тетельбаум1
1 Научно-исследовательский физико-технический институт Нижегородского госуниверситета им. Н.И. Лобачевского 2Нижегородский госуниверситет им. Н.И. Лобачевского
tetelbaum@phys .unn.ru
Поступила в редакцию 21.05.2010
Исследованы люминесцентные свойства, структура и фазовый состав слоев 8102, А1203 и 2г02, подвергнутых в единых условиях ионной имплантации 81+ с последующим высокотемпературным отжигом для синтеза нанокристаллов 81. Обсуждаются факторы физической и физико-химической природы, определяющие возможность формирования светоизлучающих нанокристаллов 81 в этих оксидных матрицах.
Ключевые слова: нанокристаллы кремния, оксид кремния, оксид алюминия, оксид циркония, ионная имплантация, фотолюминесценция, структура.
Введение
Одним из новых применений ионной имплантации является ионно-лучевой синтез светоизлучающих нанокристаллов (квантовых точек) в широкозонных диэлектрических матрицах, прозрачных в видимом и ближнем ИК диапазонах спектра. Это направление весьма актуально для оптоэлектроники в силу перспектив подобных систем при создании светодиодов, лазеров, планарных оптических усилителей и волноводов [1— 3]. С этим направлением, в частности, связаны надежды на включение кремния - основного материала современной микроэлектроники - в число светоизлучающих материалов. Большинство работ в данной области относится к ионнолучевому формированию нанокристаллов (НК) Б1 в слоях БЮ2, люминесцирующих за счет квантово-размерного эффекта в красной и ближней ИК области (1.4—1.8 эВ) [4-8]. Между тем, практический интерес представляет создание светоизлучающих структур на основе других перспективных оксидных материалов, содержащих НК 81. Использование различных оксидных матриц (БЮ2, А1203, 2г02) позволяет расширить функциональность создаваемых наноструктур, например, их применение в устройствах энергонезависимой памяти с распределенным хранением заряда в сверхтонких подзатворных диэлектриках [9—11] и солнечных элементах нового поколения [12].
Существует ограниченное число публикаций [13—16], в которых описаны структура и опти-
ческие свойства ионно-синтезированных НК 81 в слоях А1203 (см. также наши ранние публикации по этому вопросу [17—20]). В работе [21] изучались люминесцирующие НК 81, встроенные в матрицу 2г02 золь-гельным методом, однако применение ионной имплантации кремния в 2г02 с целью формирования светоизлучающих наноструктур, по нашей информации, в литературе не освещено. Именно при рассмотрении таких структур принципиально важным становится вопрос о влиянии состава и структуры оксидной матрицы на процессы формирования и свойства НК 81. Оксиды металлов обладают ограниченной термодинамической стабильностью в контакте с кремнием, и при высоких температурах возможно формирование силицидных или силикатных фаз [22—24]. Даже если при определенных условиях выделение фазы 81 в ионно-имплантированном оксиде будет энергетически выгодно, существенное влияние на процесс формирования может оказать сопутствующий процесс кристаллизации оксидной матрицы (известно [25, 26], что оксиды А1203 и 2г02 претерпевают фазовые превращения в диапазоне температур 500— 1100°С), а термообработка формирующейся гетерофазной системы может привести к возникновению напряжений и разрыву связей на границах раздела НК/матрица, что сопровождается деградацией люминесцентных свойств [8, 15].
Таким образом, для установления оптимальных условий формирования и корректной ин-
Рис. 1. Спектры ФЛ пленок Si02 (а), А1203 (б) и ZrO2 (в), подвергнутых имплантации Si и отжигу
терпретации люминесцентных свойств новых наноструктурированных материалов в каждом конкретном случае требуется получение информации об их структуре, химическом и фазовом составе, а также о состоянии нановключений и их поверхности.
Целью данной работы является комплексное исследование тонких слоев БЮ2, А1203 и 2г02, подвергнутых в единых условиях имплантации ионов БГ и высокотемпературному отжигу. Исследования выполнены с применением методов спектроскопии фотолюминесценции, рентгеновской дифракции, ИК-спектроскопии и спектроскопии электронного парамагнитного резонанса (ЭПР).
Экспериментальная часть
В качестве исходных оксидных материалов были использованы образцы пленок исходно аморфных оксидов Si02, А1203 и Zr02, а также пластины монокристаллического сапфира C-ориентации (0001). Пленка Si02 толщиной ~ 580 нм была получена методом термического окисления при 1100°С в цикле “сухой-влажный-сухой” на подложке КЭФ-4.5. Пленки А1203 (~ 300 нм) и Zr02 (~ 220 нм) осаждалась на подложки БКЭФ-15 путем электроннолучевого испарения в вакууме холоднопресованных таблеток А1203 (ТУ 6-09-426-75) и Zr02 (ТУ 609-2486-77) на модернизированной серийной установке ВУ-1А. Осаждение А1203 осуществлялось в атмосфере О2 (110-2 Па). Начальное давление составляло (6-8)10-4 Па, ток электронной эмиссии - 200 мА, а давление паров в процессе осаждения - 810" Па. При осаждении Zr02 давление остаточной атмосферы составляло 1.5 10-4 Па, ток электронной эмиссии - 180 мА, а давление паров в процессе осаждения - 710-4 Па. Температура подложки при осаждении обоих оксидов составляла 150°С. Имплантация ионов Si+ проводилась с энергией 100 кэВ в интервале доз 51016-31017 см-2. Последующий отжиг осуществлялся при температурах 700-1100°С в течение 2 часов в потоке осушенного N2, полученного путем естественного испарения жидкого азота.
Фотолюминесценция (ФЛ) измерялась при комнатной температуре в диапазоне длин волн 350-900 нм при возбуждении импульсным азотным лазером на длине волны Aexc = 337 нм (диаметр пятна ~ 1 мм, период повторения импульсов ~ 26 Гц, длительность импульсов ~ 10 нс, мощность в импульсе ~ 3 кВт). Излучение ФЛ регистрировалось с использованием монохроматора SP-150 (Stanford Research Systems) и фотоумножителя R928 (Hamamatsu). Истинная форма спектров излучения была восстановлена с учетом спектральной характеристики оптической схемы. Рентгеновская дифракция изучалась на установке Дрон-УМ-1 в геометрии Брэгга-Брентано. Дифрактограммы регистрировались в диапазоне углов 20 от 25° до 35° (число сканов - 4-5, шаг - 0.01°, время экспозиции - 10 сек.). Измерения методом ИК-спектроскопии на пропускание осуществлялись на Фурье-спектрометре Varian 4100 Excalibur со спектральным разрешением 2 см-1. Измерения ЭПР проводились при комнатной температуре на спектрометре Х-диапазона Bruker EMX+ с частотой переменного электромагнитного поля 9.4 ГГц (диапазон полей от 0 до 1.45 Тл, чувст-
вительность 1.6х109 спин/Гс, стабильность поля 10"8, точность измерения поля 800 мГс).
Результаты и их обсуждение
В соответствии с литературными [7] и нашими прежними [8, 19, 27] данными, массив НК
с размерами менее 5 нм в пленках БЮ2 (оптимальный с точки зрения эффективности ФЛ) формируется при концентрации имплантированного кремния ~ 10 ат.% и температуре отжига 1100°С. На рис. 1 представлены спектры ФЛ исходных пленок А1203 и 2г02, а также
пленок, подвергнутых имплантации БГ с дозой, близкой к оптимальной, и последующему отжигу при различных температурах.
Как видно из рис. 1 а, сразу после облучения пленка БЮ2 характеризуется тремя слабыми полосами ФЛ в видимой области. Эта ФЛ связана с исходными и радиационными дефектами в а также с дефектами, образованными в
результате внедрения избытка атомов кремния: излучение в области 350-550 нм - с диамагнитными кислорододефицитными центрами [28, 29], а ФЛ при 620-640 нм - с радиационными парамагнитными дефектами типа немостикового атома кислорода (НАК) [30]. Последующий отжиг приводит к разделению фаз и восстановлению стехиометрии матрицы. После отжига при 1000°С имеются как НК, так и аморфные кластеры Б1, излучающие в области 600-700 нм [31-33] (эту ФЛ нельзя отнести к дефектам типа НАК, которые отжигаются при более низких температурах [34]). Полоса ФЛ при 800 нм, связанная с излучательной рекомбинацией между уровнями размерного квантования в НК (квантовых точках) с размерами 3-5 нм [7], существенно интенсивнее после отжига при 1100°С, что обусловлено дополнительной кристаллизацией включений и возрастанием их числа. Увеличение дозы БГ (данные не приведены) приводит к закономерному длинноволновому сдвигу и ослаблению ФЛ, что обусловлено увеличением размера вследствие коалесценции НК Б1 [7, 19, 35].
Для пленок А1203 (рис. 1б) ситуация качественно аналогична случаю системы 8Ю2:пе-81. Имплантация БГ несколько модифицирует ФЛ в области 350-550 нм, связанную с излучением одиночных и агрегатных центров окраски (Г-центров) в оксидной матрице [36]. Важным результатом является наблюдение после отжига при высоких температурах (более 900°С) “красной” ФЛ в области 700-850 нм, типичной для НК Б1, которая, как и для системы 8Ю2:пе-81, немонотонно зависит от дозы (достигает мак-
симального значения при дозе БГ 11017 см-2). При имплантации кремния в кристаллическую матрицу А1203 (сапфир) такая ФЛ не проявляется, хотя НК формируются (что ранее было подтверждено электронной микроскопией высокого разрешения) [20]. В случае пленок А1203 положительное влияние на ФЛ НК оказывает формирование вокруг них оболочек БЮ2 [20], демпфирующих напряжения, которые препятствуют проявлению люминесцентных свойств нанокристаллов в сапфире из-за разрыва интерфейсных межатомных связей - формирования центров безызлучательной рекомбинации. Причиной окисления НК может являться присутствие свободного кислорода в осажденной пленке А1203 или наличие остаточного кислорода в атмосфере отжига. (Для установления источника кислорода нами проводятся эксперименты по отжигу имплантированных БГ пленок А1203 в смеси N и 02 с контролируемым составом).
При имплантации ионов БГ в пленки 2г02 после отжига при 900°С в спектре ФЛ возникает широкая полоса ФЛ в области 450-800 нм (рис. 1 в), максимум которой сдвинут в область более коротких длин волн по сравнению с выше рассмотренными случаями. Отжиг при 1100°С в значительной степени гасит эту полосу. Это можно объяснить химическим взаимодействием между и элементами оксида, приводящим к “съеданию” внешних частей НК Б1, т.е. уменьшению их размеров с соответствующим квантово-размерным “голубым” сдвигом ФЛ [37] при отжиге 700 и 900°С и к почти полному исчезновению НК при отжиге 1100°С. Источниками ФЛ при 600-650 нм также могут являться дефектные центры в формирующейся фазе силицида или силиката циркония.
Для подтверждения факта формирования или установления отсутствия кристаллической фазы рассмотрим данные рентгеновской дифракции (рис. 2). Анализ проводился для пленок оксидов, имплантированных БГ с максимальной дозой (3 1017 см-2), в сравнении с сапфиром, имплантированным БГ с оптимальной дозой (11017 см-2). Дифрактограмма «классического» образца с НК Б1, сформированными в термических пленках БЮ2 (кривая 1), характеризуется наличием четко выраженной линии
(111), представленной ионно-синтезированными НК Б1. В случае имплантации БГ в исходно аморфные пленки А1203 впервые получено независимое подтверждение формирования НК
в процессе отжига по наличию линии (111) (кривая 2). Интересно, что картина рентгеновской дифракции в этом случае практически по-
Оксид-> Si ->1100 °С
ct
а) 7 ±
о 6
A si (ш
Л 1 - ЭЮ, (пленка)
/ V . 2 - А1 О (пленка)
1 3 - А! О (сапфир)
/1 Si (111 ) 4 - Zr02 ( пленка)
Si (111И 2
. V
27
28
29 30
20, град
31
32
Рис. 2. Дифрактограммы образцов 8102, А1203 и 2г02, подвергнутых имплантации 81+ с дозой 3-1017 см-2 (в случае пленок) и дозой 1 ■ 1017 см-2 (в случае сапфира) и последующему отжигу при 1100°С
вторяет картину для пленки 8102:пс-81 (кривая 1). Для сравнения, линия дифракции от НК 81, сформированных в сапфире, характеризуется сдвигом и уширением (кривая 3), являющимися следствием механических напряжений [15].
Дифракционные линии, соответствующие кремнию, отсутствуют в случае имплантированной 81+ пленки Zr02 после отжига при 1100°С (рис. 2, кривая 4). Как отмечалось выше, кремний при такой температуре может вступать в реакцию с Zr02 с формированием силицидных или силикатных фаз, которые дают дифракционные максимумы при углах 25-33° [38]. В пользу этого свидетельствует наличие широкой линии при угле ~ 30.1°. Эта линия также может быть обусловлена тетрагональной фазой Zr02 (101) [39], что, однако, маловероятно (см. ниже).
Результаты анализа параметров линий 81 (111), обнаруживаемых в образцах 8102:пс-81 и А1203:пс-81, с усреднением по пяти измерениям для каждого образца приведены в табл. 1. Видно, что параметры кристаллической структуры НК 81 в оксидных пленках близки к параметрам объемного 81. Отличие постоянной решетки (Да/а « 1.1%) в случае НК 81, сформированных в сапфире, подтверждает присутствие сильных напряжений сжатия со стороны окружающей матрицы А1203 [15, 20].
Данные ИК-спектроскопии для пленок А1203 (не приведены) проявили те же закономерности в зависимости от дозы 81+ и температуры отжига, что и опубликованные ранее [20]: с ростом температуры отжига происходит восстановление стехиометрии и кристаллизация матрицы А1203, а при температурах более 900°С проявляется фаза 8102, содержание которой возрастает с концентрацией имплантированного крем-
ния. Это свидетельствует об окислении поверхностных слоев НК 81, обеспечивающем релаксацию механических напряжений на границе раздела с матрицей, что способствует улучшению люминесцентных свойств НК 81.
800 700 600 500 400
Волновое число, см'1 ZrO„ > отжиг
Волновое число, см'1
Рис. 3. Спектры ИК-пропускания облученных 81+ (1-1017 см-2) (а) и исходных (б) пленок Zr02 после отжига при различных температурах
Дополнительная информация об изменении фазового состава пленок Zr02 при внедрении кремния и высокотемпературном отжиге была получена из спектров ИК-пропускания (рис. 3а). После отжига на спектрах появляется широкая полоса поглощения в области 430 см-1, присущая фазе ZrSi04 [40]. В этой же области может лежать полоса поглощения тетрагональной фазы Zr02(t) [41]. Однако образование этой фазы маловероятно, так как при высоких температурах она преобразуется в моноклинную фазу -Zr02(m), что отчетливо проявляется на спектрах необлученной пленки Zr02, отожженной в тех же условиях (рис. 3б).
Очевидно, что ионное внедрение кремния сопровождается радиационным повреждением оксидного слоя, а выделение при отжиге фазовых включений кремния влечет за собой формирование многочисленных границ раздела с матрицей, которые на определенных стадиях
Рис. 4. Спектры ЭПР пленок 8Ю2 (а), А1203 (б) и Zr02 (в), подвергнутых имплантации 81+ и отжигу
отжига содержат характерные парамагнитные дефекты. Проследить за дефектностью и эволюцией гетерофазной системы позволяет спектроскопия ЭПР.
На рис. 4 представлены дифференциальные спектры ЭПР пленок оксидов на разных стадиях обработки. Исходные пленки всех оксидов характеризуются низкой концентрацией дефектов, не обнаруживаемой при комнатной температуре измерения. Облучение пленки 8102 ионами 81+ приводит к появлению серии интенсивных линий поглощения с ^-факторами в диапазоне 2.00-2.01 (рис. 4а), обусловленных дефектными центрами типа Е’, ЕХ, ЕР2 и НАК [34, 42]. При высоких температурах эти дефекты отжигаются, и появляется новая линия ЭПР с g ~ 2.0055. Эта линия может быть связана с Рь-центрами -типичными дефектами границы раздела НК 81 с матрицей 8102 [7, 42]. Положение линии характерно и для вакансионных УУ-центров или оборванных связей в аморфном кремнии [43]. Интенсивность ее возрастает с увеличением дозы 81+ (концентрации избыточного кремния, расходуемой на образование аморфных нанокластеров или НК 81) и уменьшается с ростом температуры отжига, что согласуется с результатами [7], показывающими наличие антикорреляции в поведении интенсивности ФЛ и концентрации Рь-центров (центров безызлучатель-ной рекомбинации).
Пленки А1203 и Zr02 (рис. 4б и 4в) сразу после облучения с максимальной дозой 81+ характеризуются слабой полосой поглощения с g ~ 2.0055, которая является признаком формирования при таких концентрациях фазы аморфного кремния. Отжиг пленок А1203:81 при температурах более 900°С приводит к увеличению амплитуды линии с g ~ 2.0055, отчасти обусловленной Рь-центрами, что подтверждает факт окисления поверхности НК 81. В случае же отожженных пленок Zr02:Si ни Рь-, ни УУ-центры не обнаруживаются, что говорит об отсутствии фазовых включений 81 и их границ раздела с матрицей. Сигнал ЭПР с g-фактором 2.0025 (рис. 4в) скорее всего не связан с имплантированным кремнием, так как наблюдается после отжига и для необлученных пленок Zr02. Он близок по своим параметрам к сигналу ЭПР, обусловленному неспаренными носителями заряда, локализованными в металлизированных областях Zr02 ^ = 2.0033±0.005) [44], и может быть связан с частичной потерей кислорода в процессе отжига, характерной для оксида циркония [45].
Заключение
В работе установлен факт ионно-лучевого формирования НК 81 в пленках А1203, которые по своим свойствам близки к свойствам НК 81 в
Таблица
Структурные параметры кристаллической фазы 81 в имплантированных 81+ слоях оксидов в сравнении с объемным (крупнокристаллическим) кремнием
Материал матрицы Межплоскостное расстояние А Параметр решетки а, А
А1203 (пленка) 3.148 ± 0.008 5.453 ± 0.014
8Ю2 (пленка) 3.156 ± 0.002 5.466 ± 0.004
А1203 (сапфир) 3.101 ± 0.005 5.370 ± 0.007
81 (крупно кристаллический) 3.120 5.431
пленках SiO2, ответственных за люминесценцию в ближнем ИК диапазоне спектра (700850 нм). В то же время в имплантированных пленках ZrO2 после высокотемпературного отжига люминесценция наблюдается в более коротковолновой области, кристаллическая фаза Si не обнаруживается, но есть признаки образования силикатной фазы.
Основными факторами, определяющими возможность формирования светоизлучающих НК Si в различных матрицах являются: отсутствие или наличие химического взаимодействия между имплантированным кремнием и материалом матрицы; механические напряжения и состояния на границах раздела НК Si / матрица (центры безызлучательной рекомбинации), возникающие в процессе фазового разделения и/или термообработки структур; формирование защитных оболочек (в частности, SiO2) вокруг НК Si. Этими факторами отчасти можно управлять путем выбора исходного вещества матрицы (монокристалл, пленка), вариации газовой среды при получении исходных пленок, выбора режима отжига и режимов имплантации кремния. Не во всех случаях удается избежать проявления процессов, приводящих к потере или к качественному изменению люминесцентных свойств наноструктур, что следует учитывать при создании наноструктурных композиций для оптоэлектронных и оптических применений.
Работа выполнена частично в рамках АВЦП «Развитие научного потенциала высшей школы», ФЦП «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России», гранта Президента РФ (МК-185.2009.2) и гранта РФФИ (10-02-00995).
Список литературы
1. Pavesi L., Guillot G. Optical Interconnects. The
Silicon Approach. B.-Heidelberg: Springer-Verlag,
2006. 389 p.
2. Fauchet P.M. // Materials Today. 2005. V. 8. № 1. P. 26-33.
3. Janda P., Valenta J., Ostatnicky T. et al. // J. Lu-min. 2006. V. 121. P. 267-273.
4. Kanemitsu Y., Shimizu N., Komoda T. et al. // Phys. Rev. B. 1996. V. 54. № 20. P. 14329-14332.
5. Тетельбаум Д.И., Карпович И.А., Степихова М.В. и др. // Поверхность. 1998. № 5. С. 31-33.
6. Качурин Г.А., Лейер А.Ф., Журавлев К.С. и др. // ФТП. 1998. Т. 32. № 11. С. 1371-1377.
7. Garrido B., Lopez M., Perez-Rodriguez A. et al. // Nucl. Instr. Meth. Phys. Res. B. 2004. V. 216. P. 213221.
8. Тетельбаум Д.И., Горшков О.Н., Касаткин А.П. и др. // ФТТ. 2005. Т. 47. № 1. С. 17-21.
9. Steimle R.F., Muralidhar R., Rao R. et al. // Microelectronics Reliability. 2007. V. 47. P. 585.
10. Baron T., Fernandes A., Damlencourt J.F. et al. // Appl. Phys. Lett. 2003. V. 82. № 23. P. 4151-4153.
11. Гриценко В.А., Насыров К.А., Гриценко Д.В. и др. // ФТП. 2005. Т. 39. С. 748.
12. Green M.A. Third generation photovoltaics //
B.-Heidelberg: Springer, 2006. 160 p.
13. White C.W., Budai J.D., Withrow S.P. et al. // Mater. Res. Soc. Symp. Proc. 1994. V. 316. P. 487.
14. Park C.J., Kwon Y.H., Lee Y.H. et al. // Appl. Phys. Lett. 2004. V. 84. № 14. P. 2667-2669.
15. Yerci S., Serincan U., Dogan I. et al. // J. Appl. Phys. 2006. V. 100. P. 074301.
16. Yerci S., Yildiz I., Kulakci M. et al. // J. Appl. Phys. 2007. V. 102. P. 024309.
17. Mikhaylov A.N., Tetelbaum D.I., Gorshkov O.N. et al. // Vacuum. 2005. V. 78. № 2-4. P. 519-524.
18. Tetelbaum D.I., Gorshkov O.N., Ershov A.V. et al. // Thin Solid Films. 2006. V. 515. № 1-2.
C. 333-337.
19. Тетельбаум Д.И., Михайлов А.Н., Горшков О.Н. и др. // Нанотехника. 2006. № 3. С. 36-52.
20. Тетельбаум Д.И., Михайлов А.Н., Белов А.И. и др. // ФТТ. 2009. Т. 51. № 2. С. 385-392.
21. Klangsin J., Martya O., Munguia J. et al. // Phys. Lett. A. 2008. V. 372. P. 1508-1511.
22. Hubbard K.J., Schlom D.G. // J. Mat. Res. 1996. V. 11. № 11. P. 2757-2776.
23. Fulton C.C., Cook T.E., Lucovsky G. et al. // J. Appl. Phys. 2004. V. 96. № 5. P. 2665-2673.
24. Perkins C.M., Triplett B.B., McIntyre P.C et al. // Appl. Phys. Lett. 2002. V. 81. № 8. P. 1417-1419.
25. Luo M.-F., Fang P., He M., et al. // Phys. Stat. Sol. A. 2006. V. 203. № 8. P. 2065-2072.
26. Vitanov P., Harizanova A., Ivanova T., et al. // Mat. Sci. Eng. B. 2009. V. 165. P. 178-181.
27. Tetelbaum D.I., Mikhaylov A.N., Vasiliev V.K. et al. // Surf. Coat. Technol. 2009. V. 203. P. 2658-2663.
28. Linards S. // J. Non-Cryst. Sol. 1992. V. 149. № 1-2. P. 77-95.
29. Sulimov V.B., Sokolov V.O. // J. Non-Cryst. Sol. 1995. V. 191. № 3. P. 260-280.
30. Bakos T., Rashkeev S.N., Pantelides S.T. // Phys. Rev. B. 2004. V. 70. P. 075203.
31. Качурин Г. А., Яновская С.Г., Володин В. А. и др. // ФТП. 2002. Т. 36. № 6. С. 685-689.
32. Yi L.X., Heitmann J., Scholz R. et al. // Appl. Phys. Lett. 2002. V. 81. № 22. P. 661-663.
33. Inokuma T., Wakayama Y., Muramoto T. et al. // J. Appl. Phys. 1998. V. 83. № 4. P. 2228-2234.
34. Valakh M.Ya., Yukhimchuk V.A., Bratus’ V.Ya. et al. // J. Appl. Phys. 1999. V. 85. № 1. P. 168-173.
35. Levitcharsky V., Saint-Jacques R.G., Wang Y.Q. et al. // Surf. Coat. Technol. 2007. V. 201. P. 8547-8551.
36. Evans B.D., Pogatshnik G.J., Chen Y. // Nucl. Instr. Meth. Phys. Res. B. 1994. V. 91. P. 258-262.
37. Бурдов В.А. // ФТП. 2002. Т. 36. В. 10.
С.1233-1236.
38. Yu J.J., Boyd I.W. // Thin Solid Films. 2004. V. 453-454. P. 215-218.
39. Gebwein H., Pfrengle A., Binder J.R. et al. // J. Therm. Anal. Calorimetry. 2008. V. 91. P. 517-523.
40. Dawson P., Hargreave M.M., Wilkinson G.R. // J. Phys. C: Solid St. Phys. 1971. V. 4. P. 240-256.
41. Neumayer D.A., Cartier E. // J. Appl. Phys. 2001. V. 90. No 4. P. 1801-1808.
42. Guha S. // J. Appl. Phys. 1998. V. 84. № 9. P. 5210-5217.
43. Аморфные полупроводники / Под ред. М. Бродски. М.: Мир, 1982. 419 c.
44. Быков И. П., Брик А. Б., Глинчук М. Д. и др. // ФТТ. 2008. Т. 50. № 12. С. 2214-2219.
45. Горшков О.Н., Грачева Т.А., Касаткин А.П. и др. // Высокочистые вещества. 1995. № 2. C. 85-92.
light-emitting ion-synthesized structures based on silicon nanocrystals
in oxide matrices
A.B. Kostyuk, A.I. Belov, I.Yu. Zhavoronkov, D.V. Guseinov, A.V. Ershov, T.A. Gracheva,
N.D. Malygin, A.N. Mikhaylov, O.N. Gorshkov, D.I. Tetelbaum
Luminescent properties, structure and phase composition have been studied of SiO2, Al2O3 and ZrO2 layers subjected under unified conditions to Si+ ion implantation with subsequent high-temperature annealing to synthesize Si nanocrystals. Physical and physical-chemical factors are discussed which determine the possibility of forming light-emitting Si nanocrystals in these oxide matrices.
Keywords: silicon nanocrystals, silicon oxide, aluminum oxide, zirconium oxide, ion implantation, photoluminescence, structure.
